Be、Sr、Bi、Na、Ca的1種的情況 下或在添加任意兩種以上的情況下，上述任一元素在上述優(yōu)選或更優(yōu)選成分范圍內添加。
[0175] 但是，F(xiàn)e和Μη均與Si -起形成Al-Fe-Mn-Si系的金屬間化合物。生成 Al-Fe-Mn-Si系金屬間化合物的Si對液相的生成的幫助小，因此，接合性降低。因此，在本 發(fā)明的鋁合金材料中添加 Fe和Μη的情況下，優(yōu)選留意Si、Fe、Μη的添加量。具體而言，將 Si、Fe、Mn的含量（質量％ )分別設為S、F、M時，優(yōu)選滿足1. 2彡S - 0· 3(F+M)彡3. 5的 關系式。在S - 0. 3 (F+M)低于1. 2的情況下，接合不充分。另一方面，在S - 0. 3 (F+M)大 于3. 5的情況下，形狀容易在接合前后發(fā)生變化。
[0176] 8-4.用于散熱片材料的鋁合金材料的制造方法
[0177] 對上述第二方式的散熱片材料所使用的鋁合金材料的制造方法進行說明。該鋁合 金材料能夠使用連鑄法、DC (Direct Chill)鑄造法或擠出法進行制造。作為連鑄法，只要是 雙輥式連鑄乳制法或雙皮帶式連鑄法等連續(xù)地鑄造板材的方法即可，沒有特別限定。雙輥 式連鑄乳制法是從耐火物制的熔融金屬供給噴嘴向一對水冷輥間供給鋁熔融金屬，連續(xù)地 鑄造乳制薄板的方法，已知亨特法或3C法等。另外，雙皮帶式連鑄法是如下連鑄方法，即， 在上下對置且水冷的旋轉皮帶間注入熔融金屬，通過來自皮帶面的冷卻使熔融金屬凝固， 作為坯料，將該坯料從皮帶的反注入側連續(xù)取出，卷取成線圈狀。
[0178] 雙輥式連鑄乳制法中，鑄造時的冷卻速度比DC鑄造法快數(shù)倍~數(shù)百倍。例如， DC鑄造法時的冷卻速度為0. 5~20°C /sec，相對于此，雙輥式連鑄乳制法時的冷卻速度為 100~1000°C /sec。因此，在鑄造時生成的分散顆粒具有比DC鑄造法微細且高密度地分布 的特征。該高密度地分布的分散顆粒在接合時與這些分散顆粒周圍的基質反應，能夠容易 地生成大量液相，由此得到良好的接合性。
[0179] 通過雙輥式連鑄乳制法鑄造時的乳制板的速度優(yōu)選為0. 5m/分鐘以上，3m/分鐘 以下。鑄造速度對冷卻速度造成影響。在鑄造速度低于0.5m/分鐘的情況下，得不到充分 的冷卻速度，化合物粗大。另外，在超過3m/分鐘的情況下，在鑄造時鋁材在輥間未充分凝 固，得不到正常的板狀鑄塊。
[0180] 通過雙輥式連鑄乳制法鑄造時的熔融金屬溫度優(yōu)選為650~800°C的范圍。熔融 金屬溫度是到達熔融金屬供給噴嘴時的流料箱的溫度。若熔融金屬溫度是低于650°C的溫 度，則在熔融金屬供給噴嘴內生成巨大的金屬間化合物的分散顆粒，這些顆?；烊腓T塊，由 此成為冷乳時的斷片的原因。當熔融金屬溫度超過800°C時，在鑄造時，鋁材在輥間未充分 凝固，得不到正常的板狀鑄塊。熔融金屬溫度更優(yōu)選為680~750°C。
[0181] 另外，鑄造的板厚優(yōu)選為2mm~10mm。在該厚度范圍中，板厚中央部的凝固速度 也快，容易得到均勻組織的組織。當鑄造板厚低于2_時，每單位時間內通過鑄造機的鋁量 少，難以穩(wěn)定地向板寬度方向供給熔融金屬。另一方面，當鑄造板厚超過1〇_時，難以用輥 卷取。鑄造板厚更優(yōu)選為4mm~8_。
[0182] 在將得到的鑄造板材乳制加工成最終板厚的工序中，也可以進彳丁 1次以上退火。 調質根據(jù)用途選擇恰當?shù)恼{質。通常，為了防止腐蝕，形成為Hln或H2n調質，也可以根據(jù) 形狀或使用方法使用退火材料。
[0183] 在通過DC連鑄法制造本發(fā)明的鋁合金材料的情況下，優(yōu)選控制鑄造時的坯料或 坯段的鑄造速度。鑄造速度對冷卻速度造成影響，因此，優(yōu)選為20mm/分鐘以上，100m/分鐘 以下。在鑄造速度低于20_/分鐘的情況下，得不到充分的冷卻速度，化合物粗大化。另一 方面，在超過l〇〇m/分鐘的情況下，在鑄造時鋁材未充分凝固，得不到正常的鑄塊。更優(yōu)選 鑄造速度為30mm/分鐘以上，80mm/分鐘以下。
[0184] DC連鑄時的還料厚度優(yōu)選為600mm以下。在還料厚度超過600mm的情況下，得不 到充分的冷卻速度，金屬間化合物變得粗大。坯料厚度更優(yōu)選為500mm以下。
[0185] 通過DC鑄造法制造坯料后，只要根據(jù)需要繼續(xù)均質化處理、熱乳、冷乳、退火即 可。另外，根據(jù)用途進行調質。該調質通常為了防止腐蝕，形成為Hln或H2n，也可以根據(jù)形 狀或使用方法使用軟質材料。
[0186] 9.散熱片材料（第三方式）
[0187] 本發(fā)明的熱交換器通過在作為接合之前的材料的散熱片材料中使用以單層具有 接合功能的材料進行制造而得到，也可以通過使用以下所示的以單層具有接合功能的材料 代替第一、第二方式的散熱片材料進行制造來得到。具體而言，使用如下鋁合金，即，將含有 作為必須元素的Si濃度：1. 0~5. 0%和Fe :0. 01~2. 0%、剩余部分由A1和含有Μη的不可 避免的雜質構成的Al-Fe-Mn-Si系的鋁合金設為基本組成，在其金屬組織中，具有0.01~ 0. 5μπι的當量圓直徑的A1系金屬間化合物以10~1X104個/μπι3存在，具有5. 0~ΙΟμπι 的當量圓直徑的Si系金屬間化合物以200個/mm2以下存在。以下，對這些特征進行說明。
[0188] 9-1.關于必須元素
[0189] 關于Si濃度
[0190] 關于Si濃度，Si是生成Al-Si系的液相、有助于接合的元素。但是，在Si濃度 低于1.0%的情況下，不能生成充分的量的液相，液相的滲出變少，接合不完全。另一方面， 當超過5. 0%時，鋁合金材料中的液相的生成量變多，因此，加熱中的材料強度急劇降低，難 以維持構造體的形狀。因此，將Si濃度規(guī)定為1.0%~5.0%。該Si濃度優(yōu)選為1.5%~ 3. 5%，更優(yōu)選為2. 0%~3. 0%。此外，板厚越厚，加熱溫度越高，滲出的液相的量越多，因 此，就加熱時需要的液相的量而言，優(yōu)選根據(jù)制造的熱交換器的構造調整需要的Si含量或 接合加熱溫度。
[0191] 關于Fe濃度
[0192] 關于Fe濃度，F(xiàn)e不僅具有在基質中稍微固溶而提高強度的效果，而且具有防止作 為結晶體或析出物分散、特別是高溫下的強度降低的效果。Fe在其含量低于0. 01 %的情 況下，不僅上述各效果不充分，而且需要使用高純度的原料金屬，成本增加。另外，當超過 2. 0%時，鑄造時生成粗大的金屬間化合物，制造性上產(chǎn)生問題。另外，在將本接合體暴露于 腐蝕環(huán)境（特別是液體流動那樣的腐蝕環(huán)境）的情況下，耐腐蝕性降低。另外，由于接合時 的加熱，再結晶的晶粒微細化，粒界密度增加，因此，尺寸變化在接合前后變大。因此，F(xiàn)e的 添加量設為0.01 %~2.0%。Fe含量優(yōu)選為0.2%~1.0%。
[0193] 9-2.關于A1系金屬間化合物
[0194] 接著，說明本發(fā)明的鋁合金材料的金屬組織的特征。本發(fā)明的鋁合金材料在通過 M0N0BRAZE法進行接合加熱時加熱至固相線溫度以上。此時，鋁合金材料主要由于粒界滑動 發(fā)生變形。因此，作為金屬組織，（1)優(yōu)選晶粒在接合加熱時變得粗大。（2)另外，當在粒界 生成液相時，容易發(fā)生粒界滑動引起的變形，因此，優(yōu)選抑制粒界中的液相生成。本發(fā)明中， 規(guī)定為加熱后的晶粒變得粗大，且抑制粒界中的液相生成的金屬組織。
[0195] 即，本發(fā)明的以單層具有加熱接合功能的鋁合金材料中，當量圓直徑0.01~ 0. 5 μπι的A1系金屬間化合物作為分散顆粒存在。該A1系金屬間化合物是Al-Fe系、 Al-Fe-Si系、Al-Mn-Si系、Al-Fe-Mn系、Al-Fe-Mn-Si系化合物等由A1和添加元素生成的 金屬間化合物。具有〇. 01~〇. 5 μπι的當量圓直徑的A1系金屬間化合物在加熱時不會成 為再結晶核，作為抑制晶界生長的束縛顆粒（匕°>止?粒子）發(fā)揮作用。另外，液相成為生 成的核，具有收集粒內的固溶Si的作用。本發(fā)明的鋁合金材料具有當量圓直徑為〇.〇1~ 0. 5 μπι的A1系金屬間化合物，因此，在加熱時抑制再結晶核無限生長，僅使限定的再結晶 核生長，因此，加熱后的晶粒變得粗大。另外，通過收集粒內的固溶Si，相對地抑制粒界中的 液相生成。
[0196] 上述的A1系金屬間化合物的效果通過使A1系金屬間化合物的體積密度為恰當?shù)?范圍，更可靠地發(fā)揮。具體而言，在材料中的任意部分，以10~1X 1〇4個/ μ m3的體積密度 存在。在體積密度低于10個/ μ m3的情況下，束縛效果過小，因此，能夠生長的再結晶晶粒 變多，難以形成粗大的晶粒。另外，液相生成的核變少，因此，收集粒內的固溶Si的作用不 能充分發(fā)揮，粒內的固溶Si有助于在粒界生成的液相生長的比例增加，耐變形性降低。另 一方面，在體積密度超過1X 1〇4個/ y m3的情況下，束縛效果過大，因此，抑制所有的再結晶 晶粒生長，難以形成粗大的晶粒。另外，液相生成的核過多，因此，直接與粒界接觸的液相增 加，導致粒界的液相進一步生長。為了通過恰當?shù)膹姸鹊氖`效果，僅特定的晶粒生長，促 進晶粒粗大化，并且為了形成恰當?shù)囊合嗌傻暮耍沂占鹊墓倘躍i而抑制粒界中的 液相生成，設為上述體積密度的范圍內。此外，該體積密度優(yōu)選為50~5 X 103個/ μ m3,更 優(yōu)選為100~1X 1〇3個/ u m3。
[0197] 當量圓直徑低于0. 01 μπι的A1系金屬間化合物由于實質上不易測定，因此，設為 對象外。另外，雖然存在當量圓直徑超過〇. 5 μ m的A1系金屬間化合物，但作為束縛顆粒， 幾乎沒有有效的作用，因此，對本發(fā)明的效果的影響較小，設為規(guī)定的對象外。另外，超過當 量圓直徑0. 5 μπι的A1系金屬間化合物可作為液相生成的核發(fā)揮作用。但是，收集粒內的 固溶Si的效果根據(jù)距化合物表面的距離決定，因此，在超過當量圓直徑0. 5 μ m的Α1系金 屬間化合物中，該化合物的單位體積中的固溶Si收集效果變小，因此，也設為對象外。
[0198] 此外，A1系金屬間化合物的當量圓直徑也能夠通過TEM觀察通過電解研磨進行薄 壁加工的樣品來確定。這里，當量圓直徑是指圓當量直徑。優(yōu)選與SEM觀察圖像同樣，將TEM 觀察圖像形成為二維圖像，通過進行圖像解析，求得接合前的當量圓直徑。另外，為了算出 體積密度，在TEM觀察的各視野中，也可以使用EELS法等測定樣品的膜厚。在將TEM觀察 圖像形成為二維圖像進行圖像解析后，二維像的測定面積乘以通過EELS法測定的膜厚，由 此，求得測定體積，算出體積密度。如果樣品的膜厚過厚，在電子的透過方向上重復的顆粒 數(shù)增加，難以進行精確的測定，因此，優(yōu)選觀察形成為膜厚50nm~200nm的范圍的部分。另 外，Si系金屬間化合物和A1系金屬間化合物能夠通過EDS等進行元素分析來精確地區(qū)別。
[0199] 以上說明的、具有Si、Fe濃度范圍和金屬組織的特征的本發(fā)明的以單層具有加熱 接合功能的鋁合金材料，在接合加熱時，其自身成為半熔融狀態(tài)而供給液相，由此，能夠接 合，并且耐變形性也優(yōu)異。
[0200] 9-3.關于Si系金屬間化合物
[0201] 本發(fā)明的錯合金材料中，在上述A1系金屬間化合物的規(guī)定基礎上，對Si系金屬間 化合物也進行規(guī)定。本發(fā)明的錯合金材料中，具有5. 0~10 μ m的當量圓直徑的Si系金屬 間化合物在材料中的截面中以200個/mm2以下存在。這里，Si系金屬間化合物是（1)含有 單體Si和（2)在單體Si的一部分中含有Ca或P等元素的化合物。此外，材料中的截面是 指鋁合金材料的任意截面，例如可以是沿著厚度方向的截面，也可以是與板材表面平行的 截面。從材料評價的簡便性的觀點來看，優(yōu)選采用沿著厚度方向的截面。
[0202] 這里，具有5.0 μπι~10 μπι的當量圓直徑的Si系金屬間化合物在加熱時成為再 結晶的核。因此，當Si系金屬間化合物的面密度超過200個/mm2時，再結晶核多，因此，晶 粒變得微細，接合加熱中的耐變形性降低。如果Si系金屬間化合物的面密度為200個/mm2以下，則再結晶核的數(shù)量少，因此，僅特定的晶粒生長，得到粗大的晶粒，接合加熱中的耐變 形性提高。上述面密度優(yōu)選為20個/mm2以下。此外，具有5.0 μπι~10 μπι的當量圓直徑 的Si系金屬間化合物越少，越提高耐變形性，因此，上述面密度最優(yōu)選為0個/mm2。
[0203] 此外，將Si系金屬間化合物的當量圓直徑規(guī)定為5. 0 μ m~10 μ m的理由如下。雖 然存在當量圓直徑低于5. 0 μπι的Si系金屬間化合物，但難以作為再結晶的核發(fā)揮作用，因 此，從對象排除。另外，當量圓直徑超過10 μπι的Si系金屬間化合物成為制造時斷裂的原 因，難以制造。因此，具有這樣大的當量圓直徑的Si系金屬間化合物在鋁合金中不存在，因 此，該化合物也從對象排除。
[0204] 此外，Si系金屬間化合物的當量圓直徑能夠通過進行截面的SEM觀察（反射電子 圖像觀察）來確定。這里，當量圓直徑是指圓當量直徑。優(yōu)選通過對SEM照片進行圖像解 析，求得接合前的分散顆粒的當量圓直徑。根據(jù)圖像解析結果和測定面積能夠算出面密度。 另外，Si系金屬間化合物和A1系金屬間化合物也能夠通過SEM-反射電子圖像觀察，以對 比度的濃淡進行區(qū)別。另外，分散顆粒的金屬種類能夠利用ΕΡΜΑ (X射線微區(qū)分析儀）等更 精確地確定。
[0205] 9-4.關于Si固溶量
[0206] 另外，上述錯合金材料中，在上述A1系金屬間化合物和Si系金屬間化合物的規(guī)定 的基礎上，還規(guī)定Si固溶量。本發(fā)明的鋁合金材料在利用M0N0BRAZE法進行接合前，優(yōu)選 將Si固溶量設為0.7%以下。此外，該Si固溶量是20~30°C的室溫中的測定值。如上所 述，固溶Si在加熱中固相擴散，有助于周圍的液相生長。如果固溶Si量為0. 7%以下，則 由于固溶Si的擴散，在粒界生成的液相量變少，能夠抑制加熱中的變形。另一方面，當固溶 Si量超過0. 7%時，在粒界生成的液相中攝入的Si增加。其結果，在粒界生成的液相量增 加，容易發(fā)生變形。更優(yōu)選固溶Si量為0.6%以下。此外，固溶Si量的下限值沒有特別限 定，根據(jù)鋁合金的Si含量和制造方法來確定，本發(fā)明中為0%。
[0207] 9-5.關于第一選擇的添加元素
[0208] 如上所述，就本發(fā)明的以單層具有加熱接合功能的鋁合金材料而言，為了提高接 合加熱中的耐變形性，含有作為必須元素的規(guī)定量的Si和Fe。而且，為了進一步提高強度， 在作為必須元素的Si和Fe的基礎上，還進一步添加規(guī)定量的作為第一選擇的添加元素的 選自Mn、Mg和Cu中的一種或兩種以上。此外，在含有這樣的第一選擇的添加元素的情況 下，也如上所述規(guī)定A1系金屬間化合物的體積密度和Si系金屬間化合物的面密度。
[0209] Μη是與Si或Fe -起形成Al-Mn-Si系、Al-Mn-Fe-Si系、Al-Mn-Fe系的金屬間化 合物，作為分散強化發(fā)揮作用，或在鋁母相中固溶而通過固溶強化提高強度的重要的添加 元素。當Mg添加量超過2.0%時，容易形成粗大金屬間化合物，使耐腐蝕性降低。另一方 面，若Μη添加量低于0. 05%，則上述效果不充分。因此，Μη添加量設為0. 05~2. 0%以下。 Μη添加量優(yōu)選為0· 1 %~1.5%。
[0210] Mg在接合加熱后發(fā)生Mg2Si的時效固化，通過該時效固化，實現(xiàn)強度提高。這樣， Mg是發(fā)揮強度提高的效果的添加元素。當Mg添加量超過2. 0%時，與焊劑反應，形成高熔 點的化合物，因此，接合性顯著降低。另一方面，若Mg添加量低于0. 05%，則上述效果不充 分。因此，Mg添加量設為0.05~2.0%。Mg添加量優(yōu)選為0.1 %~1.5%。
[0211] Cu是在基質中固溶而使強度提高的添加元素。當Cu添加量超過1. 5%時，耐腐蝕 性降低。另一方面，若Cu添加量低于0.05%，則上述效果不充分。因此，Cu的添加量設為 0. 05~1.5%。Cu添加量優(yōu)選為0.1%~1.0%。
[0212] 9-6.關于第二選擇的添加元素
[0213] 本發(fā)明中，為了進一步提高耐腐蝕性，在上述必須元素和/或第一選擇的添加元 素的基礎上，進一步添加規(guī)定量的作為第二選擇的添加元素的選自Zn、In和Sn中的一種或 兩種以上。此外，在含有這樣的第二選擇的添加元素的情況下，也如上所述規(guī)定A1系金屬 間化合物的體積密度和Si系金屬間化合物的面密度。
[0214] Zn的添加，由于犧牲防腐蝕作用，在耐腐蝕性提高是有效的。Zn在基質中大致均 勻地固溶，當產(chǎn)生液相時，在液相中溶出，液相的Zn變濃。當液相在表面滲出時，該部分的 Zn濃度上升，因此，通過犧牲陽極作用提高耐腐蝕性。另外，在將本發(fā)明的鋁合金材料應用 于熱交換器的情況下，通過將本發(fā)明的鋁合金材料用于散熱片，也能夠發(fā)揮管道防腐等的 犧牲防腐蝕作用。當Zn添加量超過6.0%時，腐蝕速度變快，自身耐腐蝕性降低。因此，Zn 添加量優(yōu)選設為6. 0 %以下，更優(yōu)選為0. 05 %~6. 0 %。
[0215] Sn和In實現(xiàn)發(fā)揮犧牲陽極作用的效果。當各自的添加量超過0. 3%時，腐蝕速度 變快，自身耐腐蝕性降低。因此，Sn和In的添加量分別設為0. 3%以下。Sn和In的添加 量分別優(yōu)選為〇. 05%~0. 3%。
[0216] 9-7.關于第三選擇的添加元素
[0217] 本發(fā)明中，為了進一步提高強度或耐腐蝕性，在上述必須元素、第一選擇的添加元 素和第二選擇的添加元素的至少任一種的基礎上，還進一步添加規(guī)定量的作為第三選擇的 添加元素的選自Ti、V、Cr、Ni和Zr中的一種或兩種以上。此外，在這樣的含有第三選擇的 添加元素的情況下，也如上所述規(guī)定A1系金屬間化合物的體積密度和Si系金屬間化合物 的面密度。
[0218] Ti和V除了具有在基質中固溶提高強度的作用之外，還具有層狀分布而防止板厚 方向的腐蝕進展的效果。當各自的添加量超過0.3%時，產(chǎn)生粗大結晶體，阻礙成型性、耐 腐蝕性。因此，Ti和V的添加量分別設為0. 3%以下。Ti和V的添加量優(yōu)選為0. 05%~ 0· 3%〇
[0219] Cr通過固溶強化提高強度，且通過Al-Cr系的金屬間化合物的析出，在加熱后的 晶粒粗大化中發(fā)揮作用。當添加量超過0. 3%時，容易形成粗大的金屬間化合物，使塑性加 工性降低。因此，Cr的添加量設為0.3%以下。Cr的添加量優(yōu)選為0.05%~0.3%。
[0220] Ni作為金屬間化合物進行結晶或析出，通過分散強化發(fā)揮提高接合后的強度的效 果。Ni的含量優(yōu)選設為2.0%以下的范圍，更優(yōu)選設為0.05%~2.0%的范圍。當Ni的含 量超過2. 0%時，容易形成粗大的金屬間化合物，使加工性降低，自身耐腐蝕性也降低。
[0221] Zr作為Al-Zr系的金屬間化合物析出，通過分散強化發(fā)揮提高接合后的強度的效 果。另外，Al-Zr系的金屬間化合物在加熱中的晶粒粗大化中發(fā)揮作用。當超過0.3%時， 容易形成粗大的金屬間化合物，使塑性加工性降低。因此，Zr的添加量優(yōu)選設為0.3%以 下。Zr的添加量優(yōu)選為0.05%~0.3%。
[0222] 9-8.關于第四選擇的添加元素
[0223] 本發(fā)明的鋁合金材料中，為了實現(xiàn)液相的特性改善從而使接合性更良好，在上述 必須元素及第一~第三選擇的添加元素的至少任一種的基礎上，也可以進一步添加規(guī)定量 的作為第四選擇的添加元素的選自Be、Sr、Bi、Na和Ca中的一種或兩種以上。此外，在這 樣的含有第四選擇的添加元素的情況下，也如上所述規(guī)定A1系金屬間化合物的體積密度 和Si系金屬間化合物的面密度。
[0224] 作為這樣的元素，根據(jù)需