制造用于汽车热交换器的高强度铝合金材料的方法

摘要

制造用于汽车热交换器的高强度铝合金材料的方法包括：提供熔融的铝合金，其按质量计包括Si：0.3％～1.2％，Fe：0.05％～0.7％，Mn：0.8％～2.0％，Zn：0.5％～4.0％，以及含Al和不可避免的杂质的其余部分；通过连续铸造轧制法将所述熔融的铝合金铸造成厚度为2至12毫米的板材；并立即将该板材卷取成卷，即将被卷取成卷之前该铝合金材料的温度为530℃或更低，此外，卷取成卷的该铝合金材料以15℃/小时或更高的平均冷却速率冷却，随即将其展开，此外，对该铝合金材料进行至少两次冷轧和至少两次退火，由此获得厚度不超过0.1毫米的成品板材。

说明书

技术领域

本发明涉及制造用于汽车热交换器的高强度铝合金材料的方法，该高强度铝合金材料用作如主要通过钎焊法(brazing process)制造的散热器、汽车暖风设备和汽车空调等高强度汽车热交换器的部件，并且该材料具有优异的成型性和耐侵蚀性。

本申请要求2006年12月21日提交的日本专利申请No.2006-344471、2007年5月14日提交的日本专利申请No.2007-127813、2007年5月14日提交的日本专利申请No.2007-127862、2007年11月9日提交的日本专利申请No.2007-291945和2007年11月9日提交的日本专利申请No.2007-291947的优先权，在此引用其内容。

背景技术

近来，由铝合金材料制成的热交换器广泛用作除汽车散热器、汽车暖风设备、机油冷却器、中间冷却器、汽车空调的蒸发器及冷凝器之外的用于液压设备或工业设备的热交换器。通常，此类铝热交换器通过钎焊法制造，该铝热交换器包括如制冷剂的工作流体在其中流动的管和与其连接的散热片材料。为此，需要用于热交换器的铝材料具有耐高温熔垂性(high-temperature sag resistance)，以便在钎焊时防止熔融钎料(molten filler)的侵蚀(钎料侵蚀)或高温变形。

在通常的汽车用热交换器中，Al-Mn基合金或Al-Mn-Si基合金用作散热器的散热片材料，并通过加入Zn、In、Sn或类似元素使该合金在电化学上贱(lessnoble)，以具有牺牲阳极效果。

此外，由于汽车在重量上已经减轻，要求汽车热交换器也减轻重量。因此，也要求散热片材料的厚度变得更薄，并具有更高的强度。在这些要求中，为了提高用于汽车热交换器的铝合金材料的耐熔垂性(sag resistance)或牺牲阳极效果，有一种方法是其中含有适量的Mn和Si，并预先确定热轧温度、中间退火温度或最终冷轧压缩率。此外，有一种制造含有Mn或Si的铝合金材料以提高强度或耐熔垂性的方法。

如上所述的用于汽车热交换器的铝合金材料，已经提出这样的方法：其中，通过连续铸造轧制法(continunous casting and rolling method)制得含有预定量的选自Si、Mn、Fe、Cr、Ti、Zr、V和Cu的至少一种元素的铝合金材料，由此获得其中金属间化合物的析出受到控制的特定结构，以便提高该铝合金材料的强度(例如，参见JP-A-8-143998)。

此外，已经提出一种方法，其中，以适当的冷却速率对含有预定量的Fe、Si和Mn的铝合金材料进行冷却过程，接着冷轧并退火，随后对该铝合金材料进行最终冷轧过程，以提高该铝合金材料的强度和钎焊过程后的导热性(例如，参见JP-T-2002-521564)。

此外，已经提出一种方法，其中，在冷轧过程中，对含有适量Mn、Fe和Si的铝合金材料进行在280℃至450℃的温度下的分批中间退火过程，并且在最终中间退火过程后的冷轧压缩率设定在10％至60％之间，以提高该铝合金材料的强度或耐熔垂性(例如，参见JP-A-2003-034851)。

但是，在JP-A-8-143998、JP-T-2002-521564和JP-A-2003-034851的任一种方法中，难以进一步提高铝合金材料的强度，并在降低重量和厚度方面受到限制。

在JP-A-8-143998、JP-T-2002-521564和JP-A-2003-034851中，当合金材料用作例如厚度为0.1毫米或更低的散热片材料时，因散热片材料的易成型性或熔融的钎料而发生侵蚀。

通常，通过波纹成型将用于汽车热交换器的散热片材料成形为波纹图案，并钎焊到管材上。当散热片材料变薄时，波纹成型过程后的翅片高度可能变得不均匀，且该散热片材料明显被钎料侵蚀。为此，例如，当钎料侵蚀现象渗透该散热片材料时，难以获得作为热交换器所需的强度。此外，难以保持作为热交换器的结构。

同时，作为控制因熔融钎料导致的侵蚀的方法，例如可以提及在钎焊过程后粗化晶粒尺寸的方法。但是，当钎焊过程后组织粗化时，钎焊过程前的组织粗化，或部分存在再结晶的晶粒。结果，散热片材料的波形高度变得不均匀，或在最终轧制过程中的变形变得不均匀。因此，散热片材料本身具有起伏形状。

发明内容

本发明考虑了上述情况，其目的在于提供用于汽车热交换器的高强度铝合金材料及其制造方法，该材料在钎焊处理后具有极佳的强度，并表现出极佳的牺牲阳极效果，该材料用于通过钎焊法制造的高强度汽车热交换器部件，且其具有极佳的易成型性和耐侵蚀性。

申请人研究了获得高强度、耐侵蚀性和易成型性三者皆备的用于汽车热交换器的铝合金材料的制造方法。结果，申请人发现通过如下制造方法可以获得提高强度、耐侵蚀性和易成型性的显著效果：其中，提供含有适当量的Si、Zn、Mn和Fe的熔融铝合金，并通过连续铸造轧制法铸造成厚度为2至12毫米的板材，然后将该板材卷成卷(coil)，其中把即将卷取该板材之前的温度和卷取该板材之后的冷却速率调节至适当的值，冷轧过程和退火过程进行至少两次，由此获得厚度不超过0.1毫米的成品板材。基于此发现完成本发明。

更具体而言，本发明提供一种制造用于汽车热交换器的高强度铝合金材料的方法，包括：提供熔融的铝合金，按质量计，其包含，Si：0.3％～1.2％，Fe：0.05％～2.0％，Mn：0.2％～2.0％，Zn：0.1％～4.0％，以及含Al和不可避免的杂质的其余部分；通过连续铸造轧制法将所述熔融的铝合金铸造成厚度为2至12毫米的板材；并立即将该板材卷成卷。即将被卷成卷之前该铝合金材料的温度为530℃或更低。进一步地，卷取成卷的该铝合金材料以15℃/小时或更高的平均冷却速率冷却，随即将其展开。此外，对该铝合金材料进行至少两次冷轧和至少两次退火，由此获得厚度不超过0.1毫米的成品板材。

此外，本发明还提供一种用于汽车热交换器的高强度铝合金材料，其按质量计包含：Si：0.3％～1.2％，Fe：0.05％～2.0％，Mn：0.2％～2.0％，Zn：0.1％～4.0％，其余为Al和不可避免的杂质。钎焊过程前该铝合金材料的组织中纤维组织的比例为至少90％或不高于10％，并且该材料的电导率为43％至53％(IACS)，且在该铝合金材料表面上的当量圆直径(circle-equivalent diameter)为0.1至5微米的分散粒子数量在3×10²至5×10⁴个/mm²范围。钎焊过程后该铝合金材料具有再结晶状态的组织，电导率为45％至55％(IACS)，且在该铝合金材料表面上的当量圆直径为0.1至5μm的分散粒子数量在3×10³至5×10⁵个/mm²范围。

通过本发明的用于汽车热交换器的高强度铝合金材料的制造方法，能够抑制组织中结晶物的生长，并抑制析出的进行。因此，能够制造具有提高的强度与耐侵蚀性的铝合金材料。使用此类铝合金材料通过钎焊法制造汽车热交换器，即使当散热片材料或类似物被做得很薄时，仍能抑制熔融钎料的侵蚀，且几乎不发生点蚀，由此当该热交换器受到侵蚀时可以显著提高耐久强度。因此，能够获得高强度、耐侵蚀性和易成型性三者皆备的用于汽车热交换器的高强度铝合金材料。

附图说明

图1是例示本发明制造用于汽车热交换器的高强度铝合金的方法的实施例的图。

图2是使用通过本发明的制造用于汽车热交换器的高强度铝合金材料的方法获得的铝合金材料的散热器(汽车热交换器)的分解立体图。

具体实施方式

下面，将描述本发明的制造用于汽车热交换器的高强度铝合金材料(下文中称为“铝合金材料”或“用于汽车热交换器的高强度铝合金材料”)的方法的实施方式，该高强度铝合金材料用作通过钎焊法制造的高强度汽车热交换器，并具有良好的易成型性和耐侵蚀性。

制造用于汽车热交换器的高强度铝合金材料的方法包括：提供熔融的铝合金，其按质量计包含，Si：0.3％～1.2％，Fe：0.05％～2.0％，Mn：0.2％～2.0％，Zn：0.1％～4.0％，以及含Al和不可避免的杂质的其余部分；通过连续铸造轧制法将所述熔融的铝合金铸造成厚度为2至12毫米的板材；并立即将该板材卷取成卷。即将被卷取成卷之前该铝合金材料的温度为530℃或更低。此外，卷取成卷的该铝合金材料以15℃/小时或更高的平均冷却速率冷却，随即将其展开。此外，对该铝合金材料进行至少两次冷轧和至少两次退火，由此获得厚度不超过0.1毫米的成品板材。

在本发明的铝合金材料的制造方法中，熔融的铝合金材料可以进一步包含，按质量计，至少一种选自以下的成分，Sc：0.0001％～1.0％(更优选0.01％～0.1％)，Cu：0.05％～0.8％(更优选0.05％～0.20％)，Mg：0.01％～0.5％(更优选0.02％～0.2％)，Zr：0.001％～0.3％(更优选0.05％～0.2％)，Ti：0.01％～0.25％(更优选0.05％～0.2％)，Cr：0.01％～0.1％(更优选0.01％～0.05％)，V：0.01％～0.1％(更优选0.01％～0.05％)和Ni：0.01％～2.0％(更优选0.2％～0.5％)。

第一实施方式

下面将描述本发明的制造铝合金材料的方法的第一实施方式。

在本实施方式的制造方法中，使用熔融的铝合金，其按质量计包含Si：0.3％～1.2％，Fe：0.7％～2.0％，Mn：0.2％～0.8％，Zn：0.1％～1.0％，以及含Al和不可避免的杂质的其余部分。

铝合金材料的成分组成

下面，将详细描述本实施方式中确定的铝合金材料的成分组成的数值限制。

Si：0.3％～1.2％(更优选为0.8％～1.0％)

与Mn以Al-Mn-Si系化合物形式共存的硅(Si)在基体中分散或形成固溶体，并具有提高该铝合金材料强度的效果。

Si的含量优选按质量计为0.3％～1.2％，更优选为0.8％～1.0％。

当Si的含量高于1.2％时，铝合金材料的熔点降低。结果，该铝合金材料会在钎焊过程中熔融，此外，其导热性变差。

当Si的含量低于0.3％时，难以充分获得上述提高强度的效果。

Fe：0.7％～2.0％(更优选为1.0％～1.8％)

铁(Fe)以金属间化合物的形式结晶或析出，并具有提高钎焊过程后的该铝合金材料强度的效果。此外，Fe形成Al-Mn-Fe、Al-Fe-Si和Al-Mn-Fe-Si系化合物以降低Mn或Si在基体中的固溶度。结果，能够在钎焊过程后在不降低电导率的情况下提高强度。因此，能够提高该基体的熔点。

Fe的含量优选按质量计为0.7％～2.0％，更优选为1.0％～1.8％。

当Fe的含量高于2.0％时，铝合金材料的腐蚀速率变得太高，并生成大的结晶物。结果铸造性能或轧制性能变差。

当Fe的含量低于0.7％时，难以充分获得上述提高强度与提高熔点的效果。

Mn：0.2％～0.8％(更优选为0.4％～0.6％)

锰(Mn)以金属间化合物的形式结晶或析出，并具有提高钎焊过程后的该铝合金材料强度的作用。此外，Mn形成Al-Mn-Si系化合物以降低Si在基体中的固溶度。因此，能够提高该基体的熔点。

Mn的含量优选按质量计为0.2％～0.8％，更优选为0.4％～0.6％。

当Mn的含量高于0.8％时，该铝合金材料的铸造性能或加工(轧制)性能变差。

当Mn的含量低于0.2％时，难以充分获得上述提高强度与提高熔点的效果。

Zn：0.1％～1.0％(更优选为0.3％～1.0％)

锌(Zn)使该铝合金材料的电势低(minus)，以便当散热片材料由该铝合金材料制成时提高管材上的牺牲阳极效果。

Zn的含量优选按质量计为0.1％～1.0％，更优选为0.3％～1.0％。

当Zn的含量高于1.0％时，腐蚀速率变得太高。结果，耐自腐蚀性变差。

当Zn的含量低于0.1％时，难以充分获得上述牺牲阳极效果。

按照本实施方式的制造铝合金材料的方法可以使用除上述Si、Fe、Mn和Zn之外进一步包含至少一种下列元素的熔融铝合金：Sc、Cu、Mg、Zr、Ti、Cr、V和Ni。

Sc：0.0001％～1.0％(更优选为0.01％～0.1％)

钪(Sc)通过钎焊热处理形成固溶体以提高该铝合金材料的强度，且通过老化析出微细的Al₃Sc以提高钎焊过程后该铝合金材料的强度。此外，由于在钎焊热处理的过程中，在升温期间再结晶的晶粒尺寸变大，能够抑制熔融钎料的侵蚀。

Sc的含量优选按质量计为0.0001％～1.0％，更优选为0.01％～0.1％。

即使当加入Sc使得Sc的含量高于1.0％时，其提高钎焊过程后的强度和抑制侵蚀的效果变得饱和。

当Sc的含量低于0.0001％时，前述效果变得不充分。

Cu：0.05％～0.8％(更优选为0.05％～0.20％)

铜(Cu)在基体中形成固溶体，并具有提高该铝合金材料强度的作用。

Cu的含量优选按质量计为0.05％～0.8％，更优选为0.05％～0.20％。

当Cu的含量高于0.8％时，该铝合金材料的电势高(plus)。结果，牺牲阳极效果变差，铝合金材料的熔点降低。因此，该铝合金可能在钎焊过程中熔融。

当Cu的含量低于0.05％时，前述提高强度的效果变得不充分。

Mg：0.01％～0.5％(更优选为0.02％～0.2％)

镁(Mg)在基体中形成固溶体，并具有提高该铝合金材料强度的作用。

Mg的含量优选按质量计为0.01％～0.5％，更优选为0.02％～0.2％。

当Mg的含量高于0.5％时，钎焊性能变差。

当Mg的含量低于0.05％时，难以充分获得提高强度的效果。

Zr：0.0001％～0.3％(更优选为0.05％～0.2％)

Ti：0.01％～0.25％(更优选为0.05％～0.2％)

Cr：0.01％～0.1％(更优选为0.01％～0.05％)

V：0.01％～0.1％(更优选为0.01％～0.05％)

将锆(Zr)、钛(Ti)、铬(Cr)和钒(V)加入到该铝合金材料中，它们在钎焊过程后以微细的金属间化合物的形式分散，并具有提高强度的作用。

Zr的含量优选按质量计为0.001％～0.3％，更优选为0.05％～0.2％。

Ti的含量优选按质量计为0.01％～0.25％，更优选为0.05％～0.2％。

Cr的含量优选按质量计为0.01％～0.1％，更优选为0.01％～0.05％。

V的含量优选按质量计为0.01％～0.1％，更优选为0.01％～0.05％。

当加入到该铝合金材料中的锆(Zr)、钛(Ti)、铬(Cr)和钒(V)各自的添加量高于前述范围的上限时，耐自腐蚀性变差，加工性能变差。另一方面，当各自的添加量低于前述范围的下限时，难以充分获得前述的提高钎焊过程后的强度的效果。

如上所述，由于Zr、Ti、Cr和V元素都可以提高钎焊过程后的该铝合金材料的强度，添加选自上述元素中的至少一种是令人满意的。

Ni：0.01％～2.0％(更优选为0.2％～0.5％)

镍(Ni)被加入到该铝合金材料中，其以金属间化合物的形式分散或析出，且具有提高钎焊过程后的强度的作用。

Ni的含量优选按质量计为0.01％～2.0％，更优选为0.2％～0.5％。

当Ni的含量高于2.0％时，耐自腐蚀性变差。

当Ni的含量低于0.01％时，难以充分获得提高钎焊过程后的强度的效果。

钎焊过程前后铝合金材料的性能

在通过本实施方式的制造方法获得的铝合金材料中，该铝合金材料在钎焊过程前后的性能确定如下。

合金材料的组织

在钎焊过程前的铝合金材料组织中，该组织的纤维组织比例优选为至少90％或不高于10％。钎焊过程前当纤维组织为组织的90％或更高时，能够提高该合金材料的易成型性。

此外，钎焊过程后的铝合金材料的组织优选为再结晶状态，更优选为完全再结晶状态。当合金材料的组织通过钎焊热处理完全再结晶时，能够充分获得钎焊性能。

电导率

在钎焊过程前该铝合金材料的电导率优选为43％至53％(IACS：International Annealed Copper Standard)。通过令电导率处于上述范围内以保持该合金材料的固溶度高，能够在钎焊热处理过程中分散合金材料中的微细析出物。结果，提高了钎焊过程前合金材料的强度。

另一方面，钎焊过程后该铝合金材料的电导率为45％至55％(IACS)。在本发明的铝合金材料中，通过将成分组成设定在前述范围内，在钎焊热处理过程中进行元素的析出。结果，能够在钎焊过程后获得高电导率，并因此能够使用该铝合金材料提高热交换器的性能。

在合金材料表面上的当量圆直径为0.1至5μm的分散粒子

在本实施方式中，在钎焊该铝合金材料前，在该铝合金材料表面上的当量圆直径为0.1至5μm的分散粒子的数量优选为3×10²～5×10⁴个/mm²。

此外，在钎焊该铝合金材料后，在该铝合金材料表面上的当量圆直径为0.1至5μm的分散粒子的数量优选为3×10³～5×10⁵个/mm²。

钎焊过程前析出物的尺寸和数量对钎焊热处理过程中合金材料的再结晶晶粒尺寸有影响。在本发明中，通过将合金材料表面上当量圆直径为0.1至5μm的分散粒子的数量设定在前述范围内，能够控制再结晶晶粒的核。此外，由于在生长再结晶晶粒时的钉扎效应(pinning effect)，能够获得更粗的晶粒尺寸。

铝合金材料的制造条件

在本实施方式的制造铝合金材料的方法中，通过连续铸造轧制法将具有前述成分组成的熔融的铝合金铸成厚度为2至12毫米的板材，随后立即将该板材卷取成卷。铝合金材料即将被卷成卷状前该铝合金材料的温度为530℃或更低。此外，以15℃/小时或更高的平均冷却速率冷却卷取成卷的铝合金材料，并将其展开。进一步对该铝合金材料进行至少两次冷轧和至少两次退火，由此获得厚度不超过0.1毫米的成品板材。

通过连续铸造轧制法铸造后的板材厚度：2至12毫米

在本实施方式的制造铝合金材料的方法中，通过连续铸造轧制法铸造该铝合金材料后，铝合金材料的板材厚度优选为2至12毫米。

当铸造该铝合金材料后该铝合金材料的板材厚度小于2毫米时，难以获得基本稳定的板形合金材料。

另一方面，当铸造该铝合金材料后该铝合金材料的板材厚度大于12毫米时，下述凝固速率降低，并且在卷取该铝合金材料前冷却该铝合金材料变得困难。

即将卷取铝合金材料前的温度：530℃或更低

平均冷却速率：15℃/小时或更高

在本实施方式的制造铝合金材料的方法中，即将卷取该铝合金材料前铝合金材料的温度优选为530℃或更低，更优选500℃或更低，最优选460℃或更低(参见图1)。

此外，卷取成卷的铝合金材料的平均冷却速率优选为15℃/小时或更高，更优选20℃/小时或更高，最优选25℃或更高。

通常，当采用如双辊法、双带法或双滑轮法(twin-block method)的连续铸造轧制法对铝合金材料进行轧制处理时，连续铸造的高温板材被卷取成卷。在此情况下，在卷取预定量的板材(铝合金材料)后，将卷从卷筒上分离，并通过空气冷却。例如，JP-T-2002-521564描述了一种方法，其中通过带式连铸机将板材卷取成卷，对该板材进行轧制处理，随后令该板材冷却(参见JP-T-2002-521564中的[0033]段)。

在连续铸造轧制法中，熔融的合金快速凝固。但是，在传统方法中，在铝合金材料被铸造成板形后，被卷取成卷状的合金材料的温度极高。此外，卷取的合金材料的冷却速率很低。结果，在铝合金材料组织中微细结晶或析出的金属间化合物变粗。因此，钎焊过程后的强度降低，或者在钎焊过程中钉扎效应没有作用于再结晶晶粒。此外，由于晶粒尺寸变得太过微细，耐侵蚀性变差。

在本实施方式的制造铝合金材料的方法中，如上所述，在铝合金材料即将卷取成卷前铝合金材料的温度为530℃或更低，且卷取成卷的铝合金材料的平均冷却速率为15℃/小时或更高。结果，能够抑制结晶物尺寸的增长，并抑制析出的进行，因此，能够提高强度和耐侵蚀性。

凝固速率：15至1,000℃/秒

在快速冷却和铸造熔融铝合金时凝固速率优选为15至1000℃/秒。

当凝固速率低于15℃/秒时，结晶物会变粗。另一方面，当凝固速率高于1000℃/秒时，该效果饱和。

该凝固速率更优选为100至250℃/秒。

退火温度：180℃至550℃

退火时间：1至10小时

在本实施方式的制造铝合金材料的方法中，冷却卷取成卷的铝合金材料，并优选在180℃至550℃的温度下对该铝合金材料进行退火。

在本实施方式中，为了控制结晶或析出物的尺寸，在铸造-卷取-冷却后该板材(卷)的热处理(退火)上限设定为550℃。

当中间退火温度低于180℃时，铝合金材料几乎不软化。结果，即使当进行退火时，轧制性能也几乎不改善。因此，下限设定为180℃。

在上述范围内的温度下进行铝合金材料退火的时间优选为1至10小时。

在本实施方式的制造方法中，当对该铝合金材料进行冷轧时，在各种中间板材厚度下，大约在180℃至550℃的温度范围内进行退火。因此，对该铝合金材料进行至少两次冷轧和至少两次退火，由此获得板材厚度不高于0.1毫米的成品铝合金材料。

在本发明的制造铝合金材料的方法中，该铝合金材料即将卷取成卷之前的温度的上限设定在530℃，且展开该铝合金材料后退火温度的上限设定在550℃。其原因在于抑制粗化的金属间化合物，并由此防止在钎焊过程后强度和耐侵蚀性的降低。

在本发明中，退火温度的上限设定在550℃，其高于铝合金材料即将卷取成卷之前的温度上限(530℃)。基于各种过程中金属间化合物的析出行为的差别设定这些上限。即，当在即将卷取该铝合金材料前的温度高时，材料中存在少量位错，由此限制了析出点(precipitation site)。结果，金属间化合物容易粗化，同时在退火过程中位错存在于材料中，其变成析出点，由此增加了金属间化合物的点。因此，即使当退火温度高时也能够抑制金属间化合物粗化。因此，能够令退火温度高于铝合金材料即将卷取成卷之前的温度。

铝合金材料的组织

在本实施方式的制造铝合金材料的方法中，最终工序例如在前述条件下的轧制工序和退火制工序后，该铝合金材料的组织，即，在使用该铝合金材料通过钎焊法制造汽车热交换器部件前该铝合金材料的组织为纤维组织。此外，将该铝合金材料钎焊后组织的晶粒尺寸为300微米或更高。

在钎焊该铝合金材料前组织中纤维组织的比例为至少90％或不高于10％。即，该组织基本上不包括再结晶晶粒。结果，能够确保汽车热交换器部件，如由该铝合金材料制造的散热片材料的轧制性能和易成型性。此外，通过在钎焊工序后(即，在制造汽车热交换器部件后)控制组织的晶粒尺寸为300微米或更高，能够确保对熔融钎料的耐侵蚀性。

当钎焊该铝合金材料后组织的晶粒尺寸小于300微米时，作为汽车热交换器部件的散热片材料会由于钎料的侵蚀而损坏。

最终轧制压缩比：50％或更低

在本实施方式的制造铝合金材料的方法中，当进行冷轧处理作为最终工序时，冷轧处理(最终冷轧处理)的最终轧制压缩比优选为50％或更低。

可以考虑热交换器部件，如由该铝合金材料制造的散热片材料的易成型性来适当地控制该最终轧制压缩比。但是，当最终轧制压缩比高于50％时，其强度变得过高。

在板材厚度为0.1毫米或更低的材料中，在退火过程后将轧制压缩比降低至低于10％实质上是不可能的。因此，最终轧制压缩比更优选为10％至35％。

在本实施方式的制造铝合金材料的方法中，可以无需进行冷轧处理(最终冷轧处理)而进行退火过程作为最终过程，并可以适当采用此类方法。

在本实施方式的制造铝合金材料的方法中，可以通过调节合金成分组成、铸造过程中的凝固速率、凝固后的冷却速率的条件以及在冷轧过程前和在轧制过程期间进行退火过程，由此控制该铝合金材料的组织或电导率。

如上所述，按照用于汽车热交换器的具有优异成型性与耐侵蚀性的高强度铝合金材料的制造方法，该材料用于通过钎焊法制造的高强度汽车热交换器，通过采用上述方法制造该铝合金材料能够由此抑制结晶物的生长，并抑制析出的进行。结果，能够提高强度和耐侵蚀性。通过使用此类铝合金材料通过钎焊法制造汽车热交换器部件，即使当散热片材料或类似物做得很薄时，仍能够抑制熔融钎焊合金材料的侵蚀，并控制点蚀，由此在当热交换器受到侵蚀的时候显著提高耐久强度。因此，能够获得高强度、耐侵蚀性和易成型性三者皆备的用于汽车热交换器的高强度铝合金材料。

如上所述，由于该汽车热交换器的散热片材料由铝合金材料制造，其中通过本实施方式的制造方法，析出物形成微细颗粒，由此能够显著提高该散热片材料的腐蚀耐久性。尤其在由含Fe的铝合金材料制造的散热片材料中，由于Fe变成局部阴极点，容易发生点蚀，结果，在变薄的散热片材料中，容易产生贯穿孔(penetration)。即使当在热交换器本身的腐蚀开始时不存在耐久强度的问题时，在散热片材料中也容易产生贯穿孔。因此，热交换器本身的耐久强度降低。

在本实施方式的制造铝合金材料的方法中，由于通过前述方法，结晶物或析出物形成微细颗粒，由此在散热片材料中微细点蚀的起点增加，并因而几乎不发生点蚀。因此，在腐蚀发展后的耐久强度显著提高。

第二实施方式

下面将描述本发明的制造铝合金材料的方法的第二实施方式。

在本实施方式的制造方法中，使用熔融的铝合金，其按质量计包含Si：0.3％～1.2％，Fe：0.05％～小于0.7％，Mn：高于0.8％～2.0％，Zn：0.5％～4.0％，以及含Al和不可避免的杂质的其余部分。

铝合金材料的成分组成

下面，将详细描述本实施方式中确定的铝合金材料的成分组成的数值限制。

Si：0.3％～1.2％(更优选为0.4％～1.2％)

与Mn以Al-Mn-Si系化合物形式共存的硅(Si)在基体中分散或形成固溶体，并具有提高该铝合金材料强度的效果。

Si的含量优选按质量计为0.3％～1.2％，更优选为0.4％～1.2％。

当Si的含量高于1.2％时，铝合金材料的熔点降低。结果，该铝合金材料会在钎焊过程中熔融，此外，其导热性变差。

当Si的含量低于0.3％时，难以充分获得上述提高强度的效果。

Fe：0.05％～小于0.7％(更优选为0.2％～0.6％)

铁(Fe)以金属间化合物，如Al₆Fe和Al_mFe的形式结晶或析出，并具有提高钎焊过程后的该铝合金材料强度的作用。此外，Fe形成Al-Mn-Fe、Al-Fe-Si和Al-Mn-Fe-Si系化合物以降低Mn或Si在基体中的固溶度。结果，能够在钎焊过程后在不降低电导率的情况下提高强度。因此，能够提高该基体的熔点。

Fe的含量优选按质量计为0.05％～小于0.7％，更优选为0.2％～0.6％。

当Fe的含量为0.7％或更高时，铝合金材料的腐蚀速率变得太高，并生成大的结晶物。因此，铸造性能或轧制性能变差。

当Fe的含量低于0.05％时，难以充分获得上述提高强度与提高熔点的效果。

Mn：高于0.8％且小于或等于2.0％(更优选为1.0％～1.7％)

锰(Mn)以金属间化合物的形式结晶或析出，并具有提高钎焊过程后的该铝合金材料强度的作用。此外，通过形成Al-Mn-Si系化合物，能够降低Si在基体中的固溶度并提高该基体的熔点。

Mn的含量优选按质量计为高于0.8％且小于或等于2.0％，更优选为1.0％～1.7％。

当Mn的含量高于2.0％时，该铝合金材料的铸造性能或加工(轧制)性能变差。

当Mn的含量低于0.8％时，难以充分获得上述提高强度与提高熔点的效果。

Zn：0.5％～4.0％(更优选为0.8％～2.0％)

锌(Zn)令该铝合金材料的电势低(minus)，以便当散热片材料由该铝合金材料制成时提高管材上的牺牲阳极效果。

Zn的含量优选按质量计为0.5％～4.0％，更优选为0.8％～2.0％。

当Zn的含量高于4.0％时，铝合金材料的腐蚀速率变得太高。因此，耐自腐蚀性变差。

当Zn的含量低于0.5％时，难以充分获得上述牺牲阳极效果。

Sc、Cu、Mg、Zr、Ti、Cr、V和Ni

如在第一实施方式中那样，在本实施方式的制造铝合金材料的方法中，熔融的铝合金除上述Si、Fe、Mn和Zn之外可以进一步包含下列元素的至少一种：Sc、Cu、Mg、Zr、Ti、Cr、V和Ni。在本实施方式中，加入到熔融铝合金中的Sc、Cu、Mg、Zr、Ti、Cr、V和Ni的含量可以与第一实施方式相同。

铝合金材料的制造条件

下面将详细描述通过本实施方式确定的铝合金材料的制造条件。在本实施方式中，在下述条件下使用具有前述组成的熔融铝合金制造用于汽车热交换器的高强度铝合金材料。

通过连续铸造轧制法铸造后的板材厚度：2至12毫米

在本实施方式的制造铝合金材料的方法中，通过连续铸造轧制法铸造该铝合金材料后铝合金材料的板材厚度优选为2至12毫米。

当铸造该铝合金材料后该铝合金材料的板材厚度小于2毫米时，难以获得基本稳定的板形合金材料。

当铸造该铝合金材料后该铝合金材料的板材厚度高于12毫米时，凝固速率降低，并且在卷取该铝合金材料前冷却该铝合金材料变得困难。

即将把铝合金材料卷取成卷形状之前的温度：530℃或更低

平均冷却速率：15℃/小时或更高

在本实施方式的制造铝合金材料的方法中，即将卷取该铝合金材料前铝合金材料的温度优选为530℃或更低，更优选500℃或更低，最优选460℃或更低(参见图1)。

此外，卷取成卷的铝合金材料的平均冷却速率优选为15℃/小时或更高，更优选20℃/小时或更高，最优选25℃或更高。

通常，当采用如双辊法、双带法或双滑轮法的连续铸造轧制法对铝合金材料进行轧制处理时，连续铸造的高温板材被卷取成卷。在此情况下，在卷取预定量的板材(铝合金材料)后，将卷从卷筒上分离，并通过空气冷却。例如，JP-T-2002-521564描述了一种方法，其中通过带式连铸机将板材卷取成卷，对该板材进行轧制处理，随后令该板材冷却(参见JP-T-2002-521564中的[0033]段)。

在连续铸造轧制法中，熔融的合金快速凝固。但是，在传统方法中，在铝合金材料被铸造成板形后，被卷取成卷的合金材料的温度极高。此外，卷取的合金材料的冷却速率很低。结果，在铝合金材料组织中微细结晶或析出的金属间化合物粗化。因此，钎焊过程后的强度降低，或者在钎焊过程中钉扎效应没有作用于再结晶晶粒。此外，由于晶粒尺寸变得太过微细，耐侵蚀性变差。此外，由于固溶度降得过低，对加强固溶体的贡献显著降低。

在本实施方式的制造铝合金材料的方法中，如上所述，在铝合金材料即将卷取成卷前铝合金材料的温度为530℃或更低，且卷取成卷的铝合金材料的平均冷却速率为15℃/小时或更高。结果，能够抑制结晶物尺寸的增长，并抑制析出的进行，因此，能够提高强度和耐侵蚀性。

在通过本发明的制造方法获得的铝合金材料中，在进行钎焊过程后，大量微细析出物分散。具体而言，尺寸为0.01至1微米的分散的析出物的数量为每立方毫米大约5×10⁴至1×10⁷个。在钎焊热处理后，使用透射型电子显微镜在10个放大20,000倍的区域内观察该材料，由此能够计算析出物的尺寸和数量。

当析出物的尺寸大于1微米时，对提高强度的贡献较小。当析出物的尺寸低于0.01微米时，基本难以测定该尺寸。

当析出物的数量低于每立方毫米5×10⁴个时，对于强度的提高几乎起不到作用。另一方面，当析出物的数量高于每立方毫米1×10⁷个时，腐蚀点增加得太多，由此耐腐蚀性可能变差。

作为钎焊该铝合金材料后的固溶度，优选当固溶度保持在一定程度的同时析出微细析出物。具体而言，在钎焊该铝合金材料后的电导率优选为40％至45％(IACS：Intemational Annealed Copper Standard)。

此外，由于汽车热交换器的散热片材料由该铝合金材料制造，其中析出物通过本实施方式的制造方法形成微细颗粒，由此能够显著提高散热片材料的腐蚀耐久性。尤其在由含Fe的铝合金材料制造的散热片材料中，由于Fe变成局部阴极点，容易发生点蚀，结果，在变薄的散热片材料中，容易产生贯穿孔。即使当在热交换器本身的腐蚀开始时不存在耐久强度的问题时，在散热片材料中也容易产生贯穿孔。因此，热交换器本身的耐久强度降低。在本实施方式的制造铝合金材料的方法中，由于结晶物或析出物通过前述方法形成微细颗粒，在该散热片材料中，微细的点蚀点增加，由此几乎不发生点蚀。因此，在腐蚀进行后，耐久性强度显著提高。

在该铝合金材料中，仅仅限制析出物的尺寸会导致耐腐蚀性与强度之间的平衡被打破。在本发明的制造方法中，如上所述，由于Fe的含量设定在0.05％～低于0.7％的范围(更优选在0.2％～0.6％的范围)，可以防止在耐腐蚀性和强度之间的平衡变为不平衡。Fe系金属间化合物，如Al₆Fe、Al_mFe或类似物，在提高强度方面贡献很大，但是容易提高腐蚀速率。因此，单纯提高加入的Fe的量，在腐蚀速率方面存在问题。如在JP-T-2002-521564中所述那样，当所含尺寸为1微米或更高的金属间化合物的数量为每立方毫米3×10⁴个时，腐蚀速率显著提高(参见JP-T-2002-521564的[0030]段)。也就是说，当在本发明中确定的制造条件下处理和结合具有本发明中所确定的成分组成的铝合金材料时，能够适当地控制该化合物、尺寸和数量。结果，能够实现在优异的耐腐蚀性与强度之间的平衡。

凝固速率：10至1,000℃/秒

在快速冷却和铸造熔融铝合金时凝固速率优选为10至1000℃/秒。

当凝固速率低于10℃/秒时，结晶物会变粗。另一方面，当凝固速率高于1000℃/秒时，该效果变得饱和。

该凝固速率更优选为100至250℃/秒。

第一次退火温度：450℃至600℃

退火时间：1至10小时

在本实施方式的制造铝合金材料的方法中，冷却卷取成卷的铝合金材料，优选对该铝合金材料进行至少一次退火，并且在450℃至600℃的温度下进行第一次退火过程。

当第一次退火的温度高于600℃时，在钎焊过程中再结晶晶粒尺寸变得过于微细，因此，散热片材料因钎料侵蚀而弯曲。

当第一次退火的温度低于450℃时，在钎焊过程中该铝合金材料不会再结晶而残留有亚晶粒。结果，发生钎料侵蚀。

在前述温度范围内进行铝合金材料退火的时间优选为1至10小时。

在本实施方式的制造方法中，当对该铝合金材料进行冷轧时，以能够使第一次退火温度在450℃至600℃范围内的方式进行退火。随后，对该铝合金材料进行至少两次冷轧和至少两次退火，由此获得厚度不超过0.1毫米的成品片材。

在本发明的制造铝合金材料的方法中，将该铝合金材料即将被卷取成卷之前的温度的上限设定在530℃，且展开该铝合金材料后第一次退火的温度上限设定在600℃。其原因在于抑制粗化的金属间化合物，并由此防止在钎焊过程后强度和耐侵蚀性的降低。

在本发明中，第一次退火温度的上限设定在600℃，其高于在将铝合金材料卷取成卷前的温度上限(530℃)。基于各过程中金属间化合物的析出行为的差别设定这些上限。即，当在即将卷取该铝合金材料前的温度高时，材料中存在少量位错，由此限制了析出点。结果，金属间化合物容易粗化，同时在退火过程中位错存在于材料中，其变成析出点，由此增加了金属间化合物的点。因此，即使当退火温度高时，也能够抑制金属间化合物粗化。因此，能够令第一次退火温度高于将铝合金材料卷取成卷之前的温度。

最终过程的退火温度：100℃至400℃

在本发明的制造方法中，进行退火过程作为最终过程时的温度设定在100℃至400℃的范围。结果，能够提高铝合金材料的易成型性。例如，当使用此类铝合金材料构成汽车热交换器的散热片材料时，能够获得散热片距(散热片相邻棱线之间的距离)或类似数据的均匀尺寸以及均匀形状。

当最终过程的退火温度高于400℃时，材料的强度降低过多，因此，待加工成散热片材料的材料的易成型性变差。具体而言，会导致散热片材料的散热片距变得太短，且在将散热片材料加工成散热片后总长度变得太短。此外，当散热片材料的强度太低时，在将散热片组装到热交换器中后散热片会熔垂。

当最终过程的退火温度低于100℃时，极难通过热处理软化该散热片材料。结果，基本不可能获得退火(热处理)的效果。具体而言，由于因散热片材料强度过高导致易成型性降低，散热片距变得过大，且在该散热片材料加工成散热片后总长度提高得太多。

因此，进行退火过程作为最终过程时的温度优选在100℃至400℃的范围内，更优选在130℃至380℃的范围内。

最终轧制压缩比：10％到50％

在本实施方式的制造铝合金材料的方法中，当进行冷轧过程作为最终过程时，冷轧过程(最终冷轧过程)的最终轧制压缩比优选为50％或更低。

可以考虑热交换器部件，如由该铝合金材料制造的散热片材料的易成型性来适当地控制该最终轧制压缩比。但是，当最终轧制压缩比高于50％时，其强度变得过高。

在板材厚度为0.1毫米或更低的材料中，实质上不可能在退火过程后将轧制压缩比降低至低于10％。因此，最终轧制压缩比更优选为10％至35％。

在本实施方式的制造铝合金材料的方法中，可以无需进行冷轧过程(最终冷轧过程)而进行退火过程作为最终过程，并可以适当采用此类方法。

钎焊铝合金材料后的组织的晶粒尺寸：300微米或更高

在本实施方式的制造铝合金材料的方法中，钎焊在前述条件下制造的该铝合金材料后组织的晶粒尺寸优选300微米或更高。

由于钎焊该铝合金材料后(即，在制造汽车热交换器部件后)组织的晶粒尺寸为300微米或更高，能够确保对熔融钎料的耐侵蚀性。

当钎焊该铝合金材料后组织的晶粒尺寸低于300微米时，作为汽车热交换器部件的散热片材料会损坏。

在本实施方式的制造铝合金材料的方法中，能够通过调节该合金成分组成、铸造过程中的凝固速率、凝固后的冷却速率的条件控制该铝合金材料的组织或电导率，在冷轧过程前和在轧制过程期间进行退火。

如上所述，按照制造用于汽车热交换器且具有极佳的易成型性与耐侵蚀性的铝合金材料的方法，该铝合金材料用于通过钎焊法制造的高强度汽车热交换器，通过使用前述方法制造铝合金材料，由此能够抑制结晶物的生长，并抑制析出的进行。结果，能够提高强度和耐侵蚀性。使用此类铝合金材料通过钎焊法制造汽车热交换器部件，由此即使当散热片材料或类似物被制得很薄时，熔融的钎焊合金材料的侵蚀被抑制，点蚀被控制，由此在热交换器的侵蚀进行时显著提高耐久性强度。此外，提高了钎焊中的强度。因此，能够获得高强度、耐侵蚀性和易成型性三者皆备的用于汽车热交换器的高强度铝合金材料。

汽车热交换器

作为使用前述本发明的用于汽车热交换器的铝合金材料的例子，图2是图示用于汽车的散热器(热交换器)10的透视分解图，该散热器具有用铝合金材料制造的散热片材料。

在图2中，附图标记1表示散热片材料，附图标记12表示管，附图标记13表示集管(header)，附图标记14表示侧面支承。图1中显示的散热器10包括管12、散热片材料11和集管13，其以钎焊-焊接方式彼此结合，并且通过经机械焊接法(卷边接缝)粘接树脂水箱来制造。

由于本实施方式的散热器10包括本发明的铝合金材料制造的散热片材料1，该散热器10具有极佳的耐久性强度。

实施例

下面，将详细描述本发明的制造用于汽车热交换器的高强度铝合金材料的方法，该高强度铝合金材料用作通过钎焊法制造的高强度汽车热交换器，并具有良好的易成型性和耐侵蚀性，但是，本发明不限于这些实施例。

实施例A

将描述实施例A的铝合金材料的制造方法和评价试验项目。

制造方法

在实施例A中，在表2中所示制造条件下使用具有表1中所示成分组成的铝合金制造铝合金材料。

首先，对通过熔融具有各成分组成的铝合金获得的熔融铝合金进行如通过脱气和使用过滤器去除杂质的过程的处理。随后，使用辊身直径为600毫米的双辊连续铸造轧制机(continuous casting and rolling mill)，将熔融的铝合金铸造成宽度为1000毫米的板材。在铸造过程中，通过图1中所示水冷辊34中水的流速控制凝固速率。

如图1的示意图中所示，在辊34和用于铸造后的散热片材料的卷筒31之间安装冷风机(air-cooling fan)32和供雾装置33(mist supply unit)，并在卷取该散热片材料之前控制散热片材料的温度。

通过卷取500公斤的板材、从卷筒31分离卷取成卷的铝合金材料并通过鼓风机(fan)气冷该铝合金材料30，由此将作为卷取后冷却速率的平均冷却速率控制在最高为150℃。

在进行冷轧过程直到板材厚度为0.05毫米后，进行退火过程作为最终过程，或作为最终过程，在13％至45％的最终轧制压缩比下进行冷轧过程直到板材厚度为0.05毫米，随后在实施例和对比例中使用该铝合金材料。

使用该铝合金材料的每种样品制造如图2示意图中所示的散热片材料(附图标记1)。

在将切割成带的散热片材料进行600℃×3分钟的钎焊热处理，并在50℃的5％NaOH水溶液中侵蚀后，通过切片法在轧制方向上测量钎焊后的晶粒尺寸。

评价方法

使用通过本发明的前述制造方法获得的铝合金材料制造的散热片材料和传统散热片材料进行下列评价试验。

钎焊后的强度

在对散热片材料进行钎焊热处理后进行拉伸试验，由此测量单元(a unit of)散热片材料的强度。使用Shimadzu Corporation制造的AG-GO 10kN作为拉伸试验机，以2毫米/分钟的十字头速度进行拉伸试验，测量作为试样使用钎焊后的散热片材料的散热片材料的抗拉强度(屈服强度：MPa)，该试样是JIS No.5拉伸试样(宽度25毫米×长度60毫米)。

散热片材料的易成型性

以9毫米的散热片棱线高度和1.8毫米的散热片距将铝合金材料(散热片材料)加工成波纹形，并基于散热片棱线高度的偏差进行评价。基于稳定成型区域(normal formation area)内连续10条散热片棱线的标准差σ评价散热片棱线高度的偏差。

耐侵蚀性

在具有下列规格的钎焊片的钎焊料(brazing filler metal)表面组装以前述方式获得的散热片材料，散热片材料涂有助熔剂，并在高纯度氮气气氛中对该散热片材料进行钎焊热处理。在590℃至600℃的温度下进行钎焊热处理5分钟。

在钎焊过程后用光学显微镜观察芯截面(散热片材料/管材)，测量最大钎焊侵蚀深度，并评价耐侵蚀性。

钎焊片规格

(1)板材厚度：0.30毫米

(2)包覆率(clad ratio)：钎焊料10％，芯材90％

(3)调质(temper)：H14

芯耐久性减少率：耐侵蚀性

将各自具有下列规格的用于管板的合金、用于集管板的合金和用于侧面支承的合金成型，与散热片材料组装，用助熔剂涂布，并在高纯度氮气气氛中进行钎焊过程。随后，将它们与树脂水箱组装，由此制造管宽为16毫米、芯尺寸为320毫米(L)×350毫米(W)的散热器。

钎焊过程后，对未进行特殊过程的散热器样品和进行腐蚀试验SWAAT(ASTM G85-02)20天的散热器样品重复进行压力循环试验，测量次数的降低率直到发生断裂。压力循环试验使用能够重复提供水压的压力循环测试仪进行，水压为0至1.8千克/平方厘米，压力重复施加周期为0.1HZ。

材料的规格

(1)管板

a.合金：Al-10％Si(4045)/Al-1％Mn-0.15％Cu(3003)/Al-1％Zn(7072)

b.板厚度：0.30毫米

c.包覆率：钎焊料10％，芯材80％，牺牲材料10％

d.调质：H14

(2)集管板材料

a.合金：Al-10％Si(4045)/Al-1％Mn-0.15％Cu(3003)/Al-1％Zn(7072)

b.板厚度：1.6毫米

c.包覆率：钎焊料10％，芯材80％，牺牲材料10％

d.调质：○材料

(3)侧面支承材料

a.合金：Al-10％Si(4045)/Al-1％Mn-0.15％Cu(3003)

b.板厚度：1.2毫米

c.包覆率：钎焊料10％，芯材90％

d.调质：○材料

钎焊前后铝合金材料的性能

以下列方式测定钎焊前后铝合金材料的性能。

首先，对于钎焊前纤维组织的比例，用将15％的HCl、5％的HNO₃和5％的HF混合在一起的水溶液腐蚀该铝合金材料，通过8倍放大的立体显微镜在总计10个区域内(全部区域800平方毫米)对此时的组织进行摄影，随后用图像衍射装置测定钎焊前纤维组织的比例。

对于钎焊后纤维组织的比例，使用EBSP(Electron Back Scattering Pattern)法进行评估。当其中包括晶界的图案不能识别的部分的数量比为10％或更低时，其被评价为再结晶的。(在表3中，○代表再结晶，×代表未再结晶)

对于电导率，对铝合金进行轧制处理至具有预定厚度，随后用双臂电桥法测量钎焊前的电导率。此外，对一单元合金材料进行钎焊热处理，随后以相同方式测量电导率。

对于钎焊前后该铝合金材料表面上的分散粒子的尺寸和数量，在总计10个区域内(总区域0.035平方毫米)对通过放大2000倍的SEM观察的铝合金进行摄影，测量分散粒子尺寸(当量圆直径)的分布，以确定分散粒子的尺寸和数量。

在每种样品中，在表1中列示了用于散热片材料的铝合金材料的成分组成，在表2中列示了制造条件，在表3中列示了评价结果。

表1

  No.  成分组成  Si  Fe  Mn  Zn  Sc  Cu  Mg  Zr  Ti  Cr  V  Ni  实施例  1A  0.35  0.1  1.95  0.8  -  -  -  -  -  -  -  -  2A  0.42  0.07  1.8  1.2  -  -  -  -  -  -  -  -  3A  0.5  0.15  1.75  1.5  -  -  -  -  -  -  -  -  4A  0.65  0.25  1.5  1.5  0.01  -  0.02  -  -  -  -  -  5A  0.85  0.45  1.41  1.5  0.06  -  0.25  -  -  -  0.02  -  6A  0.85  0.55  1.3  2  0.008  0.06  -  0.03  -  -  -  -  7A  0.95  0.68  1.15  2.5  -  0.17  -  -  0.03  0.02  0.06  -  8A  0.95  0.06  1.02  3.8  -  0.5  -  -  0.18  -  -  -  9A  1.05  0.08  0.9  2.9  -  -  -  0.01  -  0.06  -  0.55  10A  1.1  0.1  0.81  1.9  -  -  -  0.13  -  -  -  0.05  11A  0.42  0.07  1.8  1.2  -  -  -  -  -  -  -  -  12A  0.42  0.07  1.8  1.2  -  -  -  -  -  -  -  -  13A  0.42  0.07  1.8  1.2  -  -  -  -  -  -  -  -  比较例  1A  ^*0.20  0.25  0.95  1.4  0.05  -  -  -  -  -  -  -  2A  ^*1.35  0.3  1.2  1.5  -  0.08  -  -  -  -  -  0.05  3A  0.75  ^*0.03  1.2  1.9  -  0.3  -  -  -  -  -  -  4A  0.85  ^*0.85  1.5  2.5  0.06  -  -  -  -  -  -  -  5A  0.85  0.5  ^*0.65  2.8  -  -  0.03  -  -  -  -  -  6A  0.6  0.6  ^*2.20  3.8  -  -  0.15  0.01  -  -  -  -  7A  0.75  0.45  1.6  ^*0.03  -  -  -  0.1  0.05  -  -  -  8A  1.02  0.45  1.7  ^*5.00  -  -  -  -  0.12  0.03  0.02  -  9A  1  ^*0.90  1.8  2  -  -  -  -  -  0.06  0.02  0.05  10A  0.35  0.62  ^*0.30  ^*5.50  -  -  -  -  -  -  -  1

表2

  合金  铸造板材  厚度  凝固速度  卷取前的温度  卷材冷却  速率  退火(℃×小时)  最终冷轧压缩率  (mm)  (℃/sec)  (℃)  (℃/小时)  第一次  第二次  第三次  (％)  实施例  1A  2.5  780  285  20  400×3  300×3  -  45  2A  3.3  542  200  35  480×5  330×5  -  38  3A  4.7  485  185  50  590×4  400×2  -  40  4A  5.5  235  450  18  520×9  360×3  -  33  5A  7.2  125  320  22  550×6  270×4  -  31  6A  7.8  155  350  38  490×7  280×5  -  30  7A  7.9  80  260  40  500×7  360×3  -  13  8A  8.9  25  480  18  470×4  370×2  -  18  9A  10.5  225  500  20  580×1  260×10  -  22  10A  11.5  59  520  17  530×2  330×5  -  30  11A  7.9  225  180  25  480×5  380×6  120×7  无最终冷轧  12A  10.0  240  240  30  460×7  280×6  200×4  无最终冷轧  13A  7.2  300  300  40  580×4  180×4  -  无最终冷轧  比较例  1A  ^*1.8  255  400  28  460×3  430×2  -  25  2A  ^*14.0  ^*13.5  420  30  ^*400×3  370×2  -  30  3A  3.5  695  400  42  460×5  330×3  -  33  4A  7.0  235  ^*550  48  520×4  280×1  -  25  5A  6.5  126  260  ^*12  460×8  430×4  -  25  6A  7.2  100  240  18  -  -  -  无最终冷轧  7A  4.8  187  185  ^*10  550×7  400×3  -  40  8A  5.5  195  480  12  ^*620×3  300×3  -  42  9A  9.9  225  500  15  -  -  -  无最终冷轧  10A  10.5  85  350  10  590×3  300×3  -  35

表3

  合金  钎焊后的合金性质  评价结果  备注  再结晶  晶粒直径  钎焊后的  抗拉强度  翅片高度  偏差  钎料侵蚀  深度  芯耐久性  降低比率  ○/×  μm  (MPa)  σ  (μm)  (％)  实施例  1A  ○  1250  152  0.10  10  28  2A  ○  1000  150  0.13  12  20  3A  ○  400  150  0.12  10  18  4A  ○  870  155  0.10  9  16  5A  ○  900  162  0.09  10  18  6A  ○  1800  170  0.10  8  15  7A  ○  650  172  0.14  12  20  8A  ○  1320  156  0.03  11  22  9A  ○  520  163  0.12  13  21  10A  ○  1450  159  0.15  10  30  11A  ○  780  145  0.09  10  20  12A  ○  1430  150  0.10  12  22  13A  ○  985  165  0.11  15  25  比较例  1A  ○  1300  ^*128  0.15  8  18  2A  ×  -  172  ^*1.10  ^*50  20  3A  ○  1250  ^*118  0.10  10  25  4A  ○  860  ^*130  0.15  12  18  5A  ○  1415  ^*128  0.12  10  20  6A  ○  -  -  -  -  -  轧制性能不佳  (表面开裂)  7A  ○  1250  ^*140  0.15  11  ^*48  管中的孔洞  8A  ○  ^*220  149  0.03  10  ^*85  9A  ○  -  -  -  -  -  轧制性能不佳  (表面开裂)  10A  ○  420  ^*110  0.08  8  ^*76

评价结果

如表3中所示，对于使用具有在本发明中确定的成分组成的铝合金在本发明中确定的制造条件下制造的实施例1A至13A的铝合金材料，钎焊后所有铝合金材料的抗拉强度为137MPa或更高，所有铝合金材料的翅片高度偏差的标准差σ为0.15或更低，所有铝合金材料的钎料侵蚀深度为20微米或更低，且所有铝合金材料的芯耐久性降低比率为40％或更低。

在表2中所示的温度和时间下，对实施例1A至13A中的实施例11A至13A的铝合金材料进行退火处理作为最终处理。在实施例11A和12A中，进行冷轧三次，进行退火(中间退火)两次，并进行第三次退火作为最终过程。在实施例13A中，进行冷轧两次，进行退火(中间退火)一次，并进行第二次退火作为最终过程。

如表3中所示，实施例1A至13A的铝合金材料在钎焊后的强度(钎焊后的抗拉强度)、散热片材料的易成型性(散热片棱线高度的偏差)、耐侵蚀性(钎料侵蚀深度)和耐久性(芯耐久性降低比率)的所有性能方面明显优异。

相反，对比例1A至10A，其中熔融铝合金的成分组成与其制造条件的任意一种在本发明的范围之外，其在前述任何一项评估，即钎焊后的抗拉强度、散热片棱线高度的偏差、钎料侵蚀深度和芯耐久性降低比率方面均不佳。

在对比例1A的铝合金材料中，Si的含量低，铸造板材厚度和卷取前温度在本发明范围之外。因此，钎焊前铝合金材料的纤维组织少，导电率和分散粒子的数量在确定的范围之外，且钎焊后合金材料的分散粒子数量在确定的范围之外。结果，钎焊后抗拉强度、散热片棱线高度偏差及钎料侵蚀深度的评价不佳。

在对比例2A的铝合金材料中，Si的含量过高，铸造板材厚度和凝固速率在本发明范围之外。因此，钎焊前铝合金材料的纤维组织少，分散粒子的数量在确定的范围之外。结果，钎焊后抗拉强度、翅片高度偏差及钎料侵蚀深度的评价不佳。

在对比例3A的铝合金材料中，Fe的含量低，卷材的冷却速率在本发明范围之外。因此，钎焊后合金材料的分散粒子的数量在确定的范围之外。结果，钎焊后抗拉强度和钎料侵蚀深度的评价不佳。

在对比例4A的铝合金材料中，Fe的含量过高并在本发明的范围之外。因此，钎焊前铝合金材料的分散粒子的数量在确定的范围之外。结果，钎料侵蚀深度和芯耐久性降低比率的评价不佳。

在对比例5A的铝合金材料中，Mn的含量低并在本发明范围之外。因此，钎焊后抗拉强度的评价不佳。

在对比例6A的铝合金材料中，Mn的含量过高并在本发明范围之外。因此，在轧制过程中在其表面上产生裂纹，因此，随后的评价无法进行。

在对比例7A的铝合金材料中，Mn的含量过高并在本发明范围之外。因此，钎焊前该合金材料的电导率在确定的范围之外。结果，钎焊性能非常差，因此，钎料侵蚀深度的评价无法进行。此外，由于难以制造规定的散热器，芯耐久性降低比率的评价无法进行。

在对比例8A的铝合金材料中，Ni的含量过高并在本发明范围之外。因此，钎焊后合金材料的分散粒子数量在确定的范围之外。结果，芯耐久性降低比率的评价不佳。

在对比例9A的铝合金材料中，Zn的含量过高并在本发明范围之外。结果，芯耐久性降低比率的评价不佳。

在对比例10A的铝合金材料中，Zn的含量低并在本发明范围之外。结果，管被刺穿。

实施例B

下面将描述实施例B的铝合金材料的制造方法和评价试验项目。

制造方法

在实施例B中，在表5中所示制造条件下使用具有表4中所示成分组成的铝合金制造铝合金材料。

首先，对通过熔融具有每种成分组成的铝合金获得的熔融铝合金进行如通过脱气或使用过滤器去除杂质的过程的处理。随后，使用辊身直径为600毫米的双辊连续铸造轧制机，将熔融的铝合金铸造成宽度为1000毫米的板材。在铸造过程中，通过图1中所示水冷辊34中水的流速控制凝固速率。

如图1的示意图中所示，在辊34和铸造后用于散热片材料的卷筒31之间安装冷风机)32和供雾装置33，并在卷取该散热片材料之前控制散热片材料的温度。

通过卷取500公斤的板材、从卷筒31分离卷取成卷的铝合金材料并通过鼓风机气冷该铝合金材料30，由此将作为卷取后冷却速率的平均冷却速率控制在最高为150℃。

在进行冷轧过程直到板材厚度为0.05毫米后，进行退火过程作为最终过程，或作为最终过程，以10％至40％的最终轧制压缩比进行冷轧过程直到板材厚度为0.05毫米，随后在实施例和对比例中使用该铝合金材料。

随后，使用该铝合金材料的每种样品制造如图2示意图中所示的散热片材料(附图标记1)。

在将切割成带的散热片材料进行600℃×3分钟的钎焊热处理，并在50℃的5％NaOH水溶液中侵蚀后，通过切片法在轧制方向上测量钎焊后的晶粒尺寸。

评价方法

使用通过本发明的前述制造方法获得的铝合金材料制造的散热片材料和传统散热片材料进行下列评价试验。

钎焊后的强度

在对散热片材料进行钎焊热处理后进行拉伸试验，由此测量单个(a unit of)散热片材料的强度。使用Shimadzu Corporation制造的AG-GO 10kN作为拉力试验机，以2毫米/分钟的十字头速度进行拉伸试验，测量作为试样使用钎焊后的散热片材料的散热片材料的抗拉强度(屈服强度：MPa)，该试样是JIS No.5拉伸试样(宽度25毫米×长度60毫米)。

散热片材料的易成型性

以9毫米的翅片高度和1.8毫米的散热片距将铝合金材料(散热片材料)加工成波纹形，并基于翅片高度的偏差进行评价。基于稳定成型区域内连续10条散热片棱线的标准差σ评价翅片高度的偏差。

耐侵蚀性

在具有下列规格的钎焊片的钎焊料表面组装以前述方式获得的散热片材料，散热片材料涂有助熔剂，并在高纯度氮气气氛中对该散热片材料进行钎焊热处理。在590℃至600℃的温度下进行钎焊热处理5分钟。

在钎焊过程后用光学显微镜观察芯截面(散热片材料/管材)，测量最大钎焊侵蚀深度，并评价耐侵蚀性。

钎焊片规格

(1)芯材：Al-10％Si(4045)/Al-1％Mn-0.15％Cu(3003)

(2)板材厚度：0.30毫米

(3)包覆率：钎焊料10％，芯材90％

(4)调质：H14

芯耐久性减少率：耐侵蚀性

将各自具有下列规格的用于管板的合金、用于集管板的合金和用于侧面支承的合金成型，与散热片材料组装，涂布助熔剂，并在高纯度氮气气氛中进行钎焊处理。随后，将它们与树脂水箱组装，由此制造管宽为16毫米、芯尺寸为320毫米(L)×350毫米(W)的散热器。

钎焊过程后，对未进行特殊过程的散热器样品和进行腐蚀试验SWAAT(ASTM G85-02)20天的散热器样品重复进行压力循环试验，测量次数的降低率直到发生断裂。压力循环试验使用能够重复提供水压的压力循环测试仪进行，水压为0至1.8千克/平方厘米，压力重复施加周期为0.1HZ。

材料的规格

(1)管板

a.合金：Al-10％Si(4045)/Al-1％Mn-0.15％Cu(3003)/Al-1％Zn(7072)

b.板厚度：0.30毫米

c.包覆率：钎焊料10％，芯材80％，牺牲材料10％

d.调质：H14

(2)集管板材料

a.合金：Al-10％Si(4045)/Al-1％Mn-0.15％Cu(3003)/Al-1％Zn(7072)

b.板厚度：1.6毫米

c.包覆率：钎焊料10％，芯材80％，牺牲材料10％

d.调质：○材料

(3)侧面支承材料

a.合金：Al-10％Si(4045)/Al-1％Mn-0.15％Cu(3003)

b.板厚度：1.2毫米

c.包覆率：钎焊料10％，芯材90％

d.调质：○材料

钎焊前后铝合金材料的性能

以下列方式测定钎焊前后铝合金材料的性能。

对于钎焊后纤维组织的比例，使用EBSP(Electron Back Scattering Patter)法进行评估。当其中包括晶界的图案不能识别的部分的数量比为10％或更低时，其被评价为再结晶的。(在表6中，○代表再结晶，×代表未再结晶)

对于电导率，对铝合金进行轧制处理至具有预定厚度，随后用双臂电桥法测量钎焊前的电导率。此外，对一单元合金材料进行钎焊热处理，随后以相同方式测量电导率。

在将切割成带的散热片材料进行600℃×3分钟的钎焊热处理，并在50℃的5％的NaOH水溶液中侵蚀后，通过切片法使用立体显微镜在轧制方向上测量钎焊后该铝合金的晶粒尺寸。

在每种样品中，在表4中列示了用于散热片材料的铝合金材料的成分组成，在表5中列示了制造条件，在表6中列示了评价结果。

表4

  No.  成分组成  Si  Fe  Mn  Zn  Sc  Cu  Mg  Zr  Ti  Cr  V  Ni  实施例  1B  0.3  1.95  0.30  0.80  0.0004  -  -  -  -  -  0.03  -  2B  0.35  1.9  0.40  0.90  0.82  -  -  -  -  -  -  -  3B  0.4  1.75  0.50  0.50  -  0.08  -  -  -  -  -  -  4B  0.4  1.62  0.65  0.80  -  -  0.03  -  0.12  -  -  -  5B  0.65  1.05  0.75  0.50  -  -  -  0.1  -  -  0.06  -  6B  0.78  1.75  0.52  0.30  -  -  -  -  -  -  -  -  7B  0.98  1  0.75  0.20  -  -  -  -  0.03  -  -  0.3  8B  1.02  0.85  0.60  0.50  -  -  -  -  -  -  -  -  9B  1.09  0.7  0.60  0.12  -  0.65  -  -  -  -  -  -  10B  1.2  0.72  0.55  0.98  -  -  0.25  -  -  0.05  -  1.2  11B  0.35  1.9  0.40  0.90  0.82  -  -  -  -  -  -  -  12B  0.35  1.9  0.40  0.90  0.82  -  -  -  -  -  -  -  13B  0.35  1.9  0.40  0.90  0.82  -  -  -  -  -  -  -  比较例  1B  ^*0.20  1.92  0.45  0.55  -  -  -  -  -  -  -  -  2B  ^*1.35  0.85  0.45  0.70  -  -  -  0.1  -  -  -  -  3B  0.44  ^*0.40  0.70  0.50  -  -  -  -  -  -  -  -  4B  0.6  ^*2.20  0.70  0.80  -  -  -  -  -  -  -  -  5B  0.51  1.6  ^*0.10  0.80  -  -  -  -  -  -  -  -  6B  0.52  1.7  1.05  0.80  -  -  -  -  -  -  -  -  7B  0.5  0.9  0.40  0.50  -  -  ^*0.60  -  -  -  -  -  8B  0.4  0.9  0.70  0.80  -  -  -  -  -  -  -  ^*2.10  9B  0.8  1.2  0.50  1.25  -  -  -  -  -  -  -  -  10B  0.8  1.2  0.40  ^*0.05  -  -  -  -  -  -  -  -  11B  0.8  1.2  0.50  1.25  -  -  -  -  -  -  -  -  12B  0.8  1.2  0.50  1.25  -  -  -  -  -  -  -  -  13B  0.8  1.2  0.50  1.25  -  -  -  -  -  -  -  -

表5

  合金  铸造板材  厚度  凝固速度  卷取前的温度  卷材冷却  速率  (中间)退火  (℃×小时)  最终冷轧压缩率  (mm)  (℃/sec)  (℃)  (℃/小时)  第一次  第二次  (％)  实施例  1B  7.0  100  520  20  360×3  300×4  25  2B  6.5  150  400  51  240×2  330×3  40  3B  3.5  160  420  30  190×6  240×8  25  4B  4.5  170  360  18  270×3  390×2  10  5B  10.0  200  500  21  300×3  360×3  无最终冷轧  6B  7.2  200  460  31  240×4  330×4  25  7B  6.5  20  260  20  300×4  200×6  35  8B  4.3  700  290  18  300×4  240×6  20  9B  2.8  930  290  16  180×9  300×4  25  10B  7.2  280  320  15  300×4  330×3  无最终冷轧  11B  7.0  300  300  20  540×10  400×6  25  12B  8.0  280  250  25  500×4  380×4  25  13B  9.2  300  300  30  250×7  400×8  无最终冷轧  比较例  1B  ^*15.0  100  ^*540  18  300×4  360×4  25  2B  ^*15.0  ^*10  520  20  180×8  300×4  25  3B  12.0  150  360  ^*13  200×6  330×6  25  4B  10.0  100  400  20  200×6  360×3  25  5B  9.2  150  400  23  200×6  360×3  25  6B  7.3  200  400  18  -  -  无最终冷轧  7B  6.4  300  380  20  230×3  330×4  25  8B  5.5  320  380  20  230×3  330×4  25  9B  6.8  230  380  18  230×3  330×4  25  10B  3.0  240  300  20  230×3  330×4  25  11B  6.5  280  300  18  570×3  270×3  20  12B  7.2  300  400  25  300×3  240×3  25  13B  10.0  250  250  30  380×3  360×3  无最终冷轧

表6

  合金  钎焊前性能  钎焊后性能  评价结果  备注  纤维  组织  电导率  分散粒子  的数量  再结晶  电导率  分散粒子  的数量  钎焊后的  抗拉强度  翅片高度  偏离  钎料侵蚀  深度  芯耐久性  降低比率  (％)  (％：LACS)  (Per mm²)  ○/×  (％：LACS)  (Per mm²)  (MPa)  σ  (μm)  (％)  实施例  1B  100  51.5  4.2×10³  ○  52.0  4.8×10³  142  0.14  10  28  2B  99  51.3  3.8×10²  ○  51.5  3.8×10³  138  0.13  14  30  3B  100  50.4  2.8×10³  ○  50.7  7.2×10³  137  0.12  10  30  4B  92  50.4  4.9×10⁴  ○  50.7  3.8×10³  149  0.04  12  35  5B  100  49.3  5.2×10³  ○  50.3  6.5×10³  150  0.04  13  40  6B  98  49.0  4.3×10⁴  ○  50.5  5.2×10³  145  0.03  10  43  7B  98  47.5  4.5×10³  ○  49.2  6.3×10⁴  155  0.12  15  28  8B  100  48.5  4.7×10⁴  ○  49.7  4.7×10⁵  157  0.15  16  33  9B  100  45.4  3.5×10²  ○  48.2  9.5×10³  153  0.13  18  32  10B  100  44.2  3.8×10³  ○  46.5  2.5×10⁴  156  0.12  20  38  11B  100  49.5  4.0×10³  ○  50.5  3.4×10⁴  137  0.10  10  20  12B  0  51.3  4.0×10³  ○  50.0  3.2×10⁴  145  0.10  20  20  13B  8  51.5  3.8×10³  ○  50.5  4.0×10⁴  150  0.09  18  18  比较例  1B  ^*80  ^*54.2  ^*2.5×10³  ○  49.8  1.4×10^4  *121  ^*1.20  ^*50  30  2B  ^*85  50.2  ^*2.0×10²  ×  50.9  ^*2.8×10^3  *118  0.90  ^*50  35  3B  95  48.5  ^*1.8×10²  ○  46.0  4.2×10^4  *110  0.13  ^*48  30  4B  100  50.2  ^*6.2×10⁴  ○  50.7  4.8×10⁴  163  0.10  ^*50  ^*60  5B  100  52.4  4.1×10⁴  ○  51.3  3.9×10^4  *105  0.11  10  20  6B  -  -  -  -  -  -  -  -  -  -  轧制性能不佳  (表面开裂)  7B  100  ^*53.5  4.2×10⁴  ○  50.3  4.9×10⁴  162  0.10  0  -  钎焊性能不佳  8B  100  50.5  4.1×10⁴  ○  48.8  ^*8.2×10⁵  148  0.10  22  ^*85  9B  100  48.3  3.8×10³  ○  45.2  3.9×10⁴  138  0.10  25  ^*90  10B  100  47.9  4.2×10³  ○  50.3  4.8×10⁵  141  0.09  18  10  (参照备注栏)  管中的孔洞  11B  100  49.5  ^*2.5×10²  ○  51.0  ^*2.0×10^3  *110  0.09  25  30  12B  50  48.0  3.8×10³  ○  49.2  3.8×10⁴  142  ^*0.95  20  ^*70  13B  20  50.0  3.9×10³  ○  50.0  4.2×10⁴  140  ^*1.25  30  ^*80

评价结果

如表6中所示，在使用具有在本发明中确定的成分组成的铝合金在本发明中确定的制造条件下制造的实施例1B至13B的铝合金材料中，钎焊后所有铝合金材料的抗拉强度为150MPa或更高，所有铝合金材料的翅片高度偏差的标准差σ为0.15或更低，所有铝合金材料的钎料侵蚀深度为13微米或更低，且所有铝合金材料的芯耐久性降低比率为30％或更低。

相反，对比例1B至13B，其中熔融铝合金的成分组成与其制造条件的任意一种在本发明的范围之外，其在前述任何一项评估，即钎焊后的抗拉强度、散热片棱线高度的偏差、钎料侵蚀深度和芯耐久性降低比率方面均不佳。

在对比例1B的铝合金材料中，Si的含量低于本发明中确定的下限，使用连续铸造轧制法的铸造板材厚度为1.8毫米，低于本发明中确定的下限。因此，钎焊后的抗拉强度为128MPa。结果，相对于实施例1B至11B，其评价不佳。

在对比例2B的铝合金材料中，Si的含量高于本发明中确定的上限，并且使用连续铸造轧制法的铸造板材厚度为14.0毫米，高于本发明中确定的上限。因此，凝固速率为13.5℃/秒，非常低，且第一次中间退火过程的温度为400℃，低于下限。在对比例2B中，可以确认，钎焊后的组织并非再结晶的，散热片棱线高度偏差σ为1.10，非常大，并且钎料侵蚀深度为50微米。结果，其评价非常差。

在对比例3B的铝合金材料中，Fe的含量低于本发明中确定的下限。因此，钎焊后的抗拉强度为118MPa。结果，其评价比实施例1B至11B差。

在对比例4B的铝合金材料中，Fe的含量高于本发明中确定的上限，并且卷取前的温度高于本发明中确定的上限。因此，钎焊后的抗拉强度为130MPa。结果，其评价比实施例1B至11B差。

在对比例5B的铝合金材料中，Mn的含量低于本发明中确定的下限，并且卷冷却速率低于本发明中确定的下限。因此，钎焊后的抗拉强度为128MPa。结果，其评价比实施例1B至11B差。

在对比例6B的铝合金材料中，Mn的含量高于本发明中确定的上限，并且没有进行中间退火过程。因此，在轧制过程中在该合金材料的表面上产生裂纹，因此，随后的评价无法进行。

在对比例7B的铝合金材料中，Zn的含量低于本发明中确定的下限，且卷冷却速率低于本发明中确定的下限。因此，钎焊后的抗拉强度为140MPa，芯耐久性降低比率为48％。结果，其评价比实施例1B至11B差。

在对比例8B的铝合金材料中，Zn的含量高于本发明中确定的上限，第一次中间退火过程的温度高于本发明中确定的上限。因此，钎焊后组织的晶粒尺寸为220微米，低于本发明中确定的下限，且芯耐久性降低比率为85％。结果，其评价非常差。

在对比例9B的铝合金材料中，Fe的含量高于本发明中确定的上限，并且没有进行中间退火过程。因此，在轧制过程中该合金材料的表面上产生裂纹，因此，随后的评价无法进行。

在对比例10B的铝合金材料中，Mn的含量低于本发明中确定的下限，Zn的含量高于本发明中确定的上限。因此，抗拉强度为110MPa，且芯耐久性降低比率为76％。结果，其评价比实施例1B至11B差。

在对比例11B的铝合金材料中，在展开该铝合金后的退火过程中，第一次中间退火过程的温度为570℃，这高于本发明中确定的上限。因此，钎焊后分散粒子的数量为每平方毫米2.5×10²个，钎焊后分散粒子的数量为每平方毫米2.0×10³个。结果，钎焊后的抗拉强度的评价不佳。

在对比例12B的铝合金材料中，钎焊前纤维组织的比例为50％，在本发明的范围之外。结果，翅片高度偏差与芯耐久性降低比率的评价不佳。

在对比例13B的铝合金材料中，钎焊前纤维组织的比例为20％，在本发明的范围之外。结果，翅片高度偏差与芯耐久性降低比率的评价不佳。

因此，通过本发明的制造用于汽车热交换器的高强度铝合金的方法获得的铝合金材料在钎焊后强度、牺牲阳极效应、耐侵蚀性等性能方面显然是优异的。