CN106164310B - 铝合金层叠板 - Google Patents

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Abstract

本发明涉及一种在芯材的至少一个侧面上包覆有牺牲材的铝合金层叠板，所述芯材含有Mn：0.5～1.8质量％、Si：0.4～1.5质量％、Cu：0.05～1.2质量％以下，并且含有Fe：超过0质量％且1.0质量％以下、Ti：超过0质量％且0.3质量％以下中的至少1种，余量为Al和不可避免的杂质，且粒径为0.01～0.5μm的分散粒子的数密度为20～80个/μm3。

Description

铝合金层叠板
技术领域
本发明涉及用于汽车等的热交换器的铝合金层叠板。
背景技术
一般而言，作为汽车用热交换器的散热器、蒸发器、电容器等的制冷剂通路中使用的管材，使用在芯材的单面或两面包覆焊材、牺牲材的各种铝合金层叠板(以下适当称为“层叠板”)。
为了适宜地作为热交换器的管材应用，该层叠板需要具有规定以上的强度、耐蚀性、耐侵蚀性、疲劳特性等，着眼于这点的技术至今提出过很多。
例如，在专利文献1中，公开了将芯材中规定尺寸(0.02～0.2μm)的金属间化合物的数密度限制为10～2000个/μm3的层叠板。根据该技术，通过限制金属间化合物的数密度，能够提高层叠板的钎焊后强度、耐蚀性。
另外，在专利文献2中，公开了将芯材中规定的尺寸(0.01～0.1μm)的金属间化合物在2μm×2μm视场下限制为5个以下的层叠板。根据该技术，通过限制金属间化合物在规定视场中的数量，能够不损害层叠板的成形性地提高耐侵蚀性。
另外，在专利文献3中，公开了将芯材中0.1～0.5μm的范围的析出物的平均数密度设为150个/μm3以下的层叠板。根据该技术，通过限制析出物的平均数密度，能够改善层叠板的疲劳特性。
另外，在专利文献4中，公开了在芯材中将Cu限制为超过0.5质量％且1.0质量％以下，并将轧制方向的晶粒直径限制为150～200μm的层叠板。根据该技术，通过控制芯材的Cu含量和晶粒直径，能够提高层叠板的疲劳特性。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开平8-246117号公报
专利文献2：日本特开2002-126894号公报
专利文献3：日本特开2009-191293号公报
专利文献4：日本特开2003-82427号公报
发明内容
发明要解决的问题
然而，在近年的汽车等的热交换器的轻量化的趋势中，要求管材的进一步薄壁化(现状超过0.2mm→0.2mm以下)，需要防止伴随该薄壁化的强度和耐侵蚀性的降低。也就是说，要求层叠板的强度和耐侵蚀性的进一步提高。
此外，汽车等的热交换器中使用的制冷剂的压力变得比以往设定得更高，为了使热交换器的管材能够耐受这样的严苛的使用条件，对于疲劳特性(疲劳寿命)也要求进一步提高。
而且，说起疲劳特性的提高，不仅提高热交换器的管材的弹性区域内的疲劳寿命(详细而言，在弹性区域内的反复应力下显示的疲劳寿命)是重要的，而且提高包括增大应变量而在管材的塑性区域内的疲劳寿命(详细而言，在塑性区域内的反复应力下显示的疲劳寿命)的疲劳寿命也是重要的。但是，关于提高包括这样的塑性区域内的疲劳寿命的疲劳特性的手段等，不明确的点较多。
需要说明的是，在后文中，一边与本发明比较一边进行详述，上述的各专利文献涉及的层叠板通过规定的制造工序来制造，所以认为不能充分发挥对今后的汽车等的热交换器的层叠板要求的那样的水平的强度和耐侵蚀性。
另外，上述的各专利文献涉及的层叠板的板厚多被设定得较高(250μm以上)，通过设定成此程度的板厚能够一定程度上确保刚性等，但在薄壁化、制冷剂的高压力化的趋势中，认为不能避免刚性等降低，当然疲劳特性(疲劳寿命)降低，不具有对今后的汽车等的热交换器的层叠板要求的那样的水平的疲劳特性。
本发明鉴于上述问题点而完成，课题在于提供强度(钎焊后强度)、耐侵蚀性和疲劳特性优异的铝合金层叠板。
用于解决问题的手段
本发明人等发现，相当于钎焊的加热前的分散粒子的数密度对于相当于钎焊的加热后的平均晶粒直径、平均纵横比和小倾角晶界的比例造成较大影响，最终影响强度、耐侵蚀性和疲劳特性，从而想出本发明。
即，用于解决上述课题的本发明涉及的铝合金层叠板的特征在于，是在芯材的至少一个侧面上包覆有牺牲材的铝合金层叠板，所述芯材含有Mn：0.5～1.8质量％、Si：0.4～1.5质量％、Cu：0.05～1.2质量％以下，并且含有Fe：超过0质量％且1.0质量％以下、Ti：超过0质量％且0.3质量％以下中的至少1种，余量为Al和不可避免的杂质，所述芯材中，粒径为0.01～0.5μm的分散粒子的数密度为20～80个/μm3。
该铝合金层叠板通过将芯材的各元素的量控制为规定量，并将分散粒子的数密度控制为规定范围，从而能够提高强度(钎焊后强度)、耐侵蚀性和疲劳特性。
另外，本发明涉及的铝合金层叠板优选所述芯材还含有Cr：0.02～0.4质量％、Zr：0.02～0.4质量％中的至少1种。
该铝合金层叠板通过含有规定量的Cr、Zr，能够防止成形性的降低，并且能够将芯材中的分散粒子的数密度更可靠地控制在规定范围。
另外，本发明涉及的铝合金层叠板优选所述芯材还含有Zn：超过0质量％且1.0质量％以下。
该铝合金层叠板通过含有规定量的Zn，能够进一步提高芯材的强度。
另外，本发明涉及的铝合金层叠板优选所述芯材还含有Mg：超过0质量％且1.0质量％以下。
该铝合金层叠板通过含有规定量的Mg，能够进一步提高芯材的强度。
另外，本发明涉及的铝合金层叠板优选板厚为0.2mm以下。
该铝合金层叠板通过板厚为0.2mm以下，能够满足汽车等的热交换器的轻量化的要求。
另外，本发明涉及的铝合金层叠板优选：作为所述铝合金层叠板的相当于钎焊的加热后的组织，所述芯材在轧制方向的纵截面上的轧制方向的平均晶粒直径为50μm以上，所述芯材的晶粒的平均纵横比(轨制方向的平均晶粒直径/板厚方向的平均晶粒直径)为3.0以上，所述芯材的倾角为5～15°的小倾角晶界的比例为10.0％以下。
对于该铝合金层叠板的相当于钎焊的加热后的芯材的组织，通过进一步控制平均晶粒直径、平均纵横比和小倾角晶界，能够更可靠地提高强度(钎焊后强度)、耐侵蚀性和疲劳特性。
发明效果
本发明涉及的铝合金层叠板通过将芯材的各元素的量控制为规定量，并且对于芯材的组织，将分散粒子的数密度控制为规定范围，能够提高强度(钎焊后强度)、耐侵蚀性和疲劳特性。
具体实施方式
以下，对于实施方式涉及的铝合金层叠板进行详细说明。
《铝合金层叠板》
铝合金层叠板(硬钎焊片)是指，汽车等的热交换器的部件等中使用的板材，是在芯材的至少一个侧面上包覆有牺牲材的板材。需要说明的是，通常是由芯材、在芯材的一个侧面上包覆有的牺牲材、和在芯材的另一个侧面上包覆有的焊材构成的3层结构的板材，也可以是在芯材与焊材之间还包覆了另1层铝合金材的4层结构的板材。
并且，铝合金层叠板优选板厚为0.2mm以下。
以往的铝合金层叠板多被设定为超过0.2mm的板厚，通过较厚地设定板厚来确保强度等性能，但伴随薄壁化的趋势，这些性能的确保变得困难，也就是说，通过将板厚设为0.2mm以下，明确地出现这些性能的降低这样的课题。
换言之，本发明涉及的铝合金层叠板的板厚为0.2mm以下的情况下，能够发挥以往的铝合金层叠板不能发挥的显著的效果(强度、耐侵蚀性、疲劳特性的提高)。
<芯材>
芯材含有Mn：0.5～1.8质量％、Si：0.4～1.5质量％、Cu：0.05～1.2质量％以下，并且含有Fe：超过0质量％且1.0质量％以下、Ti：超过0质量％且0.3质量％以下中的至少1种，余量由Al和不可避免的杂质构成。并且，芯材中规定粒径的分散粒子的数密度为20～80个/μm3。
另外，芯材优选还含有Cr：0.02～0.40质量％、Zr：0.02～0.40质量％中的至少1种，还含有Zn：1.0质量％以下、Mg：1.0质量％以下。
以下，对数值限定本发明涉及的铝合金层叠板的芯材的各组成、分散粒子的数密度的理由进行说明。
(Mn：0.5～1.8质量％)
Mn是用于使本发明所规定的规定尺寸的分散粒子分散于铝合金板中，在不降低芯材的耐蚀性的情况下，通过分散强化来提高强度的元素。因此，为了确保作为相当于钎焊的加热前和加热后的层叠板的必要强度，含有0.5质量％以上的Mn。
另一方面，若Mn的含量过多，则成为塑性变形时的裂纹发生的起点，或粗大的Al-Fe-Mn-Si系结晶物的数密度增大，由此层叠板的成形性降低，在向部件形状的组装等加工时层叠板有可能断裂。因此，Mn的含量设为1.8质量％以下。
因此，Mn的含量范围设为0.5～1.8质量％的范围。
(Si：0.4～1.5质量％)
Si固溶于基体，给芯材(热交换器用部件)带来必要的强度。
但是，Si还有消耗于Al-Mn-Si系分散粒子的成分，因此从确保固溶Si量的意义出发含有0.4质量％以上的Si。另外，Si尤其在形成上述Al-Mn-Si系分散粒子上，也有提高芯材的强度的效果。在此，Si的含量少于0.4质量％时，不能充分得到上述效果。另一方面，若Si的含量过多，则使芯材的熔点降低，并且因低熔点相的增加而在钎焊时发生芯材的熔融，因此Si的含量设为1.5质量％以下。
因此，Si的含量范围设为0.4～1.5质量％的范围。
(Cu：0.05～1.2质量％)
Cu是以固溶状态在铝合金板中存在，提高芯材的强度的元素，另外，还提高焊材侧的耐蚀性。
但是，若Cu含量过多，则在相当于钎焊的加热后的冷却时，粗大的Cu系化合物在晶界析出而容易引起晶界腐蚀，作为相当于钎焊的加热后的层叠板的耐蚀性降低。另外，由于降低芯材的熔点，在钎焊时发生芯材的熔融。因此，Cu的含量设为1.2质量％以下。另外，为了确保作为相当于钎焊的加热前和加热后的层叠板的必要强度，需要含有0.05质量％以上的Cu。
因此，Cu的含量范围设为0.05～1.2质量％的范围。
(Fe：超过0质量％且1.0质量％以下)
Fe作为杂质，只要将废料用作铝合金熔解原料，就在芯材中必然含有。Fe还具有形成Si和金属间化合物而提高芯材的强度，并且提高芯材的钎焊性的效果。但是，若其含量过多，则芯材的自身耐蚀性显著降低。另外，形成粗大的化合物，层叠板的成形性降低，在向部件形状的组装等加工时层叠板有可能断裂。
因此，Fe的含量范围设为超过0质量％且1.0质量％以下。
Fe含量的优选下限值为0.01质量％、更优选为0.05质量％。另外，优选上限值为0.8质量％、更优选为0.5质量％。
(Ti：超过0质量％且0.3质量％以下)
Ti在铝合金板中形成微细的金属间化合物，具有提高芯材的耐蚀性的作用。但是，若Ti的含量过多，则形成粗大的化合物，因此层叠板的成形性降低，在向部件形状的组装等加工时层叠板有可能断裂。
因此，Ti的含量范围设为超过0质量％且0.3质量％以下。
需要说明的是，通过Ti的添加，其在芯材中以层状析出，抑制点蚀向深度方向进行，并且通过Ti的添加，能够使芯材电位正移。另外，Ti在铝合金中扩散速度小，钎焊时的移动也少，因此添加Ti起到维持芯材与焊材、或芯材与牺牲材的电位差，在电化学方面防止腐蚀芯材的效果。另外，由于Ti在芯材中以层状析出，因此发挥晶界移动的钉扎效果，抑制晶粒的板厚方向的成长，促进轧制面内的成长，由此形成层状的晶粒形态，有效地起到疲劳特性和耐侵蚀性提高的效果。因此，为了确保作为相当于钎焊的加热前和加热后的层叠板的必要耐蚀性、疲劳特性和耐侵蚀性，优选含有0.03％以上含有。Ti含量的优选上限值为0.2质量％、更优选为0.1质量％。
需要说明的是，对于上述Fe和上述Ti，通过在上述范围中含有至少1种，能够提高层叠板的钎焊性、耐蚀性、疲劳特性和耐侵蚀性。
(Cr：0.02～0.4质量％、Zr：0.02～0.4质量％)
Cr、Zr是用于使当量圆直径为100nm以下的亚微米级的尺寸的析出物(金属间化合物)分布于铝合金板中的元素，含有它们中的至少1种。其中，尤其Zr使微细分散粒子分布于铝合金板中的效果最大。Cr、Zr低于各规定下限量时，不能使微细分散粒子充分分布，不能得到基于分散强化的强度提高效果。另外，基于这些添加元素的析出物在均热和热轧时析出，成为沿轧制方向以层状分布的形态。因此，与Ti同样，通过钉扎晶界的效果，从而抑制晶粒的板厚方向的成长，促进轧制面内的成长，由此形成层状的晶粒形态，有效地起到疲劳特性和侵蚀性提高的效果。为了得到该效果，任何元素都需要添加各规定下限量以上。
另一方面，若Cr、Zr超出各规定上限量而过多，则形成粗大的化合物，层叠板的成形性降低，在向部件形状的组装等加工时层叠板有可能断裂。
因此，含有Cr、Zr的情况下，优选Cr设为0.02～0.4质量％的范围，Zr设为0.02～0.4质量％的范围。
(Zn：超过0质量％且1.0质量％以下)
Zn具有通过析出强化来提高芯材的强度的效果。但是，Zn具有使母相的电位负移而优先发生腐蚀的作用，因此若芯材的Zn的含量多，则作为优先腐蚀层设置的牺牲材与芯材的电位差变小，耐蚀性劣化。
因此，含有Zn的情况下，Zn的含有范围优选设为超过0质量％且1.0质量％以下。
Zn含量的优选下限值为0.01质量％、更优选为0.05质量％。另外，优选上限值为0.8质量％、更优选为0.5质量％。
(Mg：超过0质量％且1.0质量％以下)
Mg也具有提高芯材的强度的效果，但若其含量多，则Mg向焊材的扩散的影响变强，因此使用氟化物系助焊剂的NOCOLOK钎焊法等中，在钎焊时涂布于焊材表面的氟化物系助焊剂与该Mg反应，钎焊性显著降低。
因此，含有Mg的情况下，Mg的含量范围优选设为超过0质量％且1.0质量％以下。
需要说明的是，在由于Mg造成钎焊性降低这样的面向热交换器的层叠板中，Mg的含量优选限制为0.8质量％以下。
Mg含量的优选下限值为0.05质量％、更优选为0.1质量％。
(余量为Al和不可避免的杂质)
芯材的成分除上述以外余量由Al和不可避免的杂质构成。需要说明的是，作为不可避免的杂质，例如，除了上述的选择性地添加的Cr、Zr、Zn、Mg以外，还可以举出V、B等。
(分散粒子的数密度)
相当于钎焊的加热前的层叠板的芯材中，粒径为0.01～0.5μm的分散粒子的数密度为20～80个/μm3。
为了使后述的相当于钎焊的加热后的层叠板(热交换器用部件的阶段)的芯材成为规定的组织，在相当于钎焊的加热前的层叠板(原材的阶段)的芯材中，需要满足上述的分散粒子的数密度的规定。
在相当于钎焊的加热时，在其升温过程中，蓄积的应变消除，但在该过程中，发生不连续再结晶或连续再结晶，形成新的晶粒组织。此时，由原本添加的Mn元素、附加地添加的过渡元素形成的微细的分散粒子沿轧制方向形成层状，因此板厚方向的晶粒的成长被抑制，促进轧制方向、宽度方向的再结晶粒的成长。标记尺寸范围的分散粒子的晶界的钉扎效果越强、其数密度越大，则沿轧制方向以层状分布的倾向越强，抑制向板厚方向的晶粒的成长的效果越显著。其结果是，向轧制方向或轧制宽度方向的再结晶粒的成长被促进，导致轧制面的晶粒的粗大化和纵横比的增大，有助于疲劳寿命的增大。标记尺寸范围的分散粒子的数密度低于下限的情况下，不能得到抑制晶粒向板厚方向成长的效果，晶粒沿板厚方向也变得容易成长，不能得到所期望的纵横比，疲劳寿命降低。若标记尺寸范围的分散粒子超过上限，则在相当于钎焊的加热后，这些分散粒子也以接近相当于钎焊的加热前的状态的状态残留，因此担负疲劳破坏时传播裂纹的分散粒子的平均数密度增大，助长该行为，因此疲劳破坏的传播为主导的情况下的疲劳寿命变短。
需要说明的是，为了确实地起到上述效果，粒径为0.01～0.5μm的分散粒子的数密度优选为30～70个/μm3。
在此，本发明中的分散粒子是，Si、Cu、Mn、Ti等合金元素或Fe、Mg等被含有的元素彼此的金属间化合物、或者这些元素与Al的金属间化合物，与形成元素(组成)无关，是能够通过组织观察由上述尺寸识别的金属间化合物的总称。
<牺牲材和焊材>
对于牺牲材(牺牲防蚀材、牲材、衬里材、皮材)和焊材(钎焊材)，没有特别限定。
作为牺牲材，例如，可以使用一直以来通用的Al-Zn组成的JIS7072等7000系铝合金等、包含Zn的公知的牺牲材铝合金。
作为焊材，例如，可以使用一直以来通用的Al-Si组成的JIS4043、4045、4047等4000系的Al-Si系合金焊料材等公知的焊材铝合金。
接着，对实施方式涉及的相当于钎焊的加热后的铝合金层叠板进行说明。
在此，本发明中的相当于钎焊的加热是，模拟将层叠板制成热交换器用部件(管材)时通常进行的钎焊的加热，详细而言，是在10％的预应变赋予后，在600℃的温度下3分钟加热、保持后，以平均冷却速度100℃/分钟进行冷却的加热处理。
<相当于钎焊的加热后的芯材>
对层叠板进行相当于钎焊的加热的情况下，芯材的化学成分的组成不变化。
但是，在相当于钎焊的加热时，在其升温过程中，蓄积的应变消除，但在该过程中，发生不连续再结晶或连续再结晶，形成新的晶粒组织。此时，由原本添加的Mn元素、附加地添加的过渡元素形成的分散粒子会影响再结晶时的平均晶粒直径、平均纵横比、小倾角晶界的比例，通过将粒径为0.01～0.5μm的分散粒子的数密度控制为20～80个/μm3，芯材的平均晶粒直径、平均纵横比、小倾角晶界的比例被控制在以下的所期望的范围。
(平均晶粒直径)
关于相当于钎焊的加热后的层叠板的芯材，轧制方向的纵截面(沿着轧制方向切断的板的截面)上的轧制方向的平均晶粒直径为50μm以上。
在相当于钎焊的加热后的阶段(作为热交换器用部件的阶段)，通过使轧制方向的平均晶粒直径成为50μm以上，能够确保耐侵蚀性的提高的效果。另一方面，轧制方向的平均晶粒直径小于50μm时，耐侵蚀性降低。需要说明的是，轧制方向的平均晶粒直径优选为80μm以上、进一步优选为150μm以上。
(平均纵横比)
关于相当于钎焊的加热后的层叠板的芯材，晶粒的平均纵横比(轧制方向的平均晶粒直径/板厚方向的平均晶粒直径)为3.0以上。
通过使平均纵横比成为3.0以上，板厚方向的晶粒尺寸相对于轧制方向的晶粒尺寸变小(板厚方向的晶粒的个数增大)，成为疲劳破坏时的裂纹进展的阻力，疲劳寿命(疲劳特性)提高。另一方面，平均纵横比小于3.0时，不能充分得到疲劳破坏时的裂纹进展的阻力，疲劳寿命降低。另外，平均纵横比优选为4.0以上。
(小倾角晶界的比例)
关于相当于钎焊的加热后的层叠板的芯材，倾角为5～15°的小倾角晶界的比例为10.0％以下。
通过使晶界中的小倾角晶界的比例成为10.0％以下，可以充分发挥成为疲劳破坏时的裂纹进展的阻力的晶界的效果，疲劳寿命提高。另一方面，若小倾角晶界的比例超过10.0％，则不能充分得到疲劳破坏时的裂纹进展的阻力，疲劳寿命降低。另外，小倾角晶界的比例优选为8.0％以下。
接着，对实施方式涉及的铝合金层叠板的制造方法进行说明。
《铝合金层叠板的制造方法》
首先，制造作为铝合金层叠板的材料的芯材、牺牲材和焊材。
该芯材、牺牲材和焊材的制造方法没有特别限定。例如，可以将上述的组成的芯材用铝合金以规定的铸造温度进行铸造后，将所得到的铸锭面削成所期望的厚度，进行均质化热处理，从而制造芯材。另外，将规定的组成的牺牲材用铝合金、和焊材用铝合金以规定的铸造温度铸造后，将所得到的铸锭面削成所期望的厚度，进行均质化热处理。
其后，在芯材的一个侧面重叠牺牲材，在另一个侧面重叠焊材，进行包覆而制成板材。然后，对该板材实施热轧、中间退火，并且进行冷轧而制造层叠板。
<关于制造条件>
为了适当控制相当于钎焊的加热前的芯材的分散粒子形态、相当于钎焊的加热后的晶粒形态，需要精密地控制均热工序。
具体来说，为了控制均热时的高温区域的固溶量的增大、和微细的析出物的数密度，且抑制粗大的析出物的形成，将升温时的高温区域的平均升温速度控制在规定的范围内。详细而言，400℃以上的温度区域以20℃/hr以上且200℃/hr以下的平均升温速度升温。在升温过程的低于400℃温度区域形成的微细的析出物在其后的升温过程中固溶被促进，原子的扩散速度也快，其结果是在析出物容易粗大化的400℃以上的温度区域内，通过以该升温速度范围升温，从而抑制微细析出物的粗大化、残留，同时促进固溶，增大固溶量，并且钎焊前的层叠板的阶段的、所期望的尺寸范围的析出物的数密度成为目标范围。
另外，在400℃以上的温度区域内，超过200℃/hr的平均升温速度非常消耗电力，因而在工业上是不现实的。另外，在低于20℃/hr的平均升温速度下，通过升温速度的降低，在低于400℃形成的大量微细析出物容易粗大化，在400℃以上的高温区域内的固溶时，粗大析出物容易残留，结果所期望的尺寸范围的析出物的数密度比目标范围更降低。更优选400℃以上的温度区域以30℃/hr以上且200℃/hr以下的平均升温速度升温。
进一步，通过将均热的到达温度设为450℃以上，从而使粗大的Mg2Si、Al-Mg-Cu-Si系化合物等固溶，使基体中的固溶量增大。通常，基体中的固溶量越多，在之后的热轧工序中发生的再结晶时，越抑制特定的再晶体取向(例如在纯铝等中显著生长的Cube取向)的生长，向晶体取向分布的相对无规化的方向发展。其结果是，在冷轧工序后且相当于钎焊的加热前的层叠板的阶段，通过抑制芯材中的特定的织构的生长，来抑制其后的相当于钎焊的加热工序中的特定的晶体取向的生长。其结果是，相当于钎焊的加热后的芯材(采取试料)的小倾角晶界的比例降低至目标范围。
若均热温度的到达温度低于450℃，则基体中的固溶量降低，热轧工序中的取向无规化效果降低，最终相当于钎焊的加热后的芯材(采取试料)的小倾角晶界的比例变得大于目标范围。
进一步优选均热的到达温度为480℃以上。
需要说明的是，从相当于钎焊的加热后的晶粒的纵横比的观点出发，若均热温度的到达温度为450℃以上，则由原本添加的Mn元素、附加地添加的过渡元素形成的微细的分散粒子沿轧制方向形成层状，因此，板厚方向的晶粒的成长被抑制，因此，若为规定的均热温度范围，则规定的纵横比的晶粒在相当于钎焊的加热工序后形成，但在均热的到达温度为550℃以上时，发生析出物的粗大化，析出物的数密度降低，虽然标记纵横比落入规定的范围，但纵横比变小。因此，从相当于钎焊的加热后的晶粒的纵横比的观点出发，优选低于550℃。
另外，在热轧后实施冷轧、退火等，该调质可以是H1n工序(在冷轧之间实施中间退火，最后冷轧完成)、H2n工序(在冷轧之间不实施中间退火，在冷轧后实施最终退火)中的任一个。
需要说明的是，在相当于钎焊的加热前的层叠板的制造过程、特别是在热轧后中，作为多个退火工序，有热轧后的粗退火、冷轧之间的中间退火、冷轧后的最终退火等，但退火次数越多，芯材基体中的固溶量越降低。但是，中间退火、最终退火在控制相当于钎焊的加热后的晶粒直径的形态上是必要的，因此进行基于H1n、H2n工序的调质的情况下难以省略。因此，为了尽可能减少退火工序，也优选省略粗退火。
《热交换器用部件》
为了将实施方式涉及的铝合金层叠板制成热交换器用部件，可以通过成形辊等将该层叠板沿宽度方向弯折，按照在管内面侧配置皮材的方式形成扁平管状后，对其进行电缝焊接等，由此形成扁平管状，从而制造管材。
这样的扁平管状的管材(层叠部件)与进行了波纹加工的散热片、集管等其它部件通过硬钎焊一体地制作(组装)成散热器等热交换器。也将管材(层叠部件)与散热片一体化后的部分称为热交换器的核心。此时，加热至作为焊材的固相线温度以上的585～620℃、优选590～600℃的高温进行钎焊处理。作为该硬钎焊工艺，通用的是助焊剂硬钎焊法、使用非腐蚀性的助焊剂的NOCOLOK硬钎焊法等。
接着，对上述的分散粒子的数密度、平均晶粒直径、平均纵横比、小倾角晶界的比例的各测定条件进行说明。
《各测定条件》
<分散粒子的数密度的测定条件>
由芯材的板厚中心部采取试料，对试料表面进行0.05～0.1mm机械研磨后，进行电解蚀刻而制成TEM观察用试料，使用50000倍的FE-TEM(透射型电子显微镜)观察分散粒子，测定分散粒子的粒径和数密度。
分散粒子的平均单位体积的数密度是，通过公知的污斑(contamination spot)法测定、算出TEM观察试料的膜厚t，将对于TEM观察视场面积的分散粒子的数密度换算成平均单位体积的数密度后的数密度。
该芯材的板厚中心部的基于FE-TEM的组织观察按照对于板厚中心部每1个部位而言观察视场的合计面积成为4μm2以上的方式进行，在沿着板的宽度方向(垂直于轧制的方向)隔开适当距离的10个部位进行观察。对它们分别进行图像分析，求出各部位中粒径为0.01～0.5μm的范围的析出物的平均单位体积的数密度，通过取它们的平均值来算出平均单位体积的数密度(平均数密度)。
在此，本发明中的分散粒子的粒径是重心直径，是换算成每一个分散粒子的分散粒子的等价圆径时的尺寸(圆径：当量圆直径)。
<平均晶粒直径的测定条件>
相当于钎焊的加热后的晶粒直径是芯材的轧制方向的纵截面(沿着轧制方向切断的板的截面)上的轧制方向的晶粒直径。
并且，相当于钎焊的加热后的芯材的晶粒直径纵横比以如下形式算出，即，芯材的板厚中心部的轧制面上的轧制方向的晶粒直径与芯材的轧制方向的纵截面上的板厚方向的晶粒直径之比。
详细而言，芯材的板厚方向中心部的轧制面上的轧制方向的晶粒直径是，将相当于钎焊的加热后的芯材(采取试料)的板厚方向中心部的轧制面通过机械研磨、电解研磨进行调整后，使用50倍的光学显微镜，以测定切片长度作为各个晶粒直径的切断法(截线法：line intercept method)进行测定的。在任意的10个部位对其进行测定，算出平均晶粒直径。此时，1条测定线长度设为0.5mm以上，每1个视场将测定线设为各3条，每1个测定部位观察5个视场。并且，将每条测定线依次测定的平均晶粒直径以每1个视场(测定线3条)、每5个视场/1个测定部位、每10个测定部位的顺序依次平均化，作为本发明所说的平均晶粒直径。
另外，对于芯材的轧制方向的纵截面上的板厚方向的晶粒直径，将相当于钎焊的加热后的层叠板的芯材(采取试料)的轧制方向的纵截面通过机械研磨、电解研磨进行调整后，使用50倍的光学显微镜进行观察。此时，以切断法(line intercept method)进行测定，切断法是在上述板厚方向上引出直线，将位于该直线上的各个晶粒的切片长度作为各自的晶粒直径而进行测定的方法。在任意10个部位对其进行测定，算出平均晶粒直径。此时，1条测定线长度设为0.1mm以上，每1个视场将测定线设为各5条，每1个测定部位观察5个视场。并且，将每条测定线依次测定的平均晶粒直径以每1个视场(测定线5条)、每5个视场/1个测定部位、每10个测定部位的顺序依次平均化，作为板厚方向的平均晶粒直径。
需要说明的是，通过取上述的轧制方向的平均晶粒直径与板厚方向的平均晶粒直径之比，作为本发明所说的平均纵横比。
<小倾角晶界的测定条件>
本发明中的小倾角晶界的比例的测定通过利用扫描电子显微镜SEM(ScanningElectron Microscope)或场发射型扫描电子显微镜FE-SEM(Field Emission ScanningElectron Microscope)的、使用背散射电子衍射图像EBSD(Electron BackScatterDiffraction pattern)的晶体取向分析方法进行测定。
具体来说，对相当于钎焊的加热后的层叠板中的芯材(采取试料)的板厚方向中心部的轧制面进行机械研磨和抛光研磨后，进行电解研磨来调整表面。
测定中使用的SEM和FE-SEM可以是例如日本电子公司制、SIINanoTechnologyInc.制、日立高新科技公司制、或其它厂家的装置中的任意装置，另外，EBSD与其分析软件也可以是TSL公司制的“OIMAnalysis”、HKL公司制的“Channel 5”、或其它厂家的任意装置、分析软件。
EBSD测定条件是，以SEM或FESEM的倍率25倍，在1000μm×1000μm的测定视场中，将测定步进设为4μm进行EBSD测定。通过测定而得到的EBSD的图像中，首先需要确定晶界。在2维测定的结晶组织的数据中分析各测定点的晶体取向，将相邻的测定点之间的取向差为5°以上的测定点间的边界作为晶界。即，取向差小于5°的结晶彼此实质上看作1个结晶，本测定中1个晶粒是指被具有5°以上的取向差的晶界包围的组织。并且，在以2维测定、分析的组织中，将连结晶界三相点彼此的边界线(晶界)看作1个具有特定的取向差的晶界。在通过标记定义的晶界中，求出全部晶界中所占的、取向差为5°以上且15°以下的晶界(小倾角晶界)的比例。在进行标记测定、分析的芯材板厚中心部的轧制面上，在任意的10个部位进行，求出在各部位求出的小倾角晶界的比例的平均值。
实施例
以下，例举实施例更具体地说明本发明，但本发明根本不受下述实施例限制，还可以在符合前后述的主旨的范围内加以适当变更来实施，这些均包含于本发明的技术范围内。
<层叠板的制造>
层叠板的制造如下。
将表1所示A～V的组成的3000系铝合金组成熔解、铸造而制造铝合金芯材铸锭。仅将该芯材铸锭如表2所示改变成各种均热温度，控制合金元素的固溶量。
其后，在该芯材铸锭的一个面，将由Al-1wt％Zn组成构成的JIS7072铝合金板作为牺牲防蚀材，在另一面将由Al-10wt％Si组成构成的JIS4045铝合金板作为钎焊材，分别进行包覆。
将这些包覆板实施热轧、中间退火，并且进行冷轧，制成H14调质材或H24调质材的层叠板。实施各处理时，如表2所示，各例都将均热时的平均升温速度与均热温度一同进行各种改变，控制合金元素的固溶量，制作钎焊前的层叠板。另外，均热时的保持都进行6hr，再加热时的保持进行2hr。需要说明的是，除了一部分的例子(比较例No.31)，省略热轧后的粗退火。另外，H14调质工序中，作为中间退火条件在批式炉中实施400℃×4hr的退火。此时的升降温速度以40℃/hr进行。
表2中，实施例No.1～13、比较例No.19～28、30、32的调质工序为H14调质工序，实施例No.14～18、比较例No.29、31的调质工序为H24调质工序。
各例均共通地，芯材的板厚为0.14mm，在该芯材的各个面分别层叠的焊材、牺牲材的厚度均为20～30μm的范围。
需要说明的是，比较例No.30是通过专利文献1中记载的方法制造的层叠板，比较例No.31是通过专利文献2中记载的方法制造的层叠板，比较例No.32是通过专利文献3中记载的方法制造的层叠板。对于比较例No.31，将从再加热结束到开始热轧为止的时间设为30分钟来进行，进一步作为粗退火条件，实施450℃×3hr的热处理和350℃×10hr的热处理。进一步，冷轧后的最终退火将升温速度设为20℃/hr的速度来进行。
【表1】
<芯材的组成>
制作层叠材后，测定原材阶段(组装成热交换器之前)的芯材部分的组织。进一步，模拟将该层叠板制成热交换器用部件(管材)时的钎焊，在10％的预应变赋予后，进行在600℃的温度下3分钟加热、保持后，并以平均冷却速度100℃/分钟冷却的加热处理，测定该加热处理后的层叠板的芯材部分的组织。
<芯材的其它测定值>
对于芯材的分散粒子的数密度、平均晶粒直径、平均纵横比、小倾角晶界的比例，基于上述的测定条件进行测定。
<机械特性>
对于模拟钎焊的上述加热处理后的各例进行拉伸试验，测定抗拉强度(MPa)。试验条件是，从各层叠板采取相对于轧制方向为平行方向的JISZ2201的5号试验片(25mm×50mmGL×板厚)，进行拉伸试验。拉伸试验基于JISZ2241(1980)(金属材料拉伸试验方法)，在室温20℃下进行试验。另外，十字头速度为5mm/分钟，以固定速度进行直至试验片破裂为止。
<耐侵蚀性>
对于各例，测定侵蚀深度评价耐侵蚀性。在相当于钎焊的加热前的层叠板上，涂布市售的非腐蚀性助焊剂3～5g/m2，在氧浓度为200ppm以下的气氛中以600℃保持5分钟以上，制作钎焊试验片。接着，对于实施了相当于钎焊的加热的层叠板的轧制方向的纵截面，通过机械研磨、电解蚀刻进行前处理后，使用100倍的光学显微镜观察5个视场。在该5个视场中，测定向焊材的芯材的浸入深度(侵蚀深度)，以它们的平均值的形式求出侵蚀深度(μm)。
<疲劳特性>
疲劳寿命(疲劳特性)的评价通过公知的振片型平面弯曲疲劳试验机在常温下进行。即，按照与轧制方向平行的方式，从上述相当于钎焊的加热后的各层叠板切出10mm×60mm×板厚的试验片来制作试验片。将该试验片的一端安装于振片平面弯曲疲劳试验机的固定侧。并且，将该试验片的另一端用驱动侧的刀口夹持。
弯曲疲劳试验通过使该刀口的位置移动，从而改变试验片组长度，并按照振片幅度一定(向上下方向5mm)的方式反复进行试验片的平面弯曲。此时，对于附加弯曲应力，按照破裂部的应变量最大成为0.009左右的方式调节试验片组长度。在这样的条件下，求出直到各试验片破裂为止的平面弯曲的反复数。评价在12000次以上时作为疲劳寿命非常良好：◎；10000次以上时作为疲劳寿命良好：○；少于10000次时作为疲劳寿命不充分：×。
需要说明的是，对于破裂部的应变量，不能将应变仪直接贴在破裂部位，因此在稍微偏离破裂部位的2、3个部位的规定位置贴合应变仪，由各试验片长度时的应变仪的应变值对破裂部位的应变量进行插值处理，从而推算破裂部位的应变量，据此调节负荷应力、即试验片组长度。
将这些结果示于表2。
【表2】
如表2所示，实施例No.1～18的层叠板满足本发明的要件，因此成为抗拉强度为180MPa以上，并且侵蚀深度也为40μm以下，而且疲劳特性也非常良好或良好的结果。也就是说，可知满足本发明的要件的层叠板的强度(钎焊后强度)、耐侵蚀性、疲劳特性优异。
另一方面，比较例No.19～32的层叠板由于不满足本发明规定的某一要件，而未成为良好的评价。
具体来说，比较例No.19的层叠板在均热时(高温区域：400℃以上)的平均升温速度过慢，因此相当于钎焊的加热前的分散粒子的数密度、相当于钎焊的加热后的平均纵横比、小倾角晶界的比例不在本发明规定的范围内。其结果是，成为抗拉强度小于180MPa并且疲劳特性不充分的结果。
比较例No.20的层叠板的均热温度过低，因此相当于钎焊的加热前的分散粒子的数密度、相当于钎焊的加热后的平均纵横比、小倾角晶界的比例不在本发明规定的范围内。其结果是，成为抗拉强度小于180MPa并且疲劳特性不充分的结果。
另外，比较例No.29的层叠板的均热温度也过低，因此相当于钎焊的加热前的分散粒子的数密度、相当于钎焊的加热后的平均纵横比、小倾角晶界的比例不在本发明规定的范围内。其结果是，成为抗拉强度小于180MPa并且疲劳特性不充分的结果。
比较例No.21～28的层叠板的芯材组成不满足本发明的要件，相当于钎焊的加热前的分散粒子的数密度、相当于钎焊的加热后的平均晶粒直径、平均纵横比、小倾角晶界的比例中的至少1个不在本发明规定的范围内。其结果是，成为抗拉强度小于180MPa并且疲劳特性不充分的结果(以及侵蚀深度超过40μm的结果)。
比较例No.30的层叠板如上所述是通过专利文献1中记载的方法制造的层叠板，与制造本发明的层叠板的条件不同，未进行均热。因此，对于比较例No.30的层叠板而言，相当于钎焊的加热前的分散粒子的数密度、相当于钎焊的加热后的平均纵横比、小倾角晶界不在本发明规定的范围内。其结果是，成为抗拉强度小于180MPa并且疲劳特性不充分的结果。
比较例No.31的层叠板如上所述是通过专利文献2中记载的方法制造的层叠板，与制造本发明的层叠板的条件不同，在规定的条件下进行粗退火。因此，对于比较例No.31的层叠板而言，相当于钎焊的加热前的分散粒子的数密度、相当于钎焊的加热后的平均纵横比不在本发明规定的范围内。其结果是，成为抗拉强度小于180MPa并且疲劳特性不充分的结果。
比较例No.32的层叠板如上所述是通过专利文献3中记载的方法制造的层叠板，对于均热时的平均升温速度未记载，但为了得到与专利文献3同等的机械特性，成为400℃以上的平均升温速度为15℃/hr的条件。该条件为本发明的条件范围外，对于比较例No.32的层叠板而言，相当于钎焊的加热前的分散粒子的数密度、相当于钎焊的加热后的平均纵横比、小倾角晶界的比例不在本发明规定的范围内。其结果是，成为抗拉强度小于180MPa并且疲劳特性不充分的结果。
需要说明的是，专利文献4中，芯材的Si添加量被限制为0.2质量％以下，少于本申请的优选Si添加量的范围。因此，认为Si元素没有充分固溶，另外相当于钎焊的加热前的分散粒子的数密度、相当于钎焊的加热后的平均晶粒直径、纵横比、小倾角晶界的比例中的至少1个不在本发明规定的范围内。其结果是，认为成为抗拉强度、疲劳特性、侵蚀深度中的至少1个不良好的结果。
详细地并参照特定的实施方案对本发明进行了说明，但对于本领域技术人员而言显然可以在不脱离本发明的主旨和范围的条件下加以各种变更、修改。
本申请基于2014年3月31日申请的日本专利申请(日本特愿2014-74200)，其内容以参考的方式并入本说明书中。
产业上的可利用性
本发明的铝合金层叠板的钎焊后强度、耐侵蚀性和疲劳特性等优异，对于汽车等的热交换器是有用的。

Claims (4)

1.一种铝合金层叠板，其特征在于，是在芯材的至少一个侧面上包覆有牺牲材的铝合金层叠板，
所述芯材含有Mn：0.5～1.8质量％、Si：0.4～1.5质量％、Cu：0.05～1.2质量％，并且含有Fe：1.0质量％以下、Ti：0.3质量％以下中的至少1种，余量为Al和不可避免的杂质，
相当于钎焊的加热前的层叠板的芯材中，粒径为0.01～0.5μm的分散粒子的数密度为20～80个/μm3，
相当于钎焊的加热后的层叠板的芯材中，轧制方向的纵截面上的轧制方向的平均晶粒直径为50μm以上，晶粒的平均纵横比为3.0以上，倾角为5～15°的小倾角晶界的比例为10.0％以下。
2.如权利要求1所述的铝合金层叠板，其特征在于，所述芯材还含有下述(a)～(c)中的至少1个，
(a)Cr：0.02～0.4质量％、Zr：0.02～0.4质量％中的至少1种；
(b)Zn：超过0质量％且1.0质量％以下；
(c)Mg：超过0质量％且1.0质量％以下。
3.如权利要求1或2所述的铝合金层叠板，其特征在于，板厚为0.2mm以下。
4.如权利要求1或2所述的铝合金层叠板，其特征在于，作为所述铝合金层叠板的相当于钎焊的加热后的组织，
所述芯材在板厚中心部的轧制方向的纵截面上的轧制方向的平均晶粒直径为50μm以上，
所述芯材的板厚中心部的晶粒的平均纵横比即轧制方向的平均晶粒直径/板厚方向的平均晶粒直径为3.0以上，
所述芯材的倾角为5～15°的小倾角晶界的比例为10.0％以下。
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