JP2023511790A - 高強度のハンダメッキされたＡｌ－Ｍｇ－Ｓｉアルミニウム材料 - Google Patents

Abstract

本発明は、タイプＡｌＭｇＳｉ、特にタイプＡＡ６ｘｘｘのアルミニウム合金を含む、高強度のハンダ付けされた構成部品の製造のためのアルミニウム材料に関し、アルミニウム材料は、ハンダ付け後に少なくともいくつかの区域において少なくとも１つのハンダ層と直接的または間接的に材料結合型の接触をしている。良好なハンダ付け特性および良好な成形性を提供するだけでなく高い強度も提供するアルミニウム材料を提供する目的は、このアルミニウム材料のアルミニウム合金が少なくとも５９５℃の固相線温度Ｔｓｏｌを有し、アルミニウム材料が少なくとも５９５℃でのハンダ付けおよび少なくとも０．５℃／秒の平均冷却速度での５９５℃から２００℃への冷却と２０５℃での４５分間の人工時効の後に、ハンダ付け後の状態と比較して少なくとも９０ＭＰａ、好ましくは少なくとも１２０ＭＰａの降伏強さＲｐ０．２の増加を有することにおいて実現される。【選択図】図１ｆ

Description

本発明は、タイプＡｌＭｇＳｉ、特にタイプＡＡ６ｘｘｘのアルミニウム合金を含む、高強度のハンダ付けされた構成部品の製造のためのアルミニウム材料であって、好ましくは、ハンダ付け後に少なくともいくつかの区域において少なくとも１つのハンダ層と直接的または間接的に材料結合型の接触をしている、アルミニウム材料に関する。一実施形態によれば、本発明は、本発明によるアルミニウム材料を含むアルミニウムコア合金層としての少なくとも１つのコア層と、コア層の上に配置されアルミニウムハンダ合金を含む少なくとも１つの外側ハンダ層と、を含むアルミニウム複合材料に関する。本発明は、構成部品の熱接合のための方法、熱接合プロセスにおけるアルミニウム材料またはアルミニウム複合材料の使用ならびにハンダ付けされた構成部品に関する。

主な合金成分がマグネシウムおよびケイ素であるＡｌＭｇＳｉ合金に基づく硬化性アルミニウム材料は、自動車セクターにおける利用のためだけでなく航空機組み立てまたは鉄道車輛組み立てなど他分野の利用においても公知である。これらは、特に高い強度値を特徴とするだけでなく非常に良好な成形挙動も有し、高度の成形を可能にする。典型的な利用分野は、車体、車体部品、例えばドア、ハッチ、ボンネット等、およびシャシー部品を含む。対応する構成部品の機械的要件は、構成部品が自動車に組み込まれて実際に使用されるにあたり、衝撃、持続型振動、腐食、高い動作圧、高い動作温度および温度変化に起因して生じる、かなりの負荷に耐えることを含む。強度を増加させるために、それぞれの材料の固溶線より高くかつ固相線より低い温度において、焼き鈍しが溶体化焼き鈍しとして行われ、次に、それぞれの材料は定義された高い速度で冷却される。次に、１００～２２０℃の間の温度、例えばカソード浸漬塗装（独：kathodischen Tauchlackierung，英：cathodic dip coating）の形の塗料焼き付け処理の場合には、約２００℃で約１５分間にわたる後続の人工時効後に最大強度が決定される。

ハンダ付け可能材料ならびにハンダメッキされた材料について、例えば高強度熱交換器用途についてもＡｌＭｇＳｉ合金の使用は公知である。自動車熱交換器は、例えばフィン、パイプおよび分配装置など、予め製造された熱交換器の個々の構成部品同士を熱的に接合することによって、通常、アルミニウムストリップまたはアルミニウムシートから製造される。対応する熱交換器は、ほとんどが自動車中の加熱システムおよび冷却システムの構成部品である。熱的に接合されたアルミニウム材料でできたそのような熱交換器には、冷却用の水またはオイルの冷却、給気冷却器の使用および空調システムにおける使用など、さまざまな役目がある。電気自動車用のバッテリーを冷却する分野において大面積冷却プレートのための概念が公知である。これらは、典型的には、より厚い平坦な基部プレート、および、形成された冷却チャネルを有する構造化された第２のプレートからなる。その他の接合方法の中で、「雰囲気制御ロウ付け」（ＣＡＢ）プロセスとして公知である、非腐食性フラックスを用いる不活性ガス雰囲気下のロウ付けとして熱接合がほとんどの場合に行われる。しかし、普通、ここではコスト上の理由から別個の人工時効はない。さらに、ＥＮ－ＡＷ ６０６３などアルミニウム合金でできた普通のアルミニウム材料は、ハンダ付けするとき、典型的な冷却速度ではわずかな硬化効果しか示さない。

さらに、実現可能な強度は、硬化性を左右する化学組成、特にケイ素およびマグネシウム、ならびに分散質形成剤であるマンガンおよびクロム元素についての限定によって制約を受ける。融解を防ぐために、材料の固相線温度は、ハンダ付け温度より低くてはならず、ハンダ付け温度は、典型的には５９０℃～６１０℃である。高強度から中強度のＡｌＭｇＳｉ合金は、一般に、比較的高いＭｇおよびＳｉ含有量を有する。ＡｌＭｇＳｉ合金においては、時効過程においてＭｇとＳｉとの両方を含み、強度を増加させるβ（またはＭｇ_２Ｓｉ）析出序列（クラスタ→ギニエプレストンゾーン（ＧＰゾーン）→β’’→β’、Ｕ１、Ｕ２、Ｂ’、→β、Ｓｉ）の小さな準安定析出物を形成し、それによって特にＧＰゾーンおよびβ’’相が最大強度で観測される。従って、強度を増加させるための通常の解決策は、強度をより高めるβ析出序列の析出物が形成し得るようにＭｇおよびＳｉ含有量を増加させることと思われる。しかし、アルミニウム材料のＭｇ含有量は、アルミニウム構成部品が一般にフラックスを用いてハンダ付けされ、ハンダ付けプロセス時に精密に制御された雰囲気、例えば窒素雰囲気に曝露されるいわゆるＣＡＢハンダ付けプロセスにおいて、ハンダ付けプロセス時にＭｇがフラックスと反応し、高融解相の形成を伴い、従ってその機能を失うので、材料のハンダ付け性を低下させることがある。セシウムを含む高価なフラックスを用いてのみ、０．３重量％を上回る高いＭｇ含有量までの加工性を拡張することができる。過度に低い機械的強度に加えて、従来利用可能なアルミニウム材料を用いるＣＡＢプロセスは、低い耐食性という課題も生む結果となる。

ＣＡＢプロセスに対する代替法は、ハンダ付けされる構成部品が非常に低い圧力、例えば１０^－５ｍｂａｒ以下の雰囲気中でハンダ付けされる真空ハンダ付けである。真空ハンダ付けは、フラックスなしで行うことができるが、より良好なハンダ結果を実現するために、多くの場合に一定量のマグネシウムがアルミニウムハンダに加えられる。真空ハンダ付けの不利な点はまた、ハンダ付けされる構成部品への真空要件および清浄性要件を維持することが非常にコスト高なことである。

自動車の構造用構成部品、例えば車体用構成部品の高強度要件に起因して、ハンダ付けされた構造用構成部品は、まだ用いられていない。一般に、従来の熱交換器は、自動車の構造用構成部品の役目には関わりがないので、衝突抵抗は必要ない。既存の熱交換器は、低い強度を有し、従って、必要な機械的衝突特性を実現するには広範な設計方策を必要とする。さらに、とりわけ、ハンダ付け前の高い成形性および使用時の十分な耐食性を含むさらなる特性の機能組み込みが望ましい。この特性プロファイルは、従来の材料によって十分に満たされていない。

このことは、特に、アルミニウム材料がハンダ付けプロセスを受け、好ましくは少なくともいくつかの区域においてアルミニウムハンダ合金を含む少なくとも１つのハンダ層と直接的または間接的に材料結合型の接触をしている場合にあてはまる。直接的な材料結合型の接触の場合、アルミニウム材料は、ハンダ付け後、ハンダ付けプロセスに関与した構成部品のハンダ層に直接隣接する。これは、ハンダメッキされた構成部品を用いてハンダ付けするか、ハンダ付けホイルまたは他の方法を用いることによって実行することができる。アルミニウム材料がアルミニウム複合材料として設計されている場合、直接的な材料結合型の接触は、メッキされたハンダ合金層によるハンダ付けの後に提供することができる。間接的な接触とは、少なくとも１つのさらなる合金層を介するハンダ層との材料結合型の接触、すなわち、例えば、ハンダ合金を含まないさらなるアルミニウム層ではあるがこのアルミニウム層によって、アルミニウム材料が今度は少なくともいくつかの区域において例えばハンダメッキされた構成部品と材料結合型に接続するアルミニウム層がアルミニウム材料に提供される場合を意味すると理解される。原則として、ハンダ付けプロセスを受けるアルミニウム材料の強度特性は、ハンダ層を用いて結合されようとされなかろうと、ハンダ付けプロセスにおける熱曝露によって顕著に影響を受ける。概して、強度は、ハンダ付けプロセス直後に顕著に低下する。

従って、本発明の根底にある目的は、良好なハンダ付け特性および良好な成形性を有するだけでなくハンダ付け後に高い強度も提供するアルミニウム材料と、このアルミニウム材料を含むアルミニウム複合材料とを提供することである。本発明の根底にある目的は、また、構成部品の熱接合のための有利な、特にコスト効率のよい方法と、本発明によるアルミニウム材料またはアルミニウム複合材料の有利な使用と、熱接合された有利な構成部品と、を提案することである。

本発明の第１の教示によれば、上述の目的は、最初に言及されたアルミニウム材料またはアルミニウム複合材料の場合、アルミニウム材料のアルミニウム合金またはアルミニウム複合材料のアルミニウムコア合金は、少なくとも５９５℃の固相線温度Ｔｓｏｌを有し、アルミニウム材料またはアルミニウム複合材料は、少なくとも５９５℃でのハンダ付けと少なくとも０．５℃／秒の平均冷却速度での５９５℃から２００℃への冷却と２０５℃での４５分間の人工時効との後に、ハンダ付け後の状態と比較して少なくとも９０ＭＰａ、少なくとも１１０ＭＰａまたは好ましくは少なくとも１２０ＭＰａの降伏強さＲ_ｐ０．２の増加を有することにおいて解決される。

本発明によるアルミニウム材料またはアルミニウム複合材料には、選ばれた固相線温度に起因して、ハンダ付けプロセスにおける融解を確実に避けるために十分な余裕がある。人工時効後の大きな強度の増加に起因して、ハンダ付けおよび人工時効を受けた状態において大きな降伏強度値を提供するアルミニウム材料およびアルミニウム複合材料が提供される。このアルミニウム材料またはアルミニウム複合材料を用いて高い強度のハンダ付けされた構成部品を製造することができる。強度の増加は、ハンダ付けから人工時効までを通した後にのみ行われるので、アルミニウム材料またはアルミニウム複合材料は、高度に成形可能な状態で提供され、成形されてから人工時効を伴うハンダ付けプロセスによって硬化させることができる。定義された冷却速度における本請求の降伏強さの増加は、アルミニウム材料とアルミニウム複合材料のアルミニウムコア合金との構造が低い焼き入れ感度を提供しなければならないことを必要とする。

本発明によるアルミニウム材料またはアルミニウム複合材料は、好ましくはストリップ形であり、圧延されたシートとして設計される。本アルミニウム合金複合材料の製造において、メッキ法、特に圧延クラッド法と同時鋳込み法との両方を用いることができる。熱溶射法によって層を施用することも可能である。しかし、圧延クラッド法および同時鋳込み法は、アルミニウム複合材料を製造するために大規模な工業スケールで現に用いられている方法であり、同時鋳込みされた材料は、異なるアルミニウム合金層の間のその顕著な濃度勾配に起因して、圧延クラッドされた材料の離散的な層組成と異なる。圧延クラッド時に、圧延インゴットは、最初にアルミニウムコア合金から鋳込まれ、任意選択として均質化される。肉盛は、通常、鋳込まれた圧延インゴットから必要な厚さに熱間圧延され、必要な長さに切断される。あるいは、肉盛は、圧延インゴットから鋸切断によって製造することもできる。肉盛とコア合金とは次にパケットに組み立てられ、熱間圧延温度に加熱される。あるいは、パケットを形成した後に均質化を行ってもよい。熱間圧延温度に予熱されたパケットは、次に、中間厚さに熱間圧延され、最後に中間焼き鈍しを行うかまたは行わずに最終厚さに冷間圧延される。冷間圧延後に最後の任意選択の溶体化焼き鈍しまたは軟化焼き鈍し／逆焼き鈍し（独：Rueckgluehung angeschlossen，英：back annealing）を行うことができる。アルミニウム複合材料が例えば、ストリップとは別個であるシートの形であることも想定可能である。このアルミニウム材料は、例えば、インゴットまたは鋳込みストリップを鋳込み、インゴットまたは鋳込みストリップを均質化し、熱間圧延および冷間圧延することによって製造することができる。

好ましくは、アルミニウム材料またはアルミニウム複合材料は、少なくとも５９５℃でのハンダ付けと少なくとも０．５℃／秒の平均冷却速度での５９５℃から２００℃への冷却と２０５℃での４５分間の人工時効との後に、少なくとも１５０ＭＰａ、好ましくは少なくとも１８０ＭＰａ、特に好ましくは２００ＭＰａを上回る降伏強さＲ_ｐ０．２を有する。アルミニウム材料のアルミニウム合金またはアルミニウム複合材料のアルミニウムコア合金の低い焼き入れ感度に起因して、このことがハンダ付けプロセスからのこれらの冷却速度でも高い降伏強度値を可能にする。従って、高い降伏強度値は、ハンダ付けプロセスにおいて融解が起こることなく壁厚を小さくした構成部品の製造を可能にする。

ハンダ付け前に、アルミニウム材料またはアルミニウム複合材料は、例えば、歪硬化された、例えば圧延されたままもしくは完全硬化された（４／４－硬さ）または軟化焼き鈍し状態であってよい。さらなる実施形態において、アルミニウム複合材料は、ハンダ付け前に溶体化焼き鈍しされた状態「Ｔ４」であってよい。ハンダ付けされる構成部品の製造時にアルミニウム複合材料の成形潜在能力を十分に利用するために、高度に成形可能な状態が好ましい。アルミニウム材料またはコア材料の選ばれた組成および製造経路に起因して、焼き入れ感度は、例えばハンダ付けプロセスが典型的なＣＡＢプロセスにおいて溶体化焼き鈍しとして作用することができるように設定され、平均冷却速度は、ハンダ付け温度と２００℃との間で少なくとも０．５℃／秒である。従って、アルミニウム複合材料は、ハンダ付け後に有利な状態Ｔ４に移すことができ、このことが人工時効を用いる硬化を可能にする。

人工時効は、例えば１００℃～２８０℃の間、好ましくは１４０℃～２５０℃、好ましくは１８０℃～２３０℃の間の時効温度で少なくとも１０分間、好ましくは少なくとも３０分間または少なくとも４５分間行われ、少なくとも１５０ＭＰａの強度Ｒ_ｐ０．２が実現されることを可能にする。人工時効は、ハンダ付けの直後だけでなく後でも行われてよい。直後に行われるとき、すなわち、構成部品がハンダ付け後に２０５℃で４５分間人工時効される場合、エネルギーコストを減らすことができる。

アルミニウム材料またはアルミニウム複合材料のさらなる実施形態によれば、アルミニウム材料のアルミニウム合金またはアルミニウム複合材料のアルミニウムコア合金は、タイプＡｌＭｇＳｉ、特にタイプＡＡ６ｘｘｘのアルミニウム合金であり、以下の重量％組成、
０．５％≦Ｓｉ≦０．９％、好ましくは０．５０％≦Ｓｉ≦０．６５％または０．６０％≦Ｓｉ≦０．７５％、
Ｆｅ≦０．５％、好ましくは０．０５％≦Ｆｅ≦０．５％、特に好ましくは０．０５％≦Ｆｅ≦０．３％、
Ｃｕ≦０．５％、好ましくは０．０５％≦Ｃｕ≦０．３％または０．１％＜Ｃｕ≦０．３％、
Ｍｎ≦０．５％、好ましくはＭｎ≦０．２％、特に好ましくは０．０１％≦Ｍｎ≦０．１５％、
０．４％≦Ｍｇ≦０．８％、好ましくは０．４５％≦Ｍｇ≦０．８％、特に好ましくは０．４５％≦Ｍｇ≦０．７５％、
Ｃｒ≦０．３％、好ましくはＣｒ≦０．１％、特に好ましくはＣｒ≦０．０５％、
Ｚｎ≦０．３％、好ましくは≦０．０５％、
Ｔｉ≦０．３％、
Ｚｒ≦０．１％、特に好ましくはＺｒ≦０．０５％、
残りは、Ａｌおよび個別で最大０．０５％、全体で最大０．１５％の不可避不純物、
を有する。

アルミニウム材料のアルミニウム合金またはアルミニウム複合材料のコア層の対応する組成の助けを借りて、高い強度および延性によって特に好適な衝突特性を実現することができる。同時に、複合材料の強度の増加は、ハンダ付けと人工時効との後の硬化による壁厚の低減を可能にする。

ケイ素は、材料がβ（またはＭｇ_２Ｓｉ）析出系列（クラスタ→ギニエプレストンゾーン（ＧＰゾーン）→β’’→β’、Ｕ１、Ｕ２、Ｂ’、→β、Ｓｉ）の微細な金属間析出相を形成することによって硬化することを可能にする。過度に低いケイ素の含有量は、過度に低い硬化効果を生み、一方、過度に高い含有量は、材料の固相線温度を低下させる。従って、ケイ素の０．５重量％の最小含有量が求められ、一方、最大含有量は、０．９重量％に限定される。さらに好ましくは、Ｓｉ含有量は、ハンダ付け時の特に大きなプロセス窓を人工時効に起因する顕著な強度の増加と組み合わせるために、０．５０重量％≦Ｓｉ≦０．６５重量％または０．５０重量％≦Ｓｉ≦０．６０重量％に限定される。０．６０重量％≦Ｓｉ≦０．７５重量％に制約されると、人工時効に起因して、より小さなプロセス窓を有するハンダ付けで、より高い強度の増加を実現することができる。

鉄は、既に材料製造における鋳込みプロセス時にケイ素と非常に安定した金属間相を形成し、従って、所望の硬化効果にとって必要なケイ素を材料から取り除くので、鉄は、材料の強度特性に悪影響を及ぼす。他方、鉄は、典型的に、アルミニウム新地金とアルミニウムスクラップとの両方中に顕著な含有量で存在し、そのため、鉄含有量を非常に低くしようとすれば材料の製造が容認できないほど高価になる。従って、合金の最大鉄含有量は、最大０．５重量％に限定される。好ましくは、合金は、一方ではアルミニウム材料またはアルミニウムコア合金を製造するためにリサイクルされたアルミニウムを用いることができるように、同時に硬化のために利用可能なケイ素の割合を増加させるために、０．０５重量％～０．５重量％または０．０５重量％～０．３重量％の範囲の鉄を含有する。

ＡｌＭｇＳｉ合金において、銅は、材料の人工時効に好ましい影響を及ぼすことができる。Ｍｇ_２Ｓｉの硬化相のタイプが四元Ｑ相ＡｌＭｇＳｉＣｕに移行することが文献から公知である。そのことは、硬化の動力学も速める。他方、最大ハンダ付け温度がハンダ付けされる材料の固相線温度より低くなければならないので、銅は、材料の固相線温度を低下させ、それによってロウ付けプロセスのためのプロセス窓を狭くする。従って、コア合金中の銅の含有量は、最大０．５重量％、好ましくは０．０５重量％≦Ｃｕ≦０．３重量％、特に好ましくは最大０．１０重量％＜Ｃｕ≦０．３重量％に限定される。０．０５重量％より低いと硬化に対する銅の効果は低くなる。０．１重量％より高いと、硬化の動力学は、０．３重量％の最大値において固相線温度を顕著に減らすことなく改善される。

マンガンは、混晶硬化および微細な金属間相の形成によってアルミニウム材料の強度を増加させる。しかし、マンガンがＡｌＭｇＳｉ合金の焼き入れ感度を増加させ、溶体化焼き鈍し処理後に非常に高い冷却速度を必要とすることも公知である。工業的なハンダ付けプロセスにおいて実現可能な冷却速度でも十分な硬化効果を実現することができるように、マンガン含有量は、最大０．５重量％、好ましくは最大０．２重量％に限定されなければならない。０．０１重量％≦Ｍｎ≦０．１５重量％のＭｎ含有量で、混晶硬化と低い焼き入れ感度との両方が実現される。

ケイ素と組み合わされると、マグネシウムは、材料が微細な金属間析出相を形成することによって硬化することを可能にする。過度に低いマグネシウムの含有量は、過度に低い硬化効果を生み、一方、過度に高い含有量は、材料の固相線温度を低下させ、ひいては、最大ハンダ付け温度がハンダ付けされる材料の固相線温度より低くなくてはならないので、プロセス窓をロウ付けプロセスにとって過度に狭くする。従って、マグネシウムの最小含有量０．４重量％が求められ、一方、最大含有量は０．８重量％に限定される。選ばれたＳｉ含有量と組み合わされるＭｇ含有量に起因する析出硬化によって高い強度が実現される。この目的で、Ｍｇ含有量は、好ましくは０．４５重量％～０．８０重量％、より好ましくは０．４５重量％～０．７５重量％に限定される。

クロムは、熱処理時の結晶粒サイズの粗粒化を妨げる微細な金属間析出相をアルミニウム材料中に形成する。他方、クロムがＡｌＭｇＳｉ合金の焼き入れ感度を増加させ、従って、溶体化焼き鈍し処理後に高い冷却速度を必要とすることが公知である。工業的なハンダ付けプロセスにおいて実現可能な冷却速度でも十分な硬化効果を実現することができるように、クロム含有量は、最大０．３重量％、好ましくは最大０．１重量％、特に好ましくは最大０．０５重量％に限定されなければならない。

とりわけ、腐食電位に影響を及ぼすためにアルミニウム合金中に亜鉛が用いられる。亜鉛は、腐食電位をより貴でない方向に移行させるので、アルミニウム材料またはコア合金中の含有量は、最大０．３重量％、好ましくは最大０．１重量％、特に好ましくは０．０５重量％に限定されなければならない。過度に厳しい亜鉛含有量の限定は、材料製造におけるスクラップの使用を過度に制限する。

チタンは、アルミニウム合金を鋳込むとき結晶粒微細化剤として、例えばＴｉＢの形で用いられる。過度に厳しいチタン含有量の限定は、材料製造におけるスクラップの使用を過度に限定し、従って、０．３重量％の最大チタン含有量が指定される。

ジルコニウムは、熱処理時の結晶粒サイズの粗粒化を妨げる微細な金属間析出相をアルミニウム材料中に形成する。しかし、通常、ジルコニウムが合金に加えられる必要がある。好ましくは、十分な効果のために、Ｚｒ含有量は、アルミニウム合金またはアルミニウムコア合金中に最大０．１重量％、好ましくは最大０．０５重量％含まれる。

さらなる構成によれば、ハンダ付け後にアルミニウム材料が少なくともいくつかの区域において直接的または間接的に材料結合型の接触をしているアルミニウムハンダ合金またはアルミニウム複合材料のハンダ層は、以下の重量％組成、
７．０％≦Ｓｉ≦１３．０％、
Ｆｅ≦０．８％、
Ｃｕ≦２．５％、
Ｍｎ≦０．１％、
Ｍｇ≦０．１％、
Ｃｒ≦０．１％、
Ｚｎ≦２．５％、
Ｔｉ≦０．３％、
Ｚｒ≦０．１％、
残りは、Ａｌおよび個別で最大０．０５％、全体で最大０．１５％の不可避不純物、
を有する。

対応する組成を有するアルミニウムハンダ合金は、特に低い融点を有する。アルミニウムハンダ合金の融解温度は、アルミニウム材料のアルミニウム合金またはアルミニウムコア合金、および提供することができ、ハンダ層ではないクラッド層のアルミニウム合金の固相線温度より特に低い。好ましくは、ハンダ層のアルミニウムハンダ合金は、タイプＡＡ４ｘｘｘ、特に好ましくは熱交換器中に用いられると特に優れたハンダ付け特性を示すタイプＡＡ４３４３またはＡＡ４０４５である。

好ましくは、アルミニウム材料は、アルミニウム複合材料として設計され、アルミニウム複合材料は、アルミニウムハンダ合金を有する少なくとも１つの片側または両側の外側ハンダ層を含む。上述のハンダ合金組成は、好ましくは、アルミニウム複合材料のハンダ層のために用いられる。

さらなる実施形態によれば、アルミニウム材料またはアルミニウム複合材料は、アルミニウム材料またはアルミニウム複合材料のコア層の片側または両側に設けられた少なくとも１つのクラッド層を有し、クラッド層は、＜０．１重量％、好ましくは＜０．０５重量％のＭｇ含有量を有するアルミニウム合金を有する。

驚くべきことに、本発明によるアルミニウム材料またはアルミニウム複合材料のクラッド層は、多機能層の役割を果たすことが示された。従って、アルミニウム材料または複合材料のこの実施形態は、特性の新規な組み合わせを意味する。ハンダ付けされた他の材料と比較して高い強度に加えて、ハンダ付け後の高い耐食性およびハンダ付け前の高い成形性も実現することができる。高い強度および延性によって好ましい衝突特性も実現することができる。片側または両側に低マグネシウムクラッド層を有する複合材料も、ＣＡＢハンダ付けプロセスにおいて標準的なフラックスを用いて比較的高いＭｇ含有量でハンダ付けすることができる。さもなければ高価な真空ハンダ付けに加えて、フラックスを用いる、コスト効果のあるＣＡＢハンダ付けも接合プロセスとして利用可能であり、それによって、セシウムを含有する高価なフラックスの必要もなくなる。代わりに、例えば、コスト効果のある標準的なノコロック（Ｎｏｃｏｌｏｋ）（登録商標）フラックスが十分である。クラッド層は、複合材料の表面におけるＭｇ濃度が最小になるので、不活性ガス下および標準的フラックスを用いるハンダ付けを可能にする。クラッド層は、コアからハンダメッキの表面へのＭｇの拡散を妨げる。

最大０．１重量％のＭｇ含有量を有するアルミニウム合金が少なくとも１つのクラッド層として用いられる場合、例えば極めて良好な成形特性を有する確立された合金を複合材料中で用いてアルミニウム複合材料を製造することができる。最大０．１重量％のＭｇ含有量を有するクラッド層が上に施用されている、タイプＡｌＭｇＳｉのアルミニウムコア合金でできたコア層は、プレート曲げ試験において同じ組成のモノ－ＡＡ６ｘｘｘ合金と比較して顕著に増加した曲げ角度を有することができ、そのことによってこの複合材料の顕著に増加した延性が証明されると認識されている。従って、例えばハンダメッキされていない側に配置されているクラッド層は、本請求の多層複合材料の曲げ角度を改善する。一方で、例えば折り曲げなどの製造ステップのために曲げ角度の増加が必要であり、他方で、実現可能な曲げ角度は、衝突の場合の高い延性と相関する。従って、より高い強度のコア材料と延性を高めるメッキとの組み合わせは、衝突が起こった場合に、例えば構造用構成部品の性能を改善する。例えば、バッテリーボックスの車体下保護の改善も実現することができる。対応するクラッド層を含む本発明による複合材料のこの実施形態を用いると、片側にハンダメッキされたモノ－ＡＡ６ｘｘｘ材料および複合材料と比較して成形性も顕著に増加する。

少なくとも１つのクラッド層のアルミニウム合金は、好ましくは最大０．０５重量％、特に好ましくは最大０．０１重量％のＭｇ含有量を有する。Ｍｇ含有量のさらなる限定により、アルミニウム複合材料のハンダ付け性をさらに増加させることができる。成形性もさらに改善され、そのことがコア層への結合も促進する。

さらに、ＡＳＴＭ Ｇ８５－Ａ３によるＳＷＡＡＴ腐食試験によれば、ハンダ付けされた状態における腐食作用は、クラッド層に集中し、従ってコア材料に対する腐食作用が妨げられた。従って、クラッド層は、電気化学的により貴なコア材にとっての犠牲陽極の役割を同時に果たし、高いレベルの耐食性を実現することができる。このことの前提条件は、クラッド層がハンダ付け後にコア材料より貴でない腐食電位を有することである。

特に、コア層の片側または両側に少なくとも１つのクラッド層が施用される。アルミニウム複合材料の特に簡単な実施形態において３つの層が提供され、コア層の一方の側にクラッド層、反対側にハンダ層が配置される。コア層とハンダ層との間にクラッド層が配置されることも考えられる。この実施形態は、クラッド層がＭｇに対する拡散バリアーとして使用され、同時にコアに対する腐食作用が低下するかまたは妨げられるので、防食およびハンダ付け挙動にとって特に有利である。この実施形態において、クラッド層は、好ましくはコア層上に直接配置される。三層構造体に加えて、考えられるその他の複合材料も可能である。四層変化形において、クラッド層およびハンダ層とは反対のコア層の側にもさらなるクラッド層またはハンダ層が提供される。さらに、五層変化形を提供することができ、それぞれの場合にコア層の両側にクラッド層が提供され、それぞれの場合に外側ハンダ層が提供される。従って、クラッド層は、外側層および／または中間層であってよい。

本発明によるアルミニウム材料またはアルミニウム複合材料のさらなる実施形態によれば、クラッド層のアルミニウム合金は、以下の重量％組成、
Ｓｉ≦１．０％、
Ｆｅ≦２．０％、好ましくは０．１％≦Ｆｅ≦２．０％、
Ｃｕ≦０．３％、
Ｍｎ≦０．３％、
Ｍｇ≦０．１％、好ましくは≦０．０５％、
Ｃｒ≦０．１％、
Ｚｎ≦２．０％、
Ｔｉ≦０．３％、
Ｚｒ≦０．２０％、
残りは、Ａｌおよび個別で最大０．０５％、全体で最大０．１５％の不可避不純物、
を有する。

複合材料の成形性の改善は、クラッド層の対応する組成によって有利に実現することができる。特に、一方の側に外側クラッド層を有する変化形は、例えば、深絞り加工ツールにおける深絞り加工時に摩擦の低下を実現し、従って成形性を改善した。プレート曲げ試験において、対応する複合材料は、同じ組成のモノ－ＡＡ６ｘｘｘ合金と比較して顕著に増加した曲げ角度を実現する。従って、ハンダメッキされていない側の外側クラッド層は、複合材料全体の曲げ角度を改善する。

クラッド層中の個々の合金元素の効果および組成範囲の定義が下記でさらに詳細に説明される。

ケイ素は、強度を増加させるために合金に加えることができ、ケイ素は、材料を融解するために用いることができる多くのアルミニウムスクラップ中にも含まれる。最大ハンダ付け温度は、ハンダ付けされる材料の固相線温度より低くなければならないので、過度に高いケイ素の含有量は、材料の固相線温度を過度に低下させ、従ってロウ付けプロセスのためのプロセス窓を過度に狭くする。従って、ケイ素の最大含有量は、最大１．０重量％に限定される。

鉄は、結晶粒サイズを制限するためにケイ素と組み合わされてタイプＡｌＦｅＳｉの合金中に用いられる。小さな結晶粒サイズは、クラッド層の成形効果にとって好ましいことが証明された。対照的に、過度に高い鉄含有量は、材料の成形挙動に好ましくない影響を及ぼす粗い金属間鋳込み相の形成を生む。従って、合金の最大鉄含有量は、最大２．０重量％に限定され、好ましくは０．１％≦Ｆｅ≦２．０％の範囲が求められる。

最大ハンダ付け温度は、ハンダ付けされる材料の固相線温度より低くなければならないので、銅は、材料の固相線温度を低下させ、それによってロウ付けプロセスのためのプロセス窓を狭くする。従って、クラッド層中の銅の最大含有量は、最大０．３重量％に限定される。マンガンは、混晶硬化および微細な金属間相の形成によってアルミニウム材料の強度を増加させる。クラッド層の場合、過度に高い強度は、複合材料の成形性の改善および衝突特性の改善という所望の効果を実現するために好ましくない。従って、クラッド層中のマンガンの最大含有量は、最大０．３重量％に限定される。

マグネシウムは、フラックスを用いる不活性ガス雰囲気下のロウ付けプロセスにおいて、決定的に重要である。酸化マグネシウムへのフラックスの溶解性に限界があるからである。従って、複合材料中のクラッド層の機能は、マグネシウム含有コア材料と、複合材料の外側層またはコア材料とハンダ層との間の中間層との何れかとしてのハンダ付けゾーンとの直接接触を妨げることである。従って、クラッド層中のマグネシウムの最大含有量は、最大０．１重量％、好ましくは最大０．０５重量％に限定される。

クロムは、熱処理時に結晶粒サイズの粗粒化を妨げる微細な金属間析出相をアルミニウム材料中に形成する。０．１重量％の最大クロム含有量で十分な効果が実現される。

とりわけ、腐食電位に影響を及ぼすために、アルミニウム合金中に亜鉛が用いられる。クラッド層に亜鉛を選択的に加えることによって、ハンダ付けプロセス後の腐食電位を、コア合金のものより貴でなくなるように、およびクラッド層が犠牲陽極として作用しコア合金にガルバニック腐食の防止を提供するように調整することができる。最大ハンダ付け温度は、ハンダ付けされる材料の固相線温度より低くなければならないので、過度に高い亜鉛の含有量は、材料の固相線温度を過度に低下させ、従ってロウ付けプロセスのためのプロセス窓を過度に狭くする。従って、クラッド層中の亜鉛の最大含有量は、最大２．０重量％に限定されなければならない。

チタンは、アルミニウム合金を鋳込むとき結晶粒微細化剤として、例えばＴｉＢの形で用いられる。過度に厳しいチタン含有量の限定は、材料製造におけるスクラップの使用を過度に限定し、従って、０．３重量％の最大チタン含有量が指定される。

ジルコニウムは、熱処理時の結晶粒サイズの粗粒化を妨げる微細な金属間析出相をアルミニウム材料中に形成する。十分な効果のために最大０．２０重量％の含有量が十分である。

好ましくは、クラッド層は、タイプＡＡ１ｘｘｘまたはＡＡ８ｘｘｘ、好ましくはタイプＡＡ１０５０、ＡＡ１１００、ＡＡ１２００、ＡＡ８０１１、ＡＡ８０１４、ＡＡ８０２１またはＡＡ８０７９のアルミニウム合金でできている。タイプＡＡ１ｘｘｘまたはＡＡ８ｘｘｘのアルミニウム合金に加えて、タイプＡＡ３ｘｘｘ、ＡＡ４ｘｘｘまたはＡＡ７ｘｘｘの低マグネシウム合金もクラッド層として用いることができる。

さらなる有利な実施形態によれば、ハンダ付け後および後続の人工時効を行うハンダ付け後のクラッド層の腐食電位は、コア層の腐食電位より貴でない。好ましくは、ハンダ付け後のクラッド層とコア層との間の電位差は、少なくとも１０ｍＶである。従って、外側層または中間層としてのクラッド層は、増加した、すなわちより貴でない電気化学ポテンシャルに起因する耐食性の改善のための犠牲陽極層としても作用する。

本発明による複合材料のさらなる有利な実施形態によって、クラッド層がアルミニウム複合材料全体の３％～１５％の厚さを有する場合、アルミニウム複合材料の外側層とアルミニウム複合材料の全厚のうちの外側層の割合とに起因する強度をあまり減らさずに本発明による複合材料の技術的な効果を用いることができる。

アルミニウム材料またはアルミニウム複合材料は、好ましくは、０．１ｍｍ～５．０ｍｍ、さらに好ましくは０．２ｍｍ～３ｍｍまたは０．５ｍｍ～２．０ｍｍの平均厚さを有する。これらの厚さ範囲は、特に熱交換器の分野においてもハンダ接合部を有する広い範囲の用途を包含することができる。

本発明の第２の教示によれば、上述の目的は、ハンダ付け、好ましくはＣＡＢまたは真空ハンダ付けが少なくとも５８５℃のハンダ付け温度で行われる、ＡｌＭｇＳｉアルミニウム合金、特に本発明によるアルミニウム材料またはアルミニウム複合材料でできた構成部品の熱接合のための方法によって、ハンダ付け温度に加熱し保持した後に、構成部品は、少なくとも０．５℃／秒、少なくとも０．６６℃／秒または少なくとも０．７５℃／秒の平均冷却速度でハンダ付け温度から２００℃に冷却され、熱的に接合された構成部品は、人工時効されることにおいて解決される。

ハンダ付け温度に到達し保持した後の冷却速度を設定することにより、選ばれた冷却速度によって本発明によるアルミニウム材料またはアルミニウム複合材料を状態Ｔ４に移行させることができる。人工時効後、次に、新しい利用分野および設計可能性、例えば軽量構造のための壁厚の低下が生まれる結果となるように、複合材料の強度、特に降伏強度Ｒ_ｐ０．２の顕著な増加を実現することができる。

本発明によるアルミニウム材料またはアルミニウム複合材料は、ハンダ付け前に歪硬化状態から軟化状態または溶体化焼き鈍しされた状態Ｔ４にあってよい。熱接合のための本発明による方法を用いて、アルミニウム材料またはアルミニウム複合材料は、既述のように、溶体化焼き鈍しされた状態Ｔ４にされる。特別に選ばれたコア材の組成により、焼き入れ感度は、ハンダ付けプロセスが溶体化焼き鈍しとして作用し、選ばれた冷却速度によって焼き入れが実現されるように設定される。こうすると、溶体化焼き鈍しと焼き入れとがハンダ付けプロセスに組み込まれ、ハンダ付けされた構成部品を人工時効プロセスによって硬化させることができる、構成部品の熱接合のためのコスト効果のある方法が可能になる。

本発明による方法の第１の有利な実施形態によれば、ハンダ付け温度における保持時間の終了後、少なくとも０．５℃／秒の冷却速度で２００℃への冷却が行われ、それによってアルミニウム材料またはアルミニウム複合材料の焼き入れ感度に適応した冷却が実現され、そのことが有利な状態Ｔ４を生む。より高い冷却速度、すなわち少なくとも０．６６℃／秒または少なくとも０．７５℃／秒または例えば少なくとも１℃／秒が用いられる場合、例えば２０５℃で４５分間の人工時効後の降伏強度の増加は、さらに高くなる。

さらに有利な実施形態による方法は、好ましくは、１００℃～２８０℃の間、好ましくは１４０℃～２５０℃の間、好ましくは１８０～２３０℃の温度におけるハンダ付けされた構成部品の人工時効を含み、人工時効の継続時間は、少なくとも１０分、好ましくは少なくとも３０分または少なくとも４５分である。

人工時効のもっと長い継続時間および穏やかな温度、例えば１６５℃で１６時間の場合、アルミニウム材料またはアルミニウム複合材料の強度、特に、例えば降伏強度値は、最大値まで増加させることができる。しかし、この方法では、長い焼き鈍し時間に起因してより高いコストも生じる。従って、この方法のコスト効果のある変化形を提供するために、人工時効は、後続の製造ステップに適応させてよい。例えば、人工時効は１８５℃～２０５℃で２０分間行ってよい。こうすると、カソード浸漬塗装のベーキング間隔への人工時効の組み込みが可能になる。

本発明による方法のさらなる有利な実施形態によれば、好ましくはバッテリー冷却プレート、熱交換器または自動車の構造用構成部品がハンダ付けされる。熱交換器とは、１つの材料流から別のものへ熱エネルギーを移動させる装置である。バッテリー冷却プレートとは、例えば、バッテリーシステム、例えばハイブリッド自動車および電気自動車におけるリチウムイオンバッテリーの必要に応じた冷却および加熱のために種々の周囲温度および負荷条件において用いられる。構造用構成部品は、複数の個々の部品からなってよく、構成部品は、熱接合によってお互いに結合される。熱接合のための本発明による方法は、特に複数の個々の部品からなる構造用構成部品およびバッテリー冷却プレートのための最適化された設計を可能にする。本発明によるアルミニウム材料またはアルミニウム複合材料の形状最適化された合金組成に起因して、特に、より複雑な３Ｄ構造体を実現させることができる。例えば、バッテリー冷却システムの平坦なベースプレートを３Ｄ構造体、例えば小さな半径を有するトレイに拡張することが可能である。

本発明の第３の教示によれば、上記の目的は、構成部品、特にバッテリー冷却プレート、構造用構成部品または熱交換器を熱接合プロセスにおいて製造するための本発明によるアルミニウム材料またはアルミニウム複合材料を用いることによって実現される。そのことは、有利な特性に起因して、例えば熱交換器が高い強度に起因する構造機能を引き受けることもできるように、熱交換器を製造するための本発明によるアルミニウム材料またはアルミニウム複合材料の使用を可能にする。構造用構成部品の製造のためのアルミニウム材料またはアルミニウム複合材料の使用は、例えば、溶接などの代替接合プロセスまたは液圧成形などの成形プロセスを置き換えることを可能にする。バッテリー冷却プレートを製造するために用いられるとき、本発明によるアルミニウム材料またはアルミニウム複合材料は、必要な壁厚が薄くなり、それによって今度は重量を減らすことができるように、ハンダ付け性および成形性を析出硬化による非常に高い強度と組み合わせることを可能にする。特に、この使用は、熱接合、例えばＣＡＢプロセスにおけるロウ付けを含み、それによってアルミニウム材料またはアルミニウム複合材料の有利な特性が実現される。

本発明による使用の第１の有利な実施形態によれば、接合方法は、真空中または不活性ガスの存在下で行われる。増加したＭｇ含有量を有する他の高強度材料と比較すると、本発明によるアルミニウム材料またはアルミニウム複合材料の使用は、さもなければ高価な真空ハンダ付けに加えて、フラックスを用いる、コスト効果のあるＣＡＢハンダ付けも用いることができ、セシウムを含有する高価なフラックスの必要がなくなるという利点を提供する。

最後に、上述の目的は、上記記載のアルミニウム材料またはアルミニウム複合材料を含む熱的に接合された構成部品によるさらなる教示によって実現される。本発明によるアルミニウム材料またはアルミニウム複合材料に加えて、熱的に接合された構成部品は、例えばさらなる金属またはさらなる複合材料を含んでよい。本発明によるアルミニウム複合材料は、さらなる金属部品を接合するために使用することができる。本発明によるアルミニウム材料は、例えば、ハンダ付け用ホイルまたは別個の構成部品のハンダ層を用いて接合することもできる。本発明によるアルミニウム材料またはアルミニウム複合材料の設計によって例えば特に良好なハンダ付け結果、良好な耐食性および強度のような有利な特性を実現することができる。

有利な実施形態によれば、熱的に接合された構成部品は、自動車の構造用構成部品として、熱交換器としてまたはバッテリー冷却プレートとして構成することができる。

次に、図面と関連付けられて本発明がより詳細に記載される。

アルミニウム複合材料およびアルミニウム材料の可能な例示的実施形態の概略表示が断面図で示される。 アルミニウム複合材料およびアルミニウム材料の可能な例示的実施形態の概略表示が断面図で示される。 アルミニウム複合材料およびアルミニウム材料の可能な例示的実施形態の概略表示が断面図で示される。 アルミニウム複合材料およびアルミニウム材料の可能な例示的実施形態の概略表示が断面図で示される。 アルミニウム複合材料およびアルミニウム材料の可能な例示的実施形態の概略表示が断面図で示される。 アルミニウム複合材料およびアルミニウム材料の可能な例示的実施形態の概略表示が断面図で示される。 アルミニウム複合材料およびアルミニウム材料の可能な例示的実施形態の概略表示が断面図で示される。 曲げ試験を行うための試験配置が斜視図で示される。 曲げ試験を行うときの圧延方向に対する曲げパンチの配置が概略斜視図で示される。 例示的実施形態による、湾曲させられた試料における曲げ角度の測定が概略図で示される。 熱交換器、バッテリー冷却プレートおよび自動車の構造用構成部品についての例示的実施形態が概略図で示される。

図１ａは二層アルミニウム複合材料を示し、一方、図１ｂは本発明によるアルミニウム複合材料の三層変化形、図１ｃおよび図１ｄは四層変化形を示す。図１ａは、コア層２とハンダ層３とを有するアルミニウム複合材料１ａの形の本発明によるアルミニウム材料の例示的実施形態の断面図を示す。さらなる例示的実施形態によれば、ハンダ層３は、ハンダ付け後にアルミニウム材料が少なくともいくつかの区域において少なくとも１つのハンダ層３と直接的に材料結合型の接触をするように、ハンダ層を有するハンダ付けホイルＦまたは構成部品Ｋによっても提供することができる。図１ｅ～図１ｇがこれらの例示的実施形態を示す。

図１ｂの例示的実施形態は、コア層２としての本発明によるアルミニウム材料、ハンダ層３および追加のクラッド層４を有するアルミニウム複合材料１ｂを示す。図１ｃは、両側クラッド層４を有するコア層２と外側ハンダ層３とを有する四層複合材料１ｃの形の本発明によるアルミニウム材料のさらなる例示的実施形態を例示する。一例示的実施形態によるハンダ層３がハンダ付けホイルまたはハンダ層を有するさらなる構成部品によって提供される場合、コア層２のアルミニウム材料は、ハンダ付け後にハンダ層と間接的に材料結合型の接触をすることができる。この場合、間接的な材料結合型の接触とは、クラッド層４を介したコア層２とハンダ層３との接触である。四層複合材料１ｃは、ハンダ付け後に少なくとも１つの別個の構成部品Ｋを介するハンダ層３を提供することにより、クラッド層４を有するアルミニウム材料２ａによっても提供することができる。

図１ｄは、コア層２、コア層２の上に配置されたクラッド層４および２つの外側ハンダ層３を有する、複合材料１ｄの四層変化形を示す。この場合にも、ここではアルミニウム複合材料のコア層としてのハンダ付け後のアルミニウム材料２とハンダ層３との間に間接的な材料結合型の接触を設計することができる。それでも、ハンダ付け後の本発明による特性は、ハンダ付けホイルまたはさらなる部品またはさらなる構成部品によってハンダ層が提供されるような例示的実施形態においてもハンダ付け後に実現することができる。図示されるすべてのアルミニウム複合材料１ａ、１ｂ、１ｃおよび１ｄは、例えば熱交換器、自動車の構造用構成部品またはバッテリー冷却プレートの製造のために用いることができる。

図１ｅ～図１ｇは、例として、本発明によるアルミニウム材料２ａがハンダ付け後に区分的に直接的な材料結合型の接触を有する、例示的実施形態を断面図で示す。図１ｅにおいて、ハンダ層は、ハンダ付けホイルＦによって提供される。図１ｆにおいて、ハンダ層は、さらなる構成部品Ｋによって提供される。

図１ｇは、例えばＡＡ８０７９合金でできた両側のクラッド層を有し、ハンダ付け後に少なくともいくつかの区域においてハンダ付けホイルＦとして提供されたハンダ層と間接的に接触しているアルミニウム材料２ａを示す。

本発明によるアルミニウム材料の特性は、アルミニウム複合材料としての実施形態に基づいて下記に表示され、記載される。しかし、特に、測定された強度特性は、コア合金により、ひいては本発明による例示的実施形態のアルミニウム材料によって提供されることが明らかである。このことは、ハンダ付けプロセス後に区分的にハンダ層と直接的または間接的に材料結合型の接触をしている単層アルミニウム材料にもこれらの結果を移すことができることを意味する。アルミニウム合金の組成についてのすべての情報は、ハンダ付け前の材料の状態を指す。

図１ａ～図１ｄに示されたアルミニウム複合材料１ａ、１ｂ、１ｃ、１ｄおよびアルミニウム材料２ａは、通常、例えば、熱間圧延または圧延クラッドによって製造されたストリップとして存在し、全厚は、０．１ｍｍ～５ｍｍであってよい。後続の圧延を有する「同時鋳込み」などの他の製造プロセスもストリップを製造するために考えられる。コア層２またはアルミニウム材料２ａは、タイプＡｌＭｇＳｉのアルミニウム合金からなり、少なくとも５９５℃の固相線温度Ｔｓｏｌを有し、アルミニウム複合材料は、少なくとも５９５℃、５９５℃から２００℃へ少なくとも０．５℃／秒の平均冷却速度でのハンダ付けおよび２０５℃での４５分間の人工時効の後に、ハンダ付け後の状態と比較して少なくとも９０Ｍｐａ、少なくとも１１０ＭＰａまたは好ましくは少なくとも１２０ＭＰａの降伏強さＲ_ｐ０。２の増加を有する。アルミニウム複合材料１ａ、１ｂ、１ｃ、１ｄおよびアルミニウム材料２ａの場合、降伏強度値の増加は、人工時効によるコア層２の硬化によるものと考えることができ、高強度のハンダ付けされた構成部品、例えば熱交換器、バッテリー冷却プレートまたは自動車の構造用構成部品の経済的な提供を可能にする。

コア層２またはアルミニウム材料２ａは、例えば以下の重量％組成、
０．５％≦Ｓｉ≦０．９％、好ましくは０．５０％≦Ｓｉ≦０．６５％または０．６０％≦Ｓｉ≦０．７５％または０．５０％≦Ｓｉ≦０．６０％、
Ｆｅ≦０．５％、好ましくは０．０５％≦Ｆｅ≦０．５％、特に好ましくは０．０５％≦Ｆｅ≦０．３％、
Ｃｕ≦０．５％、好ましくは０．０５％≦Ｃｕ≦０．３％または０．１％＜Ｃｕ≦０．３％、
Ｍｎ≦０．５％、好ましくはＭｎ≦０．２％、特に好ましくは０．０１％≦Ｍｎ≦０．１５％、
０．４％≦Ｍｇ≦０．８％、好ましくは０．４５％≦Ｍｇ≦０．８％、特に好ましくは０．４５％≦Ｍｇ≦０．７５％、
Ｃｒ≦０．３％、好ましくはＣｒ≦０．１％、特に好ましくはＣｒ≦０．０５％、
Ｚｎ≦０．３％、好ましくは≦０．０５％、
Ｔｉ≦０．３％、
Ｚｒ≦０．１％、特に好ましくはＺｒ≦０．０５％、
残りはＡｌ、および個別で最大０．０５％、全体で最大０．１５％の不可避不純物、
を有することができる。

本アルミニウム材料のこのＡｌＭｇＳｉコア合金または合金は、低い焼き入れ感度を有し、同時にハンダ付け時の融解が回避されるように十分に高い固相線温度Ｔｓｏｌを有する。低い焼き入れ感度により、０．５℃／秒からの冷却速度での５９５℃から２００℃へのハンダ付け後、人工時効において降伏強度の顕著な増加を引き起こす、溶体化焼き鈍しされ、焼き入れされた構造状態Ｔ４が既に提供される。

アルミニウム複合材料１ａの二層変化形において、それは、ハンダ層３として構成されている外側層を有する。好ましくは、ハンダ層のアルミニウムハンダ合金は、以下の重量％組成、
７．０％≦Ｓｉ≦１３．０％、
Ｆｅ≦０．８％、
Ｃｕ≦２．５％、
Ｍｎ≦０．１％、
Ｍｇ≦０．１％、
Ｃｒ≦０．１％、
Ｚｎ≦２．５％、
Ｔｉ≦０．３％、
Ｚｒ≦０．１％、
残りは、Ａｌおよび個別で最大０．０５％、全体で最大０．１５％の不可避不純物、
を有する。

例えば、ハンダ層は、タイプＡＡ４０４５またはＡＡ４３４３のアルミニウムハンダ合金からなる。ハンダ層３の厚さは、典型的に、複合材料の全厚の５％～１５％である。原理上、アルミニウム複合材料１ａには両側にハンダ層３を提供することができる（図示せず）。

さらなる例示的実施形態によれば、図１ｂが示すように、成形性、ハンダ付け性および防食性の点でアルミニウム複合材料１の特性の改善を提供するために、＜０．１重量％、好ましくは＜０．０５重量％のＭｇ含有量を有するアルミニウム合金を有するクラッド層４をコア層２の上に施用することができる。特に好ましい実施形態において、クラッド層３は、以下の重量％組成、
Ｓｉ≦１．０％、
Ｆｅ≦２．０％、好ましくは０．１％≦Ｆｅ≦２．０％、
Ｃｕ≦０．３％、
Ｍｎ≦０．３％、
Ｍｇ≦０．１％、好ましくは≦０．０５％、
Ｃｒ≦０．１％、
Ｚｎ≦２．０％、
Ｔｉ≦０．３％、
Ｚｒ≦０．１％、
残りは、Ａｌおよび個別で最大０．０５％、全体で最大０．１５％の不可避不純物、
を有するアルミニウム合金を有する。クラッド層３は、好ましくは、アルミニウム複合材料１、１’全体の３％～１５％の厚さを有する。

３つの層が提供され、コア層２の一方の側にクラッド層４、他方の側にハンダ層３が配置されるアルミニウム複合材料１のこの実施形態に加えて、図１ｃおよび図１ｄに表示されるように、コア層２とハンダ層３との間にクラッド層４が配置されることも考えられる。これらの実施形態は、防食性にとって特に有利である。さらに、五層変化形を提供することができ、それぞれの場合にコア層２の両側ならびにコア層２とそれぞれの場合の外側ハンダ層３との間にクラッド層４がある。

表１において触れられている層構造を有する８種類の複合材料１～８が製造された。複合材料１および２は、コア層２の両側にクラッド層４を有する。クラッド層４の上にハンダ層３がメッキされる。複合材料３～６は、二層形であり、コア層に加えて一方の側のハンダ層３を有するだけである。複合材料７は、再び四層で構成されるが、コア層２の一方の側にクラッド層４と両側のハンダ層３を有するだけである。最後に、複合材料８は、コア層２を有し、その上にクラッド層が施用されている。

表２に示される化学組成を有するコア層、クラッド層およびハンダ層のアルミニウム合金は、融解され、いわゆる直接チル鋳込みプロセスにおいて圧延インゴットとして鋳込みされた。第１のステップにおいて、クラッド層およびハンダ層のための圧延インゴットは、４５０℃～５２５℃の範囲の圧延温度に予熱され、必要な層厚になるまで熱間圧延された。鋳込みされたコア材料のインゴットは、５７５℃における均質化焼き鈍しに６時間の保持時間で付され、次に、いわゆるプレート化用パケット（独：Plattierpaket，英：plating packet）を形成するために、予め圧延されたクラッド層およびハンダ材料のプレートと一体に接合された。このプレート化用パケットは、４５０℃～５００℃の範囲の圧延温度に予熱され、７ｍｍの厚さに熱間圧延された。次に、試験材料は、表１中に示される最終厚さまで冷間圧延された。

表２に示される固相線温度Ｔｓｏｌは、市販ソフトウェアのファクトセージ（ＦａｃｔＳａｇｅ）７．０および関連するアルミニウム用熱力学データベースを用いて計算された。

表２ 複合材料の層の化学組成［重量％］

強度を評価するために、最初に、種々に構成されたアルミニウム複合材料に対する引張試験が行われた。模擬ハンダ付け後および人工時効後の降伏強度Ｒ_ｐ０．２、引張強度Ｒｍおよび破断時伸長率Ａ５０ｍｍの結果が表３中に見いだされる。

模擬ハンダ付けにおいて、試料は、典型的なハンダ付け温度の代表として５９５℃に加熱され、このハンダ付け温度に６分間保持され、次に指定された平均冷却速度で２００℃に冷却された。平均冷却速度は、２００℃に達するのに要した時間で除した温度差として計算される。

表３において、状態の列に人工時効が示され、「４５分＠２０５℃」は、２０５℃の金属温度における４５分間の人工時効を意味する。「１４時間＠室温」は、室温における１４日間の曝露を示す。

試料１～８は、ハンダ付けされた状態で４２ＭＰａ～６２ＭＰａの間の降伏強度Ｒ_ｐ０．２の値を実現した一方で、２０５℃での４５分間の人工時効後に少なくとも９０ＭＰａの降伏強度Ｒ_ｐ０．２の増加、従って１５０ＭＰａを上回る降伏強度Ｒ_ｐ０．２が、本発明による試料２、４、７および８でしか実現することができなかったことが結果から明らかである。コア層のアルミニウム材料の選ばれた組成に起因して、ここで焼き入れ感度は、冷却速度について下限を設定するとき、ハンダ付けプロセスが、例えば、後続の冷却を有する典型的なＣＡＢプロセスにおいて焼き入れを有する溶体化焼き鈍しとして作用することができ、従って、ハンダ付け後に材料が状態Ｔ４にあるように設定される。その結果、２０５℃での４５分間の短い人工時効で１５０ＭＰａを上回る降伏強度Ｒ_ｐ０２が実現された。複合材料６も対応する降伏強度Ｒ_ｐ０．２の増加を示すが、コア層が過度に高いＳｉ含有量、従って過度に低い固相線温度Ｔｓｏｌを有し、そのため、複合材料６は、ハンダ付け時に融解する傾向がある。試料１、３および５は、本発明によらないコア材料の組成を有する。試料３および５は、過度のＭｎおよびＣｒの含有量を有し、そのため、焼き入れ感度の増加に起因してハンダ付けプロセスにおいて調節可能な冷却速度で十分な強度の増加を実現することができなかった。

表３ 引張試験特性

ハンダ付けプロセス後の効果的な析出硬化にとって、化学組成によって決定される合金の焼き入れ感度と、保持時間が完了した後にハンダ付けプロセスにおいて設定される実際の冷却速度とが重要である。表４は、本発明によるアルミニウム複合材料番号２の実施例を用いて種々の冷却速度で実現可能な強度を示す。

表４ 引張試験特性対冷却速度

表４は、アルミニウム複合材料番号２において１５０ＭＰａより大きなＲ_Ｐ０２を有する本発明による強度レベルを実現するために、少なくとも０．５℃／秒の冷却速度が必要であることを示す。

図２は、最大曲げ角度を決定するために曲げ試験を行うための試験装置を斜視図で示す。これらの試験は、ドイツ自動車産業連盟の規格（ＶＤＡ）２３８－１００に基づく。試験装置は、本件においては０．４ｍｍのパンチ半径を有する曲げパンチ１４からなる。試料１５は、事前に圧延方向に直角に２５０ｍｍ×６８ｍｍのサイズで切り出された。次に、試料１５は、２回の焼き鈍しに付され、第１の焼き鈍しは、ＣＡＢハンダ付けの典型的な温度プロファイルを模し、５９５℃において５分の保持時間を有するハンダ付け温度および＞０．５℃／秒の２００℃への冷却速度が維持され、第２の焼き鈍しは、２０５℃における４５分間の人工時効に相当する。

次に、試料１５は、６０×６０ｍｍのサイズに切られ、辺部分は、摩砕され、曲げ装置に供給された。０．４ｍｍのパンチ半径を有する曲げパンチによって試料を曲げるとき、曲げパンチが試料を曲げる力が測定され、最大値を超え、この最大値から６０Ｎ低下した後に、曲げプロセスは終了する。次に、湾曲した試料の開き角度が測定される。一般に、試料の曲げ挙動は、高度の成形要件を有する構成部品の製造時に曲げ挙動に関する信頼性のある表式を得るために、圧延方向に直角に測定される。この場合、曲げ角度は、衝突の場合に延性と相関するので、ハンダ模擬および人工時効状態における圧延方向に直角な曲げ挙動が試験された。

例えば、図３に表されるように、曲げ線１８も圧延方向に平行になるように圧延方向に平行になる曲げパンチ１４は、試料厚さ＋０．５ｍｍの２倍の距離で配置された３０ｍｍのロール直径を有する２つのローラー１６、１７の間で試料を力Ｆｂでプレスする。曲げパンチ１４が試料１５を曲げる間、パンチ力Ｆｂが測定される。パンチ力Ｆｂが最大値に達し、次に６０Ｎ低下した場合、実現可能な最大曲げ角度に達している。次に、試料１５は、曲げ装置から取り出され、図４に表されるように曲げ角度が測定される。示された曲げ角度は、２ｍｍの基準厚さに基づき下式を用いて計算された。

式中、α_標準は、標準化された曲げ角度であり、α_測定は、測定された曲げ角度であり、ｄ_標準は、標準化されたシート厚さ２ｍｍであり、ｄ_ｍは、測定されたシート厚さである。

この場合、曲げ試験は、種々のアルミニウム複合材料番号９および１０について行われた。表５は、調べられた種々の変化形を示す。

結果は、表６ａおよび表６ｂに示される。８０°＞α_標準＞５０°の曲げ角度が予想されたが、本発明によって製造された試料は、非常に良好な衝突特性と関連する曲げ角度α_標準＞８０°を実現した。

試験試料番号９は、片面にハンダ層４を５％の層厚でメッキされ、一方で試験試料１０は、両面にタイプＡＡ８０７９の合金番号５からなるクラッド層３を５％の層厚で、片面に合金番号６の外側ハンダ層４を５％の層厚でメッキされた。表６ａの試験試料９および１０の場合、ハンダ側は、それぞれの場合にローラー１６、１７で整列させた。表６ｂの試験試料９および１０において、アルミニウム複合材料のハンダ側は、パンチ１４で整列させた。

既述のように、クラッド層３を有する試料１０は、ハンダ層を有する従来のモノ－ＡＡ６ｘｘｘ合金から製造された試料９より顕著に高い曲げ角度を可能にすることが示された。従って、クラッド層３は、衝突の場合により高い延性を生む結果となる。より高い強度のコア材料と延性を強化するメッキとの組み合わせは、衝突の場合における、例えば構造用構成部品の性能を改善する。

表６ａ ローラーで整列されたハンダ側

表６ｂ パンチで整列されたハンダ側

図５は、熱交換器１０、バッテリー冷却プレート１９および自動車の構造部材２０の例示的実施形態を概略上面図で示す。熱交換器の構成部品、例えば、熱交換器１０のフィン１１は、そのまままたは両側がアルミニウムハンダで被覆された、本発明による上記記載のアルミニウム材料１ａ、１ｂ、１ｃ、１ｄ、１ｅ、１ｆからなる。フィン１１は、蛇行形状でチューブ１２にハンダ付けされ、そのため多数のハンダ付け接続が必要とされる。チューブ１２の代わりに、媒質を導くための空孔を形成する成形プレートが用いられてもよい。チューブ１２も本発明によるアルミニウム複合材料１から製造されてよい。それらのものは、媒質を流し、従って腐食に対して保護されなければならないので、それらのものは、クラッド層３を有する本発明によるアルミニウム複合材料で製造することができる。熱交換器１０は、例えば自動車において用いられるとき腐食性物質に曝露されることがあり、そのため、クラッド層３を有する本発明によるアルミニウム複合材料１の使用が特に有利である。

バッテリー冷却プレート１９は、プレート面に平行な断面図で示されている。バッテリー冷却プレートは、通常、ここでは図示しない上部部品としてのハンダ付けされたシート金属によって密閉されている、蛇行形状の冷却チャネル１９ａを有する大きな表面の構成部品である。バッテリー冷却プレートの部品は、好ましくは、ハンダ付け後に必要な強度を提供するために、記載されたアルミニウム複合材料からなる。

断面図において、自動車の構造用構成部品２０は、Ｕ－字プロファイル２０ａとそれにハンダ付けされた受座２０ｂからなる、閉じたハンダ付けプロファイルの形の例として表される。これらの典型的な自動車の構造用構成部品には、高い強度を有する本発明によるアルミニウム複合材料を提供することができる。

あるいは、図５からのハンダ付けされた構成部品の特性に関する本発明による利点を実現するために、ハンダ層を用いるハンダ付け後に、少なくともいくつかの区域において例えばハンダ付けホイルまたはハンダ構成部品によって提供されるハンダ層と直接的または間接的な材料結合型の接触をしている本発明によるアルミニウム材料を用いてもよい。

本発明は、タイプＡＡ６ｘｘｘのアルミニウム合金を含む、高強度のハンダ付けされた構成部品の製造のためのアルミニウム材料であって、好ましくは、ハンダ付け後に少なくともいくつかの区域において少なくとも１つのハンダ層と直接的または間接的に材料結合型の接触をしている、アルミニウム材料に関する。一実施形態によれば、本発明は、本発明によるアルミニウム材料を含むアルミニウムコア合金層としての少なくとも１つのコア層と、コア層の上に配置されアルミニウムハンダ合金を含む少なくとも１つの外側ハンダ層と、を含むアルミニウム複合材料に関する。本発明は、構成部品の熱接合のための方法、熱接合プロセスにおけるアルミニウム材料またはアルミニウム複合材料の使用ならびにハンダ付けされた構成部品に関する。

主な合金成分がマグネシウムおよびケイ素であるＡｌＭｇＳｉ合金に基づく硬化性アルミニウム材料は、自動車セクターにおける利用のためだけでなく航空機組み立てまたは鉄道車輛組み立てなど他分野の利用においても公知である。これらは、特に高い強度値を特徴とするだけでなく非常に良好な成形挙動も有し、高度の成形を可能にする。典型的な利用分野は、車体、車体部品、例えばドア、ハッチ、ボンネット等、およびシャシー部品を含む。対応する構成部品の機械的要件は、構成部品が自動車に組み込まれて実際に使用されるにあたり、衝撃、持続型振動、腐食、高い動作圧、高い動作温度および温度変化に起因して生じる、かなりの負荷に耐えることを含む。強度を増加させるために、それぞれの材料の固溶線より高くかつ固相線より低い温度において、焼き鈍しが溶体化焼き鈍しとして行われ、次に、それぞれの材料は定義された高い速度で冷却される。次に、１００～２２０℃の間の温度、例えばカソード浸漬塗装（独：kathodischen Tauchlackierung，英：cathodic dip coating）の形の塗料焼き付け処理の場合には、約２００℃で約１５分間にわたる後続の人工時効後に最大強度が決定される。

ハンダ付け可能材料ならびにハンダメッキされた材料について、例えば高強度熱交換器用途についてもＡｌＭｇＳｉ合金の使用は公知である。自動車熱交換器は、例えばフィン、パイプおよび分配装置など、予め製造された熱交換器の個々の構成部品同士を熱的に接合することによって、通常、アルミニウムストリップまたはアルミニウムシートから製造される。対応する熱交換器は、ほとんどが自動車中の加熱システムおよび冷却システムの構成部品である。熱的に接合されたアルミニウム材料でできたそのような熱交換器には、冷却用の水またはオイルの冷却、給気冷却器の使用および空調システムにおける使用など、さまざまな役目がある。電気自動車用のバッテリーを冷却する分野において大面積冷却プレートのための概念が公知である。これらは、典型的には、より厚い平坦な基部プレート、および、形成された冷却チャネルを有する構造化された第２のプレートからなる。その他の接合方法の中で、「雰囲気制御ロウ付け」（ＣＡＢ）プロセスとして公知である、非腐食性フラックスを用いる不活性ガス雰囲気下のロウ付けとして熱接合がほとんどの場合に行われる。しかし、普通、ここではコスト上の理由から別個の人工時効はない。さらに、ＥＮ－ＡＷ ６０６３などアルミニウム合金でできた普通のアルミニウム材料は、ハンダ付けするとき、典型的な冷却速度ではわずかな硬化効果しか示さない。

さらに、実現可能な強度は、硬化性を左右する化学組成、特にケイ素およびマグネシウム、ならびに分散質形成剤であるマンガンおよびクロム元素についての限定によって制約を受ける。融解を防ぐために、材料の固相線温度は、ハンダ付け温度より低くてはならず、ハンダ付け温度は、典型的には５９０℃～６１０℃である。高強度から中強度のＡｌＭｇＳｉ合金は、一般に、比較的高いＭｇおよびＳｉ含有量を有する。ＡｌＭｇＳｉ合金においては、時効過程においてＭｇとＳｉとの両方を含み、強度を増加させるβ（またはＭｇ_２Ｓｉ）析出序列（クラスタ→ギニエプレストンゾーン（ＧＰゾーン）→β’’→β’、Ｕ１、Ｕ２、Ｂ’、→β、Ｓｉ）の小さな準安定析出物を形成し、それによって特にＧＰゾーンおよびβ’’相が最大強度で観測される。従って、強度を増加させるための通常の解決策は、強度をより高めるβ析出序列の析出物が形成し得るようにＭｇおよびＳｉ含有量を増加させることと思われる。しかし、アルミニウム材料のＭｇ含有量は、アルミニウム構成部品が一般にフラックスを用いてハンダ付けされ、ハンダ付けプロセス時に精密に制御された雰囲気、例えば窒素雰囲気に曝露されるいわゆるＣＡＢハンダ付けプロセスにおいて、ハンダ付けプロセス時にＭｇがフラックスと反応し、高融解相の形成を伴い、従ってその機能を失うので、材料のハンダ付け性を低下させることがある。セシウムを含む高価なフラックスを用いてのみ、０．３重量％を上回る高いＭｇ含有量までの加工性を拡張することができる。過度に低い機械的強度に加えて、従来利用可能なアルミニウム材料を用いるＣＡＢプロセスは、低い耐食性という課題も生む結果となる。

ＣＡＢプロセスに対する代替法は、ハンダ付けされる構成部品が非常に低い圧力、例えば１０^－５ｍｂａｒ以下の雰囲気中でハンダ付けされる真空ハンダ付けである。真空ハンダ付けは、フラックスなしで行うことができるが、より良好なハンダ結果を実現するために、多くの場合に一定量のマグネシウムがアルミニウムハンダに加えられる。真空ハンダ付けの不利な点はまた、ハンダ付けされる構成部品への真空要件および清浄性要件を維持することが非常にコスト高なことである。

自動車の構造用構成部品、例えば車体用構成部品の高強度要件に起因して、ハンダ付けされた構造用構成部品は、まだ用いられていない。一般に、従来の熱交換器は、自動車の構造用構成部品の役目には関わりがないので、衝突抵抗は必要ない。既存の熱交換器は、低い強度を有し、従って、必要な機械的衝突特性を実現するには広範な設計方策を必要とする。さらに、とりわけ、ハンダ付け前の高い成形性および使用時の十分な耐食性を含むさらなる特性の機能組み込みが望ましい。この特性プロファイルは、従来の材料によって十分に満たされていない。

このことは、特に、アルミニウム材料がハンダ付けプロセスを受け、好ましくは少なくともいくつかの区域においてアルミニウムハンダ合金を含む少なくとも１つのハンダ層と直接的または間接的に材料結合型の接触をしている場合にあてはまる。直接的な材料結合型の接触の場合、アルミニウム材料は、ハンダ付け後、ハンダ付けプロセスに関与した構成部品のハンダ層に直接隣接する。これは、ハンダメッキされた構成部品を用いてハンダ付けするか、ハンダ付けホイルまたは他の方法を用いることによって実行することができる。アルミニウム材料がアルミニウム複合材料として設計されている場合、直接的な材料結合型の接触は、メッキされたハンダ合金層によるハンダ付けの後に提供することができる。間接的な接触とは、少なくとも１つのさらなる合金層を介するハンダ層との材料結合型の接触、すなわち、例えば、ハンダ合金を含まないさらなるアルミニウム層ではあるがこのアルミニウム層によって、アルミニウム材料が今度は少なくともいくつかの区域において例えばハンダメッキされた構成部品と材料結合型に接続するアルミニウム層がアルミニウム材料に提供される場合を意味すると理解される。原則として、ハンダ付けプロセスを受けるアルミニウム材料の強度特性は、ハンダ層を用いて結合されようとされなかろうと、ハンダ付けプロセスにおける熱曝露によって顕著に影響を受ける。概して、強度は、ハンダ付けプロセス直後に顕著に低下する。

出願人に帰属する特許文献１は、ロウ付けされた熱交換器のためのタイプＡＡ６ｘｘｘの高強度アルミニウム合金を開示しているが、ロウ付け後のアルミニウム合金と熱時効処理との相互作用をまったく示していない。これは、出願人に帰属する特許文献２にもあてはまる。

他方で、特許文献３は、少なくとも０．６重量％のマンガンを含有する熱交換器用のアルミニウム合金、ひいてはそれ自体として時効硬化性でないＡＡ３ｘｘｘ合金に関する。

特許文献４は、自動車車体中に用いられるＡｌＭｇＳｉアルミニウム合金を記載している。ロウ付けされたアルミニウム材料は開示されていない。

欧州特許出願公開第１ ５０５ １６３（Ａ２）号 国際公開第２００５／０１０２２３（Ａ１）号 米国特許出願公開第２０１１／０２８７２７６（Ａ１）号 米国特許出願公開第２０１０／０２７９１４３（Ａ１）号

従って、本発明の根底にある目的は、良好なハンダ付け特性および良好な成形性を有するだけでなくハンダ付け後に高い強度も提供するアルミニウム材料と、このアルミニウム材料を含むアルミニウム複合材料とを提供することである。本発明の根底にある目的は、また、構成部品の熱接合のための有利な、特にコスト効率のよい方法と、本発明によるアルミニウム材料またはアルミニウム複合材料の有利な使用と、熱接合された有利な構成部品と、を提案することである。

本発明の第１の教示によれば、上述の目的は、最初に言及されたアルミニウム材料またはアルミニウム複合材料の場合、アルミニウム材料のアルミニウム合金またはアルミニウム複合材料のアルミニウムコア合金は、少なくとも５９５℃の固相線温度Ｔｓｏｌを有し、アルミニウム材料またはアルミニウム複合材料は、少なくとも５９５℃でのハンダ付けと少なくとも０．５℃／秒の平均冷却速度での５９５℃から２００℃への冷却と２０５℃での４５分間の人工時効との後に、ハンダ付け後の状態と比較して少なくとも９０ＭＰａ、少なくとも１１０ＭＰａまたは好ましくは少なくとも１２０ＭＰａの降伏強さＲ_ｐ０．２の増加を有することにおいて解決される。

本発明によるアルミニウム材料またはアルミニウム複合材料には、選ばれた固相線温度に起因して、ハンダ付けプロセスにおける融解を確実に避けるために十分な余裕がある。人工時効後の大きな強度の増加に起因して、ハンダ付けおよび人工時効を受けた状態において大きな降伏強度値を提供するアルミニウム材料およびアルミニウム複合材料が提供される。このアルミニウム材料またはアルミニウム複合材料を用いて高い強度のハンダ付けされた構成部品を製造することができる。強度の増加は、ハンダ付けから人工時効までを通した後にのみ行われるので、アルミニウム材料またはアルミニウム複合材料は、高度に成形可能な状態で提供され、成形されてから人工時効を伴うハンダ付けプロセスによって硬化させることができる。定義された冷却速度における本請求の降伏強さの増加は、アルミニウム材料とアルミニウム複合材料のアルミニウムコア合金との構造が低い焼き入れ感度を提供しなければならないことを必要とする。

本発明によるアルミニウム材料またはアルミニウム複合材料は、好ましくはストリップ形であり、圧延されたシートとして設計される。本アルミニウム合金複合材料の製造において、メッキ法、特に圧延クラッド法と同時鋳込み法との両方を用いることができる。熱溶射法によって層を施用することも可能である。しかし、圧延クラッド法および同時鋳込み法は、アルミニウム複合材料を製造するために大規模な工業スケールで現に用いられている方法であり、同時鋳込みされた材料は、異なるアルミニウム合金層の間のその顕著な濃度勾配に起因して、圧延クラッドされた材料の離散的な層組成と異なる。圧延クラッド時に、圧延インゴットは、最初にアルミニウムコア合金から鋳込まれ、任意選択として均質化される。肉盛は、通常、鋳込まれた圧延インゴットから必要な厚さに熱間圧延され、必要な長さに切断される。あるいは、肉盛は、圧延インゴットから鋸切断によって製造することもできる。肉盛とコア合金とは次にパケットに組み立てられ、熱間圧延温度に加熱される。あるいは、パケットを形成した後に均質化を行ってもよい。熱間圧延温度に予熱されたパケットは、次に、中間厚さに熱間圧延され、最後に中間焼き鈍しを行うかまたは行わずに最終厚さに冷間圧延される。冷間圧延後に最後の任意選択の溶体化焼き鈍しまたは軟化焼き鈍し／逆焼き鈍し（独：Rueckgluehung angeschlossen，英：back annealing）を行うことができる。アルミニウム複合材料が例えば、ストリップとは別個であるシートの形であることも想定可能である。このアルミニウム材料は、例えば、インゴットまたは鋳込みストリップを鋳込み、インゴットまたは鋳込みストリップを均質化し、熱間圧延および冷間圧延することによって製造することができる。

好ましくは、アルミニウム材料またはアルミニウム複合材料は、少なくとも５９５℃でのハンダ付けと少なくとも０．５℃／秒の平均冷却速度での５９５℃から２００℃への冷却と２０５℃での４５分間の人工時効との後に、少なくとも１５０ＭＰａ、好ましくは少なくとも１８０ＭＰａ、特に好ましくは２００ＭＰａを上回る降伏強さＲ_ｐ０．２を有する。アルミニウム材料のアルミニウム合金またはアルミニウム複合材料のアルミニウムコア合金の低い焼き入れ感度に起因して、このことがハンダ付けプロセスからのこれらの冷却速度でも高い降伏強度値を可能にする。従って、高い降伏強度値は、ハンダ付けプロセスにおいて融解が起こることなく壁厚を小さくした構成部品の製造を可能にする。

ハンダ付け前に、アルミニウム材料またはアルミニウム複合材料は、例えば、歪硬化された、例えば圧延されたままもしくは完全硬化された（４／４－硬さ）または軟化焼き鈍し状態であってよい。さらなる実施形態において、アルミニウム複合材料は、ハンダ付け前に溶体化焼き鈍しされた状態「Ｔ４」であってよい。ハンダ付けされる構成部品の製造時にアルミニウム複合材料の成形潜在能力を十分に利用するために、高度に成形可能な状態が好ましい。アルミニウム材料またはコア材料の選ばれた組成および製造経路に起因して、焼き入れ感度は、例えばハンダ付けプロセスが典型的なＣＡＢプロセスにおいて溶体化焼き鈍しとして作用することができるように設定され、平均冷却速度は、ハンダ付け温度と２００℃との間で少なくとも０．５℃／秒である。従って、アルミニウム複合材料は、ハンダ付け後に有利な状態Ｔ４に移すことができ、このことが人工時効を用いる硬化を可能にする。

人工時効は、例えば１００℃～２８０℃の間、好ましくは１４０℃～２５０℃、好ましくは１８０℃～２３０℃の間の時効温度で少なくとも１０分間、好ましくは少なくとも３０分間または少なくとも４５分間行われ、少なくとも１５０ＭＰａの強度Ｒ_ｐ０．２が実現されることを可能にする。人工時効は、ハンダ付けの直後だけでなく後でも行われてよい。直後に行われるとき、すなわち、構成部品がハンダ付け後に２０５℃で４５分間人工時効される場合、エネルギーコストを減らすことができる。

アルミニウム材料またはアルミニウム複合材料のさらなる実施形態によれば、アルミニウム材料のアルミニウム合金またはアルミニウム複合材料のアルミニウムコア合金は、タイプＡｌＭｇＳｉ、特にタイプＡＡ６ｘｘｘのアルミニウム合金であり、以下の重量％組成、
０．５％≦Ｓｉ≦０．９％、好ましくは０．５０％≦Ｓｉ≦０．６５％または０．６０％≦Ｓｉ≦０．７５％、
Ｆｅ≦０．５％、好ましくは０．０５％≦Ｆｅ≦０．５％、特に好ましくは０．０５％≦Ｆｅ≦０．３％、
Ｃｕ≦０．５％、好ましくは０．０５％≦Ｃｕ≦０．３％または０．１％＜Ｃｕ≦０．３％、
Ｍｎ≦０．５％、好ましくはＭｎ≦０．２％、特に好ましくは０．０１％≦Ｍｎ≦０．１５％、
０．４％≦Ｍｇ≦０．８％、好ましくは０．４５％≦Ｍｇ≦０．８％、特に好ましくは０．４５％≦Ｍｇ≦０．７５％、
Ｃｒ≦０．３％、好ましくはＣｒ≦０．１％、特に好ましくはＣｒ≦０．０５％、
Ｚｎ≦０．３％、好ましくは≦０．０５％、
Ｔｉ≦０．３％、
Ｚｒ≦０．１％、特に好ましくはＺｒ≦０．０５％、
残りは、Ａｌおよび個別で最大０．０５％、全体で最大０．１５％の不可避不純物、
を有する。

アルミニウム材料のアルミニウム合金またはアルミニウム複合材料のコア層の対応する組成の助けを借りて、高い強度および延性によって特に好適な衝突特性を実現することができる。同時に、複合材料の強度の増加は、ハンダ付けと人工時効との後の硬化による壁厚の低減を可能にする。

ケイ素は、材料がβ（またはＭｇ_２Ｓｉ）析出系列（クラスタ→ギニエプレストンゾーン（ＧＰゾーン）→β’’→β’、Ｕ１、Ｕ２、Ｂ’、→β、Ｓｉ）の微細な金属間析出相を形成することによって硬化することを可能にする。過度に低いケイ素の含有量は、過度に低い硬化効果を生み、一方、過度に高い含有量は、材料の固相線温度を低下させる。従って、ケイ素の０．５重量％の最小含有量が求められ、一方、最大含有量は、０．９重量％に限定される。さらに好ましくは、Ｓｉ含有量は、ハンダ付け時の特に大きなプロセス窓を人工時効に起因する顕著な強度の増加と組み合わせるために、０．５０重量％≦Ｓｉ≦０．６５重量％または０．５０重量％≦Ｓｉ≦０．６０重量％に限定される。０．６０重量％≦Ｓｉ≦０．７５重量％に制約されると、人工時効に起因して、より小さなプロセス窓を有するハンダ付けで、より高い強度の増加を実現することができる。

鉄は、既に材料製造における鋳込みプロセス時にケイ素と非常に安定した金属間相を形成し、従って、所望の硬化効果にとって必要なケイ素を材料から取り除くので、鉄は、材料の強度特性に悪影響を及ぼす。他方、鉄は、典型的に、アルミニウム新地金とアルミニウムスクラップとの両方中に顕著な含有量で存在し、そのため、鉄含有量を非常に低くしようとすれば材料の製造が容認できないほど高価になる。従って、合金の最大鉄含有量は、最大０．５重量％に限定される。好ましくは、合金は、一方ではアルミニウム材料またはアルミニウムコア合金を製造するためにリサイクルされたアルミニウムを用いることができるように、同時に硬化のために利用可能なケイ素の割合を増加させるために、０．０５重量％～０．５重量％または０．０５重量％～０．３重量％の範囲の鉄を含有する。

ＡｌＭｇＳｉ合金において、銅は、材料の人工時効に好ましい影響を及ぼすことができる。Ｍｇ_２Ｓｉの硬化相のタイプが四元Ｑ相ＡｌＭｇＳｉＣｕに移行することが文献から公知である。そのことは、硬化の動力学も速める。他方、最大ハンダ付け温度がハンダ付けされる材料の固相線温度より低くなければならないので、銅は、材料の固相線温度を低下させ、それによってロウ付けプロセスのためのプロセス窓を狭くする。従って、コア合金中の銅の含有量は、最大０．５重量％、好ましくは０．０５重量％≦Ｃｕ≦０．３重量％、特に好ましくは最大０．１０重量％＜Ｃｕ≦０．３重量％に限定される。０．０５重量％より低いと硬化に対する銅の効果は低くなる。０．１重量％より高いと、硬化の動力学は、０．３重量％の最大値において固相線温度を顕著に減らすことなく改善される。

マンガンは、混晶硬化および微細な金属間相の形成によってアルミニウム材料の強度を増加させる。しかし、マンガンがＡｌＭｇＳｉ合金の焼き入れ感度を増加させ、溶体化焼き鈍し処理後に非常に高い冷却速度を必要とすることも公知である。工業的なハンダ付けプロセスにおいて実現可能な冷却速度でも十分な硬化効果を実現することができるように、マンガン含有量は、最大０．５重量％、好ましくは最大０．２重量％に限定されなければならない。０．０１重量％≦Ｍｎ≦０．１５重量％のＭｎ含有量で、混晶硬化と低い焼き入れ感度との両方が実現される。

ケイ素と組み合わされると、マグネシウムは、材料が微細な金属間析出相を形成することによって硬化することを可能にする。過度に低いマグネシウムの含有量は、過度に低い硬化効果を生み、一方、過度に高い含有量は、材料の固相線温度を低下させ、ひいては、最大ハンダ付け温度がハンダ付けされる材料の固相線温度より低くなくてはならないので、プロセス窓をロウ付けプロセスにとって過度に狭くする。従って、マグネシウムの最小含有量０．４重量％が求められ、一方、最大含有量は０．８重量％に限定される。選ばれたＳｉ含有量と組み合わされるＭｇ含有量に起因する析出硬化によって高い強度が実現される。この目的で、Ｍｇ含有量は、好ましくは０．４５重量％～０．８０重量％、より好ましくは０．４５重量％～０．７５重量％に限定される。

クロムは、熱処理時の結晶粒サイズの粗粒化を妨げる微細な金属間析出相をアルミニウム材料中に形成する。他方、クロムがＡｌＭｇＳｉ合金の焼き入れ感度を増加させ、従って、溶体化焼き鈍し処理後に高い冷却速度を必要とすることが公知である。工業的なハンダ付けプロセスにおいて実現可能な冷却速度でも十分な硬化効果を実現することができるように、クロム含有量は、最大０．３重量％、好ましくは最大０．１重量％、特に好ましくは最大０．０５重量％に限定されなければならない。

とりわけ、腐食電位に影響を及ぼすためにアルミニウム合金中に亜鉛が用いられる。亜鉛は、腐食電位をより貴でない方向に移行させるので、アルミニウム材料またはコア合金中の含有量は、最大０．３重量％、好ましくは最大０．１重量％、特に好ましくは０．０５重量％に限定されなければならない。過度に厳しい亜鉛含有量の限定は、材料製造におけるスクラップの使用を過度に制限する。

チタンは、アルミニウム合金を鋳込むとき結晶粒微細化剤として、例えばＴｉＢの形で用いられる。過度に厳しいチタン含有量の限定は、材料製造におけるスクラップの使用を過度に限定し、従って、０．３重量％の最大チタン含有量が指定される。

ジルコニウムは、熱処理時の結晶粒サイズの粗粒化を妨げる微細な金属間析出相をアルミニウム材料中に形成する。しかし、通常、ジルコニウムが合金に加えられる必要がある。好ましくは、十分な効果のために、Ｚｒ含有量は、アルミニウム合金またはアルミニウムコア合金中に最大０．１重量％、好ましくは最大０．０５重量％含まれる。

さらなる構成によれば、ハンダ付け後にアルミニウム材料が少なくともいくつかの区域において直接的または間接的に材料結合型の接触をしているアルミニウムハンダ合金またはアルミニウム複合材料のハンダ層は、以下の重量％組成、
７．０％≦Ｓｉ≦１３．０％、
Ｆｅ≦０．８％、
Ｃｕ≦２．５％、
Ｍｎ≦０．１％、
Ｍｇ≦０．１％、
Ｃｒ≦０．１％、
Ｚｎ≦２．５％、
Ｔｉ≦０．３％、
Ｚｒ≦０．１％、
残りは、Ａｌおよび個別で最大０．０５％、全体で最大０．１５％の不可避不純物、
を有する。

対応する組成を有するアルミニウムハンダ合金は、特に低い融点を有する。アルミニウムハンダ合金の融解温度は、アルミニウム材料のアルミニウム合金またはアルミニウムコア合金、および提供することができ、ハンダ層ではないクラッド層のアルミニウム合金の固相線温度より特に低い。好ましくは、ハンダ層のアルミニウムハンダ合金は、タイプＡＡ４ｘｘｘ、特に好ましくは熱交換器中に用いられると特に優れたハンダ付け特性を示すタイプＡＡ４３４３またはＡＡ４０４５である。

好ましくは、アルミニウム材料は、アルミニウム複合材料として設計され、アルミニウム複合材料は、アルミニウムハンダ合金を有する少なくとも１つの片側または両側の外側ハンダ層を含む。上述のハンダ合金組成は、好ましくは、アルミニウム複合材料のハンダ層のために用いられる。

さらなる実施形態によれば、アルミニウム材料またはアルミニウム複合材料は、アルミニウム材料またはアルミニウム複合材料のコア層の片側または両側に設けられた少なくとも１つのクラッド層を有し、クラッド層は、＜０．１重量％、好ましくは＜０．０５重量％のＭｇ含有量を有するアルミニウム合金を有する。

驚くべきことに、本発明によるアルミニウム材料またはアルミニウム複合材料のクラッド層は、多機能層の役割を果たすことが示された。従って、アルミニウム材料または複合材料のこの実施形態は、特性の新規な組み合わせを意味する。ハンダ付けされた他の材料と比較して高い強度に加えて、ハンダ付け後の高い耐食性およびハンダ付け前の高い成形性も実現することができる。高い強度および延性によって好ましい衝突特性も実現することができる。片側または両側に低マグネシウムクラッド層を有する複合材料も、ＣＡＢハンダ付けプロセスにおいて標準的なフラックスを用いて比較的高いＭｇ含有量でハンダ付けすることができる。さもなければ高価な真空ハンダ付けに加えて、フラックスを用いる、コスト効果のあるＣＡＢハンダ付けも接合プロセスとして利用可能であり、それによって、セシウムを含有する高価なフラックスの必要もなくなる。代わりに、例えば、コスト効果のある標準的なノコロック（Ｎｏｃｏｌｏｋ）（登録商標）フラックスが十分である。クラッド層は、複合材料の表面におけるＭｇ濃度が最小になるので、不活性ガス下および標準的フラックスを用いるハンダ付けを可能にする。クラッド層は、コアからハンダメッキの表面へのＭｇの拡散を妨げる。

最大０．１重量％のＭｇ含有量を有するアルミニウム合金が少なくとも１つのクラッド層として用いられる場合、例えば極めて良好な成形特性を有する確立された合金を複合材料中で用いてアルミニウム複合材料を製造することができる。最大０．１重量％のＭｇ含有量を有するクラッド層が上に施用されている、タイプＡｌＭｇＳｉのアルミニウムコア合金でできたコア層は、プレート曲げ試験において同じ組成のモノ－ＡＡ６ｘｘｘ合金と比較して顕著に増加した曲げ角度を有することができ、そのことによってこの複合材料の顕著に増加した延性が証明されると認識されている。従って、例えばハンダメッキされていない側に配置されているクラッド層は、本請求の多層複合材料の曲げ角度を改善する。一方で、例えば折り曲げなどの製造ステップのために曲げ角度の増加が必要であり、他方で、実現可能な曲げ角度は、衝突の場合の高い延性と相関する。従って、より高い強度のコア材料と延性を高めるメッキとの組み合わせは、衝突が起こった場合に、例えば構造用構成部品の性能を改善する。例えば、バッテリーボックスの車体下保護の改善も実現することができる。対応するクラッド層を含む本発明による複合材料のこの実施形態を用いると、片側にハンダメッキされたモノ－ＡＡ６ｘｘｘ材料および複合材料と比較して成形性も顕著に増加する。

少なくとも１つのクラッド層のアルミニウム合金は、好ましくは最大０．０５重量％、特に好ましくは最大０．０１重量％のＭｇ含有量を有する。Ｍｇ含有量のさらなる限定により、アルミニウム複合材料のハンダ付け性をさらに増加させることができる。成形性もさらに改善され、そのことがコア層への結合も促進する。

さらに、ＡＳＴＭ Ｇ８５－Ａ３によるＳＷＡＡＴ腐食試験によれば、ハンダ付けされた状態における腐食作用は、クラッド層に集中し、従ってコア材料に対する腐食作用が妨げられた。従って、クラッド層は、電気化学的により貴なコア材にとっての犠牲陽極の役割を同時に果たし、高いレベルの耐食性を実現することができる。このことの前提条件は、クラッド層がハンダ付け後にコア材料より貴でない腐食電位を有することである。

特に、コア層の片側または両側に少なくとも１つのクラッド層が施用される。アルミニウム複合材料の特に簡単な実施形態において３つの層が提供され、コア層の一方の側にクラッド層、反対側にハンダ層が配置される。コア層とハンダ層との間にクラッド層が配置されることも考えられる。この実施形態は、クラッド層がＭｇに対する拡散バリアーとして使用され、同時にコアに対する腐食作用が低下するかまたは妨げられるので、防食およびハンダ付け挙動にとって特に有利である。この実施形態において、クラッド層は、好ましくはコア層上に直接配置される。三層構造体に加えて、考えられるその他の複合材料も可能である。四層変化形において、クラッド層およびハンダ層とは反対のコア層の側にもさらなるクラッド層またはハンダ層が提供される。さらに、五層変化形を提供することができ、それぞれの場合にコア層の両側にクラッド層が提供され、それぞれの場合に外側ハンダ層が提供される。従って、クラッド層は、外側層および／または中間層であってよい。

本発明によるアルミニウム材料またはアルミニウム複合材料のさらなる実施形態によれば、クラッド層のアルミニウム合金は、以下の重量％組成、
Ｓｉ≦１．０％、
Ｆｅ≦２．０％、好ましくは０．１％≦Ｆｅ≦２．０％、
Ｃｕ≦０．３％、
Ｍｎ≦０．３％、
Ｍｇ≦０．１％、好ましくは≦０．０５％、
Ｃｒ≦０．１％、
Ｚｎ≦２．０％、
Ｔｉ≦０．３％、
Ｚｒ≦０．２０％、
残りは、Ａｌおよび個別で最大０．０５％、全体で最大０．１５％の不可避不純物、
を有する。

複合材料の成形性の改善は、クラッド層の対応する組成によって有利に実現することができる。特に、一方の側に外側クラッド層を有する変化形は、例えば、深絞り加工ツールにおける深絞り加工時に摩擦の低下を実現し、従って成形性を改善した。プレート曲げ試験において、対応する複合材料は、同じ組成のモノ－ＡＡ６ｘｘｘ合金と比較して顕著に増加した曲げ角度を実現する。従って、ハンダメッキされていない側の外側クラッド層は、複合材料全体の曲げ角度を改善する。

クラッド層中の個々の合金元素の効果および組成範囲の定義が下記でさらに詳細に説明される。

ケイ素は、強度を増加させるために合金に加えることができ、ケイ素は、材料を融解するために用いることができる多くのアルミニウムスクラップ中にも含まれる。最大ハンダ付け温度は、ハンダ付けされる材料の固相線温度より低くなければならないので、過度に高いケイ素の含有量は、材料の固相線温度を過度に低下させ、従ってロウ付けプロセスのためのプロセス窓を過度に狭くする。従って、ケイ素の最大含有量は、最大１．０重量％に限定される。

鉄は、結晶粒サイズを制限するためにケイ素と組み合わされてタイプＡｌＦｅＳｉの合金中に用いられる。小さな結晶粒サイズは、クラッド層の成形効果にとって好ましいことが証明された。対照的に、過度に高い鉄含有量は、材料の成形挙動に好ましくない影響を及ぼす粗い金属間鋳込み相の形成を生む。従って、合金の最大鉄含有量は、最大２．０重量％に限定され、好ましくは０．１％≦Ｆｅ≦２．０％の範囲が求められる。

最大ハンダ付け温度は、ハンダ付けされる材料の固相線温度より低くなければならないので、銅は、材料の固相線温度を低下させ、それによってロウ付けプロセスのためのプロセス窓を狭くする。従って、クラッド層中の銅の最大含有量は、最大０．３重量％に限定される。マンガンは、混晶硬化および微細な金属間相の形成によってアルミニウム材料の強度を増加させる。クラッド層の場合、過度に高い強度は、複合材料の成形性の改善および衝突特性の改善という所望の効果を実現するために好ましくない。従って、クラッド層中のマンガンの最大含有量は、最大０．３重量％に限定される。

マグネシウムは、フラックスを用いる不活性ガス雰囲気下のロウ付けプロセスにおいて、決定的に重要である。酸化マグネシウムへのフラックスの溶解性に限界があるからである。従って、複合材料中のクラッド層の機能は、マグネシウム含有コア材料と、複合材料の外側層またはコア材料とハンダ層との間の中間層との何れかとしてのハンダ付けゾーンとの直接接触を妨げることである。従って、クラッド層中のマグネシウムの最大含有量は、最大０．１重量％、好ましくは最大０．０５重量％に限定される。

クロムは、熱処理時に結晶粒サイズの粗粒化を妨げる微細な金属間析出相をアルミニウム材料中に形成する。０．１重量％の最大クロム含有量で十分な効果が実現される。

とりわけ、腐食電位に影響を及ぼすために、アルミニウム合金中に亜鉛が用いられる。クラッド層に亜鉛を選択的に加えることによって、ハンダ付けプロセス後の腐食電位を、コア合金のものより貴でなくなるように、およびクラッド層が犠牲陽極として作用しコア合金にガルバニック腐食の防止を提供するように調整することができる。最大ハンダ付け温度は、ハンダ付けされる材料の固相線温度より低くなければならないので、過度に高い亜鉛の含有量は、材料の固相線温度を過度に低下させ、従ってロウ付けプロセスのためのプロセス窓を過度に狭くする。従って、クラッド層中の亜鉛の最大含有量は、最大２．０重量％に限定されなければならない。

チタンは、アルミニウム合金を鋳込むとき結晶粒微細化剤として、例えばＴｉＢの形で用いられる。過度に厳しいチタン含有量の限定は、材料製造におけるスクラップの使用を過度に限定し、従って、０．３重量％の最大チタン含有量が指定される。

ジルコニウムは、熱処理時の結晶粒サイズの粗粒化を妨げる微細な金属間析出相をアルミニウム材料中に形成する。十分な効果のために最大０．２０重量％の含有量が十分である。

好ましくは、クラッド層は、タイプＡＡ１ｘｘｘまたはＡＡ８ｘｘｘ、好ましくはタイプＡＡ１０５０、ＡＡ１１００、ＡＡ１２００、ＡＡ８０１１、ＡＡ８０１４、ＡＡ８０２１またはＡＡ８０７９のアルミニウム合金でできている。タイプＡＡ１ｘｘｘまたはＡＡ８ｘｘｘのアルミニウム合金に加えて、タイプＡＡ３ｘｘｘ、ＡＡ４ｘｘｘまたはＡＡ７ｘｘｘの低マグネシウム合金もクラッド層として用いることができる。

さらなる有利な実施形態によれば、ハンダ付け後および後続の人工時効を行うハンダ付け後のクラッド層の腐食電位は、コア層の腐食電位より貴でない。好ましくは、ハンダ付け後のクラッド層とコア層との間の電位差は、少なくとも１０ｍＶである。従って、外側層または中間層としてのクラッド層は、増加した、すなわちより貴でない電気化学ポテンシャルに起因する耐食性の改善のための犠牲陽極層としても作用する。

本発明による複合材料のさらなる有利な実施形態によって、クラッド層がアルミニウム複合材料全体の３％～１５％の厚さを有する場合、アルミニウム複合材料の外側層とアルミニウム複合材料の全厚のうちの外側層の割合とに起因する強度をあまり減らさずに本発明による複合材料の技術的な効果を用いることができる。

アルミニウム材料またはアルミニウム複合材料は、好ましくは、０．１ｍｍ～５．０ｍｍ、さらに好ましくは０．２ｍｍ～３ｍｍまたは０．５ｍｍ～２．０ｍｍの平均厚さを有する。これらの厚さ範囲は、特に熱交換器の分野においてもハンダ接合部を有する広い範囲の用途を包含することができる。

本発明の第２の教示によれば、上述の目的は、ハンダ付け、好ましくはＣＡＢまたは真空ハンダ付けが少なくとも５８５℃のハンダ付け温度で行われる、本発明によるアルミニウム材料またはアルミニウム複合材料でできた構成部品の熱接合のための方法によって、ハンダ付け温度に加熱し保持した後に、構成部品は、少なくとも０．５℃／秒、少なくとも０．６６℃／秒または少なくとも０．７５℃／秒の平均冷却速度でハンダ付け温度から２００℃に冷却され、熱的に接合された構成部品は、人工時効されることにおいて解決される。

ハンダ付け温度に到達し保持した後の冷却速度を設定することにより、選ばれた冷却速度によって本発明によるアルミニウム材料またはアルミニウム複合材料を状態Ｔ４に移行させることができる。人工時効後、次に、新しい利用分野および設計可能性、例えば軽量構造のための壁厚の低下が生まれる結果となるように、複合材料の強度、特に降伏強度Ｒ_ｐ０．２の顕著な増加を実現することができる。

本発明によるアルミニウム材料またはアルミニウム複合材料は、ハンダ付け前に歪硬化状態から軟化状態または溶体化焼き鈍しされた状態Ｔ４にあってよい。熱接合のための本発明による方法を用いて、アルミニウム材料またはアルミニウム複合材料は、既述のように、溶体化焼き鈍しされた状態Ｔ４にされる。特別に選ばれたコア材の組成により、焼き入れ感度は、ハンダ付けプロセスが溶体化焼き鈍しとして作用し、選ばれた冷却速度によって焼き入れが実現されるように設定される。こうすると、溶体化焼き鈍しと焼き入れとがハンダ付けプロセスに組み込まれ、ハンダ付けされた構成部品を人工時効プロセスによって硬化させることができる、構成部品の熱接合のためのコスト効果のある方法が可能になる。

本発明による方法の第１の有利な実施形態によれば、ハンダ付け温度における保持時間の終了後、少なくとも０．５℃／秒の冷却速度で２００℃への冷却が行われ、それによってアルミニウム材料またはアルミニウム複合材料の焼き入れ感度に適応した冷却が実現され、そのことが有利な状態Ｔ４を生む。より高い冷却速度、すなわち少なくとも０．６６℃／秒または少なくとも０．７５℃／秒または例えば少なくとも１℃／秒が用いられる場合、例えば２０５℃で４５分間の人工時効後の降伏強度の増加は、さらに高くなる。

さらに有利な実施形態による方法は、好ましくは、１００℃～２８０℃の間、好ましくは１４０℃～２５０℃の間、好ましくは１８０～２３０℃の温度におけるハンダ付けされた構成部品の人工時効を含み、人工時効の継続時間は、少なくとも１０分、好ましくは少なくとも３０分または少なくとも４５分である。

人工時効のもっと長い継続時間および穏やかな温度、例えば１６５℃で１６時間の場合、アルミニウム材料またはアルミニウム複合材料の強度、特に、例えば降伏強度値は、最大値まで増加させることができる。しかし、この方法では、長い焼き鈍し時間に起因してより高いコストも生じる。従って、この方法のコスト効果のある変化形を提供するために、人工時効は、後続の製造ステップに適応させてよい。例えば、人工時効は１８５℃～２０５℃で２０分間行ってよい。こうすると、カソード浸漬塗装のベーキング間隔への人工時効の組み込みが可能になる。

本発明による方法のさらなる有利な実施形態によれば、好ましくはバッテリー冷却プレート、熱交換器または自動車の構造用構成部品がハンダ付けされる。熱交換器とは、１つの材料流から別のものへ熱エネルギーを移動させる装置である。バッテリー冷却プレートとは、例えば、バッテリーシステム、例えばハイブリッド自動車および電気自動車におけるリチウムイオンバッテリーの必要に応じた冷却および加熱のために種々の周囲温度および負荷条件において用いられる。構造用構成部品は、複数の個々の部品からなってよく、構成部品は、熱接合によってお互いに結合される。熱接合のための本発明による方法は、特に複数の個々の部品からなる構造用構成部品およびバッテリー冷却プレートのための最適化された設計を可能にする。本発明によるアルミニウム材料またはアルミニウム複合材料の形状最適化された合金組成に起因して、特に、より複雑な３Ｄ構造体を実現させることができる。例えば、バッテリー冷却システムの平坦なベースプレートを３Ｄ構造体、例えば小さな半径を有するトレイに拡張することが可能である。

本発明の第３の教示によれば、上記の目的は、構成部品、特にバッテリー冷却プレート、構造用構成部品または熱交換器を熱接合プロセスにおいて製造するための本発明によるアルミニウム材料またはアルミニウム複合材料を用いることによって実現される。そのことは、有利な特性に起因して、例えば熱交換器が高い強度に起因する構造機能を引き受けることもできるように、熱交換器を製造するための本発明によるアルミニウム材料またはアルミニウム複合材料の使用を可能にする。構造用構成部品の製造のためのアルミニウム材料またはアルミニウム複合材料の使用は、例えば、溶接などの代替接合プロセスまたは液圧成形などの成形プロセスを置き換えることを可能にする。バッテリー冷却プレートを製造するために用いられるとき、本発明によるアルミニウム材料またはアルミニウム複合材料は、必要な壁厚が薄くなり、それによって今度は重量を減らすことができるように、ハンダ付け性および成形性を析出硬化による非常に高い強度と組み合わせることを可能にする。特に、この使用は、熱接合、例えばＣＡＢプロセスにおけるロウ付けを含み、それによってアルミニウム材料またはアルミニウム複合材料の有利な特性が実現される。

本発明による使用の第１の有利な実施形態によれば、接合方法は、真空中または不活性ガスの存在下で行われる。増加したＭｇ含有量を有する他の高強度材料と比較すると、本発明によるアルミニウム材料またはアルミニウム複合材料の使用は、さもなければ高価な真空ハンダ付けに加えて、フラックスを用いる、コスト効果のあるＣＡＢハンダ付けも用いることができ、セシウムを含有する高価なフラックスの必要がなくなるという利点を提供する。

最後に、上述の目的は、上記記載のアルミニウム材料またはアルミニウム複合材料を含む熱的に接合された構成部品によるさらなる教示によって実現される。本発明によるアルミニウム材料またはアルミニウム複合材料に加えて、熱的に接合された構成部品は、例えばさらなる金属またはさらなる複合材料を含んでよい。本発明によるアルミニウム複合材料は、さらなる金属部品を接合するために使用することができる。本発明によるアルミニウム材料は、例えば、ハンダ付け用ホイルまたは別個の構成部品のハンダ層を用いて接合することもできる。本発明によるアルミニウム材料またはアルミニウム複合材料の設計によって例えば特に良好なハンダ付け結果、良好な耐食性および強度のような有利な特性を実現することができる。

有利な実施形態によれば、熱的に接合された構成部品は、自動車の構造用構成部品として、熱交換器としてまたはバッテリー冷却プレートとして構成することができる。

次に、図面と関連付けられて本発明がより詳細に記載される。

アルミニウム複合材料およびアルミニウム材料の可能な例示的実施形態の概略表示が断面図で示される。 アルミニウム複合材料およびアルミニウム材料の可能な例示的実施形態の概略表示が断面図で示される。 アルミニウム複合材料およびアルミニウム材料の可能な例示的実施形態の概略表示が断面図で示される。 アルミニウム複合材料およびアルミニウム材料の可能な例示的実施形態の概略表示が断面図で示される。 アルミニウム複合材料およびアルミニウム材料の可能な例示的実施形態の概略表示が断面図で示される。 アルミニウム複合材料およびアルミニウム材料の可能な例示的実施形態の概略表示が断面図で示される。 アルミニウム複合材料およびアルミニウム材料の可能な例示的実施形態の概略表示が断面図で示される。 曲げ試験を行うための試験配置が斜視図で示される。 曲げ試験を行うときの圧延方向に対する曲げパンチの配置が概略斜視図で示される。 例示的実施形態による、湾曲させられた試料における曲げ角度の測定が概略図で示される。 熱交換器、バッテリー冷却プレートおよび自動車の構造用構成部品についての例示的実施形態が概略図で示される。

図１ａは二層アルミニウム複合材料を示し、一方、図１ｂは本発明によるアルミニウム複合材料の三層変化形、図１ｃおよび図１ｄは四層変化形を示す。図１ａは、コア層２とハンダ層３とを有するアルミニウム複合材料１ａの形の本発明によるアルミニウム材料の例示的実施形態の断面図を示す。さらなる例示的実施形態によれば、ハンダ層３は、ハンダ付け後にアルミニウム材料が少なくともいくつかの区域において少なくとも１つのハンダ層３と直接的に材料結合型の接触をするように、ハンダ層を有するハンダ付けホイルＦまたは構成部品Ｋによっても提供することができる。図１ｅ～図１ｇがこれらの例示的実施形態を示す。

図１ｂの例示的実施形態は、コア層２としての本発明によるアルミニウム材料、ハンダ層３および追加のクラッド層４を有するアルミニウム複合材料１ｂを示す。図１ｃは、両側クラッド層４を有するコア層２と外側ハンダ層３とを有する四層複合材料１ｃの形の本発明によるアルミニウム材料のさらなる例示的実施形態を例示する。一例示的実施形態によるハンダ層３がハンダ付けホイルまたはハンダ層を有するさらなる構成部品によって提供される場合、コア層２のアルミニウム材料は、ハンダ付け後にハンダ層と間接的に材料結合型の接触をすることができる。この場合、間接的な材料結合型の接触とは、クラッド層４を介したコア層２とハンダ層３との接触である。四層複合材料１ｃは、ハンダ付け後に少なくとも１つの別個の構成部品Ｋを介するハンダ層３を提供することにより、クラッド層４を有するアルミニウム材料２ａによっても提供することができる。

図１ｄは、コア層２、コア層２の上に配置されたクラッド層４および２つの外側ハンダ層３を有する、複合材料１ｄの四層変化形を示す。この場合にも、ここではアルミニウム複合材料のコア層としてのハンダ付け後のアルミニウム材料２とハンダ層３との間に間接的な材料結合型の接触を設計することができる。それでも、ハンダ付け後の本発明による特性は、ハンダ付けホイルまたはさらなる部品またはさらなる構成部品によってハンダ層が提供されるような例示的実施形態においてもハンダ付け後に実現することができる。図示されるすべてのアルミニウム複合材料１ａ、１ｂ、１ｃおよび１ｄは、例えば熱交換器、自動車の構造用構成部品またはバッテリー冷却プレートの製造のために用いることができる。

図１ｅ～図１ｇは、例として、本発明によるアルミニウム材料２ａがハンダ付け後に区分的に直接的な材料結合型の接触を有する、例示的実施形態を断面図で示す。図１ｅにおいて、ハンダ層は、ハンダ付けホイルＦによって提供される。図１ｆにおいて、ハンダ層は、さらなる構成部品Ｋによって提供される。

図１ｇは、例えばＡＡ８０７９合金でできた両側のクラッド層を有し、ハンダ付け後に少なくともいくつかの区域においてハンダ付けホイルＦとして提供されたハンダ層と間接的に接触しているアルミニウム材料２ａを示す。

本発明によるアルミニウム材料の特性は、アルミニウム複合材料としての実施形態に基づいて下記に表示され、記載される。しかし、特に、測定された強度特性は、コア合金により、ひいては本発明による例示的実施形態のアルミニウム材料によって提供されることが明らかである。このことは、ハンダ付けプロセス後に区分的にハンダ層と直接的または間接的に材料結合型の接触をしている単層アルミニウム材料にもこれらの結果を移すことができることを意味する。アルミニウム合金の組成についてのすべての情報は、ハンダ付け前の材料の状態を指す。

図１ａ～図１ｄに示されたアルミニウム複合材料１ａ、１ｂ、１ｃ、１ｄおよびアルミニウム材料２ａは、通常、例えば、熱間圧延または圧延クラッドによって製造されたストリップとして存在し、全厚は、０．１ｍｍ～５ｍｍであってよい。後続の圧延を有する「同時鋳込み」などの他の製造プロセスもストリップを製造するために考えられる。コア層２またはアルミニウム材料２ａは、タイプＡｌＭｇＳｉのアルミニウム合金からなり、少なくとも５９５℃の固相線温度Ｔｓｏｌを有し、アルミニウム複合材料は、少なくとも５９５℃、５９５℃から２００℃へ少なくとも０．５℃／秒の平均冷却速度でのハンダ付けおよび２０５℃での４５分間の人工時効の後に、ハンダ付け後の状態と比較して少なくとも９０Ｍｐａ、少なくとも１１０ＭＰａまたは好ましくは少なくとも１２０ＭＰａの降伏強さＲ_ｐ０。２の増加を有する。アルミニウム複合材料１ａ、１ｂ、１ｃ、１ｄおよびアルミニウム材料２ａの場合、降伏強度値の増加は、人工時効によるコア層２の硬化によるものと考えることができ、高強度のハンダ付けされた構成部品、例えば熱交換器、バッテリー冷却プレートまたは自動車の構造用構成部品の経済的な提供を可能にする。

コア層２またはアルミニウム材料２ａは、例えば以下の重量％組成、
０．５％≦Ｓｉ≦０．９％、好ましくは０．５０％≦Ｓｉ≦０．６５％または０．６０％≦Ｓｉ≦０．７５％または０．５０％≦Ｓｉ≦０．６０％、
Ｆｅ≦０．５％、好ましくは０．０５％≦Ｆｅ≦０．５％、特に好ましくは０．０５％≦Ｆｅ≦０．３％、
Ｃｕ≦０．５％、好ましくは０．０５％≦Ｃｕ≦０．３％または０．１％＜Ｃｕ≦０．３％、
Ｍｎ≦０．５％、好ましくはＭｎ≦０．２％、特に好ましくは０．０１％≦Ｍｎ≦０．１５％、
０．４％≦Ｍｇ≦０．８％、好ましくは０．４５％≦Ｍｇ≦０．８％、特に好ましくは０．４５％≦Ｍｇ≦０．７５％、
Ｃｒ≦０．３％、好ましくはＣｒ≦０．１％、特に好ましくはＣｒ≦０．０５％、
Ｚｎ≦０．３％、好ましくは≦０．０５％、
Ｔｉ≦０．３％、
Ｚｒ≦０．１％、特に好ましくはＺｒ≦０．０５％、
残りはＡｌ、および個別で最大０．０５％、全体で最大０．１５％の不可避不純物、
を有することができる。

本アルミニウム材料のこのＡｌＭｇＳｉコア合金または合金は、低い焼き入れ感度を有し、同時にハンダ付け時の融解が回避されるように十分に高い固相線温度Ｔｓｏｌを有する。低い焼き入れ感度により、０．５℃／秒からの冷却速度での５９５℃から２００℃へのハンダ付け後、人工時効において降伏強度の顕著な増加を引き起こす、溶体化焼き鈍しされ、焼き入れされた構造状態Ｔ４が既に提供される。

アルミニウム複合材料１ａの二層変化形において、それは、ハンダ層３として構成されている外側層を有する。好ましくは、ハンダ層のアルミニウムハンダ合金は、以下の重量％組成、
７．０％≦Ｓｉ≦１３．０％、
Ｆｅ≦０．８％、
Ｃｕ≦２．５％、
Ｍｎ≦０．１％、
Ｍｇ≦０．１％、
Ｃｒ≦０．１％、
Ｚｎ≦２．５％、
Ｔｉ≦０．３％、
Ｚｒ≦０．１％、
残りは、Ａｌおよび個別で最大０．０５％、全体で最大０．１５％の不可避不純物、
を有する。

例えば、ハンダ層は、タイプＡＡ４０４５またはＡＡ４３４３のアルミニウムハンダ合金からなる。ハンダ層３の厚さは、典型的に、複合材料の全厚の５％～１５％である。原理上、アルミニウム複合材料１ａには両側にハンダ層３を提供することができる（図示せず）。

さらなる例示的実施形態によれば、図１ｂが示すように、成形性、ハンダ付け性および防食性の点でアルミニウム複合材料１の特性の改善を提供するために、＜０．１重量％、好ましくは＜０．０５重量％のＭｇ含有量を有するアルミニウム合金を有するクラッド層４をコア層２の上に施用することができる。特に好ましい実施形態において、クラッド層３は、以下の重量％組成、
Ｓｉ≦１．０％、
Ｆｅ≦２．０％、好ましくは０．１％≦Ｆｅ≦２．０％、
Ｃｕ≦０．３％、
Ｍｎ≦０．３％、
Ｍｇ≦０．１％、好ましくは≦０．０５％、
Ｃｒ≦０．１％、
Ｚｎ≦２．０％、
Ｔｉ≦０．３％、
Ｚｒ≦０．１％、
残りは、Ａｌおよび個別で最大０．０５％、全体で最大０．１５％の不可避不純物、
を有するアルミニウム合金を有する。クラッド層３は、好ましくは、アルミニウム複合材料１、１’全体の３％～１５％の厚さを有する。

３つの層が提供され、コア層２の一方の側にクラッド層４、他方の側にハンダ層３が配置されるアルミニウム複合材料１のこの実施形態に加えて、図１ｃおよび図１ｄに表示されるように、コア層２とハンダ層３との間にクラッド層４が配置されることも考えられる。これらの実施形態は、防食性にとって特に有利である。さらに、五層変化形を提供することができ、それぞれの場合にコア層２の両側ならびにコア層２とそれぞれの場合の外側ハンダ層３との間にクラッド層４がある。

表１において触れられている層構造を有する８種類の複合材料１～８が製造された。複合材料１および２は、コア層２の両側にクラッド層４を有する。クラッド層４の上にハンダ層３がメッキされる。複合材料３～６は、二層形であり、コア層に加えて一方の側のハンダ層３を有するだけである。複合材料７は、再び四層で構成されるが、コア層２の一方の側にクラッド層４と両側のハンダ層３を有するだけである。最後に、複合材料８は、コア層２を有し、その上にクラッド層が施用されている。

表２に示される化学組成を有するコア層、クラッド層およびハンダ層のアルミニウム合金は、融解され、いわゆる直接チル鋳込みプロセスにおいて圧延インゴットとして鋳込みされた。第１のステップにおいて、クラッド層およびハンダ層のための圧延インゴットは、４５０℃～５２５℃の範囲の圧延温度に予熱され、必要な層厚になるまで熱間圧延された。鋳込みされたコア材料のインゴットは、５７５℃における均質化焼き鈍しに６時間の保持時間で付され、次に、いわゆるプレート化用パケット（独：Plattierpaket，英：plating packet）を形成するために、予め圧延されたクラッド層およびハンダ材料のプレートと一体に接合された。このプレート化用パケットは、４５０℃～５００℃の範囲の圧延温度に予熱され、７ｍｍの厚さに熱間圧延された。次に、試験材料は、表１中に示される最終厚さまで冷間圧延された。

表２に示される固相線温度Ｔｓｏｌは、市販ソフトウェアのファクトセージ（ＦａｃｔＳａｇｅ）７．０および関連するアルミニウム用熱力学データベースを用いて計算された。

表２ 複合材料の層の化学組成［重量％］

強度を評価するために、最初に、種々に構成されたアルミニウム複合材料に対する引張試験が行われた。模擬ハンダ付け後および人工時効後の降伏強度Ｒ_ｐ０．２、引張強度Ｒｍおよび破断時伸長率Ａ５０ｍｍの結果が表３中に見いだされる。

模擬ハンダ付けにおいて、試料は、典型的なハンダ付け温度の代表として５９５℃に加熱され、このハンダ付け温度に６分間保持され、次に指定された平均冷却速度で２００℃に冷却された。平均冷却速度は、２００℃に達するのに要した時間で除した温度差として計算される。

表３において、状態の列に人工時効が示され、「４５分＠２０５℃」は、２０５℃の金属温度における４５分間の人工時効を意味する。「１４時間＠室温」は、室温における１４日間の曝露を示す。

試料１～８は、ハンダ付けされた状態で４２ＭＰａ～６２ＭＰａの間の降伏強度Ｒ_ｐ０．２の値を実現した一方で、２０５℃での４５分間の人工時効後に少なくとも９０ＭＰａの降伏強度Ｒ_ｐ０．２の増加、従って１５０ＭＰａを上回る降伏強度Ｒ_ｐ０．２が、本発明による試料２、４、７および８でしか実現することができなかったことが結果から明らかである。コア層のアルミニウム材料の選ばれた組成に起因して、ここで焼き入れ感度は、冷却速度について下限を設定するとき、ハンダ付けプロセスが、例えば、後続の冷却を有する典型的なＣＡＢプロセスにおいて焼き入れを有する溶体化焼き鈍しとして作用することができ、従って、ハンダ付け後に材料が状態Ｔ４にあるように設定される。その結果、２０５℃での４５分間の短い人工時効で１５０ＭＰａを上回る降伏強度Ｒ_ｐ０２が実現された。複合材料６も対応する降伏強度Ｒ_ｐ０．２の増加を示すが、コア層が過度に高いＳｉ含有量、従って過度に低い固相線温度Ｔｓｏｌを有し、そのため、複合材料６は、ハンダ付け時に融解する傾向がある。試料１、３および５は、本発明によらないコア材料の組成を有する。試料３および５は、過度のＭｎおよびＣｒの含有量を有し、そのため、焼き入れ感度の増加に起因してハンダ付けプロセスにおいて調節可能な冷却速度で十分な強度の増加を実現することができなかった。

表３ 引張試験特性

ハンダ付けプロセス後の効果的な析出硬化にとって、化学組成によって決定される合金の焼き入れ感度と、保持時間が完了した後にハンダ付けプロセスにおいて設定される実際の冷却速度とが重要である。表４は、本発明によるアルミニウム複合材料番号２の実施例を用いて種々の冷却速度で実現可能な強度を示す。

表４ 引張試験特性対冷却速度

表４は、アルミニウム複合材料番号２において１５０ＭＰａより大きなＲ_Ｐ０２を有する本発明による強度レベルを実現するために、少なくとも０．５℃／秒の冷却速度が必要であることを示す。

図２は、最大曲げ角度を決定するために曲げ試験を行うための試験装置を斜視図で示す。これらの試験は、ドイツ自動車産業連盟の規格（ＶＤＡ）２３８－１００に基づく。試験装置は、本件においては０．４ｍｍのパンチ半径を有する曲げパンチ１４からなる。試料１５は、事前に圧延方向に直角に２５０ｍｍ×６８ｍｍのサイズで切り出された。次に、試料１５は、２回の焼き鈍しに付され、第１の焼き鈍しは、ＣＡＢハンダ付けの典型的な温度プロファイルを模し、５９５℃において５分の保持時間を有するハンダ付け温度および＞０．５℃／秒の２００℃への冷却速度が維持され、第２の焼き鈍しは、２０５℃における４５分間の人工時効に相当する。

次に、試料１５は、６０×６０ｍｍのサイズに切られ、辺部分は、摩砕され、曲げ装置に供給された。０．４ｍｍのパンチ半径を有する曲げパンチによって試料を曲げるとき、曲げパンチが試料を曲げる力が測定され、最大値を超え、この最大値から６０Ｎ低下した後に、曲げプロセスは終了する。次に、湾曲した試料の開き角度が測定される。一般に、試料の曲げ挙動は、高度の成形要件を有する構成部品の製造時に曲げ挙動に関する信頼性のある表式を得るために、圧延方向に直角に測定される。この場合、曲げ角度は、衝突の場合に延性と相関するので、ハンダ模擬および人工時効状態における圧延方向に直角な曲げ挙動が試験された。

例えば、図３に表されるように、曲げ線１８も圧延方向に平行になるように圧延方向に平行になる曲げパンチ１４は、試料厚さ＋０．５ｍｍの２倍の距離で配置された３０ｍｍのロール直径を有する２つのローラー１６、１７の間で試料を力Ｆｂでプレスする。曲げパンチ１４が試料１５を曲げる間、パンチ力Ｆｂが測定される。パンチ力Ｆｂが最大値に達し、次に６０Ｎ低下した場合、実現可能な最大曲げ角度に達している。次に、試料１５は、曲げ装置から取り出され、図４に表されるように曲げ角度が測定される。示された曲げ角度は、２ｍｍの基準厚さに基づき下式を用いて計算された。

式中、α_標準は、標準化された曲げ角度であり、α_測定は、測定された曲げ角度であり、ｄ_標準は、標準化されたシート厚さ２ｍｍであり、ｄ_ｍは、測定されたシート厚さである。

この場合、曲げ試験は、種々のアルミニウム複合材料番号９および１０について行われた。表５は、調べられた種々の変化形を示す。

結果は、表６ａおよび表６ｂに示される。８０°＞α_標準＞５０°の曲げ角度が予想されたが、本発明によって製造された試料は、非常に良好な衝突特性と関連する曲げ角度α_標準＞８０°を実現した。

試験試料番号９は、片面にハンダ層４を５％の層厚でメッキされ、一方で試験試料１０は、両面にタイプＡＡ８０７９の合金番号５からなるクラッド層３を５％の層厚で、片面に合金番号６の外側ハンダ層４を５％の層厚でメッキされた。表６ａの試験試料９および１０の場合、ハンダ側は、それぞれの場合にローラー１６、１７で整列させた。表６ｂの試験試料９および１０において、アルミニウム複合材料のハンダ側は、パンチ１４で整列させた。

既述のように、クラッド層３を有する試料１０は、ハンダ層を有する従来のモノ－ＡＡ６ｘｘｘ合金から製造された試料９より顕著に高い曲げ角度を可能にすることが示された。従って、クラッド層３は、衝突の場合により高い延性を生む結果となる。より高い強度のコア材料と延性を強化するメッキとの組み合わせは、衝突の場合における、例えば構造用構成部品の性能を改善する。

表６ａ ローラーで整列されたハンダ側

表６ｂ パンチで整列されたハンダ側

図５は、熱交換器１０、バッテリー冷却プレート１９および自動車の構造部材２０の例示的実施形態を概略上面図で示す。熱交換器の構成部品、例えば、熱交換器１０のフィン１１は、そのまままたは両側がアルミニウムハンダで被覆された、本発明による上記記載のアルミニウム材料１ａ、１ｂ、１ｃ、１ｄ、１ｅ、１ｆからなる。フィン１１は、蛇行形状でチューブ１２にハンダ付けされ、そのため多数のハンダ付け接続が必要とされる。チューブ１２の代わりに、媒質を導くための空孔を形成する成形プレートが用いられてもよい。チューブ１２も本発明によるアルミニウム複合材料１から製造されてよい。それらのものは、媒質を流し、従って腐食に対して保護されなければならないので、それらのものは、クラッド層３を有する本発明によるアルミニウム複合材料で製造することができる。熱交換器１０は、例えば自動車において用いられるとき腐食性物質に曝露されることがあり、そのため、クラッド層３を有する本発明によるアルミニウム複合材料１の使用が特に有利である。

バッテリー冷却プレート１９は、プレート面に平行な断面図で示されている。バッテリー冷却プレートは、通常、ここでは図示しない上部部品としてのハンダ付けされたシート金属によって密閉されている、蛇行形状の冷却チャネル１９ａを有する大きな表面の構成部品である。バッテリー冷却プレートの部品は、好ましくは、ハンダ付け後に必要な強度を提供するために、記載されたアルミニウム複合材料からなる。

断面図において、自動車の構造用構成部品２０は、Ｕ－字プロファイル２０ａとそれにハンダ付けされた受座２０ｂからなる、閉じたハンダ付けプロファイルの形の例として表される。これらの典型的な自動車の構造用構成部品には、高い強度を有する本発明によるアルミニウム複合材料を提供することができる。

あるいは、図５からのハンダ付けされた構成部品の特性に関する本発明による利点を実現するために、ハンダ層を用いるハンダ付け後に、少なくともいくつかの区域において例えばハンダ付けホイルまたはハンダ構成部品によって提供されるハンダ層と直接的または間接的な材料結合型の接触をしている本発明によるアルミニウム材料を用いてもよい。

Claims (16)

1. タイプＡｌＭｇＳｉ、特にタイプＡＡ６ｘｘｘのアルミニウム合金を含む、高強度のハンダ付けされた構成部品の製造のためのアルミニウム材料であって、好ましくはハンダ付け後に少なくともいくつかの区域においてアルミニウムハンダ合金を含む少なくとも１つのハンダ層と直接的または間接的に材料結合型の接触をしているアルミニウム材料において、前記アルミニウム合金は、少なくとも５９５℃の固相線温度Ｔｓｏｌを有し、前記アルミニウム材料は、少なくとも５９５℃でのハンダ付けおよび少なくとも０．５℃／秒の平均冷却速度での５９５℃から２００℃への冷却とハンダ付け後の２０５℃での４５分間の人工時効との後に、ハンダ付け後の状態と比較して少なくとも９０ＭＰａ、少なくとも１１０ＭＰａまたは好ましくは少なくとも１２０ＭＰａの降伏強度Ｒ_ｐ０．２の増加を有することを特徴とするアルミニウム材料。
2. 前記アルミニウム材料は、少なくとも５９５℃でのハンダ付けおよび少なくとも０．５℃／秒の平均冷却速度での５９５℃から２００℃への冷却と２０５℃での４５分間の人工時効との後に、少なくとも１６０ＭＰａ、好ましくは少なくとも１８０ＭＰａ、特に好ましくは２００ＭＰａを上回る降伏強度Ｒ_ｐ０．２を有することを特徴とする、請求項１に記載のアルミニウム材料。
3. タイプＡｌＭｇＳｉ、特にタイプＡＡ６ｘｘｘの前記アルミニウム合金は、以下の重量％組成、
   ０．５％≦Ｓｉ≦０．９％、好ましくは０．５０％≦Ｓｉ≦０．６５％または０．６０％≦Ｓｉ≦０．７５％、
   Ｆｅ≦０．５％、好ましくは０．０５％≦Ｆｅ≦０．５％、特に好ましくは０．０５％≦Ｆｅ≦０．３％、
   Ｃｕ≦０．５％、好ましくは０．０５％≦Ｃｕ≦０．３％または０．１％＜Ｃｕ≦０．３％、
   Ｍｎ≦０．５％、好ましくはＭｎ≦０．２％、特に好ましくは０．０１％≦Ｍｎ≦０．１５％、
   ０．４％≦Ｍｇ≦０．８％、好ましくは０．４５％≦Ｍｇ≦０．８％、特に好ましくは０．４５％≦Ｍｇ≦０．７５％、
   Ｃｒ≦０．３％、好ましくはＣｒ≦０．１％、特に好ましくはＣｒ≦０．０５％、
   Ｚｎ≦０．３％、好ましくは≦０．０５％、
   Ｔｉ≦０．３％、
   Ｚｒ≦０．１％、特に好ましくはＺｒ≦０．０５％、
   残りは、Ａｌおよび個別で最大０．０５％、全体で最大０．１５％の不可避不純物、
   を有することを特徴とする、請求項１または２に記載のアルミニウム材料。
4. 前記アルミニウム材料が直接的または間接的に材料結合型の接触をしている前記アルミニウムハンダ合金は、以下の重量％組成、
   ７．０％≦Ｓｉ≦１３．０％、
   Ｆｅ≦０．８％、
   Ｃｕ≦２．５％、
   Ｍｎ≦０．１％、
   Ｍｇ≦０．１％、
   Ｃｒ≦０．１％、
   Ｚｎ≦２．５％、
   Ｔｉ≦０．３％、
   Ｚｒ≦０．１％、
   残りは、Ａｌおよび個別で最大０．０５％、全体で最大０．１５％の不可避不純物、
   を有することを特徴とする、請求項１～３の何れか一項に記載のアルミニウム材料。
5. 前記アルミニウム材料は、アルミニウム複合材料（１ａ、１ｂ、１ｃ、１ｄ）のコア合金層として設計され、前記アルミニウム複合材料は、少なくとも１つの片側または両側の外側クラッド層（４）を含むことを特徴とする、請求項１～４の何れか一項に記載のアルミニウム材料。
6. 前記アルミニウム材料は、アルミニウム複合材料（１ａ、１ｂ、１ｃ、１ｄ）のコア合金層として設計され、前記アルミニウム複合材料は、アルミニウムハンダ合金を含む少なくとも１つの片側または両側の外側ハンダ層（３）を含むことを特徴とする、請求項１～５の何れか一項に記載のアルミニウム材料。
7. 前記少なくとも１つのハンダ層の厚さは、前記アルミニウム複合材料（１ａ、１ｂ、１ｃ、１ｄ）の３％～１５％であることを特徴とする、請求項６に記載のアルミニウム材料。
8. 前記アルミニウム複合材料（１’）は、前記コア層（２）の片側または両側に設けられた少なくとも１つのクラッド層（４）を含み、前記クラッド層（４）は、＜０．１重量％、好ましくは＜０．０５重量％のＭｇ含有量を有するアルミニウム合金を有することを特徴とする、請求項５～７の何れか一項に記載のアルミニウム材料。
9. 前記クラッド層（４）の前記アルミニウム合金は、以下の重量％組成、
   Ｓｉ≦１．０％、
   Ｆｅ≦２．０％、好ましくは０．１％≦Ｆｅ≦２．０％、
   Ｃｕ≦０．３％、
   Ｍｎ≦０．３％、
   Ｍｇ≦０．１％、好ましくは≦０．０５％、
   Ｃｒ≦０．１％、
   Ｚｎ≦２．０％、
   Ｔｉ≦０．３％、
   Ｚｒ≦０．２０％、
   残りは、Ａｌおよび個別で最大０．０５％、全体で最大０．１５％の不可避不純物、
   を有することを特徴とする、請求項５に記載のアルミニウム材料。
10. ハンダ付け後の前記クラッド層（４）の腐食電位は、前記アルミニウムコア合金層（２）の腐食電位より貴でなく、好ましくはハンダ付け後の前記クラッド層（４）と前記アルミニウムコア合金層（２）との間の電位差は、＞１０ｍＶであることを特徴とする、請求項５、８または９の何れか一項に記載のアルミニウム材料。
11. 前記クラッド層（４）は、前記アルミニウム複合材料（１’）全体の３％～１５％の厚さを有することを特徴とする、請求項５、８、９または１０の何れか一項に記載のアルミニウム材料。
12. ハンダ付け、好ましくはＣＡＢまたは真空ハンダ付けが少なくとも５８５℃のハンダ付け温度で行われる、ＡｌＭｇＳｉアルミニウム合金、特に請求項１～１１の何れか一項に記載のアルミニウム材料でできた構成部品の熱接合のための方法であって、ハンダ付け温度に加熱し保持した後に、前記構成部品は、少なくとも０．５℃／秒、少なくとも０．６６℃／秒または少なくとも０．７５℃／秒の平均冷却速度で前記ハンダ付け温度から２００℃に冷却され、前記熱的に接合された構成部品は、ハンダ付け後に人工時効されることを特徴とする方法。
13. 前記ハンダ付けされた構成部品の人工時効は、１００℃～２８０℃の間、好ましくは１４０℃～２５０℃の間、好ましくは１８０～２３０℃の間の温度で行われ、前記人工時効の継続時間は、１０分、好ましくは少なくとも３０分または少なくとも４５分であることを特徴とする、請求項１２に記載の方法。
14. バッテリー冷却プレート、熱交換器または自動車の構造用構成部品がハンダ付けされることを特徴とする、構成部品の熱接合のための請求項１２または１３に記載の方法。
15. バッテリー冷却プレート、熱交換器または自動車の構造用構成部品を製造するための、請求項１～１１の何れか一項に記載のアルミニウム材料の使用。
16. ハンダ付けされた構成部品であって、前記構成部品は、請求項１～１１の何れか一項に記載のアルミニウム材料を含む、バッテリー冷却プレートとして、自動車の構造用構成部品として、または熱交換器として設計された構成部品。

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