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WO2011155379A1 - アルミニウム銅クラッド材 - Google Patents

アルミニウム銅クラッド材 Download PDF

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WO2011155379A1
WO2011155379A1 PCT/JP2011/062651 JP2011062651W WO2011155379A1 WO 2011155379 A1 WO2011155379 A1 WO 2011155379A1 JP 2011062651 W JP2011062651 W JP 2011062651W WO 2011155379 A1 WO2011155379 A1 WO 2011155379A1
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WO
WIPO (PCT)
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aluminum
copper
layer
clad material
plate
Prior art date
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Ceased
Application number
PCT/JP2011/062651
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English (en)
French (fr)
Inventor
喜光 織田
石尾　雅昭
彰夫 橋本
建二 池内
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Proterial Metals Ltd
Original Assignee
Neomax Materials Co Ltd
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Publication date
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Priority to HK13104733.9A priority patent/HK1177716B/xx
Priority to US13/701,677 priority patent/US9266188B2/en
Priority to KR1020127029610A priority patent/KR101276496B1/ko
Priority to CN201180027789.4A priority patent/CN102947043B/zh
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    • Y10T428/1275—Next to Group VIII or IB metal-base component

Definitions

  • the present invention relates to an aluminum copper clad material in which an aluminum layer and a copper layer are diffusion bonded.
  • Lithium ion battery packs installed in hybrid vehicles and various electronic devices are used by connecting lithium ion batteries in series as necessary and further connecting battery groups connected in series in parallel. For this reason, many wiring materials which connect batteries are used.
  • the lithium ion battery has a positive electrode terminal made of an aluminum material and a negative electrode terminal made of a copper material.
  • the aluminum copper clad material with which the aluminum material and the copper material were joined as the raw material is used suitably for the wiring material provided for series connection. That is, the aluminum layer of the wiring material (lead wire) manufactured from the clad material is connected to the positive electrode terminal of one battery, and the copper layer is connected to the other negative electrode terminal.
  • the aluminum copper clad material is suitable not only as a battery connection wiring material but also as a capacitor wiring material, a material for an intermediate part for connecting a copper part on which a semiconductor element is mounted and an aluminum part such as a radiator. Used for.
  • the aluminum copper clad material is usually an aluminum plate that is the base of the aluminum layer and a copper plate that is the base of the copper layer, the superposed material is pressed through a rolling roll, and the obtained press contact material It is manufactured by subjecting to a diffusion annealing. Since the aluminum plate and the copper plate improve the press contact property, an annealed material is usually used. During the diffusion annealing, a brittle intermetallic compound layer formed of an Al—Cu intermetallic compound is inevitably formed at the boundary between the aluminum layer and the copper layer. When the annealing temperature is 350 ° C.
  • the formation and growth of the intermetallic compound layer becomes remarkable, so that it becomes difficult to control the thickness of the intermetallic compound layer by adjusting the holding time, and the bonding strength between the aluminum layer and the copper layer. Deteriorates. For this reason, conventionally, when an aluminum layer and a copper layer are directly joined, diffusion annealing has been performed under annealing conditions that are maintained at a low temperature of 300 ° C. or lower for several hours.
  • an aluminum copper clad material obtained by diffusion bonding an aluminum layer and a copper layer by diffusion annealing at a low temperature has a problem that sufficient bonding strength cannot be obtained.
  • an aluminum copper clad material that can be diffusion-annealed at a high temperature and has good bonding strength between the aluminum layer and the copper layer is disclosed in Japanese Patent Publication No. 62-46278 (Patent Document 1) and Japanese Patent Application Laid-Open No. 11-15695 ( This is proposed in Patent Document 2).
  • This clad plate is obtained by subjecting an aluminum layer and a copper layer to pressure contact with each other through a nickel layer and performing diffusion annealing.
  • the pressure contact material in which the aluminum layer, nickel layer and copper layer are laminated can be diffusion-annealed at high temperature, and diffusion The bonding strength of the annealed clad material is also improved.
  • the aluminum copper clad material provided with the nickel layer can obtain good bonding strength between the aluminum layer and the copper layer if the holding time is appropriate even at a high temperature of about 500 ° C. for diffusion annealing.
  • nickel it is necessary to provide an originally unnecessary nickel layer, and nickel has problems that it is inferior in conductivity and thermal conductivity as compared with aluminum and copper and is expensive.
  • the present invention has been made in view of such problems, and is capable of diffusion annealing at a high temperature, and without being provided with a nickel layer, an aluminum copper clad material excellent in bondability between an aluminum layer and a copper layer, and the production thereof It aims to provide a method.
  • the inventor directly press-contacts the aluminum layer and the copper layer, and by observing the structure of the interface portion between the aluminum layer and the copper layer in detail using an electron microscope, for the clad material diffusion-bonded at a low temperature, The reason why the bonding strength between the aluminum layer and the copper layer was not sufficient was investigated.
  • the intermetallic compound layer can be formed relatively thin, but there is a continuous thin film of aluminum oxide along the bonding interface in the intermetallic compound layer. It has been found that the aluminum layer and the copper layer are easy to peel along this continuous film.
  • the aluminum oxide film was presumed to be caused by aluminum oxide generated by natural oxidation on the surface of an aluminum plate used as a material for the aluminum layer when the clad material was manufactured. Based on the above knowledge, the present invention has been completed with the idea that the joining strength can be improved by dividing and dispersing the continuous film of aluminum oxide.
  • the aluminum copper clad material of the present invention is an aluminum copper clad material in which an aluminum layer and a copper layer are diffusion-bonded through an Al—Cu intermetallic compound layer, and the center of the copper layer in the thickness direction.
  • the average crystal grain size of the crystal grains in the portion is Dcc
  • the average crystal grain size in the vicinity of the interface in the copper layer 0.5 ⁇ m away from the interface between the copper layer and the intermetallic compound layer is Dcs ⁇ Dcs ⁇ 0.5 ⁇ Dcc, preferably Dcs ⁇ 0.4 ⁇ Dcc
  • the average thickness of the intermetallic compound layer is 0.5 ⁇ m to 10 ⁇ m, preferably 1.0 ⁇ m to 5.0 ⁇ m. .
  • the average crystal grain size of the crystal grains at the center in the thickness direction of the aluminum layer is Dac, and the interface between the aluminum layer and the intermetallic compound layer
  • the average crystal grain size in the vicinity of the interface in the aluminum layer separated by 0.5 ⁇ m is Das, it is possible to satisfy Das ⁇ 0.5 ⁇ Dac, preferably Das ⁇ 0.4 ⁇ Dac.
  • the intermetallic compound layer is set to a predetermined thickness that does not deteriorate the bonding strength.
  • the average crystal grain size Dcs in the vicinity of the copper layer interface is Dcs ⁇ 0.5 ⁇ Dcc, preferably Dcs ⁇ 0.4 ⁇ Dcc, or the average crystal grain size Das in the vicinity of the aluminum layer interface is Das ⁇ 0. 5 ⁇ Dac, preferably Das ⁇ 0.4 ⁇ Dac. That is, the crystal grains are refined at a predetermined ratio at the interface between the copper layer and the intermetallic compound layer or between the aluminum layer and the intermetallic compound layer as compared with the crystal grains in the central portion of the copper layer or the aluminum layer.
  • the annealing temperature during diffusion annealing is not limited to a low temperature.
  • the aluminum layer may be formed of pure aluminum or an aluminum alloy having a conductivity of 10% IACS or more
  • the copper layer may be formed of pure copper or a copper alloy having a conductivity of 10% IACS or more.
  • the conductivity of the clad material can be improved.
  • the thicknesses of the aluminum layer and the copper layer can be 0.1 to 2 mm, respectively.
  • the manufacturing method of this invention is a manufacturing method of the said aluminum copper clad material, Comprising: The preparatory process which prepares the aluminum plate which becomes the origin of the said aluminum layer, and the copper plate which becomes the origin of the said copper layer, and the prepared aluminum A pressure welding step in which the plate and the copper plate are overlapped and pressure-welded, and a diffusion annealing step in which the pressure-welded pressure-welded material is diffusion-annealed, and an average surface hardness of the pressure-contact side surface of the copper plate is Hc (Hv), When the average surface hardness of the material is Hca (Hv), Hc ⁇ 1.6 ⁇ Hca, preferably Hc ⁇ 1.7 ⁇ Hca, and the diffusion annealing is performed at an annealing temperature T (° C.) of 150 ° C.
  • tmin ⁇ 0.19 ⁇ T + 86
  • the conditions for the diffusion annealing are preferably such that the annealing temperature T (° C.) is 300 ° C. to 550 ° C., and the annealing time t (min) is in a range satisfying the following formula.
  • the average surface hardness of the pressure contact side surface of the copper layer is Ha (Hv)
  • the average surface hardness of the fully annealed material of the aluminum plate is Haa (Hv )
  • Ha ⁇ 1.6 ⁇ Haa preferably Ha ⁇ 1.7 ⁇ Haa.
  • the pressure hardness on the pressure contact side of a copper plate or an aluminum plate is set to Hc ⁇ 1.6 ⁇ Hca or Ha ⁇ 1.6 ⁇ Haa.
  • Metal having fine crystal grains formed in the vicinity of the interface between the copper layer and the aluminum layer so as to satisfy Dcs ⁇ 0.5 ⁇ Dcc or Das ⁇ 0.5 ⁇ Dac and having a thickness of 0.5 ⁇ m to 10 ⁇ m
  • An intermetallic compound layer can be formed.
  • the annealing temperature T (° C.) is more preferably 450 ° C. or higher and 550 ° C. or lower in terms of productivity. By setting such a relatively high annealing temperature, the annealing time can be shortened, and the productivity can be improved.
  • the aluminum plate may be formed of pure aluminum or an aluminum alloy having a conductivity of 10% IACS or more, and the copper plate may be formed of pure copper or a copper alloy having a conductivity of 10% IACS or more. A good clad material can be manufactured.
  • fine crystal grains are formed so as to satisfy a predetermined grain size ratio.
  • the crystal grains that make up the intermetallic compound layer during diffusion annealing also have fine and random crystal orientations, and the continuous film of aluminum oxide that has existed in the conventional intermetallic compound is divided and dispersed. can get.
  • the cladding material can be easily manufactured over a wide range of diffusion annealing temperatures from 150 ° C to 550 ° C.
  • the outstanding productivity can be obtained by performing diffusion annealing on the high temperature side of 450 degreeC or more.
  • the clad material is formed by press-contacting an aluminum layer 1 and a copper layer 2 and performing diffusion annealing to perform diffusion bonding.
  • an intermetallic compound layer 3 made of an Al—Cu based intermetallic compound mainly composed of Al and Cu is formed during diffusion bonding.
  • the intermetallic compound layer 3 has an average thickness of 0.5 ⁇ m to 10 ⁇ m, preferably 1.0 ⁇ m to 5.0 ⁇ m.
  • the plate thickness of the clad material is determined as necessary.
  • the aluminum layer 1 and the copper layer 2 are each set to about 0.1 mm to 2 mm. In many cases, both layers are set to substantially the same thickness.
  • the central portion in the thickness direction of the copper layer 2 is referred to as a copper layer central portion, and a portion 0.5 ⁇ m away from the interface between the copper layer 2 and the intermetallic compound layer 3 toward the copper layer side is referred to as a copper layer interface vicinity portion.
  • the central portion of the aluminum layer 1 in the thickness direction is referred to as an aluminum layer central portion, and a portion 0.5 ⁇ m away from the interface between the aluminum layer 1 and the intermetallic compound layer 3 toward the aluminum layer is near the aluminum layer interface. This is called the department.
  • the average crystal grain size in the central portion of the copper layer is represented by Dcc
  • Dcs the average crystal grain size in the vicinity of the copper layer interface
  • the average crystal grain size in the central portion of the aluminum layer is represented by Dac
  • the average crystal grain size in the vicinity of the aluminum layer interface is represented by Das.
  • the clad material according to the embodiment satisfies Dcs ⁇ 0.5 ⁇ Dcc, preferably Dcs ⁇ 0.4 ⁇ Dcc.
  • Das ⁇ 0.5 ⁇ Dac, preferably Das ⁇ 0.4 ⁇ Dac may be satisfied.
  • both the aluminum layer 1 and the copper layer 2 may satisfy the particle size conditions of Dcs and Das.
  • the reason why the vicinity of the copper layer interface is set at a position 0.5 ⁇ m away from the interface is to avoid the influence of the interface when measuring the crystal grain size.
  • the average crystal grain is determined from an average value of equivalent circle diameters of the crystal grains.
  • the equivalent circle diameter means a diameter of a circle assuming a crystal grain of a circular grain boundary having an area equal to the area of the crystal grain observed with a microscope.
  • the procedure for measuring the average crystal grain size will be described below using the copper layer 2 as an example.
  • An observation piece having a width of 10 mm was taken from the clad material, and as shown in FIG. 2, it was 0 on the center line (C1) of the thickness L of the copper layer 2 and from the interface line between the copper layer 2 and the intermetallic compound layer 3.
  • the average value of the equivalent circle diameter is Dcc.
  • an observation visual field having a width of 10 ⁇ m is defined so as to include the interface vicinity line C2, and the grain size of a crystal grain having a grain boundary intersecting with the interface vicinity line C2 is obtained as an equivalent circle diameter and included in the entire field of view.
  • Dcs be the average value of equivalent circle diameters of crystal grains.
  • the average thickness of the intermetallic compound layer 3 is the average value of the thicknesses measured at five observation sites set in the width direction, excluding the ends, as in the measurement of the average crystal grain size.
  • the grain size (equivalent circle diameter) and the average value of the crystal grains in the central part and in the vicinity of the interface can be obtained by analyzing the image observed with a TEM (transmission electron microscope) using computer software.
  • the average crystal grain size Dcs in the vicinity of the copper layer interface is set to Dcs ⁇ 0.5 ⁇ Dcc, preferably Dcs ⁇ 0.4 ⁇ Dcc, as described above. That is, the particle size ratio Dcs / Dcc in the vicinity of the interface with respect to the center is 0.5 or less, preferably 0.4 or less.
  • FIG. 3 shows a schematic cross-sectional view when the interface portion of the copper layer 3 is not miniaturized.
  • the aluminum oxide continuous film F present in the intermetallic compound layer 3 remains without being divided. For this reason, the aluminum layer 1 and the copper layer 2 are easily peeled off, and the bonding strength is deteriorated.
  • the thickness of the intermetallic compound layer 3 also affects the bonding strength. If the thickness of the intermetallic compound layer 3 is as small as less than 0.5 mm, the growth of the intermetallic compound is insufficient during the diffusion annealing, the continuous film of aluminum oxide is not sufficiently divided, and the bonding strength is deteriorated. Become. On the other hand, when the thickness exceeds 10 ⁇ m, the intermetallic compound is a brittle material, and microcracks generated in the intermetallic compound layer tend to be continuous cracks, so that the bonding strength also deteriorates. Therefore, the thickness of the intermetallic compound layer 3 is set to 0.5 ⁇ m to 10 ⁇ m, preferably 1.0 to 7.5 ⁇ m, more preferably 1.0 to 5.0 ⁇ m.
  • an Al alloy containing 50 mass% or more of Al can be used.
  • the clad material is a conductive material, it is desirable to use pure Al or an Al alloy having a conductivity of 10% IACS or more, preferably 20% or more as the aluminum material.
  • % IACS International Annealed Copper Standard
  • the conductivity (% IACS) of a material is calculated by the following formula. For example, pure Cu is 100% and pure Al is 65%.
  • Conductivity (% IACS) (A / B) ⁇ 100
  • B Volume resistivity of a certain material
  • the aluminum material having good conductivity is preferably 90 mass% (hereinafter simply referred to as “%”) or more, more preferably 95.
  • % aluminum materials of A1050, A1060, A1070, A1080, A1100, A1200, A3003, A5005, A5052, A6063, and A6101 specified in JIS can be exemplified.
  • the A5005 alloy is a solid solution strengthened alloy of Al- (0.5 to 1.1%) Mn and has a conductivity of 52%.
  • a Cu alloy containing 50 mass% or more of Cu can be used in addition to pure Cu.
  • the copper material is preferably pure Cu such as oxygen-free copper, tough pitch copper, or phosphorus deoxidized copper, or a Cu alloy having a conductivity of 10% or more, preferably 20% or more. Since the Cu alloy has a higher conductivity as the Cu content is higher, a Cu alloy with a Cu content of preferably 90% or more, more preferably 95% or more is desirable.
  • Cu alloys examples include C1020, C1100, C1201, and C14500 Cu alloys specified in JIS, as well as Cu—Be alloys and Cu—Cr alloys that conform to JISZ3234 (copper alloy electrode material).
  • Other applicable Cu alloys include Cu-2% Ni alloy (conductivity 33%), Cu-6% Ni alloy (conductivity 17%), Cu-9.5% Ni alloy (conductivity 11%), Cu-30% Zn alloy (conductivity 27.4%), Cu-34% Zn alloy (conductivity 26.5%), Cu-Fe-P (Fe + P: 0.13%) alloy (conductivity 93%) Cu-Fe-P (Fe + P: 2.48%) alloy (conductivity 69%), Cu-0.2% Zr alloy (conductivity 93%).
  • an aluminum plate as a base for the aluminum layer 1 and a copper plate as a base for the copper layer 2 are prepared (this step is referred to as a preparation step).
  • the prepared aluminum plate and the copper plate are overlapped, and the overlapped material is passed through a rolling roll and pressed and pressed (this step is referred to as a pressing step).
  • the pressing is performed by one rolling, and the rolling reduction is about 45 to 70%, preferably 50 to 60%.
  • the pressure contact material is subjected to diffusion annealing (this process is called diffusion annealing process).
  • the surface hardness of the pressure-contact side surface of the copper plate prepared in the preparation step is increased. That is, Hc ⁇ ⁇ 1.6 ⁇ Hca, preferably Hc ⁇ 1.
  • Hc (Hv) is the average surface hardness of the bonding side surface of the copper plate
  • Hca (Hv) is the average surface hardness of the fully annealed material of the copper plate. 7 ⁇ Hca, more preferably Hc ⁇ 1.8 ⁇ Hca.
  • Hc is less than 1.6 ⁇ Hca, crystal grain refinement at the joint side interface portion is insufficient, and as a result, it becomes difficult to refine the intermetallic compound layer during diffusion annealing, and the cladding material is joined. Strength decreases.
  • the fully annealed material refers to a state in which the working strain introduced into the material has completely disappeared by recrystallization, and the complete anneal is, for example, 3 of the melting point (temperature at which a liquid phase is generated) of a copper material that uses the annealing temperature. / 4 and the retention time is about 3 minutes.
  • the reason why Hc is defined with respect to Hca of the fully annealed material is that the hardness of the base differs depending on the type of copper material forming the copper plate, and the surface hardness value to be secured also differs. Specifically, when the material of the copper plate is pure Cu (Cu ⁇ 99.9%), the average surface hardness of the copper plate completely annealed at 812 ° C.
  • the average surface of the bonding side surface of the aluminum plate is the same as the case where the bonding interface portion of the copper layer is made fine.
  • Ha hardness
  • Haa average surface hardness of the fully annealed aluminum plate
  • Ha ⁇ 1.6 ⁇ Haa preferably Ha ⁇ 1.7 ⁇ Haa, more preferably Hc ⁇ It may be 1.8 ⁇ Hca.
  • the material of the aluminum plate is pure Al (Al ⁇ 99.5%)
  • the average surface hardness of the aluminum plate completely annealed at 495 ° C. for 3 minutes is about Hv20.
  • Ha may be set to Hv32 or higher, preferably Hv34 or higher, more preferably Hv36.
  • the annealing temperature of the diffusion annealing is 150 ° C. to 550 ° C.
  • the temperature is lower than 150 ° C., the formation and growth of the intermetallic compound layer is remarkably reduced, and the intermetallic compound layer having a necessary thickness cannot be obtained.
  • the temperature exceeds 550 ° C., the growth of the intermetallic compound becomes remarkable, so that it becomes difficult to control the thickness, and an intermetallic compound layer having a predetermined thickness cannot be obtained.
  • the tendency for the crystal grain in a junction side interface part to coarsen arises.
  • a preferable annealing temperature is 300 ° C. to 550 ° C., more preferably 450 ° C. to 550 ° C.
  • the holding time t (min) at the annealing temperature (T ° C.) is given by the following equation. This equation is obtained by subjecting a pressure-bonding material in which an aluminum plate and a copper plate are pressed to each other to diffusion annealing at various holding times (annealing time) at an annealing temperature of 150 ° C. to 550 ° C. The result is obtained. If it is less than tmin, the thickness of the intermetallic compound layer becomes insufficient. On the other hand, if it exceeds tmax, the thickness of the intermetallic compound layer becomes excessive, and the crystal grains become coarse.
  • tmax and tmin are preferably set so as to satisfy the following formulas.
  • the annealing temperature is preferably 300 ° C. to 550 ° C., more preferably 450 ° C. to 550 ° C.
  • Table 1 shows the average surface hardness on the pressure contact side of the base plate before press contact with the material of the base plate (aluminum plate, copper plate) for the clad material of each sample.
  • the average surface hardness marked with “*” is obtained by cold rolling a fully annealed material to harden the surface.
  • the average surface hardness is an average value of the surface hardness measured at five measurement sites provided at equal intervals in the plate width direction excluding the end portion.
  • the measurement load of the surface hardness (Vickers hardness) was 300 g.
  • the symbol (number) of the aluminum material of the base plate shown in Table 1 is a material symbol defined in JIS, “A1050” is pure Al (Al: 99.50 mass%), “A3003” is a corrosion-resistant aluminum alloy (Al: 96.75 mass%), “A5052” is a corrosion-resistant aluminum alloy (Al: 95.75 mass%), and “A2014” is a high-strength aluminum alloy (Al: 90.25 mass%).
  • the symbols of the copper materials are “OFC” for oxygen-free copper, “TPC” for tough pitch copper, “PDC” for phosphorus deoxidized copper, and brass for Zn content of 30%.
  • the pressure contact material was subjected to diffusion annealing under the conditions shown in Table 1 to obtain a clad material.
  • the annealing conditions are shown in the graph of FIG.
  • “ ⁇ ” indicates an example that satisfies the invention conditions
  • “X” indicates an example that does not satisfy the invention conditions.
  • the annealing temperature T (° C.) is used as a variable, and the upper limit formula A1, the lower limit formula A2 (where t ⁇ 0.5), the preferred upper limit formula B1, and the preferred lower limit formula for the annealing time t (min) shown below.
  • a straight line indicating B2 (however, t ⁇ 1.0) is also described.
  • A1 ⁇ 1.03 ⁇ T + 567
  • A2 ⁇ 0.19 ⁇ T + 86
  • the length of the laminated portion W in which both layers are joined to the central portion in the length direction of the aluminum layer 1 and the copper layer 2 is 1 mm.
  • a tensile test piece having a slit S having a width of 0.25 mm was manufactured.
  • the tensile test piece was pulled at a speed of 1 mm / min until it broke, and the bonding strength per 1 cm width and the fracture site were examined.
  • peeling in the breaking mode means peeling at the bonding interface portion of the laminated portion W and breaking
  • Al breaking means breaking at the slit portion of the aluminum layer.
  • Specimen No. 2 was obtained by curing the pressure-contact surface of the aluminum plate. However, since the degree of curing is too small, Das / Dac is larger than 0.5. For this reason, good bondability was not obtained, and peeling occurred at the bonding interface. Similarly, Sample No. 5 also had insufficient curing on the pressure-contacting surface of the copper plate, resulting in a decrease in bonding strength and peeling at the interface. Sample Nos. 16 and 17 sufficiently cured the pressure-contact surface of the copper plate, but the diffusion annealing conditions were inappropriate, so the thickness of the intermetallic compound layer was too small or too large. It broke.
  • the thickness of the intermetallic compound layer is in the range of 0.5 ⁇ m to 10 ⁇ m and Das / Dac or Dcs / Dcc, or Das / Dac and Dcs / Dcc is 0. Since it was 5 or less, the joining strength was 392 N / cm or more, all the fractures occurred in the aluminum layer, and no peeling occurred at the joining interface.

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Abstract

　本発明に係るクラッド材は、アルミニウム層（１）と銅層（２）とがＡｌ－Ｃｕ系金属間化合物層（３）を介して拡散接合されたものである。前記銅層（２）の厚さ方向の中心部Ｃ１における結晶粒の平均結晶粒径をＤcc とし、前記銅層（２）と金属間化合物層（３）との界面から０．５μm 離れた銅層内の界面近傍部Ｃ２の平均結晶粒径をＤcs とするとき、Ｄcs≦０．５×Ｄcc とされる。かつ前記金属間化合物層（３）の平均厚さは０．５μm ～１０μm とされる。

Description

アルミニウム銅クラッド材
　本発明は、アルミニウム層と銅層とが拡散接合されたアルミニウム銅クラッド材に関する。
　ハイブリット車や各種電子機器に搭載されるリチウムイオン電池パックは、必要に応じてリチウムイオン電池が直列に接続され、さらに直列接続された電池群が並列に接続されて使用される。このため、電池同士を接続する配線材が多数使用される。リチウムイオン電池は、正極端子がアルミニウム材で、負極端子が銅材で形成される。このため、直列接続に供される配線材は、その素材としてアルミニウム材と銅材とが接合されたアルミニウム銅クラッド材が好適に用いられる。すなわち、前記クラッド材から製作された配線材（リード線）のアルミニウム層が一方の電池の正極端子に、その銅層が他方の負極端子に接続される。このような接続を行うことで、電極端子部での電気的腐食を防止することができ、また電極端子と配線材とを抵抗溶接や超音波溶接等により容易に接合することができるようになる。
　また、前記アルミニウム銅クラッド材は、電池接続用の配線材のほか、キャパシターの配線材、半導体素子を搭載する銅部と放熱器などのアルミニウム部とを接続するための中間部品などの素材として好適に用いられる。
　前記アルミニウム銅クラッド材は、通常、アルミニウム層の元になるアルミニウム板と、銅層の元になる銅板とを重ね合わせ、その重ね合わせ材を圧延ロールに通して圧接し、さらに得られた圧接材に拡散焼鈍を施すことによって製造される。前記アルミニウム板、銅板は圧接性を向上させるため、通常、焼鈍材が用いられる。前記拡散焼鈍の際、アルミニウム層と銅層との境界には、Ａｌ－Ｃｕ系金属間化合物で形成された脆い金属間化合物層が不可避的に生成する。焼鈍温度が３５０℃以上になると、前記金属間化合物層の生成、成長が著しくなるため、保持時間の調整による金属間化合物層の厚さ制御が困難になり、アルミニウム層と銅層との接合強度が劣化する。このため、従来、アルミニウム層と銅層とを直に接合する場合、拡散焼鈍は３００℃以下の低温で、数時間保持する焼鈍条件の下で実施されていた。
　しかし、上記のように、低温での拡散焼鈍によりアルミニウム層と銅層とを拡散接合したアルミニウム銅クラッド材は、十分な接合強度が得られないという問題がある。このため、高温で拡散焼鈍することができ、アルミニウム層と銅層との接合強度も良好なアルミニウム銅クラッド材が特公昭６２－４６２７８号公報（特許文献１）や特開平１１－１５６９９５号公報（特許文献２）で提案されている。このクラッド板は、アルミニウム層と銅層とをニッケル層を介して一体的に圧接し、拡散焼鈍が施されたものである。銅とニッケル、ニッケルとアルミニウムは拡散焼鈍の際に金属間化合物が生成し難いため、アルミニウム層、ニッケル層及び銅層が積層された圧接材は、高温で拡散焼鈍されることができ、また拡散焼鈍されたクラッド材の接合強度も改善される。
特公昭６２－４６２７８号公報 特開平１１－１５６９９５号公報
　上記ニッケル層を設けたアルミニウム銅クラッド材は、拡散焼鈍温度が５００℃程度の高温でも保持時間が適切であれば、良好なアルミニウム層と銅層との接合強度が得られる。しかし、本来不要なニッケル層を設ける必要があり、ニッケルはアルミニウムや銅に比べて導電性、熱伝導性が劣り、また高価である、という問題がある。
　本発明はかかる問題に鑑みなされたものであり、高温での拡散焼鈍が可能であり、またニッケル層を設けることなく、アルミニウム層と銅層との接合性に優れたアルミニウム銅クラッド材およびその製造方法を提供することを目的とする。
　本発明者は、アルミニウム層と銅層とを直接圧接し、低温で拡散接合したクラッド材について、そのアルミニウム層と銅層との界面部の組織を電子顕微鏡を用いて詳細に観察することによって、前記アルミニウム層と銅層との接合強度が十分でない理由を調べた。その結果、低温で拡散焼鈍した場合、金属間化合物層を比較的薄く形成することができるものの、金属間化合物層の中に接合界面に沿って極薄い酸化アルミニウムの連続膜が存在すること、またアルミニウム層と銅層とがこの連続膜に沿って剥離し易いことが見出された。前記酸化アルミニウム膜は、クラッド材の製造の際に、アルミニウム層の素材として用いられたアルミニウム板の表面に自然酸化によって生成した酸化アルミニウムに起因するものと推測された。本発明は、前記知見に基づき、前記酸化アルミニウムの連続膜を分断、分散させることにより接合強度を向上させることができる、との着想に得て、完成されたものである。
　すなわち、本発明のアルミニウム銅クラッド材は、アルミニウム層と銅層とがＡｌ－Ｃｕ系金属間化合物層を介して拡散接合されたアルミニウム銅クラッド材であって、前記銅層の厚さ方向の中心部における結晶粒の平均結晶粒径をＤccとし、前記銅層と金属間化合物層との界面から０．５μm 離れた銅層内の界面近傍部の平均結晶粒径をＤcsとするとき、Ｄcs≦０．５×Ｄcc、好ましくはＤcs≦０．４×Ｄccとされ、かつ前記金属間化合物層の平均厚さが０．５μm ～１０μm 、好ましくは１．０μm ～５．０μm とされたものである。
　前記銅層界面部の平均結晶粒径Ｄcsの規定に代えて、前記アルミニウム層の厚さ方向の中心部における結晶粒の平均結晶粒径をＤacとし、前記アルミニウム層と金属間化合物層との界面から０．５μm 離れたアルミニウム層内の界面近傍部の平均結晶粒径をＤasとするとき、Ｄas≦０．５×Ｄac、好ましくはＤas≦０．４×Ｄacとすることができる。
　本発明のクラッド材によると、金属間化合物層は接合強度が劣化しない所定の厚さに設定されている。さらに銅層界面近傍部の平均結晶粒径ＤcsがＤcs≦０．５×Ｄcc、好ましくはＤcs≦０．４×Ｄccとされ、あるいはアルミニウム層界面近傍部の平均結晶粒径ＤasがＤas≦０．５×Ｄac、好ましくはＤas≦０．４×Ｄacとされている。すなわち、銅層と金属間化合物層あるいはアルミニウム層と金属間化合物層との界面部において結晶粒が銅層あるいはアルミニウム層の中心部の結晶粒に比して所定の割合で微細化されている。その結果、拡散焼鈍の際に、銅層あるいはアルミニウム層の界面部に存在する、微細で結晶方位がランダムな結晶粒からその結晶粒が微細で、結晶方位もランダムなＡｌ－Ｃｕ系金属間化合物が生成する。このため、アルミニウム層の素材表面に存在した酸化アルミニウムの連続膜が、微細でランダムな方位に成長する金属間化合物によって分断、分散される。それ故、前記酸化アルミニウムの連続膜に起因する剥離が抑制され、前記アルミニウム層と銅層との接合強度が向上する。また拡散焼鈍の際に、金属間化合物は、銅層あるいはアルミニウム層の界面部の微細な結晶粒を起点として成長するため、金属間化合物の生成に寄与する原子の拡散がある程度抑制される。このため、拡散焼鈍が４５０℃～５５０℃程度の高温で行われても保持時間を適切に制御することにより所定厚さの金属間化合物層を容易に形成することができる。従って、拡散焼鈍の際の焼鈍温度は低温に制約されない。
　上記クラッド材において、前記アルミニウム層を純アルミニウム又は導電率が１０％ＩＡＣＳ以上のアルミニウム合金で形成し、前記銅層を純銅又は導電率が１０％ＩＡＣＳ以上の銅合金で形成することができる。このようなアルミニウム材、銅材を用いることにより、クラッド材の導電性を良好にすることができる。また、前記アルミニウム層および銅層の厚さをそれぞれ０．１～２mmとすることができる。かかる厚さのクラッド材を加工することにより、汎用性のある配線材を提供することができる。
　また、本発明の製造方法は、上記アルミニウム銅クラッド材の製造方法であって、前記アルミニウム層の元になるアルミニウム板と前記銅層の元になる銅板とを準備する準備工程と、準備したアルミニウム板と銅板とを重ね合わせて圧接する圧接工程と、圧接した圧接材を拡散焼鈍する拡散焼鈍工程を備え、前記銅板の圧接側表面の平均表面硬度をＨc （Ｈｖ）とし、前記銅板の完全焼鈍材の平均表面硬度をＨca（Ｈｖ）とするとき、Ｈc ≧１．６×Ｈca、好ましくはＨc ≧１．７×Ｈcaとし、前記拡散焼鈍は、焼鈍温度Ｔ（℃）を１５０℃～５５０℃とし、焼鈍時間ｔ（min ）を下記式を満足する範囲とするものである。
ｔmin ≦ｔ≦ｔmax 
ｔmax ＝－１．０３×Ｔ＋５６７
－０．１９×Ｔ＋８６＜０．５のとき、ｔmin ＝０．５
－０．１９×Ｔ＋８６≧０．５のとき、ｔmin ＝－０．１９×Ｔ＋８６
　前記拡散焼鈍の条件は、前記焼鈍温度Ｔ（℃）を３００℃～５５０℃とし、焼鈍時間ｔ（min ）は下記式を満足する範囲とすることが好ましい。
ｔmin ≦ｔ≦ｔmax 
ｔmax ＝－０．９０×Ｔ＋４７８
－０．３６×Ｔ＋１６８＜１のとき、ｔmin ＝１．０
－０．３６×Ｔ＋１６８≧１．０のとき、ｔmin ＝－０．３６×Ｔ＋１６８
　前記銅層の圧接側表面の平均表面硬度の規定に代えて、前記アルミニウム板の圧接側表面の平均表面硬度をＨa （Ｈｖ）とし、前記アルミニウム板の完全焼鈍材の平均表面硬度をＨaa（Ｈｖ）とするとき、Ｈa ≧１．６×Ｈaa、好ましくはＨa ≧１．７×Ｈaaとすることができる。
　このクラッド材の製造方法によると、銅板あるいはアルミニウム板の圧接側表面硬度をＨc ≧１．６×ＨcaあるいはＨa ≧１．６×Ｈaaにしておくので、上記所定条件で拡散焼鈍を施すことにより、銅層およびアルミニウム層の界面近傍部に前記Ｄcs≦０．５×ＤccあるいはＤas≦０．５×Ｄacを満足するように微細な結晶粒が生成し、かつ厚さが０．５μm ～１０μm の金属間化合物層を形成することができる。
　上記クラッド材の製造方法において、焼鈍温度Ｔ（℃）は４５０℃以上、５５０℃以下とすることが生産性の点でより好ましい。このような比較的高温の焼鈍温度に設定することによって、焼鈍時間を短縮することができ、生産性を向上させることができる。また、前記アルミニウム板を純アルミニウム又は導電率が１０％ＩＡＣＳ以上のアルミニウム合金で形成し、前記銅板を純銅又は導電率が１０％ＩＡＣＳ以上の銅合金で形成することができ、これによって導電性の良好なクラッド材を製造することができる。
　上記のとおり、本発明のアルミニウム銅クラッド材によれば、金属間化合物層と銅層あるいは金属間化合物層とアルミニウム層の界面部に、銅層あるいはアルミニウム層の中心部の平均結晶粒径に対して所定の粒径比を満足するように微細な結晶粒が形成される。これによって拡散焼鈍の際に金属間化合物層を構成する結晶粒も微細かつランダムな結晶方位となり、従来金属間化合物中に存在した酸化アルミニウムの連続膜が分断、分散するため、優れた接合強度が得られる。また、本発明の製造方法によれば、拡散焼鈍温度が１５０℃から５５０℃の広範囲にわたって上記クラッド材を容易に製造することができる。また、４５０℃以上の高温側で拡散焼鈍を施すことにより、優れた生産性を得ることができる。
実施形態に係るアルミニウム銅クラッド材の部分断面説明図である。 実施形態に係るクラッド材の拡大部分断面説明図である。 銅層界面部に微細な結晶粒が存在しないアルミニウム銅クラッド材の拡大部分断面説明図である。 実施例における焼鈍温度と焼鈍時間（保持時間）との関係を示すグラフである。 クラッド材の引張試験片の要部斜視図である。
１　アルミニウム層
２　銅層
３　金属間化合物層
　以下、図面を参照して本発明の実施形態にかかるクラッドを説明する。このクラッド材は、図１に示すように、アルミニウム層１と銅層２とが圧接され、拡散焼鈍が施されて拡散接合されたものである。アルミニウム層１と銅層２の間には、拡散接合の際に形成された、Ａｌ及びＣｕを主成分とするＡｌ－Ｃｕ系金属間化合物で形成された金属間化合物層３が介在している。前記金属間化合物層３は、平均厚さが０．５μm ～１０μm 、好ましくは１．０μm ～５．０μm とされている。前記クラッド材の板厚は必要に応じて決定されるが、クラッド材を配線材などの導電性接続材の素材とする場合、アルミニウム層１、銅層２はそれぞれ０．１mm～２mm程度に設定され、また両層はほぼ同厚に設定される場合が多い。
　前記銅層２の厚さ方向の中心部を銅層中心部といい、前記銅層２と金属間化合物層３との界面から銅層側に０．５μm 離れた部分を銅層界面近傍部という。また、前記アルミニウム層１の厚さ方向の中心部をアルミニウム層中心部といい、前記アルミニウム層１と金属間化合物層３との界面からアルミニウム層側に０．５μm 離れた部分をアルミニウム層界面近傍部という。また、前記銅層中心部における平均結晶粒径をＤccで、前記銅層界面近傍部における平均結晶粒径をＤcsで表すこととする。同様に、前記アルミニウム層中心部における平均結晶粒径をＤacで、前記アルミニウム層界面近傍部における平均結晶粒径をＤasで表すこととする。実施形態に係るクラッド材は、Ｄcs≦０．５×Ｄcc、好ましくはＤcs≦０．４×Ｄccを満足する。あるいはＤas≦０．５×Ｄac、好ましくはＤas≦０．４×Ｄacを満足するようにしてもよい。さらに、アルミニウム層１及び銅層２の両層が上記Ｄcs及びＤasの粒径条件を満足するようにしてもよい。前記銅層界面近傍部を界面から０．５μm 離れた位置に設定したのは、結晶粒径の測定に際して界面の影響を避けるためである。また、前記平均結晶粒は、結晶粒の円相当径の平均値から求めることとする。円相当径とは、顕微鏡観察された結晶粒の面積と等しい面積を有する円形粒界の結晶粒を仮定し、その円の直径を意味する。
　前記平均結晶粒径の測定要領を銅層２の場合を例として以下説明する。クラッド材から幅１０mmの観察片を採取し、図２に示すように、銅層２の厚さＬの中心線（Ｃ１）上に、また銅層２と金属間化合物層３の界面線から０．５μm 隔たったところに設定した界面近傍線（Ｃ２）上に、端部を除き、幅方向に等間隔にそれぞれ５箇所の観察部位を設定する。そして、前記中心線Ｃ１を含むように、幅が１０μm の観察視野を定め、前記中心線Ｃ１と交差する粒界を有する結晶粒の粒径を円相当径として求め、全視野に含まれる結晶粒の円相当径の平均値をＤccとする。同様に、前記界面近傍線Ｃ２を含むように、幅が１０μm の観察視野を定め、前記界面近傍線Ｃ２と交差する粒界を有する結晶粒の粒径を円相当径として求め、全視野に含まれる結晶粒の円相当径の平均値をＤcsとする。また、前記金属間化合物層３の平均厚さは、平均結晶粒径の測定と同様、端部を除き、幅方向に設定した５箇所の観察部位で測定した厚さの平均値とする。前記中心部や界面近傍部の結晶粒の粒径（円相当径）やその平均値は、ＴＥＭ（透過電子顕微鏡）によって観察した画像をコンピュータソフトを用いて画像解析することによって求めることができる。
　前記銅層界面近傍部の平均結晶粒径Ｄcsは、上記のとおり、Ｄcs≦０．５×Ｄcc、好ましくはＤcs≦０．４×Ｄccに設定される。すなわち中心部に対する界面近傍部の粒径比Ｄcs／Ｄccが０．５以下、好ましくは０．４以下である。これは銅層２の界面近傍部ひいては界面に銅層２の中心部に対して微細化した結晶粒が存在することを意味する。銅層２の界面に微細化した結晶粒が存在すると、拡散焼鈍の際に、互いに圧接されたアルミニウム層と銅層との境界から生成する金属間化合物層の結晶粒も微細化され、ランダムな方位に成長する。このため、拡散焼鈍前にアルミニウム層の界面に自然酸化によって連続膜状に存在した酸化アルミニウム膜は分断されて分散するようになる。その結果、酸化アルミニウムの連続膜に起因する剥離や破断が抑制され、接合強度が向上する。比較のため、銅層３の界面部を微細化しない場合の断面模式図を図３に示す。この場合、銅層２の界面に微細な結晶粒が存在しないため、金属間化合物層３の中に存在した酸化アルミニウムの連続膜Ｆが分断されずに残存した状態となる。このためアルミニウム層１と銅層２とが剥離し易くなり、接合強度が劣化する。
　アルミニウム層界面近傍部の平均結晶粒径ＤasをＤas≦０．５×Ｄac、好ましくはＤas≦０．４×Ｄacに設定した場合も、上記と同様のメカニズムで金属間化合物層３が微細化され、ランダムな結晶方位をとるようになるため、接合強度が向上する。
　前記金属間化合物層３の厚さも、接合強度に影響を与える。金属間化合物層３の厚さが０．５mm未満と小さいと、拡散焼鈍の際に金属間化合物の成長が不足し、酸化アルミニウムの連続膜が十分に分断されず、接合強度が劣化するようになる。他方、１０μm を越えるようになると、金属間化合物は脆い材質であり、金属間化合物層に生じたミクロクラックが連続クラックになり易いため、やはり接合強度が劣化するようになる。このため、金属間化合物層３の厚さは、０．５μm ～１０μm 、好ましくは１．０～７．５μm 、より好ましくは１．０～５．０μm に設定される。
　前記アルミニウム層を形成するアルミニウム材としては、純Ａｌのほか、Ａｌを５０mass％以上含むＡｌ合金を用いることができる。クラッド材を導電性材料とする場合、アルミニウム材としては、純Ａｌあるいは導電率が１０％ＩＡＣＳ以上、好ましくは２０％以上のＡｌ合金を用いることが望ましい。以下、導電率の「％ＩＡＣＳ（International Annealed Copper Standard）」は単に「％」と表示する。ある材料の導電率（％ＩＡＣＳ）は下記式によって算出される。例えば、純Ｃｕは１００％、純Ａｌは６５％である。
導電率（％IACS）＝（Ａ／Ｂ）×１００
Ａ：標準軟銅（純銅）の体積抵抗率（1.7241μΩ・cm）
Ｂ：ある材料の体積抵抗率
　アルミニウム材のＡｌ含有量が高いほど導電率も高くなるため、良好な導電性を備えたアルミニウム材としては、好ましくは９０mass％（以下、単に「％」と表示する。）以上、より好ましくは９５％以上の純ＡｌあるいはＡｌ合金が望ましい。具体的には、ＪＩＳに規定されたＡ１０５０、Ａ１０６０、Ａ１０７０、Ａ１０８０、Ａ１１００、Ａ１２００、Ａ３００３、Ａ５００５、Ａ５０５２、Ａ６０６３、Ａ６１０１のアルミニウム材を例示することができる。例えば、前記Ａ５００５合金は、Ａｌ－（０．５～１．１％）Ｍｎの固溶強化型合金であり、導電率は５２％である。その他、適用可能なＡｌ合金として、Ａｌ－（４～５％）Ｍｇ合金（ＪＩＳＡ５０８２、導電率約２９％）、Ａｌ－（５～６％）Ｃｕ合金（ＪＩＳＡ２０１１、導電率約３９％）、Ａｌ－（３．５～４．５％）Ｃｕ－（０．４～１．０％）Ｍｎ－（０．２～０．８％）Ｍｇ（ＪＩＳＡ２０１７、ジュラルミン、導電率約５０％）、Ａｌ－（３．９～５．０％）Ｃｕ－（０．５～１．２％）Ｓｉ－（０．４０～１．２％）Ｍｎ－（０．２０～０．８％）Ｍｇ（ＪＩＳＡ２０１４、導電率約５０％）、Ａｌ－（３．８～４．９％）Ｃｕ－（０．３～０．９％）Ｍｎ－（１．２～１．８％）Ｍｇ（ＪＩＳＡ２０２４、超ジュラルミン、導電率約３０％）、Ａｌ－（１１～１３．５％）Ｓｉ－（０．８～１．３％）Ｍｇ（ＪＩＳＡ４０３２、導電率約４０％）を例示することができる。
　また、前記銅層２を形成する銅材としては、純Ｃｕのほか、Ｃｕを５０mass％以上含むＣｕ合金を用いることができる。クラッド材を導電性材料とする場合、銅材としては、無酸素銅、タフピッチ銅、リン脱酸銅などの純Ｃｕ、あるいは導電率が１０％以上、好ましくは２０％以上のＣｕ合金が好ましい。前記Ｃｕ合金は、Ｃｕ含有量が高いほど導電率も高くなるため、Ｃｕ量が好ましくは９０％以上、より好ましくは９５％以上のＣｕ合金が望ましい。このようなＣｕ合金としては、ＪＩＳに規定されたＣ１０２０、Ｃ１１００、Ｃ１２０１、Ｃ１４５００のＣｕ合金のほか、ＪＩＳＺ３２３４（銅合金電極材）に適合するＣｕ－Ｂｅ合金，Ｃｕ－Ｃｒ合金を挙げることができる。その他、適用可能なＣｕ合金として、Ｃｕ－２％Ｎｉ合金（導電率３３％）、Ｃｕ－６％Ｎｉ合金（導電率１７％）、Ｃｕ－９．５％Ｎｉ合金（導電率１１％）、Ｃｕ－３０％Ｚｎ合金（導電率２７．４％）、Ｃｕ－３４％Ｚｎ合金（導電率２６．５％）、Ｃｕ－Ｆｅ－Ｐ（Ｆｅ＋Ｐ：０．１３％）合金（導電率９３％）、Ｃｕ－Ｆｅ－Ｐ（Ｆｅ＋Ｐ：２．４８％）合金（導電率６９％）、Ｃｕ－０．２％Ｚｒ合金（導電率９３％）を例示することができる。
　次に、上記クラッド材の製造方法について説明する。先ず前記アルミニウム層１の元になるアルミニウム板と前記銅層２の元になる銅板とを準備する（この工程を準備工程という）。次に、準備したアルミニウム板と銅板とを重ね合わせて、重ね合わせ材を圧延ロールに通して圧下して圧接する（この工程を圧接工程という）。通常、圧接は１回の圧延によって行われ、圧下率は４５～７０％程度、好ましくは５０～６０％とされる。圧接した後、その圧接材に拡散焼鈍を施す（この工程を拡散焼鈍工程という）。
　クラッド材の銅層２の接合側界面部の結晶粒をその中心部に対して微細化するには、前記準備工程において準備する銅板の圧接側表面の表面硬度を高くする。すなわち、銅板の接合側表面の平均表面硬度をＨc （Ｈｖ）、当該銅板の完全焼鈍材の平均表面硬度をＨca（Ｈｖ）とするとき、Ｈc ≧１．６×Ｈca、好ましくはＨc ≧１．７×Ｈca、より好ましくはＨc ≧１．８×Ｈcaとする。Ｈc が１．６×Ｈca未満になると、接合側界面部での結晶粒の微細化が不足し、その結果、拡散焼鈍の際に金属間化合物層の微細化が困難になり、クラッド材の接合強度が低下する。
　前記完全焼鈍材とは、材料に導入された加工歪が再結晶により完全に消失した状態をいい、完全焼鈍は、例えば、焼鈍温度を使用する銅材の融点（液相が生じる温度）の３／４程度とし、保持時間を３分程度とすることにより達成される。前記Ｈc を完全焼鈍材のＨcaに対して規定する理由は、銅板を形成する銅材の種類によって基地の硬度が異なり、確保すべき表面硬度の値も異なるためである。具体的には、銅板の材質が純Ｃｕ（Ｃｕ≧９９．９％）の場合、８１２℃、３min で完全焼鈍した銅板の平均表面硬度はＨｖ３７程度であるため、銅板の平均表面硬度Ｈc はＨｖ５９以上、好ましくはＨｖ６３以上、より好ましくはＨｖ６７に設定すればよい。なお、Ｈc の値は、前記不等式の右辺の計算値の少数点以下第一位を四捨五入したものである。
　クラッド材のアルミニウム層１の接合側界面部の結晶粒をその中心部に対して微細化する場合も、銅層の接合界面部を微細化する場合と同様、アルミニウム板の接合側表面の平均表面硬度をＨa （Ｈｖ）、当該アルミニウム板の完全焼鈍材の平均表面硬度をＨaa（Ｈｖ）とするとき、Ｈa ≧１．６×Ｈaa、好ましくはＨa ≧１．７×Ｈaa、より好ましくはＨc ≧１．８×Ｈcaとすればよい。具体的には、アルミニウム板の材質が純Ａｌ（Ａｌ≧９９．５％）の場合、４９５℃、３min で完全焼鈍したアルミニウム板の平均表面硬度はＨｖ２０程度であるため、アルミニウム板の平均表面硬度Ｈa はＨｖ３２以上、好ましくはＨｖ３４以上、より好ましくはＨｖ３６に設定すればよい。
　前記銅板、アルミニウム板の接合側表面を硬化するには、通常、材料を圧延することにより容易に実施されるが、その他、ショットピーニングなどの表面硬化方法を適用することができる。銅板、アルミニウム板の圧接側表面の平均表面硬度Ｈc 、Ｈaの上限は特に規定されないが、圧延により表面硬化する場合、通常、完全焼鈍材の平均表面硬度の４倍程度が限度であろう。
　前記拡散焼鈍の焼鈍温度は、１５０℃～５５０℃とする。１５０℃未満では金属間化合物層の生成、成長が著しく低下し、必要な厚さの金属間化合物層が得られないようになる。他方、５５０℃を越えると、金属間化合物の成長が著しくなるため、厚さの制御が困難になり、やはり所定厚さの金属間化合物層が得られないようになる。また、接合側界面部における結晶粒が粗大化する傾向が生じる。好ましい焼鈍温度は３００℃～５５０℃、より好ましくは４５０℃～５５０℃である。４５０℃～５５０℃とすることにより短時間で所定厚さの金属間化合物層が得られ、生産性に優れる。
　前記焼鈍温度（Ｔ℃）での保持時間ｔ（min ）は下記の式によって与えられる。この式は、アルミニウム板と銅板とを圧接した圧接材を１５０℃～５５０℃の焼鈍温度において種々の保持時間（焼鈍時間）で拡散焼鈍し、得られた金属間化合物層の厚さを調査した結果得られたものである。ｔmin 未満では金属間化合物層の厚さが不足し、一方ｔmax を越えると金属間化合物層の厚さが過大になり、また結晶粒の粗大化が生じるようになる。
ｔmin ≦ｔ≦ｔmax 
ｔmax ＝－１．０３×Ｔ＋５６７
－０．１９×Ｔ＋８６＜０．５のとき、ｔmin ＝０．５
－０．１９×Ｔ＋８６≧０．５のとき、ｔmin ＝－０．１９×Ｔ＋８６
　さらに、ｔmax 、ｔmin は下記式を満足するように設定することが好ましい。この場合、焼鈍温度は好ましくは３００℃～５５０℃、より好ましくは４５０℃～５５０℃とすることが望ましい。
ｔmax ＝－０．９０×Ｔ＋４７８
－０．３６×Ｔ＋１６８＜１のとき、ｔmin ＝１．０
－０．３６×Ｔ＋１６８≧１．０のとき、ｔmin ＝－０．３６×Ｔ＋１６８
　以下、本発明に係るクラッド材について、実施例を挙げて具体的に説明するが、本発明はかかる実施例によって限定的に解釈されるものではない。
　素板として表１に示した種類のアルミニウム板、銅板を準備し、それぞれ融点の３／４の温度で３min 保持して完全に焼鈍した。完全焼鈍したアルミニウム板及び銅板のいくつかを圧下率１０～７０％程度で冷間圧延し、それらの板の圧接側表面の平均表面硬度を種々設定した。そして焼鈍のまま又は圧延した、アルミニウム板と銅板を重ね合わせて、圧延ロールによって圧接し、板厚が２．０mmの圧接材を得た。圧接前のアルミニウム板、銅板の厚さはそれぞれ２．０mm、板幅は５０mmであり、圧接の際の圧下率は５０％とした。
　表１に、各試料のクラッド材について、その素板（アルミニウム板、銅板）の材質と共に、圧接前の素板の圧接側の平均表面硬度を示す。表１中、平均表面硬度に「＊」の記号を付したものは完全焼鈍材に冷間圧延を施して表面を硬化したものである。平均表面硬度は、端部を除いて板幅方向に等間隔に設けた５箇所の測定部位において測定した表面硬度の平均値である。表面硬度（ビッカース硬度）の測定荷重は３００ｇとした。
　表１に示した素板のアルミニウム材の記号（数字）はＪＩＳに規定する材料記号であり、「Ａ１０５０」は純Ａｌ（Ａｌ：９９．５０mass％）、「Ａ３００３」は耐食アルミニウム合金（Ａｌ：９６．７５mass％）、「Ａ５０５２」は耐食アルミニウム合金（Ａｌ：９５．７５mass％）、「Ａ２０１４」は高力アルミニウム合金（Ａｌ：９０．２５mass％）である。また、銅材の記号は、「ＯＦＣ」は無酸素銅、「ＴＰＣ」はタフピッチ銅、「ＰＤＣ」はリン脱酸銅、黄銅はＺｎ含有量が３０％のものである。
　次に、前記圧接材に表１に示した条件で拡散焼鈍を施してクラッド材を得た。焼鈍条件を図４のグラフに示した。図中、「○」は発明条件を満足する例、「×」は発明条件を満足しない例を示す。また、同図には、焼鈍温度Ｔ（℃）を変数として、下記焼鈍時間t（min ）の上限式Ａ１、下限式Ａ２（但し、t≧０．５）、好ましい上限式Ｂ１、好ましい下限式Ｂ２（但し、t≧１．０）を示す直線も記載した。
Ａ１＝－１．０３×Ｔ＋５６７
Ａ２＝－０．１９×Ｔ＋８６
Ｂ１＝－０．９０×Ｔ＋４７８
Ｂ２＝－０．３６×Ｔ＋１６８
　拡散焼鈍後、各試料のクラッド材からそれぞれ圧延方向に沿って長さ５０mm、幅１０mmの試験片を採取した。この試験片の断面をＴＥＭ（透過電子顕微鏡）により観察し、観察した画像を画像解析して、既述の測定要領に従って金属間化合物層の平均厚さ、アルミニウム層及び銅層の中心部における平均結晶粒径（Ｄac、Ｄcc）、アルミニウム層及び銅層の界面近傍部における平均結晶粒径（Ｄas、Ｄcs）、及び中心部に対する界面近傍部の平均結晶粒径の比（Ｄas／Ｄac、Ｄcs／Ｄcc）を求めた。これらの測定結果を表１に合わせて示す。
　さらに、各試料から採取した試験片を用いて、図５に示すように、アルミニウム層１と銅層２の長さ方向中央部に両層が接合した積層部分Ｗの長さが１mmとなるように幅０．２５mmのスリットＳを入れた引張試験片を製作した。引張試験片が破断するまで速度１mm／min で引っ張り、幅１cm当たりの接合強度と破断部位を調べた。これらの結果を表１に併せて示す。表１において、破断態様の「剥離」は積層部分Ｗの接合界面部で剥離して破断したもの、「Ａｌ破断」はアルミニウム層のスリット部での破断したものを意味する。
　表１より、アルミニウム板、銅板のいずれも圧接側表面を表面硬化していない試料No. ０及び１は、金属間化合物層の厚さが発明条件を満足しているが、接合側界面部に結晶粒の微細化が生じておらず、Ｄas／Ｄac、Ｄcs／Ｄccが０．５を越えて大きいため、接合強度が不足し、接合界面部でアルミニウム層と銅層とが剥離した。実際、ＴＥＭ観察画像によると、これらのクラッド材では金属間化合物層中に極薄い連続膜状の酸化アルミニウムが残存していることが確認された。
　また、試料No. ２は、アルミニウム板の圧接側表面を硬化したものであるが、硬化の程度が過少であるため、Ｄas／Ｄacが０．５を越えて大きい。このため、やはり良好な接合性が得られず、接合界面部で剥離した。同様に、試料No. ５も銅板の圧接側表面における硬化が過少なため、接合強度が低下し、界面部での剥離が生じた。また、試料No. １６及び１７は、銅板の圧接側表面を十分に硬化させたが、拡散焼鈍条件が不適切であるため、金属間化合物層の厚さが過少あるいは過大となり、接合界面部で破断した。
　他方、発明例に係るクラッド材では、いずれも金属間化合物層の厚さが０．５μm ～１０μm の範囲にあり、またＤas／Ｄac又はＤcs／Ｄcc、あるいはＤas／Ｄac及びＤcs／Ｄccが０．５以下であるため、接合強度が３９２Ｎ／cm以上であり、破断部が全てアルミニウム層に生じており、接合界面部での剥離は生じなかった。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001

Claims (12)

  1. 　アルミニウム層と銅層とがＡｌ－Ｃｕ系金属間化合物層を介して拡散接合されたアルミニウム銅クラッド材であって、
    　前記銅層の厚さ方向の中心部における結晶粒の平均結晶粒径をＤccとし、前記銅層と金属間化合物層との界面から０．５μm 離れた銅層内の界面近傍部の平均結晶粒径をＤcsとするとき、Ｄcs≦０．５×Ｄccとされ、かつ前記金属間化合物層の平均厚さが０．５μm ～１０μm とされた、アルミニウム銅クラッド材。
  2. 　前記界面近傍部の平均結晶粒径Ｄcsが、Ｄcs≦０．４×Ｄccとされた、請求項１に記載したアルミニウム銅クラッド材。
  3. 　アルミニウム層と銅層とがＡｌ－Ｃｕ系金属間化合物層を介して接合されたアルミニウム銅クラッド材であって、
    　前記アルミニウム層の厚さ方向の中心部における結晶粒の平均結晶粒径をＤacとし、前記アルミニウム層と金属間化合物層との界面から０．５μm 離れたアルミニウム層内の界面近傍部の平均結晶粒径をＤasとするとき、Ｄas≦０．５×Ｄacとされ、かつ前記金属間化合物層の平均厚さが０．５μm ～１０μm とされた、アルミニウム銅クラッド材。
  4. 　前記界面近傍部の平均結晶粒径Ｄasが、Ｄas≦０．４×Ｄacとされた、請求項３に記載したアルミニウム銅クラッド材。
  5. 　前記金属間化合物層の厚さが１．０μm ～５．０μm とされた、請求項１から４のいずれか一項に記載したアルミニウム銅クラッド材。
  6. 　前記アルミニウム層は純アルミニウム又は導電率が１０％ＩＡＣＳ以上のアルミニウム合金で形成され、前記銅層は純銅又は導電率が１０％ＩＡＣＳ以上の銅合金で形成された、請求項１から５のいずれか一項に記載したアルミニウム銅クラッド材。
  7. 　前記アルミニウム層および銅層の厚さがそれぞれ０．１mm～２mmである、請求項１から６のいずれか一項に記載したアルミニウム銅クラッド材。
  8. 　アルミニウム層と銅層とがＡｌ－Ｃｕ系金属間化合物層を介して接合されたアルミニウム銅クラッド材の製造方法であって、
    　前記アルミニウム層の元になるアルミニウム板と前記銅層の元になる銅板とを準備する準備工程と、準備したアルミニウム板と銅板とを重ね合わせて圧接する圧接工程と、圧接した圧接材を拡散焼鈍する拡散焼鈍工程を備え、
    　前記銅板の圧接側表面の平均表面硬度をＨc （Ｈｖ）とし、前記銅板の完全焼鈍材の平均表面硬度をＨca（Ｈｖ）とするとき、Ｈc ≧１．６×Ｈcaとし、
    　前記拡散焼鈍は、焼鈍温度Ｔ（℃）を１５０℃～５５０℃とし、焼鈍時間ｔ（min ）を下記式を満足する範囲とする、アルミニウム銅クラッド材の製造方法。
    ｔmin ≦ｔ≦ｔmax 
    ｔmax ＝－１．０３×Ｔ＋５６７
    －０．１９×Ｔ＋８６＜０．５のとき、ｔmin ＝０．５
    －０．１９×Ｔ＋８６≧０．５のとき、ｔmin ＝－０．１９×Ｔ＋８６
  9. 　アルミニウム層と銅層とがＡｌ－Ｃｕ系金属間化合物層を介して接合されたアルミニウム銅クラッド材の製造方法であって、
    　前記アルミニウム層の元になるアルミニウム板と前記銅層の元になる銅板とを準備する準備工程と、準備したアルミニウム板と銅板とを重ね合わせて圧接する圧接工程と、圧接した圧接材を拡散焼鈍する拡散焼鈍工程を備え、
    　前記アルミニウム板の圧接側表面の平均表面硬度をＨa （Ｈｖ）とし、前記アルミニウム板の完全焼鈍材の平均表面硬度をＨaa（Ｈｖ）とするとき、Ｈa ≧１．６×Ｈaaとし、
    　前記拡散焼鈍は、焼鈍温度Ｔ（℃）を１５０℃～５５０℃とし、焼鈍時間ｔ（min ）を下記式を満足する範囲とする、アルミニウム銅クラッド材の製造方法。
    ｔmin ≦ｔ≦ｔmax 
    ｔmax ＝－１．０３×Ｔ＋５６７
    －０．１９×Ｔ＋８６＜０．５のとき、ｔmin ＝０．５
    －０．１９×Ｔ＋８６≧０．５のとき、ｔmin ＝－０．１９×Ｔ＋８６
  10.  焼鈍温度Ｔ（℃）を３００℃～５５０℃とし、焼鈍時間ｔ（min ）を下記式を満足する範囲とする、請求項８又は９に記載したアルミニウム銅クラッド材の製造方法。
    ｔmin ≦ｔ≦ｔmax 
    ｔmax ＝－０．９０×Ｔ＋４７８
    －０．３６×Ｔ＋１６８＜１．０のとき、ｔmin ＝１．０
    －０．３６×Ｔ＋１６８≧１．０のとき、ｔmin ＝－０．３６×Ｔ＋１６８
  11. 　前記焼鈍温度Ｔ（℃）を４５０℃以上、５５０℃以下とする、請求項８から１０のいずれか一項に記載したアルミニウム銅クラッド材の製造方法。
  12. 　前記アルミニウム板は純アルミニウム又は導電率が１０％ＩＡＣＳ以上のアルミニウム合金で形成され、前記銅板は純銅又は導電率が１０％ＩＡＣＳ以上の銅合金で形成された、請求項８から１１のいずれか一項に記載したアルミニウム銅クラッド材の製造方法。
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