Title:
Lotblech aus Aluminiumlegierung mit hoher Festigkeit, hoher Korrosionsbeständigkeit und hoher Materialdehnung
Kind Code:
T5


Abstract:

Ein Lotblech aus Aluminiumlegierung mit hoher Festigkeit, hoher Korrosionsbeständigkeit und hoher Materialdehnung, umfasst: ein plattiertes Material aus Aluminiumlegierung umfassend ein Kernmaterial, wobei eine Oberfläche des Kernmaterials mit einem Opfermaterial plattiert ist und die andere Oberfläche des Kernmaterials mit einem Al-Si-basierten oder Al-Si-Zn-basierten Lötzusatzmetall plattiert ist, wobei das Kernmaterial eine Zusammensetzung aufweist, welche in Massen-% enthält: 1,3 bis 2,0% Mn, 0,6 bis 1,3% Si, 0,1 bis 0,5% Fe und 0,7 bis 1,3% Cu, mit einem Rest, welcher Al und unvermeidbare Verunreinigungen umfasst; wobei das Opfermaterial eine Zusammensetzung aufweist, welche in Massen-% enthält: mehr als 4,0% bis 8,0% Zn, 0,7 bis 2,0% Mn, 0,3 bis 1,0% Si, 0,3 bis 1,0% Fe und 0,05 bis 0,3% Ti, mit einem Rest, welcher Al und unvermeidbare Verunreinigungen umfasst; im Zustand des Materials hat die Kristallkornstruktur von mindestens dem Kernmaterial eine lamellare Struktur; die Dehnung des Materials beträgt 4% oder mehr; und die Zugfestigkeit nach dem Löten beträgt 170 MPa oder mehr.




Inventors:
Edo, Masakazu (Shizuoka, Susono-shi, JP)
Yoshino, Michihide (Shizuoka, Susono-shi, JP)
Application Number:
DE112015005083T
Publication Date:
08/03/2017
Filing Date:
11/09/2015
Assignee:
Mitsubishi Aluminum Co., Ltd. (Tokyo, JP)



Attorney, Agent or Firm:
Prüfer & Partner mbB Patentanwälte Rechtsanwalt, 81479, München, DE
Claims:
1. Lotblech aus Aluminiumlegierung mit hoher Festigkeit, hoher Korrosionsbeständigkeit und hoher Materialdehnung, umfassend:
ein plattiertes Material aus Aluminiumlegierung umfassend ein Kernmaterial, wobei eine Oberfläche des Kernmaterials mit einem Opfermaterial und eine andere Seite des Kernmaterials mit Al-Si-basiertem oder Al-Si-Zn-basiertem Lötzusatzmetall plattiert ist, wobei
das Kernmaterial eine Zusammensetzung aufweist, welche in Massen-% enthält: 1,3 bis 2,0% Mn, 0,6 bis 1,3% Si, 0,1 bis 0,5% Fe und 0,7 bis 1,3% Cu, mit einem Rest, welcher Al und unvermeidbare Verunreinigungen umfasst; das Opfermaterial eine Zusammensetzung aufweist, welche in Massen-% enthält: mehr als 4,0% bis 8,0% Zn, 0,7 bis 2,0% Mn, 0,3 bis 1,0% Si, 0,3 bis 1,0% Fe und 0,05 bis 0,3% Ti, mit einem Rest, welcher Al und unvermeidbare Verunreinigungen umfasst; wobei im Zustand des Materials die Kristallkornstruktur von mindestens dem Kernmaterial eine lamellare Struktur aufweist; die Dehnung des Materials 4% oder mehr beträgt; und die Zugfestigkeit nach dem Löten 170 MPa oder mehr beträgt.

2. Lotblech aus Aluminiumlegierung mit hoher Festigkeit, hoher Korrosionsbeständigkeit und hoher Materialdehnung gemäß Anspruch 1, wobei die Kristallkorngröße des Kernmaterials im Längsabschnitt parallel zu einer Rollrichtung nach dem Löten im Bereich von 30 bis 200 μm liegt.

3. Lotblech aus Aluminiumlegierung mit hoher Festigkeit, hoher Korrosionsbeständigkeit und hoher Materialdehnung gemäß Anspruch 1 oder 2, wobei im Kernmaterial die Dichte von Partikeln der zweiten Phase im Bereich von 0,2 bis 0,7 μm bezüglich des äquivalenten Kreisdurchmessers im Bereich von 1 bis 30 Stück/μm2 liegt.

4. Lotblech aus Aluminiumlegierung mit hoher Festigkeit, hoher Korrosionsbeständigkeit und hoher Materialdehnung gemäß einem der Ansprüche 1 bis 3, wobei das Lotblech aus Aluminiumlegierung für ein Wärmetauscherbauteil verwendet wird.

Description:
[Gebiet der Technik]

Die vorliegende Erfindung bezieht sich auf ein Lotblech aus Aluminiumlegierung mit hoher Festigkeit, hoher Korrosionsbeständigkeit und hoher Materialdehnung.

[Stand der Technik]

Ein Wärmetauscher, welcher ein Aluminiumprodukt verwendet, wird häufig als Wärmetauscher für eine Heizung, eine Autoheizung, einen Ölkühler und einen Zwischenkühler eines Automobils, einen Verdampfer und einen Kondensator einer Fahrzeugklimaanlage oder als Wärmetauscher für hydraulische Ausrüstung und einer industriellen Maschine verwendet.

In den letzten Jahren ist es erforderlich, dass die Bauteile, welche darin verwendet werden, eine hohe Festigkeit bei dünnen Wänden und eine hohe Korrosionsbeständigkeit aufweisen, da ein Wärmetauscher aus dem Standpunkt eines verbesserten Brennstoffverbrauchs und einer Platzersparnis gesehen immer mehr im Gewicht reduziert wird. Da besonders Rohrmaterial in einer großen Menge verwendet wird, sind diese Anforderungen hoch. Weiterhin wird in letzter Zeit manchmal eine ungleichmäßige Verarbeitung beim Bilden eines Rohrs angewendet, um die Wärmetauschleistung zu erhöhen, und der bearbeitete Abschnitt kann dabei weitläufiger Deformation begleitet von einer Reduktion der Dicke unterzogen werden. In diesem Fall, wenn die Dehnung des Materials gering ist, besteht das Problem, dass das Material während der Verarbeitung bricht, oder es schwierig ist, eine gewünschte Form zu erzielen. Um mit solch einem Problem umzugehen, schlägt beispielsweise Patentliteratur 1 eine Verbesserung in der Formbarkeit durch Transformation eines Opfermaterials und eines Kernmaterials in eine faserige Struktur vor, um die Deformierbarkeit des Opfermaterials und des Kernmaterials gleichzusetzen, um die Formbarkeit zu verbessern.

[Zitierliste][Patentliteratur][Patentliteratur 1]

  • Offengelegtes japanisches Patent Nr. 2010-95758

[Zusammenfassung der Erfindung][Technisches Problem]

In der Technik, wie sie in Patentliteratur 1 offenbart ist, wird ein gewisser Grad einer hohen Dehnung erwartet, aber die Festigkeit ist nicht ausreichend, und eine Erhöhung in der Festigkeit ist erwünscht. Es besteht jedoch ein Problem, nämlich dass es schwierig ist, die Anforderungen bezüglich sowohl hoher Festigkeit und hoher Dehnung zur selben Zeit zu erfüllen, da Dehnungscharakteristika beeinflusst werden, wenn die Erhöhung der Festigkeit erreicht werden soll.

Die vorliegende Erfindung wurde unter Berücksichtigung der oben genannten Begleitumstände als Hintergrund getätigt, und es ist eine Aufgabe der vorliegenden Erfindung, ein Lotblech aus Aluminiumlegierung mit hoher Festigkeit, hoher Korrosionsbeständigkeit und hoher Materialdehnung bereitzustellen.

[Lösung des Problems]

Zum Beispiel, wenn die Menge an Cu in einem Kernmaterial erhöht wird, um weiterhin eine hohe Festigkeit basierend auf der zitierten Literatur 1 zu erzielen, wird die Deformierbarkeit des Kernmaterials höher sein als die Deformierbarkeit des Opfermaterials, was zu einer Erhöhung im Unterschied der Deformierbarkeit zwischen beiden Lagen führt, was die Dehnung reduziert. Andererseits wird beispielsweise dann, wenn die Menge von Zn in einem Opfermaterial aus dem Blickwinkel der Verbesserung der Korrosionsbeständigkeit erhöht wird, die Deformierbarkeit des Opfermaterials höher sein als die Deformierbarkeit eines Kernmaterials, was ebenfalls zu einer Erhöhung im Unterschied der Deformierbarkeit zwischen beiden Lagen führt, was die Dehnung reduziert. Andererseits kann in der Erfindung der vorliegenden Anmeldung weiterhin eine höhere Dehnung erreicht werden, und weiterhin kann die Korrosionsbeständigkeit durch Erhöhung der Potentialdifferenz zwischen dem Opfermaterial und dem Kernmaterial nach dem Löten verbessert werden, da der Unterschied der Deformierbarkeit zwischen beiden Schichten durch das Erhöhen der Menge von sowohl Zn in einem Opfermaterial und Cu in einem Kernmaterial nicht auftritt.

Insbesondere ist der erste Aspekt der vorliegenden Erfindung ein Lotblech aus einer Aluminiumlegierung mit hoher Festigkeit, hoher Korrosionsbeständigkeit und hoher Materialdehnung, welches umfasst: ein plattiertes Material aus Aluminiumlegierung, welches ein Kernmaterial umfasst, wobei eine Oberfläche des Kernmaterial mit einem Opfermaterial plattiert ist und die andere Seite des Kernmaterials mit einem Al-Si-basierten oder Al-Si-Zn-basierten Lotzusatzmaterial plattiert ist, wobei
das Kernmaterial eine Zusammensetzung aufweist, welche beinhaltet: 1,3 bis 2,0 Massen-% Mn, 0,6 bis 1,3 Massen-% Si, 0,1 bis 0,5 Massen-% Fe, und 0,7 bis 1,3 Massen-% Cu, mit einem Rest, der Al und unvermeidbare Verunreinigungen umfasst; das Opfermaterial eine Zusammensetzung aufweist, welche beinhaltet: mehr als 4,0 bis 8,0 Massen-% Zn, 0,7 bis 2,0 Massen-% Mn, 0,3 bis 1,0 Massen-% Si, 0,3 bis 1,0 Massen-% Fe, und 0,05 bis 0,3 Massen-% Ti, mit einem Rest, der Al und unvermeidbare Verunreinigungen umfasst; in dem Zustand des Materials hat die Kristallkornstruktur von mindestens dem Kernmaterial eine lamellare Struktur; die Dehnung des Materials ist 4% oder mehr; und die Zugfestigkeit nach dem Löten beträgt 170 MPa oder mehr.

Der zweite Aspekt der vorliegenden Erfindung ist das Lotblech aus Aluminiumlegierung gemäß dem ersten Aspekt der vorliegenden Erfindung, wobei die Kristallkorngröße des Kernmaterials im Längsabschnitt parallel einer Rollrichtung nach dem Löten im Bereich von 30 bis 200 μm liegt.

Der dritte Aspekt der vorliegenden Erfindung ist das Lotblech aus Aluminiumlegierung gemäß dem ersten oder zweiten Aspekt der vorliegenden Erfindung, wobei im Kernmaterial die Dichte der Partikel der zweiten Phase im Bereich von 0,2 bis 0,7 μm bezogen auf den äquivalenten Kreisdurchmesser im Bereich von 1 bis 30 Stück/μm2 liegt.

Der vierte Aspekt der vorliegenden Erfindung ist das Lotblech aus Aluminiumlegierung gemäß einem ersten bis dritten Aspekt der vorliegenden Erfindung, wobei das Lotblech aus Aluminiumlegierung für ein Wärmetauscherbauteil verwendet wird.

Im Folgenden wird der Grund für die Beschränkung der vorliegenden Erfindung beschrieben. Es ist hierbei zu beachten, dass die Gehalte der Komponenten in einer Zusammensetzung durch Massen-% dargestellt werden.

(Komponenten des Kernmaterials)Mn: 1,3 bis 2,0%

Mn hat den Effekt des Erhöhens der Materialfestigkeit durch feines Bilden von Al-Mn-Si-basierten und Al-Mn-Fe-Si-basierten Partikeln der zweiten Phase (dispergierten Partikeln) in einer Matrix. Jedoch stellt sich dieser Effekt nicht ausreichend ein, wenn der Gehalt davon weniger als 1,3% beträgt, und wenn der Gehalt davon mehr als 2,0% beträgt, wird eine große intermetallische Verbindung während des Gießens gebildet. Daher wird der Mn-Gehalt auf 1,3 bis 2,0% festgelegt. Es ist zu beachten, dass es aus demselben Grund wünschenswert ist, die untere Grenze auf 1,5% und die obere Grenze auf 1,8% festzulegen.

Si: 0,6 bis 1,3%

Si hat den Effekt des Erhöhens der Materialfestigkeit durch feines Bilden von Al-Mn-Si-basierten und Al-Mn-Fe-Si-basierten Partikeln der zweiten Phase (dispergierten Partikeln) in einer Matrix. Jedoch stellt sich dieser Effekt nicht ausreichend ein, wenn der Gehalt davon weniger als 0,6% beträgt, und wenn der Gehalt davon mehr als 1,3% beträgt, erniedrigt sich der Schmelzpunkt. Daher wird der Si-Gehalt auf 0,6 bis 1,3% festgelegt. Es ist zu beachten, dass es aus demselben Grund wünschenswert ist, die untere Grenze auf 0,7% und die obere Grenze auf 1,1% festzulegen.

Fe: 0,1 bis 0,5%

Fe hat den Effekt des Erhöhens der Festigkeit nach dem Löten durch die Bildung von Al-Mn-Fe-basierten und Al-Mn-Fe-Si-basierten Partikeln der zweiten Phase (kristallisiertes Material) in einer Matrix, um dabei die rekristallisierten Körner während dem Löten zu reduzieren. Jedoch wird, wenn der Gehalt davon weniger als 0,1% beträgt, ein Riss während des Gießens leicht gebildet werden, was zu einer Schwierigkeit in der Produktion von Materialien führt. Weiterhin, wird wenn der Gehalt davon mehr als 0,5% beträgt, eine große intermetallische Verbindung während des Gießens gebildet. Daher wird der Fe-Gehalt auf 0,1 bis 0,5% festgelegt. Es ist zu beachten, dass es aus demselben Grund wünschenswert ist, die untere Grenze auf 0,15% und die obere Grenze auf 1,45% festzulegen.

Cu: 0,7 bis 1,3%

Cu hat den Effekt, in einer Matrix gelöst zu werden, was dabei die Materialfestigkeit erhöht, den Effekt die Widerstandsfähigkeit gegenüber einer lokalen Deformation von Materialen zu erhöhen, was dabei die Formbarkeit verbessert, und den Effekt, die Korrosionsbeständigkeit zu verbessern, da, wenn Cu zu einem Kernmaterial hinzugefügt wird, das Potential des Kernmaterials edel gemacht wird, um dabei die Potentialdifferenz zwischen dem Kernmaterial und einem Opfermaterial zu verbessern. Jedoch wird sich dieser Effekt nicht ausreichend einstellen, wenn der Gehalt davon weniger als 0,7% beträgt, und wenn der Gehalt davon mehr als 1,3% beträgt, wird der Schmelzpunkt sinken. Daher wird der Cu-Gehalt auf 0,7 bis 1,3% festgelegt. Es ist zu beachten, dass es aus demselben Grund wünschenswert ist, die untere Grenze auf 0,8% und die obere Grenze auf 1,2% festzulegen.

(Opfermaterial-Komponenten)Zn: mehr als 4,0% bis 8,0%

Zn hat den Effekt, in einer Matrix gelöst zu werden, um so das Potential basisch zu machen. Daher hat Zn den Effekt, die Korrosionsbeständigkeit eines Lotblechs zu verbessern, da, wenn Zn zu einem Opfermaterial hinzugefügt wird, die Potentialdifferenz zwischen dem Opfermaterial und einem Kernmaterial erhöht wird. Weiterhin erhöht Zn, wenn es in einer Matrix gelöst ist, die Widerstandfähigkeit gegenüber lokaler Deformation von Materialien, was den Effekt hat, die Dehnung weiter zu verbessern, kombiniert mit Cu in einem Kernmaterial. Wenn jedoch der Gehalt davon 4,0% oder weniger ist, wird sich der Effekt nicht ausreichend einstellen, und wenn der Gehalt davon mehr als 8,0% beträgt, wird die Korrosionsrate steigen, so dass ein Opfermaterial zu einem frühen Zeitpunkt verbraucht wird, wodurch die Korrosionsbeständigkeit reduziert wird. Daher wird der Zn-Gehalt auf mehr als 4,0% bis 8,0% festgelegt. Es ist zu beachten, dass es aus demselben Grund wünschenswert ist, die untere Grenze auf 4,8% und die obere Grenze auf 7,0% festzulegen.

Si: 0,3 bis 1,0%

Wenn Si zu einem Opfermaterial hinzugefügt wird, bildet Si Al-Mn-Si-basierte und Al-Mn-Fe-Si-basierte Partikel der zweiten Phase (kristallisiertes Material) in einer Matrix. Wenn eine Al-Legierung einer alkalischen Korrosionsatmosphäre ausgesetzt ist, kann die Korrosionsbeständigkeit davon in einer alkalischen Korrosionsatmosphäre durch Erzeugen einer großen Menge von feiner Lochkorrosion unter Verwendung solcher Partikel der zweiten Phase als Startpunkte verbessert werden, um dadurch das Wachstum von Lochkorrosion in der Tiefenrichtung zu unterdrücken. Wenn jedoch der Gehalt davon weniger als 0,3% beträgt, wird sich dieser Effekt nicht ausreichend einstellen, und wenn der Gehalt davon mehr als 1,0% beträgt, wird sich eine große intermetallische Verbindung während des Gießens ausbilden. Daher wird der Si-Gehalt auf 0,3 bis 1,0% festgelegt. Es ist zu beachten, dass es aus demselben Grund wünschenswert ist, die untere Grenze auf 0,4% und die obere Grenze auf 0,8% festzulegen.

Mn: 0,7 bis 2,0%

Wenn Mn als Opfermaterial hinzugefügt wird, bildet Mn Al-Mn-Si-basierte, Al-Mn-Fe-basierte und Al-Mn-Fe-Si-basierte Partikel der zweiten Phase (kristallisiertes Material) in einer Matrix. Wenn eine Al-Legierung einer alkalischen Korrosionsatmosphäre ausgesetzt ist, kann die Korrosionsbeständigkeit davon in einer alkalischen Korrosionsatmosphäre durch das Bilden einer großen Menge von feiner Lochkorrosion unter Verwendung solcher Partikel der zweiten Phase als Startpunkte verbessert werden, um dabei das Wachstum von Lochkorrosion in der Tiefenrichtung zu unterdrücken. Wenn jedoch der Gehalt davon weniger als 0,7% beträgt, wird sich dieser Effekt nicht ausreichend einstellen, und wenn der Gehalt davon mehr als 2,0% beträgt, wird eine große intermetallische Verbindung während des Gießens ausgebildet. Daher wird der Mn-Gehalt auf 0,7 bis 2,0% festgelegt. Es ist zu beachten, dass es aus demselben Grund wünschenswert ist, die untere Grenze auf 0,8% und die obere Grenze auf 1,5% festzulegen.

Fe: 0,3 bis 1,0%

Wenn Fe einem Opfermaterial zugefügt wird, bildet Fe Al-Mn-Fe-basierte und Al-Mn-Fe-Si-basierte Partikel der zweiten Phase (kristallisiertes Material) in einer Matrix. Wenn eine Al-Legierung einer alkalischen Korrosionsatmosphäre ausgesetzt ist, kann die Korrosionsbeständigkeit davon in einer alkalischen Korrosionsatmosphäre durch das Erzeugen einer großen Menge von feiner Lochkorrosion unter Verwendung solcher Partikel der zweiten Phase als Startpunkte verbessert werden, um dadurch das Wachstum von Lochkorrosion in der Tiefenrichtung zu unterdrücken. Wenn jedoch der Gehalt davon weniger als 0,3% beträgt, wird sich dieser Effekt nicht ausreichend einstellen, und wenn der Gehalt davon mehr als 1,0% beträgt, wird eine große intermetallische Verbindung während des Gießens ausgebildet. Daher wird der Fe-Gehalt auf 0,3 bis 1,0% festgelegt. Es ist zu beachten, dass es aus demselben Grund wünschenswert ist, die untere Grenze auf 0,4% und die obere Grenze auf 0,8% festzulegen.

Ti: 0,05 bis 0,3%

Ti hat den Effekt, die Korrosionsbeständigkeit von Materialien zu erhöhen, da die Konzentrationsverteilung, welche durch die peritektische Reaktion während des Gießens ausgebildet wird, während des Rollens aufrechterhalten bleibt, wodurch die Form der Korrosion lamellar gemacht wird. Wenn der Gehalt davon weniger als 0,05% beträgt, wird dieser Effekt klein, und wenn der Gehalt davon mehr als 0,3% beträgt, wird eine große intermetallische Verbindung während des Gießens ausgebildet. Daher wird der Ti-Gehalt auf 0,05 bis 0,3% festgelegt. Es ist zu beachten, dass es aus demselben Grund wünschenswert ist, die untere Grenze auf 0,08% und die obere Grenze auf 0,2% festzulegen.

(Kristallkornstruktur des Kernmaterials ist eine lamellare Struktur)

Wenn eine als Kernmaterial-Matrixstruktur zu einer Faserstruktur gemacht wird, wird die Faserstruktur eine einheitlichere Deformation zeigen als im Fall einer rekristallisierten Struktur, wodurch die Dehnung verbessert wird. Wenn die Struktur eines Kernmaterials eine rekristallisierte Struktur oder eine gemischte Struktur einer Faserstruktur und einer rekristallisierten Struktur ist, wird es der Deformation im Kernmaterial an Einheitlichkeit mangeln, was zu einer Reduktion der Dehnung führt. Die Struktur einer Kernmaterialmatrix ist verschieden abhängig von einer Kombination von Kernmaterialkomponenten, Homogenisierungsbedingungen, Prozessglühbedingungen und ähnlichen, und kann nicht bedingungslos bestimmt werden. Jedoch sind die Prozessglühbedingungen vor dem finalen Rollen die wichtigsten Bedingungen und sind vorzugsweise auf die Rekristallisationstemperatur eines Kernmaterials oder weniger festgesetzt.

Es ist zu beachten, dass andere Materialien als das Kernmaterial in einem Lotblech eine lamellare Struktur besitzen können.

(Materialdehnung: 4% oder mehr)

Um in einem angenommenen Formen keinen Defekt zu erzeugen, muss die Materialdehnung 4% oder größer sein.

(Zugfestigkeit nach dem Löten: 170 MPa oder mehr)

Vom Standpunkt des Garantierens einer Festigkeit bei Verwendung als Wärmetauscher oder ähnliches muss die Festigkeit nach dem Löten 170 MPa oder mehr betragen.

(Kristallkorngröße von Kernmaterial nach dem Löten: 30 bis 200 μm)

In einem dünnwandigen Material wird Material leicht nicht-einheitlich deformiert, wenn die Kristallkörner groß sind, was zu einer Reduktion in der Dehnung führt. Daher bricht das Material, bevor es die maximale Beanspruchung (Zugfestigkeit) erreicht, welche das Material ursprünglich hat, was zu einer offensichtlichen Reduktion der Zugfestigkeit führt. Um ein solches Problem zu vermeiden, ist die Kristallkorngröße eines Kernmaterials in der Längsrichtung parallel zu einer Rollrichtung vorteilhafterweise 200 μm oder weniger. Wenn die Kristallkorngröße mehr als 200 μm beträgt, wird eine Reduktion der Festigkeit nach dem Löten die Folge sein. Andererseits, wenn die Kristallkörner übermäßig fein sind, wird ein Lotblech leicht einer Löterosion während des Lötens unterzogen, und wenn die Kristallkorngröße weniger als 30 μm beträgt, wird die Löterosionswiderstandsfähigkeit reduziert werden.

Es ist zu beachten, dass, wenn das Lotblech gelötet wird, es während des Temperaturerhöhungsprozesses rekristallisiert wird (bei einer Temperatur niedriger als der Temperatur, bei welcher Lötzusatzmetall schmilzt). Nach dem Rekristallisieren ändert sich die Größe der Kristallkörner kaum. Daher kann die Größe von rekristallisierten Körnern, welche während der Erosion mit Lötzusatzmaterial gebildet werden, aus der Partikelgröße nach dem Löten beobachtet werden, da die Größe von rekristallisierten Körnern, welche während der Erosion mit Lötfüllermaterial gebildet werden, gleich der Größe von rekristallisierten Körnern nach dem Löten ist.

(Verteilungszustand der Partikel der zweiten Phase von 0,7 μm oder weniger im Kernmaterial: die Dichte der Partikel der zweiten Phase im Bereich von 0,2 bis 0,7 μm in Bezug auf den äquivalenten Kreisdurchmesser ist im Bereich von 1 bis 30 Stück/μm2)

Der Dispersionszustand von Partikel der zweiten Phase in Kernmaterial beeinflusst das Rekristallisationsverhalten eines Materials während des Lötens und beeinflusst daher die Kristallkorngröße nach dem Löten. Feine Partikel der zweiten Phase (weniger als 0,2 μm) verzögern die Rekristallisation, was die Kristallkörner nach der Rekristallisation gröber macht. Andererseits beschleunigen grobe Partikel der zweiten Phase (mehr als 0,7 μm) die Rekristallisation und machen Kristallkörner nach der Rekristallisation fein. Andererseits haben Partikel der zweiten Phase im Bereich von 0,2 bis 0,7 μm ebenfalls den Effekt, Kristallkörner nach der Rekristallisation fein zu machen, abhängig vom Verteilungszustand.

Es ist zu beachten, dass die meisten der Partikel der zweiten Phase von mehr als 0,7 μm während des Gießens gebildet werden (kristallisiertes Material), und der Verteilungszustand durch die Verfestigungsrate während des Gießens bestimmt wird. Daher ist die Steuerung der Größe der Partikel der zweiten Phase beschränkt, solange die Produktion durch Stranggießen durchgeführt wird, welches normalerweise durchgeführt wird.

Andererseits werden Partikel der zweiten Phase von 0,7 μm oder weniger gebildet, wenn zusätzliche Elemente so wie Mn, Si und Fe, welche bis zur Übersättigung während des Gießens aufgelöst wurden, während der Wärmebehandlung, welche ein Schritt nach dem Gießen ist, ausgefällt werden (dispergierte Partikel). Daher kann die Größe der Partikel der zweiten Phase durch einen Produktionsschritt gesteuert werden.

Daher kann die Kristallkorngröße fein gemacht werden, indem die Partikel der zweiten Phase im Bereich von 0,2 bis 0,7 μm in einem vorbestimmten Verteilungszustand ausgeführt werden.

Weiterhin kann die Kristallkorngröße nach dem Löten vorzugsweise durch Dispergieren von Partikeln der zweiten Phase im Bereich von 0,2 bis 0,7 μm, bezogen auf den äquivalenten Kreisdurchmesser in einer richtigen Menge im Bereich von 1 bis 30 Stück/μm2, fein gemacht werden. Wenn die Dispersionsdichte weniger als 1 Stück/μm2 beträgt, ist die Dispersionsdichte zu niedrig, um die Kristallkörner fein zu machen, und wenn die Dispersionsdichte mehr als 30 Stück/μm2 beträgt, wird die Größe der Kristallkörner nach dem Löten übermäßig fein und reduziert die Löterosionsbeständigkeit.

Die Dispersion der oben erwähnten Partikel der zweiten Phase wird durch das Durchführen einer Homogenisierungsbehandlung bei niedriger Temperatur über eine lange Zeit erreicht, zum Beispiel bei 550 bis 610°C für 2 bis 15 Stunden.

(Al-Si-basiertes oder Al-Si-Zn-basiertes Lötzusatzmetall)

Eine Oberfläche des Lotblechs aus Aluminiumlegierung der vorliegenden Erfindung ist mit Al-Si-basiertem oder Al-Si-Zn-basiertem Lötzusatzmetall plattiert. Das Lötzusatzmetall, das verwendet werden kann, beinhaltet JIS 4045 + 1 Zn-Legierung, 4343-Legierung, 4045-Legierung, und 4047-Legierung. Weiterhin kann ebenfalls ein Lötzusatzmetall zu welchem Zn nicht hinzugefügt wird, oder ein Lötzusatzmetall, bei welchem die Menge von hinzugefügtem Zn erhöht wird, auch verwendet werden. Weiterhin können Al-Si-Legierung und Al-Si-Zn-Legierung, welche Mn, Fe, Zr, Ti, Cu, Li und ähnliche enthalten, ebenfalls verwendet werden, und in der vorliegenden Erfindung ist die Zusammensetzung nicht auf eine spezifische Zusammensetzung beschränkt, solange Al und Si oder Al, Si und Zn als Hauptkomponenten verwendet werden.

[Vorteilhafte Effekte der Erfindung]

Wie oben beschrieben kann gemäß der vorliegenden Erfindung ein Lotblech aus Aluminiumlegierung mit hoher Festigkeit, hoher Korrosionsbeständigkeit und hoher Materialdehnung erhalten werden, indem die Komponenten eines Opfermaterials und eines Kernmaterials in einem vorbestimmten Bereich bestimmt werden und die Metallstruktur des Kernmaterials nach dem Löten gesteuert wird.

[Beschreibung von Ausführungsformen]

Im Folgenden wird eine Ausführungsform der vorliegenden Erfindung beschrieben.

Eine Aluminiumlegierung für Opfermaterial, eine Aluminiumlegierung für Kernmaterial, und Al-Si-basiertes oder Al-Si-Zn-basiertes Lötzusatzmetall, welche im Zusammensetzungsbereich der vorliegenden Erfindung liegen, werden jeweils hergestellt. Diese Legierungen und ähnliche können durch ein herkömmliches Verfahren blockgegossen werden. Die Aluminiumlegierung für Lötzusatzmetall ist in der vorliegenden Erfindung nicht besonders beschränkt, solange sie Al-Si-basiert oder Al-Si-Zn-basiert ist, und Beispiele davon, welche verwendet werden können, beinhalten JIS 4343-Legierung, 4045-Legierung und 4047-Legierung. Weiterhin kann ein Lötzusatzmetall, zu welchem Zn nicht hinzugefügt wird, oder ein Lötzusatzmetall, bei welchem die Menge von hinzugefügtem Zn erhöht wird, ebenfalls verwendet werden. Weiterhin können Al-Si-Legierung und Al-Si-Zn-Legierung, welche Mn, Fe, Zr, Ti, Cu, Li oder ähnliche enthalten, ebenfalls verwendet werden.

Diese Legierungen werden blockgegossen und dann wahlweise einer Homogenisierungsbehandlung unterzogen. Die Homogenisierungsbehandlung eines Kernmaterials kann zum Beispiel durch Aufheizen bei 550 bis 610°C für 2 bis 15 Stunden durchgeführt werden. Ein Lötzusatzmetall wird einer Homogenisierungsbehandlung nicht unterzogen und wird nicht auf 400 bis 580°C für 2 bis 10 Stunden aufgeheizt. Ein Opfermaterial wird einer Homogenisierungsbehandlung nicht unterzogen und wird nicht auf 400 bis 500°C für 2 bis 10 Stunden aufgeheizt.

Ein Block wird durch heißes Rollen in ein Blechmaterial umgeformt. Weiterhin kann ein Block ebenfalls durch kontinuierliches Gießrollen in ein Blechmaterial umgeformt werden.

Diese Blechmaterialien werden bei einem geeigneten Plattierungsverhältnis in einem Zustand, in dem ein Opfermaterial auf einer einen Seite eines Kernmaterials und ein Lötzusatzmetall auf der anderen Seite davon angeordnet wird, plattiert; und diese Materialien werden überlagert.

Das Plattieren wird allgemein durch heißes Rollen durchgeführt. Dann wird das heiß gerollte Blech weiterhin einem kalten Rollen unterzogen, um einen Lotblech aus Aluminiumlegierung mit einer gewünschten Dicke zu erhalten.

Das heiße Rollen wird durch raues Rollen durchgeführt, welches auf eine Anfangstemperatur im Bereich von 450 bis 530°C, eine endgültige Blechdicke im Bereich von 15 bis 30 mm, und eine endgültige Temperatur im Bereich von 330 bis 430°C gesteuert wird, gefolgt von einem rückwärts gerichteten finalen Rollen, welches auf eine Anfangsblechdicke im Bereich von 15 bis 30 mm, eine Anfangstemperatur im Bereich von 320 bis 420°C, einer endgültigen Blechdicke im Bereich von 1 bis 4 mm und einer Endtemperatur im Bereich von 200 bis 320°C gesteuert wird.

Die Metallstruktur wird durch Anpassen der Bedingungen des heißen Rollens auf die oben genannten Bereiche angepasst, und eine Dehnung von Material von 4% oder mehr kann erreicht werden. Zum Beispiel kann, wenn das Rollen bei einer höheren Temperatur als der oben beschriebenen durchgeführt wird, die Metallstruktur vergröbert werden, was die Dehnung reduziert. Andererseits wird, wenn Rollen bei einer niedrigeren Temperatur als der oben beschriebenen durchgeführt wird, das Rollen an sich schwierig.

Im oben genannten Produktionsprozess kann Prozessglühen dem kalten Rollen zwischengeschaltet werden. Um die Kristallkörner des Materials lamellar zu machen, ist es notwendig, die Rekristallisation von Materialien in der Wärmebehandlung durch Prozessglühen zu verhindern. Zu diesem Zweck wird das Prozessglühen vorzugsweise bei einer Temperatur im Bereich von 150 bis 200°C für 2 bis 10 Stunden durchgeführt. Beim endgültigen kalten Rollen nach dem Prozessglühen wird das Rollen bei einer Kaltrollrate von 5 bis 25% durchgeführt, wodurch ein H14-verfeinertes Lotblech erhalten wird.

Beispiele der Dicke des endgültigen Lotblechs beinhalten eine Dicke von 0,15 bis 0,25 mm, aber sind nicht insbesondere darauf beschränkt.

[Beispiele]

Die Aluminiumlegierungen mit Komponentenzusammensetzungen, wie sie in Tabelle 1 gezeigt sind, wurden einem halbkontinuerlichen Gießen unterzogen, um Aluminiumlegierungsblöcke für Opfermaterial zu erhalten.

Die Aluminiumlegierungen mit Komponentenzusammensetzungen, wie sie in Tabelle 2 gezeigt sind, wurden einem halbkontinuerlichen Gießen unterzogen, um Aluminiumlegierungsblöcke für Kernmaterial zu erhalten.

Weiterhin wurde eine Legierung für Lötzusatzmetall (4045-Legierung) durch halbkontinuierliches Gießen gegossen, um einen Aluminiumlegierungsblock für Lötzusatzmetall zu erhalten.

Die oben genannten Aluminiumlegierungsblöcke für Kernmaterial wurden einer Homogenisierungsbehandlung unter den in den Tabellen 3 und 4 gezeigten Bedingungen unterzogen, und der Aluminiumlegierungsblock für Lötzusatzmetall wurde einer Homogenisierungsbehandlung bei 400°C für 5 Stunden unterzogen. Die Aluminiumlegierungsblöcke für Opfermaterial wurden keiner Homogenisierungsbehandlung unterzogen.

Heißes Rollen wurde durch Überlagern des Aluminiumlegierungsblocks für Opfermaterial auf einer Seite des Aluminiumlegierungsblocks für Kernmaterial, und des Aluminiumlegierungsblocks für Lötfüllermaterial auf der anderen Seite davon, durchgeführt, in wie in den Tabellen 3 und 4 gezeigten Kombinationen. Beim oben genannten heißen Rollen wurde raues Rollen bei einer Anfangstemperatur von 500°C, einer finalen Blechdicke von 20 mm und einer Endtemperatur von 430°C durchgeführt, außer für Nr. 44, 45, 46 und 48, und endgültiges Rollen wurde unter den in den Tabellen 3 und 4 gezeigten Bedingungen durchgeführt.

Es ist zu beachten, dass bei den Nr. 44, 45 und 46 raues Rollen bei einer Anfangstemperatur von 560°C, einer finalen Blechdicke von 30 mm und einer finalen Temperatur von 510°C durchgeführt wurde, und finales Rollen wurde unter den in Tabelle 4 gezeigten Bedingungen durchgeführt.

Weiterhin wurde der Block in Nr. 48 auf nur 7 mm durch raues Rollen ausgerollt.

Weiterhin wurde das plattierte Material dem oben genannten kalten Rollen unterzogen, und Prozessglühen, welches ebenfalls für die Anpassung der Kristallkornstruktur dient, wurde dann bei 220°C für 5 Stunden durchgeführt, gefolgt von finalem kaltem Rollen, wodurch H14-verfeinerte Lötbleche Nr. 1 bis 48 als Testobjekte hergestellt wurden, von denen jedes eine Dicke von 0,20 mm hatte. [Tabelle 1][Tabelle 2]

Die Lotbleche als Testobjekte wurden unter den folgenden Bedingungen hinsichtlich der folgenden Charakteristika ausgewertet, und die Auswertungsergebnisse werden in den Tabellen 3 und 4 gezeigt.

(Dehnung von Material)

Proben wurden aus den hergestellten Lotblechen in einer Richtung parallel zu einer Rollrichtung ausgeschnitten, um Teststücke herzustellen, von denen jedes eine Form gemäß JIS Nr. 13 B hat, welche einem Zugfestigkeitstest unterzogen wurden, um die Gesamtdehnung durch eine Stumpfmethode zu messen. Die Belastungsrate war 3 mm/min. Die Ergebnisse der Messung sind in den Tabellen 3 und 4 gezeigt.

Wenn die Materialdehnung 4,0% oder mehr betrug, wurde das Material als gut bewertet, und wenn die Materialdehnung weniger als 4,0% betrug, wurde das Material als schlecht bewertet.

(Kristallstruktur des Materials)

Kleine Stücke von Proben wurden aus den hergestellten Lotblechen ausgeschnitten, in ein Harz in eine Richtung parallel zur Rollrichtung eingebettet, und durch Schmirgelpolieren hochglanzpoliert und geschwabbelt. Dann wurde die Kristallkornstruktur durch die Barker-Lösungsmethode freigelegt, und die Kristallstruktur wurde mit einem polarisierten Mikroskop betrachtet. Die Vergrößerung der Beobachtung betrug 100. Die Auswertungsergebnisse sind in den Tabellen 3 und 4 gezeigt.

(Festigkeit nach dem Löten)

Die hergestellten Lotbleche wurden einer Wärmebehandlung entsprechend einem Lötvorgang unterzogen. Genauer gesagt wurden die Lotbleche ungefähr 7 Minuten auf 600°C aufgeheizt, bei 600°C für 3 Minuten gehalten, und dann bei einer Kühlrate von 100°C/min. abgekühlt. Proben wurden aus den hergestellten Lotblechen in einer Richtung parallel zu einer Rollrichtung ausgeschnitten, um Teststücke herzustellen, von denen jedes eine Form gemäß JIS Nr. 13 B aufwies, welche dann einem Zugfestigkeitstest unterzogen wurden, um die Zugfestigkeit zu messen. Die Belastungsrate war 3 mm/min. Die Ergebnisse der Messung sind in Tabellen 3 und 4 gezeigt.

Wenn die Festigkeit nach dem Löten 175 MPa oder mehr betrug, wurde das Material als exzellent bewertet; wenn die Zugfestigkeit nach dem Löten 170 MPa oder mehr und weniger als 175 MPa betrug, wurde das Material als gut bewertet; und wenn die Zugfestigkeit weniger als 170 MPa betrug, wurde das Material als schlecht bewertet.

(Kristallkorngröße nach der Lötwärmebehandlung)

Die hergestellten Lotbleche wurden einer Wärmebehandlung, entsprechend einem Lötvorgang, unterzogen. Genauer gesagt wurden die Lotbleche in ungefähr 7 Minuten auf 600°C aufgeheizt, bei 600°C für 3 Minuten gehalten, und dann bei einer Kühlungsrate von 100°C/min. abgekühlt. Der Abschnitt parallel zu einer Rollrichtung der Proben, welche der Wärmebehandlung entsprechend einem Lötvorgang unterzogen wurden, wurde in ein Harz eingebettet und dann hochglanzpoliert. Dann wurden die Kristallkörner mit einem Ätzmittel (zum Beispiel durch Einlegen der Proben in Keller's Lösung bei einer gewöhnlichen Temperatur für 1 bis 3 Minuten) freigelegt, und eine Fotografie von fünf Stellen jeder Probe wurde mit einer Vergrößerung von 200 mit einem optischen Mikroskop aufgenommen. Die aufgenommene Fotografie wurde im Hinblick auf eine Kristallkorngröße durch eine Schnittmethode in der Rollrichtung gemessen. Die Ergebnisse der Messung sind in den Tabellen 3 und 4 gezeigt.

(Verteilungszustand von Partikeln der zweiten Phase von 0,7 μm oder weniger im Kernmaterial)

Die Anzahldichte (Stück/μm2) von Partikeln der zweiten Phase im Bereich vom 0,2 bis 0,7 μm hinsichtlich des äquivalenten Kreisdurchmessers wurde mit einem Transmissionselektronenmikroskop (TEM) gemessen.

Bei der Messmethode wurde das Material einem Salzbadglühen bei 400°C für 15 Sekunden ausgesetzt, um Deformationsspannungen zu entfernen, um eine einfache Beobachtung von Partikeln der zweiten Phasen zu erlauben; dann wurde ein dünner Film des mittleren Teils des Kernmaterials durch mechanisches Polieren und elektrolytisches Polieren durch eine übliche Methode hergestellt; und eine Fotografie des dünnen Films wurde bei einer Vergrößerung von 10000 mit einem Transmissionselektronenmikroskop aufgenommen. Fotografien von fünf Sichtfeldern (ungefähr 500 μm2 gesamt) wurden aufgenommen und hinsichtlich der Größe und Anzahldichte von Partikeln der zweiten Phasen durch Bildanalyse gemessen. Die Ergebnisse der Messungen sind in den Tabellen 3 und 4 gezeigt.

Die Anzahldichte (Stück/μm2) von Partikeln der zweiten Phasen im Bereich von 0,2 bis 0,7 μm bezogen auf den äquivalenten Kreisdurchmessers ist in Tabellen 3 und 4 gezeigt.

(Löterosionswiderstand (Erosionstiefe))

Die hergestellten Lotbleche wurden einer Wärmebehandlung, welche einem Lötvorgang entspricht, unterzogen. Genauer gesagt wurden die Lotbleche in ungefähr 7 Minuten auf 600°C aufgeheizt, bei 600°C für 3 Minuten gehalten, und dann mit einer Kühlrate von 100°C/min. abgekühlt. Die Proben, welche der Hitzebehandlung entsprechend einem Lötvorgang ausgesetzt wurden, wurden in Harz eingebettet, und ein Abschnitt parallel zu einer Rollrichtung der Proben wurde hochglanzpoliert und legte eine Struktur mit der Barker's Lösung frei. Dann wurde die Struktur mit einem optischen Mikroskop betrachtet, um die Löterosionstiefe zu messen, welche als Lötwiderstand ausgewertet wurde. Die Auswertungsergebnisse sind in Tabellen 3 und 4 gezeigt.

Wenn Schmelzen auftrat, wurde die Probe als schlecht bewertet; wenn Schmelzen nicht auftrat und die Erosionsschmelztiefe weniger als 30 μm betrug, wurde die Probe als exzellent bewertet; und wenn die Erosionsschmelztiefe 30 μm oder mehr und weniger als 50 μm betrug, wurde die Probe als gut bewertet.

(Interne Korrosionsbeständigkeit (sauer))

Die hergestellten Lotbleche wurden einer Wärmebehandlung entsprechend einem Lötvorgang unterzogen. Genauer gesagt wurden die Lotbleche in ungefähr 7 Minuten auf 600°C aufgeheizt, bei 600°C für 3 Minuten gehalten und dann mit einer Kühlrate von 100°C/min abgekühlt. Eine Probe mit einer Größe von 30 × 40 mm wurde aus der Probe nach der Lötwärmebehandlung ausgeschnitten, und die von einer Opfermaterialoberfläche verschiedenen Oberflächen (Enden und eine Lötzusatzmaterialoberfläche) wurden abgedeckt. Die abgedeckten Proben wurden einem Eintauchtest für 8 Wochen in einem Zyklus von 80°C für 8 Stunden → Raumtemperatur für 16 Stunden in einer wässrigen Lösung (OY-Wasser), welche 195 ppm Cl–, 60 ppm SO42–, 1 ppm Cu2+ und 30 ppm Fe3+ enthielt, unterzogen. Die Proben wurden nach dem Korrosionstest in eine kochende gemischte Lösung von Phosphorsäure und Chromsäure 10 Minuten lang eingetaucht, um ein Korrosionsprodukt zu entfernen, und dann wurde der Abschnitt des Hauptkorrosionsanteils betrachtet, um die Korrosionstiefe zu messen. Die Auswertungsergebnisse sind in den Tabellen 3 und 4 gezeigt.

Wenn die Korrosionstiefe weniger als 50 μm betrug, wurde die Probe als exzellent bewertet; wenn die Korrosionstiefe 50 μm oder mehr und weniger als 80 μm betrug, wurde die Probe als gut bewertet, und wenn die Korrosionstiefe 80 μm oder mehr betrug, wurde die Probe als schlecht bewertet.

(Interne Korrosionsbeständigkeit (alkalisch))

Die hergestellten Lotbleche wurden einer Wärmebehandlung entsprechend einem Lotvorgang unterzogen. Genauer gesagt wurden die Lotbleche in ungefähr 7 Minuten auf 600°C aufgeheizt, bei 600°C für 3 Minuten gehalten und dann mit einer Kühlrate von 100°C/min abgekühlt. Eine Probe mit einer Größe von 30 × 40 mm wurde aus der Probe nach der Lötwärmebehandlung ausgeschnitten, und die von einer Opfermaterialoberfläche verschiedenen Oberflächen (Enden und eine Lötzusatzmaterialoberfläche) wurden abgedeckt. Eine wässrige Lösung (OY-Wasser), in welcher Cl– auf 195 ppm eingestellt war; SO42– auf 60 ppm eingestellt war; Cu2+ auf 1 ppm eingestellt war; und Fe3+ auf 30 ppm eingestellt war, wurde weiterhin auf einen pH-Wert von 11 mit Ätznatron eingestellt. Die abgedeckten Proben wurden einem Eintauchtest für 8 Wochen in einem Zyklus von 80°C für 8 Stunden → Raumtemperatur für 16 Stunden in der eingestellten Lösung unterzogen. Die Proben wurden nach dem Korrosionstest in eine kochende gemischte Lösung von Phosphorsäure und Chromsäure 10 Minuten lang eingetaucht, um ein Korrosionsprodukt zu entfernen, und dann wurde der Abschnitt des maximalen Korrosionsanteils betrachtet, um die Korrosionstiefe zu messen. Die Auswertungsergebnisse sind in den Tabellen 3 und 4 gezeigt.

Wenn die Korrosionstiefe weniger als 80 μm betrug, wurde die Probe als gut bewertet; und wenn die Korrosionstiefe 80 μm oder mehr betrug, wurde die Probe als schlecht bewertet.

Als Gesamtbewertung, wenn all die Auswertungsergebnisse gut oder besser waren, wurden die Proben als gut bewertet; und wenn alle Bewertungsergebnisse gut oder besser waren und die Festigkeit nach dem Löten, die Korrosionsbeständigkeit (sauer), und die Lötbeständigkeit exzellent waren, wurden die Proben als exzellent bewertet.

Wie in den Tabellen 3 und 4 gezeigt ist, waren in den erfinderischen Beispielen die Materialdehnung, die Zugfestigkeit und die Korrosionsbeständigkeit exzellent, und die Gesamtbewertung war gut oder exzellent.

Andererseits war in den Vergleichsbeispielen mindestens eines der Materialdehnung, Zugfestigkeit und Korrosionsbeständigkeit schlecht. Es ist zu beachten, dass es sowohl in den Vergleichsbeispielen 22 und 27 nicht möglich war, plattiertes Material zu herzustellen. [Tabelle 3][Tabelle 4]