热交换器翅用铝合金材料及其制造方法、以及使用该铝合金材料的热交换器

摘要

本发明的课题是提供一种铝合金材料，所述铝合金材料能够作为热交换器的翅材以单层状态进行接合，且接合前后无变形。用于解决上述课题的铝合金材料为下述热交换器翅材用铝合金材料：含有Si：1.0～5.0质量%、Fe：0.1～2.0质量%、Mn：0.1～2.0质量%，其余部分包含Al和不可避免的杂质，具有0.5～5μm的等效圆直径的Si系金属间化合物在所述铝合金材料的截面中存在250个/mm2以上7×104个以下，具有超过5μm的等效圆直径的Al－Fe－Mn－Si系金属间化合物在所述铝合金材料的截面中存在10个/mm2以上1000个以下，所述铝合金材料具有单层加热接合功能。根据需要，该合金还可以进一步含有Mg、Cu、Zn、In、Sn、Ti、V、Zr、Cr、Ni、Be、Sr、Bi、Na、Ca。

说明书

技术领域

本发明涉及热交换器用翅材所用的铝合金材料及其制造方法，详细而言， 涉及能够不使用钎材而通过其自身的接合功能接合于其他构件的铝合金材料 及其制造方法。进一步涉及使用该铝合金材料的、可以有效地制造的热交换器。 背景技术

在制造以铝合金材料作为组成构件的热交换器等结构体时，需要使铝合金 材料彼此或铝合金材料与不同种类材料进行接合。作为铝合金材料的接合方法， 已知各种各样的方法，其中，大量使用钎焊法（brazing method）。之所以大量 使用钎焊法，是由于考虑到可以不使母材熔融而在短时间内获得牢固的接合等 优点。作为使用利用钎焊法的铝合金材料的接合方法来制造热交换器等的方法， 已知例如使用包覆有包含Al－Si合金的钎材的钎焊片的方法；使用涂布有粉 末钎材的挤出材料的方法；组装好各材料后在需要接合的部分另外涂布钎材的 方法等（专利文献1～3）。进一步，在非专利文献1的“3.2钎料和钎焊片（ろ うとブレージングシート）”一章中，说明了这些包覆钎焊片、粉末钎材的详 细情况。

迄今为止，在铝合金材料的结构体的制造中，已经开发了各种各样的钎焊 法。例如，在汽车用热交换器中，在将翅材以单层使用的情况下，采用了在管 材上使用包覆有钎材的钎焊片的方法、在管材上另外涂布Si粉末、含有Si的 钎料的方法。另一方面，在以单层使用管材的情况下，采用在翅材上使用包覆 有钎材的钎焊片的方法。

进一步，在专利文献4中，记载了使用单层的钎焊片代替上述作为包覆材 料的钎焊片的方法。在该文献中提出在热交换器的管材、罐材上使用热交换器 用单层钎焊片的方案。在专利文献4中记载了通过调整所添加的Si量和钎焊 温度来保持形状。然而，在板厚度比管材、罐材薄的翅材中，作为用于发挥充 分的钎焊性并维持形状的方法是不充分的。

现有技术文献

专利文献

专利文献1:日本特开2008－303405公报

专利文献2:日本特开2009－161835号公报

专利文献3:日本特开2008－308760号公报

专利文献4:日本特开2010－168613号公报

非专利文献

非专利文献1:《铝钎焊手册（修订版）》社团法人轻金属熔接结构协会 2003年

发明内容

发明所要解决的课题

对于制造钎焊片那样的包覆材料而言，需要分别制造各层、进一步将它们 重叠接合的工序，钎焊片的使用违反了热交换器等的成本降低的要求。此外， 粉末钎材的涂布也和钎材成本一样反映在制品成本中。

与此相对，如上所述，还有适用单层钎焊片来代替作为包覆材料的钎焊片 的提案。然而，如果将单层的钎焊片用作板厚度薄的翅材，则有即使在小的荷 重下翅在钎焊中也会容易屈曲变形的问题。此外，在为了确保钎焊性而使成分 中的Si量增加、使钎焊温度提高的情况下，更容易发生变形，非常难以兼顾 钎焊性和钎焊中的变形的控制。

如上所述，为了降低热交换器等铝合金结构体的成本，可以说优选不使用 钎材而通过单层材料彼此进行接合。然而，如果容易适用单层的钎焊片，则难 以回避构件的变形的问题。本申请发明是基于上述那样的背景而提出的，其目 的在于提供一种铝合金材料，所述铝合金材料是热交换器的热交换器翅用的材 料，其通过使用多层的构件来消除成本的增加，而且也不发生接合时的变形的 问题。

用于解决课题的方法

本发明人等深入研究，结果发现了不使用钎材而利用被接合材料所发挥的 接合能力的新接合方法，这是对迄今为止的通过钎焊法进行的铝合金材料的接 合方法进行了改良的方法。该接合方法具有下述特征：其为使用以下的热交换 器翅用铝合金材料、在特定的条件下接合从而装配的方法，即使没有钎材那样 的接合构件也可以通过加热与其他构件相接合（将这种性质称为“加热接合功 能”），进一步，接合前后的变形也极少。

即，本发明的第1方面为一种热交换器翅用铝合金材料，其特征在于，其 为含有Si：1.0质量%～5.0质量%、Fe：0.1%～2.0%、Mn：0.1%～2.0%，其余部 分包含Al和不可避免的杂质，具有单层加热接合功能的热交换器翅用铝合金 材料；具有0.5～5μm的等效圆直径的Si系金属间化合物在所述铝合金材料的 截面中存在250个/mm²以上7×10⁴个/mm²以下，具有超过5μm的等效圆直径 的Al－Fe－Mn－Si系金属间化合物在所述铝合金材料的截面中存在10个 /mm²以上1000个/mm²以下。

本发明的第2方面是在前述第1方面中，在将坯板的抗拉强度设为T、将 在450℃加热2小时后的抗拉强度设为To时，满足T/To≤1.40的材料。

本发明的第3方面是在前述第1或2方面中进一步含有从Mg：2.0质量% 以下和Cu：1.5质量%以下选择的1种或2种的材料。

本发明的第4方面是在前述第1～3方面中的任一方面进一步含有从Zn： 6.0质量%以下、In：0.3质量%以下和Sn：0.3质量%以下选择的1种或2种 以上的材料。

本发明的第5方面是在前述第1～4方面中的任一方面进一步含有从Ti： 0.3质量%以下、V：0.3质量%以下、Zr：0.3质量%以下、Cr：0.3质量%以下 和Ni：2.0质量%以下选择的1种或2种以上的材料。

本发明的第6方面是在前述第1～5方面中的任一方面进一步含有从Be： 0.1质量%以下、Sr：0.1质量%以下、Bi：0.1质量%以下、Na：0.1质量%以 下和Ca：0.05质量%以下选择的1种或2种以上的材料。

在本发明的第7方面中，在前述第1～6方面中的任一方面接合加热前的抗 拉强度为80～250MPa。

本发明的第8方面是一种热交换器翅用铝合金材料的制造方法，其特征在 于，其为前述第1～7方面中的任一方面的热交换器翅用铝合金材料的制造方法， 包括下述工序：铸造工序，铸造前述铝合金材料用铝合金；加热保持工序，在 热轧前将所铸造的铸块加热保持；热轧工序，在加热保持工序后将铸块进行热 轧；冷轧工序，将热轧材料进行冷轧；以及退火工序，在冷轧工序的中途，使 冷轧材料退火；在所述铸造工序中，将铸造速度设为20～100mm/分钟，在所 述热轧工序中，将粗热轧阶段的总压下率设为92～97%，并且，粗热轧阶段包 括3次以上使压下率为15%以上的道次。

本发明的第9方面是一种热交换器，其通过下述方法来制造：将由前述第 1～7方面中的任一方面的铝合金材料形成的翅材与热交换器的其他组成构件 进行接合加热。

在本发明的第10方面中，在前述第9方面中，接合加热后的翅截面的金 属组织中铝母相的晶体粒径为50μm以上。

在本发明的第11方面中，在前述第9或10方面中，接合加热后的翅截面 的金属组织中，存在具有1μm以上的等效圆直径的金属间化合物的晶界的三 相点的个数为总晶界的三相点的个数的50%以上的比例。

本发明的第12方面是在前述第9～11方面中的任一方面中，接合加热后的 翅截面的金属组织中，在基质的晶粒内具有3μm以上的长径的共晶组织存在 10个/mm²～3000个/mm²的热交换器。

以下对本发明更详细地进行说明。本发明的基本特征在于，在接合中利用 对上述组成的铝合金材料进行加热时生成的液相这一点。因此，首先对该液相 的生成机理进行说明。

图1中示意性地显示作为代表性的2元系共晶合金的Al－Si系合金的状 态图。如果加热Si浓度为c1的铝合金材料，则在接近超过共晶温度（固相线 温度）Te的温度T1开始液相的生成。如图2（a）所示，在共晶温度Te以下， 在晶界，可以区分出基质中分布有结晶析出物。如图2（b）所示，如果此处 开始液相的生成，则结晶析出物分布中偏析多的晶界熔融，从而变为液相。然 后，如图2（c）所示，铝合金材料的基质中分散的作为主要添加元素成分的 Si系金属间化合物的结晶析出物粒子的周边熔融成球状，从而变成液相。进一 步如图2（d）所示，基质中所生成的该球状的液相由于界面能而在时间流逝、 温度上升的同时在基质中再固溶，从而通过在固相内扩散而向晶界、表面移动。 然后，如图1所示，如果温度上升至T2，则根据状态图，液相量增加。

此外，在图1中，在铝合金材料的Si浓度为比最大固溶限浓度小的c2的 情况下，在超过固相线温度Ts2附近时开始生成液相。然而，与c1的情况不 同，如图3（a）所示，即将熔融的组织有时在基质中不存在结晶析出物。在 这种情况下，如图3（b）所示在粒界处首先熔融从而变成液相后，如图3（c） 所示，在基质中从溶质元素浓度局部高的地方产生液相。如图3（d）所示， 与c1的情况同样地，基质中所生成的该球状的液相由于界面能而在时间流逝、 温度上升的同时在基质中再固溶，从而通过在固相内扩散而向晶界、表面移动。 如果温度上升至T3，则根据状态图，液相量增加。

使用本发明所涉及的热交换器翅用铝合金材料的接合方法是利用通过上 述那样的铝合金材料内部局部的熔融而生成的液相的方法。而且，是通过利用 加热温度的调整而使液相的质量在适宜的范围内，能够实现兼顾接合和形状维 持的方法。如果使本发明的铝合金材料成型而制作翅，以600℃左右的温度进 行热处理，则液相从该翅材内部的一部分生成，其在材料表面上渗出，从而变 得可以接合，能够不使用钎材等接合构件而制造热交换器。

此外，本发明所涉及的热交换器翅用铝合金材料中，主要是未熔融的基质 （铝材料中除去了金属间化合物的部分）和并不有助于液相生成的金属间化合 物承担其材料强度。因此，本发明所涉及的铝合金材料虽然在接合中成为一部 分生成了熔融部分的状态，但能够具有用于维持形状的充分的强度。因此，根 据本发明所制造的热交换器具有接合中的尺寸变化、形状变化几乎没有的特征。 根据这样的特征，本发明的铝合金材料能够作为在接合时容易变形的薄壁的翅 的材料而适宜地使用。

这样，本发明利用了铝合金材料的液相，本发明的具体特征在于以下2 点：（I）作为铝合金材料，为Si浓度：1.0质量%～5.0质量%的Al－Si系合金， 具有含有Fe：0.1%～2.0%、Mn：0.1%～2.0%的基本组成，和（II）该金属组织 中，来自各组成元素的金属间化合物（Si系金属间化合物、Al－Fe－Mn－Si 系金属间化合物）在截面内以所规定的面密度范围存在。因此，以下对这些特 征进行说明。此外，以下将“质量%”简单地记为“%”。

（I）本发明所涉及的铝合金材料的组成

关于Si浓度，Si是生成Al－Si系的液相从而有助于接合的元素。然而， Si浓度小于1.0%的情况下，不能生成足够量的液相，液相的渗出变少，接合 变得不完全。另一方面，如果超过5.0%，则铝合金材料中的Si粒子变多，液 相的生成量变多，因此，加热中的材料强度极端地降低，从而难以维持作为翅 材的形状。因此，将Si浓度规定为1.0%～5.0%。该Si浓度优选为1.5%～3.5%， 更优选为2.0%～3.0%。此外，由于板厚度越厚、加热温度越高则渗出的液相的 量越多，因此，关于加热时所需要的液相的量，优选根据所制造的热交换器的 翅的结构、尺寸，对所需要的Si量、接合加热温度进行调整。

本发明所涉及的铝合金材料是在Al－Si合金中添加Fe和Mn作为必需元 素的合金。这里，Fe、Mn是为了确保作为翅材的有效的强度而使基质强化并 且生成如后所述的金属间化合物的添加元素。

Fe是由于具有在基质中略微固溶从而使强度提高的效果而加入的，作为 结晶物而分散，从而特别具有防止在高温下的强度降低的效果。关于Fe，在 其添加量小于0.1%的情况下，不仅上述效果小，而且需要使用高纯度的基体 金属，因而成本增加。此外，如果超过2.0%，则在铸造时生成粗大的金属间 化合物，从而在制造性上产生问题。此外，在将由本铝材料形成的翅暴露于腐 蚀性环境（尤其是在液体流动那样的腐蚀性环境）时，耐腐蚀性降低。进一步， 由于再结晶的晶粒通过接合时的加热微细化而粒界密度增加，因此，接合前后 的尺寸变化变大。因此，Fe的添加量设为0.1%～2.0%。优选Fe的添加量为 0.2%～1.0%。

Mn是与Fe、Si一起形成Al－Fe－Mn－Si系金属间化合物从而以分散强 化的方式发挥作用，或者，在铝母相中固溶从而通过固溶强化使强度提高的重 要的添加元素。关于Mn，如果其添加量小于0.1%，则上述的效果不充分，如 果超过2.0%，则粗大金属间化合物变得容易形成，使得耐腐蚀性降低。因此， Mn添加量设为0.1%～2.0%。优选Mn添加量为0.3%～1.5%。

此外，Si与Fe和Mn形成Al－Fe－Mn－Si系金属间化合物，但由于形 成上述金属间化合物的Si对液相的生成的帮助小，因此，产生了使接合性降 低的担忧。因此，本发明所涉及的热交换器翅用铝合金材料中优选关注Si、 Fe、Mn的添加量。具体而言，在将Si、Fe、Mn的含量（质量%）分别设为S、 F、M时，优选满足1.2≤S－0.3（F＋M）≤3.5的关系式。在S－0.3（F＋M） 比1.2小的情况下，接合不充分，另一方面，在S－0.3（F＋M）比3.5大的情 况下，在接合前后形状变得容易变化。

（II）本发明所涉及的铝合金材料的金属组织

接着，对本发明所涉及的铝合金材料的金属组织的特征进行说明。本发明 所涉及的铝合金材料中，除了基于其基本组成（Al－Si系）而产生的Si系金 属间化合物以外，还存在来自作为添加元素的Fe、Mn的Al－Fe－Mn－Si系 金属间化合物。本发明中，这些金属间化合物的大小和分散状态具有特征。

所谓Si系金属间化合物，含有（1）单质Si、和（2）单质Si的一部分中 的Ca、P等元素，是有助于上述液相产生的进程中所说明的液相生成的金属 间化合物，本发明所涉及的铝合金材料的特征在于，具有0.5～5μm的等效圆直 径的Si系金属间化合物在其截面中存在250个/mm²以上7×10⁴个/mm²以下。 分散于铝合金材料中的Si粒子等Si系金属间化合物在接合时与其周围的基质 发生反应，从而生成液相。因此，Si系金属间化合物越微细，则粒子与基质的 接触面积越增加。因此，Si系金属间化合物越微细，则在接合加热时，更迅速 地生成液相变得越容易，可以获得良好的接合性。此外，Si系金属间化合物微 细则能够维持铝合金材料的形状。该效果在接合温度接近固相线时、升温速度 快时更为显著。因此，在本发明中，作为适当的Si系金属间化合物，需要规 定等效圆直径为0.5～5μm，同时作为其存在比例，需要规定在截面中为250个 /mm²以上7×10⁴个/mm²以下。虽然也存在比0.5μm小的Si系金属间化合物， 但由于在接合加热时，在接合温度达到固相线之前就在基质中固溶从而在液相 生成时几乎不存在，不会成为液相生成的起点，因此不在考虑之中。由于几乎 不存在超过5μm的粗大的Si系金属间化合物，因此不作为对象。这是由于如 果少于250个/mm²，则生成的液相可以发生偏差，变得不能获得良好的接合。 如果超过7×10⁴个/mm²，则Si浓度会超过规定，生成的液相过多，从而变得 容易发生变形。这样，该Si系金属间化合物的存在比例设为250个/mm²以上 7×10⁴个/mm²以下。这里，该存在比例优选为500个/mm²以上5×10⁴个/mm²以下，更进一步优选为1000个/mm²以上2×10⁴个/mm²以下。此外，所谓截面 是铝合金材料的任意截面，例如，可以是沿着厚度方向的截面，也可以是与板 材表面平行的截面。从材料评价的简便性的观点出发，优选采用沿着厚度方向 的截面。

另一方面，虽然Al－Fe－Mn－Si系金属间化合物与Si系金属间化合物不 同，不能大幅有助于液相生成，但其为与基质一起承担接合加热中的材料强度 的相。由于本发明所涉及的铝合金材料是考虑了作为热交换器的翅材等薄壁材 料的利用的材料，因此，实现了通过Al－Fe－Mn－Si系金属间化合物的适当 的分散来确保材料强度。此外，由于还大幅影响接合加热后的晶体粒径，因此 需要设为适当的分散状态。关于该金属间化合物，具有超过5μm的等效圆直 径的金属间化合物需要在材料截面中存在10个/mm²以上1000个/mm²以下。 如果小于10个/mm²，则会产生由强度降低引起的变形。在超过1000个/mm²的情况下，接合加热中再结晶粒的核的产生频率增加，从而晶体粒径变小。如 果晶粒变小，则在粒界处晶粒彼此滑动，变得容易变形，因而发生翅屈曲。此 外，在加热接合中，在金属间化合物的周围生成液相，该液相累积在板厚度中 所占的比例变大，发生翅屈曲。还存在等效圆直径为5μm以下的Al－Fe－Mn －Si系金属间化合物，有助于素材的强度以及接合加热中与接合加热后的强度。 然而，由于等效圆直径为5μm以下的金属间化合物通过接合加热中的粒界移 动容易在基质中溶解，对于加热后的晶体粒径引起的变形的容易性几乎没有影 响，因此不在考虑之中。此外，等效圆直径为10μm以上的Al－Fe－Mn－Si 系金属间化合物几乎不存在，因此基本上不在考虑之中。

此外，上述金属间化合物的等效圆直径通过进行截面的SEM观察（反射 电子图像观察）来计算。这里，所谓等效圆直径是指等效圆直径(円相当直径)。 优选通过对SEM照片进行图像解析，求出接合前的上述金属间化合物的等效 圆直径及。此外，金属间化合物的金属种类可以通过EPMA（X射线微量分析 仪）等来研究。此外，Si系金属间化合物和Al－Fe－Mn－Si系金属间化合物 还可以通过SEM－反射电子图像观察中对比的深浅进行区别。如果用EPMA 等来研究，则能够更准确地进行鉴定。

以上所说明的本发明所涉及的热交换器翅用铝合金材料的特征在于各组 成元素的浓度范围和金属组织，通过其本身的接合功能就可以进行接合，能够 作为翅材与交换器的其他组成构件进行接合。这里，热交换器的其他组成构件 是罐、管、侧板等。此外，也可以根据热交换器的构成，使由本发明所涉及的 铝合金材料形成的翅材彼此接合、或者由本发明所涉及的铝合金材料形成的翅 材与其他翅材接合。

如上所述，本发明所涉及的铝合金材料为了确保接合性等基本的功能和作 为翅材所要求的强度，将Si和Fe和Mn作为必需元素而规定了其添加量。为 了进一步提高强度、耐腐蚀性，可以单独添加上述必需元素以外的元素或添加 多种上述必需元素以外的元素。因此，以下对各添加元素进行描述。

作为为了使强度提高而适当选择的添加元素，优选添加Mg和Cu中的至 少一种。

关于Mg，在接合加热后产生由Mg₂Si引起的时效固化，通过该时效固化 可以实现强度提高。这样，Mg是发挥提高强度的效果的添加元素。如果Mg 添加量超过2.0%，则与焊剂发生反应而形成高熔点的化合物，因此接合性显 著降低。因此，Mg的添加量优选设为2.0%以下。更优选Mg的添加量为 0.05%～2.0%。这里，在本发明中，不仅是Mg，在其他合金成分中在规定添加 量以下的情况也包括0%。

Cu是在基质中固溶从而提高强度的添加元素。然而，如果Cu添加量超过 1.5%，则耐腐蚀性降低。因此，优选Cu的添加量设为1.5%以下。更优选Cu 的添加量为0.05%～1.5%。

在本发明中，为了进一步提高强度，优选加入Ti、V、Zr、Cr和Ni中的 1种或2种以上的选择性添加元素。

Ti、V除了在基质中固溶从而使强度提高以外，还具有通过分布为层状而 防止板厚度方向的腐蚀进行的效果。如果添加量超过0.3%，则产生巨大结晶 物，从而损害成型性、耐腐蚀性。因此，Ti和V的添加量优选设为0.3%以下。 更优选添加量为0.05%～0.3%。

Zr作为Al－Zr系的金属间化合物而析出，从而通过分散强化发挥使接合 后的强度提高的效果。此外，Al－Zr系的金属间化合物在加热中的晶粒粗大 化中发挥作用。如果添加量超过0.3%，则变得容易形成粗大的金属间化合物， 使塑性加工性降低。因此，Zr的添加量优选设为0.3%。更优选添加量为 0.05%～0.3%。

Cr通过固溶强化使强度提高，并且Al－Cr系的金属间化合物析出从而在 加热后的晶粒粗大化中发挥作用。如果添加量超过0.3%，则变得容易形成粗 大的金属间化合物，使塑性加工性降低。因此，Cr的添加量优选设为0.3%以 下。更优选添加量为0.05%～0.3%。

Ni具有作为金属间化合物结晶或析出、从而通过分散强化使接合后的强 度提高的效果。Ni的添加量优选设为2.0%以下。更优选添加量为0.05%～2.0%。 如果Ni的含量超过2.0%，则变得容易形成粗大的金属间化合物，使加工性降 低。此外，本身耐腐蚀性也降低。

除了以上的用于提高强度的选择性添加元素以外，还可以加入用于提高耐 腐蚀性的选择性添加元素。作为用于提高耐腐蚀性的添加元素，可以列举Zn、 In、Sn。

Zn的添加在由牺牲防腐蚀作用引起的耐腐蚀性提高中有效。Zn在基质中 几乎均匀地固溶，但如果产生液相，则在其中溶出，从而液相的Zn浓化。如 果液相在表面渗出，则该部分的Zn浓度上升，因此，由于牺牲阳极作用而耐 腐蚀性提高。此外，在将本发明的铝合金材料应用于热交换器时，通过在翅中 使用本发明的铝合金材料，还可以发挥防止管等腐蚀的牺牲防腐蚀作用。如果 添加量超过6.0%，则腐蚀速度变快，本身耐腐蚀性降低。因此，Zn优选设为 6.0%以下。更优选的Zn添加量为0.05%～6.0%。

此外，Sn、In具有发挥牺牲阳极作用的效果。如果添加量超过0.3%，则 腐蚀速度变快，本身耐腐蚀性降低。因此，这些元素各自的添加量优选设为 0.3%以下。更优选添加量为0.05%～0.3%。

在本发明所涉及的铝合金材料中，还可以通过实现液相的特性改善进一步 添加用于使接合性更良好的选择性元素。具体而言，优选设为Be：0.1%以下、 Sr：0.1%以下、Bi：0.1%以下、Na：0.1%以下、Ca：0.05%以下，可以根据需 要添加它们中的1种或2种以上。这里，这些各种元素的更优选范围为Be： 0.0001%～0.1%、Sr：0.0001%～0.1%、Bi：0.0001%～0.1%、Na：0.0001%～0.1%、 Ca：0.0001%～0.05%。这些微量元素可以通过Si粒子的微细分散、液相的流 动性提高等使接合性改善。关于这些微量元素，如果低于上述更优选的规定范 围，则其效果小，如果超过上述更优选的规定范围，则存在产生耐腐蚀性降低 等缺陷的情况。此外，在添加有Be、Sr、Bi、Na、Ca中的1种或2种以上的 情况下，各添加成分均需要在上述优选或更优选成分范围内。

在将坯板的抗拉强度设为T、将在450℃加热2小时后的抗拉强度设为To 时，本发明所涉及的热交换器翅用铝合金材料为满足T/To≤1.40的关系的材 料。通过在450℃加热2小时，本发明所涉及的热交换器翅用铝合金材料充分 地退火，成为O材。T/To表示相对于O材的强度上升比例。关于本合金材料 的情况，为了使接合加热后的晶体粒径增大，使制造工序中退火后的最终的冷 轧加工量小是有效的。如果最终的加工量大，则再结晶的驱动力变大，接合加 热时的晶粒微细化。如果使最终的加工量大，则越大强度越上升，因而T/To 成为大的值。为了使接合加热后的晶体粒径大从而防止变形，将作为表示最终 的加工量的指标的T/To设为1.40以下是有效的。

本发明所涉及的热交换器翅用铝合金材料优选接合加热前的抗拉强度为 80～250MPa。如果接合加热前的抗拉强度小于80MPa，则用于成型为翅的形状 所需的强度不足，从而不能成型。如果超过250MPa，则成型为翅以后的形状 保持性差，在装配于热交换器时，与其他组成构件之间可以产生间隙，从而接 合性恶化。

此外，本发明所涉及的热交换器翅用铝合金材料接合加热后的抗拉强度优 选为80～250MPa。如果接合加热后的抗拉强度小于80MPa，则作为翅的强度 不足，在热交换器本身受到应力时会变形。如果超过250MPa，则强度变得比 热交换器中的其他组成构件高，担心在使用中在与其他组成构件的接合部发生 断裂。

此外，本发明所涉及的热交换器翅用铝合金材料优选接合加热后的翅截面 的金属组织中铝母相的晶体粒径为50μm以上。由于在接合加热时粒界部分熔 融，因此如果晶粒小则在粒界容易产生晶粒彼此的偏移，发生变形。由于接合 加热中的晶粒的观察极为困难，因此通过接合后的铝母相的晶体粒径进行判断。 如果接合加热后的晶体粒径小于50μm，则接合时翅材变得容易变形。铝母相 的晶体粒径的测定是基于ASTM E112－96的晶粒测定法，算出平均晶体粒径。

另外，如上所述，本发明所涉及的热交换器翅用铝合金材料在接合加热前 的状态下具有金属组织上的特征，在接合加热后也表现金属组织上的特征。本 发明人等认为以下的在接合加热后表现的金属组织也是本发明所涉及的铝合 金材料所具有的特征，通过这些特征，作为热交换器的翅材发挥适当的材料强 度和接合强度。

即，本发明所涉及的铝合金材料的接合加热后的金属组织在晶界大量存在 金属间化合物等。如从图2所示的液相生成机理也可以明确，由于在液相生成 而流出至外部的过程中，晶界成为液相的流出路径之一，因此在接合的加热时， 在晶界存在液相。因此，如果之后进行冷却，则该液相凝固，因此，在晶界生 成金属间化合物。根据本发明人等的研究，发现了在取得良好的接合性和接合 时的材料强度的平衡的情况下，存在具有1μm以上的等效圆直径的Si系金属 间化合物、Al－Fe－Mn－Si系金属间化合物的晶界的三相点的个数为总晶界 的三相点的个数的50%以上的比例。这里，所谓晶界的三相点，是指在对材料 的截面进行观察时，至少3条以上的基质的晶界交叉的点（三相点）。

该存在于晶界的三相点的上述金属间化合物作为具有分散强化作用的第 2相分散粒子发挥作用，具有使热交换器的翅材强化的作用。此外，该金属间 化合物具有在用于使构件接合的加热后的冷却时抑制晶粒的生长的效果。进一 步，在存在对已经接合的翅进行再加热的情况时，有抑制翅的晶粒的粗大化的 效果。这些效果在上述比例小于50%时不充分。因此，总晶界的三相点之中， 存在等效圆直径1μm以上的金属间化合物的晶界的三相点的个数优选为50% 以上的比例。此外，更优选为80%以上。这里，该比例的上限值为100%。

存在于晶界的三相点的上述金属间化合物包括Al－Fe－Mn－Si系金属间 化合物和Si系金属间化合物。Si系金属间化合物是包含单质Si和单质Si的一 部分中的Ca、P等元素的化合物。Al－Fe－Mn－Si系金属间化合物是Al－Fe 系、Al－Mn系、Al－Fe－Si系、Al－Mn―Si系、Al－Fe－Mn系、Al－Fe －Mn－Si系的化合物等通过Al与添加元素的组合生成的金属间化合物。

关于确定存在于晶界的三相点的金属间化合物的存在，有多种方法。在使 用光学显微镜的方法中，将接合后的翅材的截面进行机械性研磨，用Keller 液（ケラー液）等进行蚀刻，从而确定金属间化合物的位置。进一步，通过阳 极氧化法揭示该同一截面中的晶界，从而确定晶界的三相点的位置。通过对两 者进行比较，决定总晶界的三相点之中存在具有1μm以上的等效圆直径的金 属间化合物的晶界的三相点的比例。

这里，存在于晶界的液相有下述情况：在凝固而在共晶组织中相变时，在 粒界不连续地形成金属间化合物、或者形成Al相与金属间化合物相交替并排 的共晶组织。在这样的情况下，晶界变得不清晰，因此，存在晶界作为断续的 线而被观察到的情况，晶界的三相点的位置变得不清晰。在这种情况下，将金 属间化合物、共晶组织视为晶界的一部分，引出连续的假想线来紧跟晶界，从 而识别晶界的三相点。如图5所示，在Si相（未图示）、共晶组织大，晶界的 三相点不清晰的情况下，如图6所示，将该部分的全部面积作为晶界。如图6 的虚线所示，将假想的三条晶界交叉的区域视为晶界的三相点。这种情况下的 三相点，成为结合了晶界交叉的区域中的各晶界部分的面积部分。在该面积部 分中，即使一部分也可以形成金属间化合物。

此外，还可以列举使用EPMA（X射线微量分析仪）的方法。这是使用 EPMA对翅材的截面中的Si、Fe等元素的面成分进行测定的方法。在晶界附 近Si浓度的浓度低，因而可以确定晶界。金属间化合物可以通过Si、Fe等元 素浓度高的部分来确定。通过使用截面的SEM观察（反射电子图像观察），还 可以确定晶界和金属间化合物的位置。

而且，本发明所涉及的热交换器翅用铝合金材料在接合加热后进一步具有 金属组织上的特征。即，在本发明所涉及的铝合金材料的接合部中，在上述液 相生成机理中，Si粒子周边熔融为球状并且在基质内以一定程度残存，从而成 为图2所示那样的球状的共晶组织在基质的晶粒内（以下简单地记为“粒内”） 大量分散的组织。根据本发明人等的研究，发现了在本发明所涉及的铝合金材 料中，在取得良好的接合性与接合时的材料强度的良好的平衡的情况下，优选 接合后的金属组织中上述粒内存在的具有3μm以上的长径的共晶组织以翅截 面的面密度计存在10个/mm²～3000个/mm²。关于该金属组织上的适宜的条件， 在上述粒内共晶组织的面密度小于10个/mm²的情况下，存在有助于接合的液 相过多，接合加热中的强度维持变得困难的情况。另一方面，在上述粒内共晶 组织的面密度超过3000个/mm²的情况下，存在有助于接合的液相少，接合性 降低的情况。

这样的粒内的共晶组织是在加热时Si粒子周边熔融为球状而生成的液相 在冷却时凝固从而成为共晶组织的物质，因此，成为近似于球状的形状的情况 多。在这种情况下，如图2那样，在截面观察中作为圆形的共晶组织而被观察 到。此外，在液相以粒内的Al－Fe－Mn－Si系金属间化合物作为核生成位点 而生成，从而残存在粒内的情况下，会形成沿着Al－Fe－Mn－Si系金属间化 合物的形状的共晶组织。

关于测定粒内的共晶组织在截面中的面密度，可以列举多种方法。在使用 光学显微镜的方法中，对构成本发明的结构体的构件的截面进行机械性研磨， 用Keller液等进行蚀刻，从而确定共晶组织的位置。从共晶组织成为Si系金 属间化合物相与Al相微细地交替并排的结构出发，可以对其进行识别。进一 步，通过阳极氧化法确定该截面中的晶界的位置。通过对两者进行比较，测定 晶粒内存在的具有3μm以上的长径的共晶组织的个数，换算为面密度。

还可以列举使用EPMA（X射线微量分析仪）的方法。使用EPMA，进行 构成结构体的构件截面中的Si、Fe等元素的面成分测定。从共晶组织中Si浓 度高的部分与低的部分微细地交替并排出发，可以对其进行确定。此外，在晶 界附近Si浓度变低，由此可以确定晶界。通过截面的SEM观察（反射电子图 像观察），也可以确定共晶组织。在该情况下，用SEM/EBSB法来确定晶界。

以上述及的本发明所涉及的铝合金材料在接合加热后发现的金属组织可 以通过其组成的调整和考虑了组成的加热条件的调整来制造。例如，在接合时 的温度为高温的情况下，即使将Si量设定得低，也能够确保充分的液相量。 具体而言，在板厚度为30μm～100μm的翅材的情况下，优选将Si添加量设为 1.5%～3.5%左右，并将加热温度设为580℃～620℃左右。在这种情况下，粒内 共晶组织为20～500个/mm²。通过观察以这种方式接合后的组织、测定粒内共 晶组织的截面的面密度，从而以面密度成为10～3000个/mm²的方式预先将作 为被接合构件的铝合金材料的Si量调整为1.5%～5.0%的范围，可以获得良好 的接合性。此外，如果添加0.3%以上的Mn，则有使粒内共晶组织减少的效果。

接着，对本发明的热交换器翅用铝合金材料的制造方法进行说明。本发明 的铝合金材料使用DC（直接激冷(Direct Chill)）铸造法来铸造，以下述方式控 制铸造时厚板的铸造速度。铸造速度影响冷却速度，因此，设为20～100mm/ 分钟。在铸造速度小于20mm/分钟的情况下，不能获得充分的冷却速度，Si 系金属间化合物、Al－Fe－Mn－Si系金属间化合物等结晶的金属间化合物粗 大化。另一方面，在超过100mm/分钟的情况下，在铸造时铝材料未充分凝固，

不能获得正常的铸块。优选为30～80mm/分钟。而且，为了获得本发明作为特 征的金属组织，可以根据所制造的合金材料的组成调整铸造速度。冷却速度根 据厚度、宽度等厚板的截面形状的不同而不同，通过设为上述20～100mm/分 钟的铸造速度，可以设为在铸块中央部为0.1～2℃/秒的冷却速度。

DC连续铸造时的铸块（厚板）厚度优选为600mm以下。在厚板厚度超 过600mm的情况下，不能获得充分的冷却速度，金属间化合物变得粗大。更 优选厚板厚度为500mm以下。

用DC铸造法制造的厚板被实施热轧前的加热工序、热轧工序、冷轧工序 和退火工序。还可以在铸造后、热轧前实施均匀化处理。

用DC铸造法制造的厚板在实施均匀化处理后或不实施均匀化处理地被 实施热轧前的加热工序。在该加热工序中优选将加热保持温度设为400～570℃， 保持时间实施0～15小时左右。在保持温度小于400℃的情况下，存在在热轧 中厚板的变形阻力大、发生断裂的担忧。在保持温度超过570℃的情况下，存 在局部产生熔融的担忧。在保持时间超过15小时的情况下，进行Al－Fe－ Mn－Si系金属间化合物的析出，析出物变得粗大，并且其分布变疏，接合加 热中再结晶粒的核产生频率增加，从而晶体粒径变小。这里，所谓保持时间为 0小时，是指在达到加热保持温度后直接结束加热。

继续加热工序，厚板被实施热轧工序。热轧工序包括粗热轧阶段和精热轧 阶段。这里，将粗热轧阶段中的总压下率设为92～97%，并且设为包括3次以 上的道次，以使在粗热轧的各道次中压下率为15%以上。

在用DC铸造法制造的厚板中，在最终凝固部中生成粗大的结晶物。在制 成板材的工序中，结晶物由于压轧而受到剪切，从而被分割得小，因此，结晶 物在压轧后被观察到为粒子状。热轧工序包括：从厚板制成一定程度的厚度的 板的粗热轧阶段和制成大约几mm的板厚度的精热轧阶段。为了分割结晶物， 在从厚板进行压轧的粗热轧阶段中压下率的控制是重要的。具体而言，在粗热 轧阶段，厚板厚度从300～700mm被压轧至15～40mm左右，通过将粗热轧阶 段的总压下率设为92～97%、粗热轧阶段包括3次以上为15%以上的压下率的 道次，能够将粗大的结晶物微细地分割。这样，就能够使作为结晶物的Si系 金属间化合物、Al－Fe－Mn－Si系金属间化合物微细化，能够成为本发明所 规定的适当的分布状态。

如果粗热轧阶段中的总压下率小于92%，则不能充分获得结晶物的微细化 效果。另一方面，如果超过97%，则厚板的厚度实质上变厚，由于铸造时的冷 却速度变慢，因此结晶物粗大化，即使进行粗热轧，结晶物微细化也不充分。 此外，粗热轧阶段的各道次中的压下率也影响金属间化合物的分布，通过使各 道次中的压下率大，则结晶物被分割。如果在粗热轧阶段的各道次中，压下率 为15%以上的道次少于3次，则结晶物的微细化效果不充分。关于压下率小于 15%，压下率不足而结晶物不微细化，因此不作为对象。这里，压下率为15% 以上的道次次数的上限没有特殊限定，但将10次左右作为上限是现实的。

热轧工序结束后，对热轧材料施以冷轧工序。冷轧工序的条件不受特殊限 定。在冷轧工序的中途，设有使冷轧材充分退火从而成为再结晶组织的退火工 序。退火工序后，压轧材料被实施最终冷轧，从而制成最终板厚度。如果最终 冷轧阶段中的加工率｛（加工前的板厚度－加工后的板厚度）/加工前的板厚度｝ ×100（%）过大，则接合加热中的再结晶的驱动力变大，晶粒变小，从而接合 加热中的变形变大。因此，如前所述，以T/To成为1.40以下的方式设定最终 冷轧阶段中的加工量。最终冷轧阶段中的加工率优选设为10～30%左右。

接着，对使用本发明所涉及的铝合金材料的接合方法进行描述。关于本发 明，虽然其是不使用钎材而利用铝合金材料本身所发挥的接合能力的材料，但 如果考虑到作为热交换器的翅材的利用，则翅材自身的变形会成为一个大课题。 因此，对接合加热条件进行管理也是重要的。具体而言，本发明所涉及的铝合 金材料内部为生成液相的固相线温度以上液相线温度以下，并且，以该铝合金 材料中生成液相、强度降低从而不能维持形状的温度以下的温度，加热在接合 中所必需的时间。

作为进一步具体的加热条件，需要以该铝合金材料内所生成的液相的质量 相对于作为翅材的铝合金材料的总质量之比（以下记为“液相率”。）为超过0% 且为35%以下的温度进行接合。如果不生成液相就不能接合，因此，液相率需 要比0%多。然而，如果液相少，则存在接合变得困难的情况，因此，优选液 相率设为5%以上。如果液相率超过35%，则生成的液相的量过多，从而在接 合加热时铝合金材料会大幅变形，不能保持形状。优选液相率为5～30%，更 优选液相率为10～20%。

此外，为了使液相充分填充在翅与其他构件间，优选也考虑其充填时间， 优选液相率为5%以上的时间在30秒以上且在3600秒以内。更优选液相率为 5%以上的时间为60秒以上且在1800秒以内，通过这种方式进行更充分的充 填，从而形成可靠的接合。如果液相率为5%以上的时间小于30秒，则存在接 合部中未充分填充液相的情况。另一方面，如果超过3600秒，则存在铝材料 发生变形的情况。此外，在本发明的接合方法中，液相仅在极为接近接合部处 移动，因此，该充填所需要的时间不依赖于接合部的大小。

作为优选的加热条件的具体例子，在本发明所涉及的上述铝合金材料的情 况下，只要将580℃～640℃设为接合温度、将在接合温度的保持时间设为0分 钟～10分钟左右即可。这里，0分钟意思是在构件的温度达到所规定的接合温 度后立即开始冷却。上述保持时间更优选为30秒至5分钟。另一方面，关于 接合温度，例如在Si含量为1～1.5%左右的情况下，优选使接合加热温度高达 610～640℃。相反地，在Si含量为4～5%左右的情况下，将接合加热温度设定 为低至580～590℃为好。此外，为了使接合部的金属组织成为后述的优选的状 态，可以根据组成来调整加热条件。

此外，测定加热中的实际的液相率是极为困难的。因此，本发明中规定的 液相率通常可以利用平衡状态图通过杠杆原理（lever rule）从合金组成和最高 到达温度求出。关于状态图已经明了的合金系，可以使用其状态图并利用该原 理求出液相率。另一方面，关于平衡状态图未公布的合金系，可以利用平衡状 态图计算软件求出液相率。平衡状态图计算软件中内置有使用合金组成和温度、 通过杠杆原理求出液相率的方法。平衡状态图计算软件有Thermo－Calc； Thermo－Calc Software AB社制等。不管是在平衡状态图已经明了的合金系中 还是使用平衡状态图计算软件计算液相率，均为与用杠杆原理从平衡状态图求 出液相率的结果相同的结果，因此，为了简便化，可以利用平衡状态图计算软 件。

此外，加热处理中的加热气氛优选为用氮气、氩气等置换过的非氧化性气 氛等。此外，通过使用非腐蚀性焊剂可以获得更为良好的接合性。进一步，还 可以在真空中、减压中加热并进行接合。

关于涂布上述非腐蚀性焊剂的方法，可以列举组装被接合构件后喷洒焊剂 粉末的方法、将焊剂粉末悬浮在水中并喷涂的方法等。在预先涂布在素材上的 情况下，如果在焊剂粉末中混合丙烯酸系树脂等粘合剂并进行涂布，则可以提 高涂布的密合性。作为通常的用来获得焊剂功能的非腐蚀性焊剂，可以列举 KAlF₄、K₂AlF₅、K₂AlF₅·H₂O、K₃AlF₆、AlF₃、KZnF₃、K₂SiF₆等氟化物系焊剂、 Cs₃AlF₆、CsAlF₄·2H₂O、Cs₂AlF₅·H₂O等铯系焊剂。

本发明所涉及的热交换器翅用铝合金材料可以通过上述那样的加热处理 和加热气氛的控制良好地进行接合。然而，翅是薄壁材料，因此存在如果内部 所产生的应力过高则不能维持形状的情况。尤其是在接合时的液相率变大的情 况下，翅材内所产生的应力处于比较小的应力状态能够维持良好的形状。在优 选以这种方式考虑翅材内的应力的情况下，在将翅材内所产生的应力中的最大 值设为P（kPa）、将液相率设为V（%）时，如果满足P≤460－12V的条件， 则可以获得非常稳定的接合。该式的右边（460－12V）所表示的值是极限应 力，如果对翅施加超过该值的应力，则存在发生大的变形的担忧。翅内所产生 的应力可以从形状和荷重求出。例如，可以用结构计算程序等进行计算。

发明的效果

如以上所说明的那样，本发明所涉及的热交换器翅用铝合金材料是通过与 钎焊法等以往的接合方法不同的接合方法进行接合的材料，是以单层状态发挥 接合功能的材料。而且，也几乎没有接合前后的尺寸或形状的变化，能够满足 强度上的要求。

将由本发明所涉及的铝合金材料形成的翅材与包括翅材在内的其他组成 构件接合而成的热交换器可以不使用钎材等接合构件而制造，可以满足降低设 备成本的要求。

进一步，由本发明所涉及的铝合金材料形成的翅材被接合加热的热交换器 在翅截面的金属组织中也具有特征，存在具有1μm以上的等效圆直径的Si系 金属间化合物和Al－Fe－Mn－Si系金属间化合物的晶界的三相点的个数以总 晶界的三相点的个数的50%以上的比例存在。此外，翅截面的金属组织中，长 径3μm以上的粒内的共晶组织为10个/mm²以上3000个/mm²以下。本发明所 涉及的热交换器由于其翅具有上述金属组织的特征，强度方面也优异。

附图说明

图1是表示作为2元系共晶合金的Al－Si合金的状态图的示意图。

图2是表示使用本发明所涉及的铝合金材料的接合方法中，铝合金材料中 的液相的生成机理的说明图。

图3是表示使用本发明所涉及的铝合金材料的接合方法中，铝合金材料的 液相的生成机理的说明图。

图4是第1～第3实施方式所用的3级层叠的试样片（微型芯(minicore)） 的外观图。

图5是表示晶界及其三相点的示意图。

图6是表示识别晶界的三相点的方法的说明图。

具体实施方式

以下，基于实施例和比较例对本发明详细地进行说明。

第1实施方式：首先，用DC铸造法将表1、2的A1～A56、B1成分的试 验材料铸造成厚度400mm、宽度1000mm、长度3000mm的大小。铸造速度 设为40mm/分钟。此外，表1的合金组成中，“－”表示在检测限度以下，“其 余部分”包含不可避免的杂质。切削铸块使厚度为380mm后，作为热轧前的加 热保持工序，将铸块加热至500℃并在该温度保持5小时，然后实施热轧工序。 在热轧工序的粗热轧阶段将总压下率设为93%，在该阶段压轧至厚度27mm。 进一步，在粗热轧阶段中，将压下率为15%以上的道次设为5次。在粗热轧阶 段后，进一步对压轧材料实施精热轧阶段，从而压轧至3mm厚度。在之后的 冷轧工序中，将压轧板压轧至0.09mm厚度。进一步，在380℃对压轧材料实 施2小时的中间退火工序，最后，通过最终冷轧阶段压轧至最终板厚度0.07mm， 从而制成供试材料。这里，关于比较例7～9，在精热轧阶段压轧至3mm厚度 后，在冷轧工序将压轧材料冷轧至0.120mm厚度，在380℃实施2小时的中间 退火工序，实施最终冷轧阶段至最终板厚度为0.07mm，从而制成供试材料。

[表1]

表1

[表2]

表2

关于这些试验材料，进行制造过程中的制造性的评价。关于制造性的评价 方法，将在制造板材或厚板时、在制造过程中不发生问题，可以获得完好的板 材、厚板的情况设为○；将在铸造时发生断裂的情况、以铸造时的巨大金属间 化合物的产生为原因而变得难以压轧、制造性存在问题的情况设为×。

此外，制造的板材（坯板）中的金属间化合物的面密度通过对沿着板厚度 方向的截面进行SEM观察（反射电子图像观察）来测定。通过SEM－反射电 子图像观察，用对比的深浅来区别Si系金属间化合物和Al－Fe－Mn－Si系金 属间化合物。观察是各样品各进行3个视野的观察，通过对各个视野的SEM 照片进行图像解析，研究样品中等效圆直径为0.5μm～5μm的Si系金属间化合 物以及等效圆直径超过5μm的Al－Fe－Mn－Si系金属间化合物的面密度。

进行制造的板材的接合加热前后、以及在450℃加热2小时后的材料的拉 伸试验。拉伸试验是对于各样品以拉伸速度10mm/min、标距长度50mm的条 件，按照JIS Z2241在常温实施。关于接合加热后的拉伸试验，评价以与微型 芯同等的接合加热条件加热的样品。

接着，将各试验材料如图4所示，成型为宽度16mm、顶端高度7mm、 间距2.5mm的翅材。在其中组合将表1的B1组成的夹层材料电焊加工成板厚 度0.4mm的管材，组装入不锈钢制的夹具，制作图4所示的3级层叠的试样 片（微型芯）。

而且，将该微型芯在非腐蚀性的氟化物系焊剂的10%悬浊液中浸渍，干燥 后，在氮气气氛中以表2所示的接合加热条件进行加热，从而使翅材与管材接 合。此外，关于实施例16，不涂布焊剂而在真空中加热，从而进行接合。此 外，将接合时在各温度中的保持时间设为3分钟。这里，关于该微型芯的情况， 在接合加热时，通过不锈钢夹具与铝材料的热膨胀率之差，不锈钢夹具与微型 芯之间产生约4N的压缩荷重，如果从接合面积进行计算，则在翅材与管材的 接合面上产生了约10kPa的应力。

在使翅材与管材加热接合后，将翅从管剥下并检查40处微型芯的管与翅 的接合部，测定完全接合处的比率（接合率）。并且，将接合率为90%以上判 定为◎，将80%以上且小于90%判定为○，将70%以上且小于80%判定为△， 将小于70%判定为×。

此外，测定接合前后的微型芯的翅高度，从而对由翅屈曲引起的变形率也 进行评价。即，将相对于接合前的翅高度，接合前后的翅高度变化的比例为 5%以下的情形判定为◎，将超过5%且为10%以下的情形判定为○，将超过 10%且为15%以下的情形判定为△，将超过15%的情形判定为×。

此外，在本实施方式中还研究了接合加热后的样品的材料组织。该研究通 过下述方式进行：将接合后的微型芯用树脂包埋并进行研磨，用光学显微镜观 察构件的截面组织。详细而言，首先，关于晶体粒径，用光学显微镜观察研磨、 蚀刻后的板厚度方向的截面并测定。测定方法是在板厚度的中央基于 ASTME112－96对平均晶粒长度进行测定。

进一步，测定长径3μm以上的粒内共晶组织的面密度。测定通过下述方 式进行：对垂直于板厚度方向的截面进行研磨、蚀刻，用光学显微镜进行观察。 此外，同样地进行截面研磨后，用Keller液等进行蚀刻，从而鉴定金属间化合 物的位置；进一步对于该截面通过阳极氧化法明确晶界，从而鉴定晶界的三相 点的位置。通过比较该金属间化合物的位置和晶界的三相点的位置，求出总晶 界的三相点的个数中存在具有1μm以上的等效圆直径的金属间化合物的晶界 的三相点的个数的比例。对于不清晰之处，用EPMA进行Si、Fe、Mn等元素 的面成分的分析，将Si浓度线状地降低的部分鉴定为晶界，Si、Fe等元素高 的部分鉴定为金属间化合物，从而求出总晶界的三相点的个数中存在具有1μm 以上的等效圆直径的金属间化合物的晶界的三相点的个数的比例。观察中使用 以与微型芯同等的接合加热条件加热过的单板样品，以倍率200倍并将观察视 野设为5视野进行测定。

将以上的各试验材料的制造性评价和金属间化合物的面密度、抗拉强度、 接合加热后的材料组织、微型芯接合试验中的各评价结果示于表3、4。表3、 4中还显示了各样品的接合条件（加热温度）中的平衡液相率。此外，平衡液 相率是用平衡状态图计算软件得到的计算值。这里，表3、4的E＋是指数符 号，例如，1.2.E＋03表示1.2×10³。

[表3]

[表4]

从表3、4出发，铝合金材料的组成中具备本发明所规定的条件的材料的 制造性良好。另一方面，在合金组成A55的加工中，Fe超过了规定量，因此， 在铸造时生成巨大的金属间化合物，不能压轧至最终板厚度。

而且，关于接合试验结果，如果将对微型芯的各样品的评价结果与翅材的 铝合金材料的组成（表1、2）进行对比，则关于铝合金材料的组成和加热条 件具备本发明所规定的条件的样品（实施例1～实施例37）的接合率、翅屈曲、 抗拉强度均合格。此外，在实施例15～实施例27中，是由除了作为必需元素 的Si、Fe、Mn之外还进一步添加了Mg、Ni、Ti、V、Zr、Cr作为添加元素 的合金形成的样品，它们的变形率的评价更为良好，确认到这些添加元素有提 高强度的效果。

另一方面，在比较例1中，Si成分低于规定量，坯板的Si系金属间化合 物的面密度也低于规定，因此，即使将加热温度设为比较高的温度，液相的生 成率也低至小于5%，接合率变低，因而在接合性方面差。

在比较例2中，Si成分超过了规定量，坯板的Al－Fe－Mn－Si系金属间 化合物的面密度也超过了规定，因此即使使加热温度比较低，接合时的液相率 也变高，加热后的晶体粒径也小，因此翅屈曲，从而变形率不合格。

在比较例3中，Fe成分低于规定量，坯板的Al－Fe－Mn－Si系金属间化 合物的面密度也低于规定，因此加热前后的强度低、不合格，翅屈曲因而变形 率也不合格。

在比较例4中，Mn成分低于规定量，坯板的Al－Fe－Mn－Si系金属间 化合物的面密度也低于规定，因此加热前后的强度低、不合格，翅屈曲因而变 形率也不合格。

此外，在比较例5中，Fe成分超过了规定量，因此制造性有问题，不能 通过接合试验进行评价。

在比较例6中，Mn成分超过了规定量，坯板的Al－Fe－Mn－Si系金属 间化合物的面密度也低于规定，因此加热前后的强度低、不合格，翅屈曲因而 变形率也不合格。

在比较例7～9中，最终冷轧阶段中的加工率大、T/To超过规定值，因此 接合加热时的晶粒微细化因而变形率不合格。

第2实施方式：这里，对作为接合条件的加热温度的影响进行研究。如表 3所示，提取通过第1实施方式制造的材料，成型为与第1实施方式同样的翅。 而且，与第1实施方式同样地进行操作，制作3级层叠的试样片（微型芯）（图 4）。将该微型芯在非腐蚀性的氟化物系焊剂的10%悬浊液中浸渍，干燥后，在 氮气气氛中加热至表3所示的各种加热温度，保持所规定的保持时间，从而使 翅材与管材接合。

而且，与第1实施方式同样地进行操作，测定接合率、接合后的尺寸变化， 从而进行接合率和通过翅屈曲进行的变形率的评价。此外，与第1实施方式同 样地进行操作，进行构件截面的组织观察，求出金属间化合物的面密度、接合 加热后的晶体粒径、长径3μm以上的粒内共晶组织的面密度、总晶界的三相 点的个数中存在具有1μm以上的等效圆直径的金属间化合物的晶界的三相点 的个数的比例。将以上的评价结果示于表5。在表5中，例如，3.1E＋03意思 是3.1×10³。

[表5]

如上所述，在接合本发明所涉及的铝合金材料时，优选将加热温度设为使 液相率为5～30%的温度，并且将液相率为5%以上的时间设为30秒以上且在 3600秒以内。由表3可知，实施例38～46中均满足全部该条件，接合率和变 形率均合格。

另一方面，参考例1和3中，加热温度高并因此液相率过高，因此不能维 持形状，大幅变形。此外，参考例2中，加热温度低、液相率低，因此接合不 充分。

此外，参考例4中，液相率5%以上的保持时间短，因此接合不充分。参 考例5中，液相率5%以上的保持时间过长，因此大幅变形。

第3实施方式：这里，对由添加元素引起的对耐腐蚀性的影响进行研究。 如表4所示，提取通过第1实施方式制造的材料，成型为与第1实施方式同样 的翅材。而且，与第1实施方式同样地进行操作，制作3级层叠的试样片（微 型芯）（图4）。将该微型芯在非腐蚀性的氟化物系焊剂的10%悬浊液中浸渍， 干燥后，在氮气气氛中加热至表3所示的各种加热温度，保持所规定的保持时 间，从而使翅与管接合。

而且，与第1实施方式同样地进行操作，测定接合率、接合后的尺寸变化， 从而进行接合率和变形率的评价。此外，与第1实施方式同样地进行操作，进 行构件截面的组织观察，求出金属间化合物的面密度、长径3μm以上的粒内 共晶组织的面密度、总晶界的三相点的个数中存在具有1μm以上的等效圆直 径的金属间化合物的晶界的三相点的个数的比例。

进一步，为了翅本身的耐腐蚀性评价，进行500h CASS试验，确认翅的 腐蚀状态。将在利用光学显微镜进行的截面观察中翅残存70%以上的情况判定 为◎、将50%以上且小于70%的情况判定为○、将30%以上且小于50%的情 况判定为△、将小于30%的情况判定为×。将以上的评价结果示于表6。在表 6中，例如，2.3.E＋03意思是2.3×10³）。

[表6]

在该实施方式的实施例48～60中，是以下述铝合金作为样品：作为添加元 素，除了必需元素Si、Fe、Mn之外，进一步添加有Cu、Zn、In、Sn、Ti、V。 由表6可知，如果将这些实施例与实施例47的未添加Zn等的合金进行比较， 则实现了耐腐蚀性的提高，确认了这些添加元素的有用性。

第4实施方式：这里，对通过制造工序由铝合金材料中的金属间化合物分 布变化产生的对接合性的影响进行研究。如表7所示，提取通过第1实施方式 制造的材料，用同表的制造条件成型为与第1实施方式同样的翅材。而且，与 第1实施方式同样地进行操作，制作3级层叠的试样片（微型芯）（图4）。将 该微型芯在非腐蚀性的氟化物系焊剂的10%悬浊液中浸渍，干燥后，在氮气气 氛中加热至600℃，将保持时间设为3分钟，从而使翅与管接合。此外，还与 第1实施方式同样地进行操作从而评价制造性（表7）。

[表7]

而且，与第1实施方式同样地进行操作，测定接合率、接合后的尺寸变化， 从而进行接合率和通过翅屈曲进行的变形率的评价。此外，与第1实施方式同 样地进行操作，进行构件截面的组织观察，求出金属间化合物的面密度、接合 加热后的晶体粒径、长径3μm以上的粒内共晶组织的面密度、总晶界的三相 点的个数中存在具有1μm以上的等效圆直径的金属间化合物的晶界的三相点 的个数的比例。将结果示于表8。这里，在表8中，在接合加热前的金属间化 合物的面密度测定中，除了等效圆直径0.5μm～5μm的Si系金属间化合物、以 及等效圆直径超过5μm的Al－Fe－Mn－Si系金属间化合物以外，也同样地测 定了等效圆直径超过5μm的Si系金属间化合物、以及等效圆直径为0.5μm以 上5μm以下和等效圆直径为10μm以上的Al－Fe－Mn－Si系金属间化合物的 面密度。此外，在表8中，例如，3.1.E＋03意思是3.1×10³。

[表8]

通过本发明的方法制造的样品（实施例61～74）的接合率和变形率均合格。

另一方面，在比较例10中，铸造速度过小，因此坯板的Si系金属间化合 物的面密度低于规定，坯板的Al－Fe－Mn－Si系金属间化合物的面密度也超 过了规定。Si系金属间化合物和Al－Fe－Mn－Si系金属间化合物的粗大化， 因此加热后的晶体粒径变小，翅屈曲因而变形率不合格。此外，规定的面密度 的Si系金属间化合物的量减少，因此接合率低、不合格。

在比较例11中，铸造速度过大，因此，在铸块的制造中发生断裂，无法 制造供试材料。

在比较例12中，粗热轧阶段中的总压下率比规定小，坯板的Si系金属间 化合物和Al－Fe－Mn－Si系金属间化合物的微细化不充分。因此，坯板的Si 系金属间化合物的面密度低于规定，接合率低，不合格。此外，坯板的Al－ Fe－Mn－Si系金属间化合物的面密度也超过了规定，由于化合物的粗大化而 加热后的晶体粒径变小，翅屈曲因而变形率不合格。

在比较例13中，由于切削后的厚板厚度过厚，因此，粗热轧的总压下率 比规定大。由于铸块厚度厚，因此，铸块制造时的冷却速度变小，生成粗大的 结晶物。在粗热轧工序中粗大的结晶物的分割也不充分，坯板的Si系金属间 化合物的面密度低于规定，坯板的Al－Fe－Mn－Si系金属间化合物的面密度 也超过了规定。由于金属间化合物的粗大化，因此加热后的晶体粒径变小，翅 屈曲因而变形率不合格。由于坯板的Si系金属间化合物的面密度低于规定， 因此接合率低，不合格。

在比较例14中，粗热轧阶段的压下率为15%以上的道次次数小于3次。 因此，Al－Fe－Mn－Si系金属间化合物的微细化不充分，面密度超过了规定。 在粗大的Al－Fe－Mn－Si系金属间化合物的周围生成液相，该液相贮液在板 厚度中所占的比例变大，翅屈曲因而变形率不合格。

产业可利用性

本发明所涉及的铝合金材料作为热交换器的翅材是有用的，可以不使用钎 材或填充金属那样的接合构件而与包括翅材在内的热交换器的其他组成构件 接合，能够有效地制造热交换器。在该接合中几乎不发生尺寸、形状的变化。 本发明所涉及的铝合金材料和使用该铝合金材料的接合方法可以在工业上发 挥显著的效果。