(57)【要約】【課題】高温・高圧となるインタークーラのチューブ材等に適した高耐熱性を有しかつ薄肉化が可能なブレージングシートとして、高い強度と耐クリープ性を有するものを提供する。【解決手段】Ａｌ合金心材の片面または両面にＡｌ−Ｓｉ系ろう材をクラッドしてなるブレージングシートにおいて、心材のＡｌ合金が、Ｓｉ0.3〜1.2％、Ｆｅ0.05〜0.4％、Ｃｕ0.3〜1.2％、Ｍｎ0.8〜1.8％を含有し、さらにＴｉ0.05〜0.3％、Ｚｒ0.05〜0.3％、Ｃｒ0.05〜0.3％、Ｖ0.05〜0.3％の１種以上を含有し、残部が実質的にＡｌからなり、かつ心材板断面における金属間化合物密度として、0.1μｍ以上0.3μｍ未満のものが２０〜１００個／μｍ２で、0.3μｍ以上のものの密度が１個／μｍ２以下であるブレージングシート。その製造方法として、熱間クラッド圧延における各段階の温度および時間を厳密に規定した。【選択図】なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
アルミニウム合金からなる心材の片面または両面にＡｌ−Ｓｉ系ろう材をクラッドしてなるアルミニウム合金ブレージングシートにおいて；
前記心材のアルミニウム合金が、Ｓｉ０．３〜１．２％（ｍａｓｓ％、以下同じ）、Ｆｅ０．０５〜０．４％、Ｃｕ０．３〜１．２％、Ｍｎ０．８〜１．８％を含有し、さらにＴｉ０．０５〜０．３％、Ｚｒ０．０５〜０．３％、Ｃｒ０．０５〜０．３％、Ｖ０．０５〜０．３％のうちから選ばれた１種以上を含有し、残部がＡｌおよび不可避的不純物からなり、かつ心材部分の金属組織として、厚さ方向の板断面における０．１μｍ以上０．３μｍ未満の金属間化合物の分布密度が２０個／μｍ２以上１００個／μｍ２以下で、しかも０．３μｍ以上の金属間化合物の分布密度が１個／μｍ２以下であることを特徴とする、高耐熱性アルミニウム合金ブレージングシート。
【請求項２】
請求項１に記載の高耐熱性アルミニウム合金ブレージングシートにおいて、
前記心材のアルミニウム合金が、前記各成分元素のほか、さらにＭｇ０．０５〜０．５％を含有することを特徴とする、高耐熱性アルミニウム合金ブレージングシート。
【請求項３】
請求項１、請求項２のいずれかの請求項に記載の高耐熱性アルミニウム合金ブレージングシートにおいて、
前記心材の一方の面にＡｌ−Ｓｉ系ろう材が、心材の他方の面にＡｌ−Ｚｎ系アルミニウム合金からなる犠牲陽極材がクラッドされ、かつそのＡｌ−Ｚｎ系アルミニウム合金犠牲陽極材が、Ｚｎ１．０〜６．０％、Ｆｅ０．０５〜０．４％を含有し、残部がＡｌおよび不可避的不純物よりなることを特徴とする、高耐熱性アルミニウム合金ブレージングシート。
【請求項４】
請求項３に記載の高耐熱性アルミニウム合金ブレージングシートにおいて、
Ａｌ−Ｍｎ系アルミニウム合金犠牲陽極材が、前記各成分元素のほか、さらにＳｉ１．０％以下、Ｍｎ１．８％以下、Ｔｉ０．０２〜０．３％、Ｖ０.０２〜０．３％のうちから選ばれた１種以上を含有することを特徴とする、高耐熱性アルミニウム合金ブレージングシート。
【請求項５】
請求項１もしくは請求項２のいずれかの請求項中に記載されたアルミニウム合金ブレージングシートを製造するための方法であって；
請求項１もしくは請求項２中に記載された成分組成のアルミニウム合金心材用の素材の片面もしくは両面にＡｌ−Ｓｉ系合金ろう材を重ね合わせてこれらを加熱し、熱間圧延を行ってクラッド材とする熱間クラッド圧延工程と、得られたクラッド材を冷間圧延する冷間圧延工程と、冷間圧延の中途において中間焼鈍を少なくとも１回行う中間焼鈍工程とを有してなり；
前記熱間クラッド圧延工程において、熱間クラッド圧延前の加熱を４００℃以上５００℃以下の範囲内の温度で１０時間以下行ない、さらに熱間クラッド圧延を開始してから板厚減少量が５０ｍｍに達するまでに要する時間を５分以下に制御するとともに、板厚減少量が５０ｍｍに達した時点での材料温度を４００℃以上４５０℃以下に制御し、なおかつ板厚減少量が５０ｍｍに達してから板厚が２０ｍｍに達するまでに要する時間を１０分以下に制御するとともに、板厚が２０ｍｍに達した時点での材料温度を３００℃以上４００℃以下に制御し、しかも熱間クラッド圧延を開始してから熱間クラッド圧延を終了するまでに要する時間を４０分以下に制御し、また前記中間焼鈍工程においては、バッチ式の炉を用いて２５０℃〜４００℃の範囲内の温度で中間焼鈍を行なうことを特徴とする、高耐熱性アルミニウム合金ブレージングシートの製造方法。
【請求項６】
請求項１もしくは請求項２のいずれかの請求項中に記載されたアルミニウム合金ブレージングシートを製造するための方法であって；
請求項１もしくは請求項２中に記載された成分組成のアルミニウム合金心材用の素材の片面もしくは両面にＡｌ−Ｓｉ系合金ろう材を重ね合わせてこれらを加熱し、熱間圧延を行ってクラッド材とする熱間クラッド圧延工程と、得られたクラッド材を冷間圧延する冷間圧延工程と、冷間圧延の中途において中間焼鈍を少なくとも１回行う中間焼鈍工程とを有してなり；
前記熱間クラッド圧延工程において、熱間クラッド圧延前の加熱を４００℃以上５００℃以下の範囲内の温度で１０時間以下行ない、熱間クラッド圧延を開始してから板厚減少量が５０ｍｍに達するまでに要する時間を５分以下に制御するとともに、板厚減少量が５０ｍｍに達した時点での材料温度を４００℃以上４５０℃以下に制御し、なおかつ板厚減少量が５０ｍｍに達してから板厚が２０ｍｍに達するまでに要する時間を１０分以下に制御するとともに、板厚が２０ｍｍに達した時点での材料温度を３００℃以上４００℃以下に制御し、しかも熱間クラッド圧延を開始してから熱間クラッド圧延を終了するまでに要する時間を４０分以下に制御し、また前記中間焼鈍工程においては、連続式の炉を用いて３８０〜５５０℃の範囲内の温度で中間焼鈍を行なうことを特徴とする、高耐熱性アルミニウム合金ブレージングシートの製造方法。
【請求項７】
請求項５、請求項６のいずれかの請求項に記載の高耐熱性アルミニウム合金ブレージングシートの製造方法において；
前記冷間圧延工程の後、２００〜４００℃に加熱する軟化焼鈍工程を行うことを特徴とする、高耐熱性アルミニウム合金ブレージングシートの製造方法。
【請求項８】
請求項１もしくは請求項２のいずれかの請求項中に記載されたアルミニウム合金ブレージングシートを製造するための方法であって；
請求項１もしくは請求項２中に記載された成分組成のアルミニウム合金心材用の素材の片面もしくは両面にＡｌ−Ｓｉ系合金ろう材を重ね合わせて加熱し、熱間圧延を行ってクラッド材とする熱間クラッド圧延工程と、得られたクラッド材を冷間圧延する冷間圧延工程と、その冷間圧延工程の後に施す軟化焼鈍工程とを有し、
前記熱間クラッド圧延工程において、熱間クラッド圧延前の加熱を５００℃以下の範囲内の温度で１０時間以下行ない、熱間クラッド圧延を開始してから板厚減少量が５０ｍｍに達するまでに要する時間を５分以下に制御するとともに、板厚減少量が５０ｍｍに達した時点での材料温度を４００℃以上４５０℃以下に制御し、なおかつ板厚減少量が５０ｍｍに達してから板厚が２０ｍｍに達するまでに要する時間を１０分以下に制御すとともに、板厚が２０ｍｍに達した時点での材料温度を３００℃以上４００℃以下に制御し、しかも熱間クラッド圧延を開始してから熱間クラッド圧延を終了するまでに要する時間を４０分以下に制御し、また前記軟化焼鈍工程においては、その加熱温度を２００〜４００℃の範囲内とすることを特徴とする、高耐熱性アルミニウム合金ブレージングシートの製造方法。
【請求項９】
請求項５〜請求項８のいずれかの請求項に記載の高耐熱性アルミニウム合金ブレージングシートの製造方法において；
前記心材の一方の面にＡｌ−Ｓｉ系合金ろう材を重ね合わせるとともに、心材の他方の面に、請求項３もしくは請求項４のいずれかの請求項中に記載の成分組成の犠牲陽極材を重ね合せ、その状態で加熱して熱間クラッド圧延に供することを特徴とする、高耐熱性アルミニウム合金ブレージングシートの製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
この発明は、自動車用熱交換器等に使用されるアルミニウム合金ブレージングシート、特にインタークーラなどの熱交換器における高温圧縮空気や冷媒の通路構成部材として好適に使用される高耐熱性を有するアルミニウム合金ブレージングシートおよびその製造方法に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
アルミニウム合金は軽量かつ高熱伝導性を備えているため、自動車用熱交換器、例えば、ラジエータ、コンデンサ、エバポレータ、ヒータ、インタークーラなどに広く用いられている。自動車用熱交換器は、主にろう付法によって製造され、その場合Ａｌ−Ｓｉ系合金のろう材を用いて、６００℃程度の高温でろう付するのが通常である。
【０００３】
ところでろう付により製造されるアルミニウム合金製熱交換器は、主に放熱を担うコルゲート成形したフィンと、空気や冷却水、冷媒を循環させるための通路構成部材としてのチューブとによって構成される。このような熱交換器において、チューブが破壊して貫通してしまえば、内部を循環している空気や冷却水、冷媒の漏洩が生じてしまう問題がある。一方近年では、自動車の軽量化に対する要求が高まっているため、自動車用の熱交換器を構成する各部材の薄肉化が強く要望されており、特に前述のようなチューブ材としては、肉厚０．６ｍｍ程度以下を実現することが望まれている。
【０００４】
このような熱交換器の製品寿命向上と軽量化を同時に達成するためには、通路構成部材として、ろう付後の強度に優れたアルミニウム合金ブレージングシートが必要不可欠である。さらに最近では、ＥＵおよび米国における排ガス規制を満足させるため、ディーゼルエンジン車に搭載されるターボチャージャについては、その高性能化が求められている。それに伴ってターボチャージャにより圧縮される空気の圧力も従来よりも高くなる傾向があり、その圧縮空気の温度も、より高くなる傾向にある。そこで、ターボチャージャで圧縮されて高温になった空気を冷却する装置であるインタークーラの使用温度も、従来よりも高温化することとなり、そのため通路構成部材であるブレージングシートについても、ろう付後の耐熱性についての要求が、従来よりも一層強まっている。特に自動車用インタークーラにおいては、走行中長時間にわたって高温・高圧力の負荷が加わり続けるため、一時的な負荷では変形や破壊が起きなくても、長時間にわたればクリープ変形が生じ、破壊に至るおそれがある。さらに、自動車の走行時にインタークーラが高温で使用されれば、チューブに熱膨張を生じるが、停止時に室温に戻れば再び収縮するため、材料の室温における強度が不充分であれば、塑性変形が生じて破壊に至ることが考えられる。これらの理由から、インタークーラのチューブ材には、室温強度および耐クリープ性能について高い水準を有することが要求されている。
【０００５】
ここで、チューブとフィンが充分にろう付されていれば、フィンがチューブの変形を抑制するため、上述のような高温において高い圧力が長時間負荷される場合でもある程度高い耐久性を示すことができる。しかしながら、従来よりも高温、高圧で使用されるインタークーラにおいては、従来よりも一層高い耐クリープ性を有するチューブ材が必要とされるのである。
【０００６】
従来、自動車用インタークーラのチューブ材としては、ＪＩＳ３００３合金に代表されるＡｌ−Ｍｎ系合金などからなる心材の両面にＡｌ−Ｓｉ系合金などのろう材をクラッドした３層ブレージングシートからなるチューブ材が広く用いられてきた。しかしながら、ＪＩＳ３００３合金心材を使用したクラッド材のろう付後の室温強度は１２０ＭＰａ程度の引張強さに過ぎず、また耐クリープ性については、２００℃において６０ＭＰａの荷重をかけた場合に数時間未満で破断に至ってしまい、最近の高温、高圧で使用されるインタークーラのチューブ材としては室温強度および耐クリープ性がいずれも不充分であった。
【０００７】
ところでＡｌ−Ｍｎ系合金からなる心材を用いたブレージングシートの耐熱性を向上させた提案として、既に特許文献１〜３に示すような技術が知られている。
【０００８】
そのうち特許文献１には、心材の合金成分を従来の材料よりも増量するとともにＭｇを含有させ、所定の温度範囲内で熱間圧延・中間焼鈍・最終焼鈍を行なうことにより、耐熱性を向上させたアルミニウム合金ブレージングシートが示されている。また特許文献２には、心材にＭｇを含有させてろう付後にピーク時効処理を施すことにより、Ｍｇ２Ｓｉによる析出硬化を利用して耐熱性を向上させたアルミニウム合金ブレージングシートが示されている。さらに特許文献３には、心材の均質化処理条件を規定し、熱間圧延前の加熱を５００℃以下とすることにより、金属間化合物の分布を微細にし、強度を向上させたアルミニウム合金ブレージングシートが示されている。
【０００９】
しかしながら、これらの特許文献１〜３の提案では、熱間圧延前の加熱時間や熱間圧延に要する時間等が明確かつ厳密には規定されておらず、そのためこれらの工程中において比較的粗大な金属間化合物が析出してしまって、耐熱性の向上に有効である心材アルミニウムの母相中に固溶したＭｎの量が減少する可能性があり、ろう付後の高温強度が不充分となってしまうおそれがある。したがってこれらの提案の技術では、耐熱性、特に２００℃程度の高温で使用するに耐える強度や耐クリープ性を、確実かつ安定して得ることは困難であった。
【先行技術文献】
【特許文献】
【００１０】
【特許文献１】特表２００７−５３０７９４号公報
【特許文献２】特表２００４−５２４４４２号公報
【特許文献３】特開平８−２４６１１７号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【００１１】
この発明は以上の事情を背景としてなされたもので、自動車用インタークーラのチューブ材などとして使用されるアルミニウム合金ブレージングシートの高耐熱化および薄肉化の要求を満たすべく、ろう付後の室温強度や耐クリープ性等の特性を向上させ、特に従来技術では実現困難であった２００℃程度の高温の使用に耐えるような高い強度および耐クリープ性を有するブレージングシートを提供することを基本的な課題としている。そしてこの発明においては、上述のようにろう付後に優れた強度および耐クリープ性を有しているばかりでなく、ろう付用の材料として、ろう付時のろう拡散が少なくてろう付性も良好なアルミニウム合金ブレージングシート、特に自動車用熱交換器の流体通路構成材（チューブ材）として好適に使用できるアルミニウム合金ブレージングシートおよびその製造方法を提供することを課題とするものである。
【課題を解決するための手段】
【００１２】
前述のような課題を解決するべく、本発明者等が鋭意実験・検討を重ねた結果、アルミニウム合金ブレージングシートにおけるＡｌ−Ｍｎ系合金からなる心材の成分組成を適切に調整し、特に適切な量のＣｕを添加するとともに、Ｓｉ量、Ｆｅ量を適切に調整し、併せて金属組織、特に金属間化合物の分散状況を適切に調整することにより、前述の課題を解決し得ることを見出した。また心材にそのような金属組織を有するアルミニウム合金ブレージングシートを製造するために適切な条件、特に熱間クラッド圧延における適切な条件を見出した。そしてこれらに基いて、この発明をなすに至ったのである。
【００１３】
具体的には、請求項１の発明は、アルミニウム合金からなる心材の片面または両面にＡｌ−Ｓｉ系ろう材をクラッドしてなるアルミニウム合金ブレージングシートにおいて、前記心材のアルミニウム合金が、Ｓｉ０．３〜１．２％、Ｆｅ０．０５〜０．４％、Ｃｕ０．３〜１．２％、Ｍｎ０．８〜１．８％を含有し、さらにＴｉ０．０５〜０．３％、Ｚｒ０．０５〜０．３％、Ｃｒ０．０５〜０．３％、Ｖ０．０５〜０．３％のうちから選ばれた１種以上を含有し、残部がＡｌおよび不可避的不純物からなり、かつ心材部分の金属組織として、厚さ方向の板断面における０．１μｍ以上０．３μｍ未満の金属間化合物の分布密度が２０個／μｍ２以上１００個／μｍ２以下で、しかも０．３μｍ以上の金属間化合物の分布密度が１個／μｍ２以下であることを特徴とするものである。
【００１４】
また請求項２の発明は、請求項１に記載の高耐熱性アルミニウム合金ブレージングシートにおいて、前記心材のアルミニウム合金が、前記各成分元素のほか、さらにＭｇ０．０５〜０．５％を含有することを特徴とするものである。
【００１５】
さらに請求項３の発明は、請求項１、請求項２のいずれかの請求項に記載の高耐熱性アルミニウム合金ブレージングシートにおいて、前記心材の一方の面にＡｌ−Ｓｉ系ろう材が、心材の他方の面にＡｌ−Ｚｎ系アルミニウム合金からなる犠牲陽極材がクラッドされ、かつそのＡｌ−Ｚｎ系アルミニウム合金犠牲陽極材が、Ｚｎ１．０〜６．０％、Ｆｅ０．０５〜０．４％を含有し、残部がＡｌおよび不可避的不純物よりなることを特徴とするものである。
【００１６】
そしてまた請求項４の発明は、請求項３に記載の高耐熱性アルミニウム合金ブレージングシートにおいて、Ａｌ−Ｍｎ系アルミニウム合金犠牲陽極材が、前記各成分元素のほか、さらにＳｉ１．０％以下、Ｍｎ１．８％以下、Ｔｉ０．０２〜０．３％、Ｖ０.０２〜０．３％のうちから選ばれた１種以上を含有することを特徴とするものである。
【００１７】
一方請求項５の発明は、請求項１もしくは請求項２のいずれかの請求項中に記載されたアルミニウム合金ブレージングシートを製造するための方法であって、請求項１もしくは請求項２中に記載された成分組成のアルミニウム合金心材用の素材の片面もしくは両面にＡｌ−Ｓｉ系合金ろう材を重ね合わせてこれらを加熱し、熱間圧延を行ってクラッド材とする熱間クラッド圧延工程と、得られたクラッド材を冷間圧延する冷間圧延工程と、冷間圧延の中途において中間焼鈍を少なくとも１回行う中間焼鈍工程とを有してなり、前記熱間クラッド圧延工程において、熱間クラッド圧延前の加熱を４００℃以上５００℃以下の範囲内の温度で１０時間以下行ない、さらに熱間クラッド圧延を開始してから板厚減少量が５０ｍｍに達するまでに要する時間を５分以下に制御するとともに、板厚減少量が５０ｍｍに達した時点での材料温度を４００℃以上４５０℃以下に制御し、さらに板厚減少量が５０ｍｍに達してから板厚が２０ｍｍに達するまでに要する時間を１０分以下に制御し、しかも板厚が２０ｍｍに達した時点での材料温度を３００℃以上４００℃以下に制御し、さらに熱間クラッド圧延を開始してから熱間クラッド圧延を終了するまでに要する時間を４０分以下に制御し、さらに前記中間焼鈍工程においては、バッチ式の炉を用いて２５０℃〜４００℃の範囲内の温度で中間焼鈍を行なうことを特徴とするものである。
【００１８】
また請求項６の発明は、請求項１もしくは請求項２のいずれかの請求項中に記載されたアルミニウム合金ブレージングシートを製造するための方法であって、請求項１もしくは請求項２中に記載された成分組成のアルミニウム合金心材用の素材の片面もしくは両面にＡｌ−Ｓｉ系合金ろう材を重ね合わせてこれらを加熱し、熱間圧延を行ってクラッド材とする熱間クラッド圧延工程と、得られたクラッド材を冷間圧延する冷間圧延工程と、冷間圧延の中途において中間焼鈍を少なくとも１回行う中間焼鈍工程とを有してなり、前記熱間クラッド圧延工程において、熱間クラッド圧延前の加熱を４００℃以上５００℃以下の範囲内の温度で１０時間以下行ない、熱間クラッド圧延を開始してから板厚減少量が５０ｍｍに達するまでに要する時間を５分以下に制御するとともに、板厚減少量が５０ｍｍに達した時点での材料温度を４００℃以上４５０℃以下に制御し、さらに板厚減少量が５０ｍｍに達してから板厚が２０ｍｍに達するまでに要する時間を１０分以下に制御し、しかも板厚が２０ｍｍに達した時点での材料温度を３００℃以上４００℃以下に制御し、さらに熱間クラッド圧延を開始してから熱間クラッド圧延を終了するまでに要する時間を４０分以下に制御し、さらに前記中間焼鈍工程においては、連続式の炉を用いて３８０〜５５０℃の範囲内の温度で中間焼鈍を行なうことを特徴とするものである。
【００１９】
さらに請求項７の発明は、請求項５、請求項６のいずれかの請求項に記載の高耐熱性アルミニウム合金ブレージングシートの製造方法において、前記冷間圧延工程の後、２００〜４００℃に加熱する軟化焼鈍工程を行うことを特徴とするものである。
【００２０】
そしてまた請求項８の発明は、請求項１もしくは請求項２のいずれかの請求項中に記載されたアルミニウム合金ブレージングシートを製造するための方法であって、請求項１もしくは請求項２中に記載された成分組成のアルミニウム合金心材用の素材の片面もしくは両面にＡｌ−Ｓｉ系合金ろう材を重ね合わせて加熱し、熱間圧延を行ってクラッド材とする熱間クラッド圧延工程と、得られたクラッド材を冷間圧延する冷間圧延工程と、その冷間圧延工程の後に施す軟化焼鈍工程とを有し、前記熱間クラッド圧延工程において、熱間クラッド圧延前の加熱を５００℃以下の範囲内の温度で１０時間以下行ない、熱間クラッド圧延を開始してから板厚減少量が５０ｍｍに達するまでに要する時間を５分以下に制御するとともに、板厚減少量が５０ｍｍに達した時点での材料温度を４００℃以上４５０℃以下に制御し、さらに板厚減少量が５０ｍｍに達してから板厚が２０ｍｍに達するまでに要する時間を１０分以下に制御し、しかも板厚が２０ｍｍに達した時点での材料温度を３００℃以上４００℃以下に制御し、さらに熱間クラッド圧延を開始してから熱間圧延を終了するまでに要する時間を４０分以下に制御し、また前記軟化焼鈍工程における加熱温度を２００〜４００℃の範囲内とすることを特徴とするものである。
【００２１】
また請求項９の発明は、請求項５〜請求項８のいずれかの請求項に記載の高耐熱性アルミニウム合金ブレージングシートの製造方法において、前記心材の一方の面にＡｌ−Ｓｉ系合金ろう材を重ね合わせるとともに、心材の他方の面に、請求項３もしくは請求項４のいずれかの請求項中に記載の成分組成の犠牲陽極材を重ね合せ、その状態で加熱して熱間クラッド圧延に供することを特徴とするものである。
【発明の効果】
【００２２】
この発明のアルミニウム合金ブレージングシートは、肉厚０．６ｍｍ程度以下と薄肉化しても、フィン接合率や耐エロージョン性などのろう付性に優れているばかりでなく、ろう付後の強度および耐クリープ性が優れていて、２００℃程度の高温下での使用に対する耐久性が高く、したがって自動車用熱交換器、特にインタークーラのチューブなど、高温、高圧下で使用される薄肉のブレージングシートとして極めて優れており、熱交換器の軽量化とその寿命の延長を同時に図ることができる。
【００２３】
またこの発明の製造方法によれば、前述のように優れた特性を有するアルミニウム合金ブレージングシートを実際に確実かつ安定して製造することができる。
【図面の簡単な説明】
【００２４】
【図１】図１は、実施例において高温耐圧性評価のために使用した試験コアを示す略解的な斜視図である。
【図２】図２は、実施例において図１に示される試験コアを用いて高温耐圧評価試験を行なっている状態を示す略解的な断面図である。
【発明を実施するための形態】
【００２５】
この発明のアルミニウム合金ブレージングシートおよびその製造方法について、その好ましい実施の態様について、以下に詳細に説明する。
【００２６】
先ずこの発明のアルミニウム合金ブレージングシートを構成する心材、ろう材、犠牲陽極材に使用される各合金について説明する。
【００２７】
［心材］
心材のアルミニウム合金としては、Ｓｉ０．３〜１．２％、Ｆｅ０．０５〜０．４％、Ｃｕ０．３〜１．２％、Ｍｎ０．８〜１．８％を含有し、さらにＴｉ０．０５〜０．３％、Ｚｒ０．０５〜０．３％、Ｃｒ０．０５〜０．３％、Ｖ０．０５〜０．３％のうちから選ばれた１種以上を含有し、残部がＡｌおよび不可避的不純物からなるものを用いる。このような心材合金の成分限定理由は次の通りである。
【００２８】
Ｓｉ：
Ｓｉは、ＭｎとともにＡｌ−Ｍｎ−Ｓｉ系の金属間化合物を形成して、分散強化により心材の強度向上に寄与し、またアルミニウム母相中に固溶したＳｉは固溶強化により強度および耐クリープ性の向上に寄与する。またＳｉは、Ｍｇと反応してＭｇ２Ｓｉ化合物を形成することによっても強度向上に寄与する。ここでＳｉの含有量が０．６％未満では、Ｓｉ添加の効果が小さく、一方１．２％を越えれば芯材の融点が低下し、ろう付時に心材の溶融が生じるおそれが生じる。そこで心材のＳｉ量は０．３〜１．２％の範囲内とした。
【００２９】
Ｆｅ；
Ｆｅは、再結晶核となり得るサイズの金属間化合物を生成しやすく、Ｆｅの含有量が多ければ、ろう付後の結晶粒径が微細になってろう拡散が生じやすくなるから、Ｆｅ量はできるだけ少ないことが望ましい。しかしながらＦｅ量が０．０５％未満では、高純度アルミニウム地金を使用しなければならないため、コスト高となり、一方Ｆｅ量が０．４％を越えれば、ろう付後の結晶粒径が微細となって、ろう拡散が生じるおそれがある。そこでＦｅ量は０．０５〜０．４％の範囲内とした。なお好ましくは、Ｆｅ量は０．１〜０．２％の範囲内とする。
【００３０】
Ｃｕ：
Ｃｕは、固溶強化により強度および耐クリープ性の向上に寄与する。Ｃｕの含有量が０．３％未満では、Ｃｕ添加によるこれらの効果が小さく、一方Ｃｕ量が１．２％を越えれば、鋳造時に割れが発生する可能性が高くなってしまうから、心材のＣｕ量は０．３〜１．２％の範囲内とした。なお好ましくは、０．５〜１．０％の範囲内のＣｕ量とする。
【００３１】
Ｍｎ：
Ｍｎは、ＳｉとともにＡｌ−Ｍｎ−Ｓｉ系の金属間化合物を生成して、分散強化により強度向上に寄与し、また一方アルミニウム母相中に固溶したＭｎは、固溶強化により強度および耐クリープ性の向上に寄与する。Ｍｎの含有量が０．５％未満では、Ｍｎ添加によるこれらの効果が小さく、一方Ｍｎ量が１．８％を越えれば、鋳造時に巨大金属間化合物が生成されやすくなり、塑性加工性を低下させる。そこで心材のＭｎ量は０．８〜１．８％の範囲内とした。なお好ましくは１．０〜１．６％の範囲内のＭｎ量とする。
【００３２】
さらにこの発明のブレージングシートの心材の成分元素としては、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｃｒ、Ｖのうちから選ばれた１種または２種以上を添加する。これらの元素はいずれも強度および耐クリープ性の向上に寄与する元素であり、これらについて次に説明する。
【００３３】
Ｔｉ：
Ｔｉは、固溶強化により強度および耐クリープ性を向上させる元素であり、０．０５〜０．３％の範囲内で選択的に添加する。Ｔｉ量が０．０５％未満ではその効果は得られず、一方０．３％を越えれば巨大金属間化合物を形成しやすくなって、塑性加工性を低下させる。なおＴｉのより好ましい添加量範囲は０．１〜０．２％である。なおまた、一般のアルミニウム合金においては、鋳塊の組織微細化のために微量（通常０．００５〜０．０５％）のＴｉを添加することがあり、また同じ目的でＴｉと同時に微量（通常０．００１〜０．０１％）のＢを添加することがあり、この発明のブレージングシート心材についても、上記の目的からのその程度のＴｉ、Ｂの添加は許容される。
【００３４】
Ｚｒ：
Ｚｒも、固溶強化により強度および耐クリープ性を向上させる元素であり、またＺｒの添加によりＡｌ−Ｚｒ系の金属間化合物が析出して、分散強化により強度および耐クリープ性を向上させるから、０．０５〜０．３％の範囲内で添加することができる。Ｚｒ量が０．０５％未満では、その効果が得られず、一方Ｚｒ量が０．３％を越えれば、巨大金属間化合物が生成されやすくなって、塑性加工性を低下させる。なおＺｒのより好ましい添加量範囲は、０．１〜０．２％である。
【００３５】
Ｃｒ：
Ｃｒも、固溶強化により強度および耐クリープ性を向上させ、またＣｒの添加によりＡｌ−Ｃｒ系の金属間化合物が析出して、分散強化により強度および耐クリープ性を向上させるから、０．０５〜０．３％の範囲内で添加することができる。Ｃｒ量が０．０５％未満では、その効果が得られず、一方Ｃｒ量が０．３％を越えれば、巨大金属間化合物が生成されやすくなって、塑性加工性を低下させる。なおＣｒのより好ましい添加量範囲は、０．１〜０．２％である。
【００３６】
Ｖ：
Ｖも、固溶強化により強度および耐クリープ性を向上させる元素であり、０．０５〜０．３％の範囲内で添加することができる。Ｖ添加量が０．０５％未満では、その効果が得られず、一方Ｖ添加量が０．３％を越えれば、巨大金属間化合物が生成されやすくなって、塑性加工性を低下させる。なおＶのより好ましい添加量範囲は、０．１〜０．２％である。
【００３７】
この発明のアルミニウム合金ブレージングシートの心材の成分としては、以上の各元素のほかは、基本的にはＡｌおよび不可避的不純物とすれば良いが、請求項２で規定するように、さらにＭｇを０．０５〜０．５％添加しても良い。
【００３８】
すなわちＭｇは、Ｍｇ２Ｓｉの析出により強度および耐クリープ性を向上させる元素であり、強度および耐クリープ性の一層の向上のために必要に応じて添加しても良い。ここで、Ｍｇの添加量が、０．０５％未満ではその効果が小さく、一方０．５％を越えればろう付が困難となるから、その添加量は０．０５〜０．５％の範囲内とする。なお好ましくは、Ｍｇ添加量は０．１５〜０．４％の範囲内とする。
【００３９】
［ろう材］
この発明のアルミニウム合金ブレージングシートにおける心材の片面もしくは両面にはろう材がクラッドされるが、このろう材としては、従来からアルミニウム合金ブレージングシートに一般的に使用されているＡｌ−Ｓｉ系合金ろう材を使用することができ、特に限定されるものではなく、例えば、ＪＩＳ４３４３、４０４５、４０４７合金（Ａｌ−７〜１３ｍａｓｓ％Ｓｉ)などが好ましい。
【００４０】
［犠牲陽極材］
この発明のアルミニウム合金ブレージングシートにおける心材の片面もしくは両面には、前述のようにろう材がクラッドされるが、熱交換器の使用環境として高い耐食性が求められるような場合には、請求項３において規定しているように、心材の片面（すなわちろう材を心材の片面のみにクラッドした場合であって、そのろう材がクラッドされていない側の面）に、犠牲陽極材をクラッドしても良い。その場合の犠牲陽極材としては、Ｚｎ１．０〜６．０％、Ｆｅ０．０５〜０．４％を含有し、残部がＡｌおよび不可避的不純物よりなるＡｌ−Ｚｎ系合金を用いることとする。このような犠牲陽極材合金の成分限定理由は次の通りである。
【００４１】
Ｚｎ：
Ｚｎは、Ａｌに添加することによりその電位を卑にすることができ、したがってＺｎを添加した合金を心材の片面にクラッドすることにより、犠牲陽極効果を発揮させて、耐食性を向上させることができる。ここで、Ｚｎの含有量が１．０％未満ではその効果が充分ではなく、一方Ｚｎが６．０％を越えれば、腐食速度が速くなって早期に犠牲陽極材が消失し、耐食性が逆に低下してしまうから、犠牲陽極材のＺｎ量は１．０〜６．０％の範囲内とする。なおその範囲内でもＺｎは特に２．０〜５．０％の範囲内が好ましい。
【００４２】
Ｆｅ：
Ｆｅは、再結晶核となり得るサイズの金属間化合物を生成しやすく、Ｆｅの含有量が多ければ、ろう付後の結晶粒径が微細になってろう拡散が生じやすくなるから、Ｆｅ量はできるだけ少ないことが望ましい。しかしながらＦｅ量が０．０５％未満では、高純度アルミニウム地金を使用しなければならなくなってコスト高を招き、一方Ｆｅ量が０．４％を越えれば、ろう付後の結晶粒径が微細となって、ろう拡散が生じるおそれがある。そこでＦｅ量は０．０５〜０．４％の範囲内とした。なお好ましくは、Ｆｅ量は０．１〜０．２％の範囲内とする。
【００４３】
犠牲陽極材として用いるＡｌ−Ｚｎ系合金のＺｎ、Ｆｅ以外の成分については、基本的にはＡｌおよび不可避的不純物とすれば良いが、主として強度向上のため、請求項４において規定しているように、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｔｉ、Ｖのうちから選ばれた１種または２種以上を添加しても良い。犠牲陽極材におけるこれらの選択的添加元素の添加理由について次に説明する。
【００４４】
Ｓｉ：
Ｓｉは、Ｆｅ、ＭｎとともにＡｌ−Ｆｅ−Ｍｎ−Ｓｉ系の化合物を形成して、分散強化により強度向上に寄与し、またマトリクスに固溶したＳｉは、固溶強化により強度を向上させる。またＳｉを添加すれば、ろう付時に心材から拡散してくるＭｇと反応してＭｇ２Ｓｉ化合物を形成することにより、強度向上に寄与する。ここで、犠牲陽極材のＳｉ量が１．０％を越えれば、その犠牲陽極材の融点が低下し、ろう付加熱時に溶融が起こる可能性が高くなり、またＳｉは犠牲陽極材の電位を貴にする元素であって、Ｓｉ量が１．０％を越えれば、犠牲陽極効果が阻害されて耐食性が低下してしまう。そこでＳｉの添加量は１．０％以下とした。なおＳｉのより好ましい添加量は０．８％以下である。
【００４５】
Ｍｎ：
Ｍｎは、強度と耐食性を向上させる元素であり、１．８％以下の範囲内で添加される。Ｍｎ量が１．８％を越えれば、鋳造時に巨大金属間化合物が生成されやすくなって、塑性加工性を低下させる。またＭｎは犠牲陽極材の電位を貴にする元素であるため、１．８％を越えてＭｎを添加すれば、犠牲陽極効果が阻害されて耐食性が低下する。なおＭｎのより好ましい添加量は１．５％以下である。
【００４６】
Ｔｉ：
Ｔｉは、固溶強化により強度を向上させるとともに耐食性を向上させる元素であり、０．０２〜０．３％以下の範囲内で添加する。Ｔｉ量が０．３％を越えれば巨大金属間化合物が生成されやすくなって、塑性加工性を低下させる。なおＴｉのより好ましい添加量範囲は０．１〜０．２％である。なおまた、既に心材について述べたように、通常のアルミニウム合金では、鋳造時の組織微細化のために微量（通常０．００５〜０．０５％）のＴｉを添加することがあり、また同じ目的から、Ｔｉと併せて極微量（通常０．００１〜０．０１％）のＢを添加することがあり、この発明のブレージングシートにおける犠牲陽極材のＡｌ−Ｚｎ系合金としても、このような目的からＴｉ、Ｂを添加することは許容される。
【００４７】
Ｖ：
Ｖは、固溶強化により強度を向上させるとともに、耐食性の向上に効果があり、０．０２〜０．３％の範囲内で添加する。Ｖ量が０．０２％未満ではその効果が得られず、一方Ｖ量が０．３％を越えれば、巨大金属間化合物が生成されやすくなって、塑性加工性が低下する。なおＶのより好ましい添加量範囲は０．１〜０．２％である。
【００４８】
この発明のアルミニウム合金ブレージングシートにおいては、心材、ろう材、さらには犠牲陽極材として使用する各合金の成分組成を前述のように調整するばかりではなく、心材部分の金属組織条件として、最終冷間圧延後の製品板における金属間化合物の分散状況が重要である。すなわち、ブレージングシートの最終冷間圧延後の心材部分の金属組織として、その厚さ方向の断面において０．１μｍ以上０．３μｍ未満のサイズの金属間化合物の分布密度が２０個／μｍ２以上１００個／μｍ２以下、好ましくは３０個／μｍ２以上５０個／μｍ２以下であって、しかも０．３μｍ以上のサイズの金属間化合物の分布密度が１個／μｍ２以下であることが必要である。なおここで規定している金属間化合物のサイズは、全て円相当径を意味するものとする。
【００４９】
このように心材部分の金属間化合物の分布密度を定めた理由は、次の通りである。
【００５０】
この発明のアルミニウム合金ブレージングシートの心材においては、基本的には、Ｍｎを主体とする固溶元素による固溶強化および金属間化合物（主としてＡｌ−Ｍｎ−Ｓｉ系金属間化合物）による分散強化を主体として、ろう付加熱後の強度および耐クリープ性の向上を図っており、さらに請求項２のアルミニウム合金ブレージングシートの心材においては、Ｍｇ２Ｓｉの析出による時効硬化によって、さらなる強度および耐クリープ性の向上を図っている。ここで、心材にＭｇを添加した場合、ろう付性は低下するが、耐クリープ性が充分に高い場合には、Ｍｇ２Ｓｉによって高温における長時間の圧力負荷に対し充分な耐久性を得ることが可能となる。
【００５１】
金属間化合物には、かなりの量のＭｎ、Ｓｉが含まれるため、金属間化合物が増えれば、Ｍｎを主体とする固溶元素は減少する傾向を示し、そのためＭｎを主体とする固溶元素による固溶強化と、金属間化合物による分散強化とは、相反する関係にあると言える。したがってろう付加熱後に充分な強度および耐クリープ性を確保するためには、ろう付加熱後において固溶強化と分散強化、さらには時効硬化のバランスが適切に取れていることが必要であり、そのためには、最終冷間圧延後の製品板（ろう付加熱前のブレージングシート）の心材部分の金属組織として、前述のごとく特定のサイズの金属間化合物が特定の範囲内の密度で分布していることが必要であり、その場合にはじめてろう付加熱後に固溶強化、時効硬化、分散強化の最適なバランスを取って、充分な強度および耐クリープ性を得ることができるのである。なおろう付の条件は特に制限されるものではなく、通常は６００℃程度まで加熱した後に空冷することにより行なわれるものであって、ここでもろう付加熱後の強度、耐クリープ性能は、通常の条件でろう付した後の性能を意味するものとする。
【００５２】
さらに前述のような金属化合物の分布密度条件の限定理由について詳細に説明する。
【００５３】
先ず固溶強化および時効硬化の点から説明すれば、ろう付加熱後においてＭｎを主体とする固溶元素量を確保して固溶強化を充分に図り、さらにＭｇ２Ｓｉによる時効硬化を高めるためには、最終冷間圧延後のアルミニウム合金ブレージングシート（すなわちろう付加熱前のブレージングシート）において、０．１μｍ以上０．３μｍ未満の金属間化合物の密度が１００個／μｍ２以下、より好ましくは５０個／μｍ２以下であって、しかも０．３μｍ以上の金属間化合物の分布密度が１個／μｍ２以下であることが必要である。このような金属組織を有するアルミニウム合金ブレージングシートの心材部分においては、ろう付加熱に供した後の段階でも、心材のアルミニウム母相中にＭｎ、Ｓｉを固溶状態で多量に含んでおり、そのためろう付加熱後も充分な固溶強化および時効硬化を発揮することができる。またＭｎ、Ｓｉのみならず、選択的に添加されるＴｉ、Ｚｒ、Ｃｒ、Ｖによる固溶強化も、強度および耐クリープ性の向上に寄与し、これらの元素のうち１種以上を添加してその元素がろう付後の段階で心材のアルミニウム合金母相中に固溶していれば、より一層充分な固溶強化を発揮することができる。一方最終圧延後のアルミニウム合金ブレージングシートの心材部分において、０．１μｍ以上０．３μｍ未満の金属間化合物が１００個／μｍ２より多く含まれる場合、および０．３μｍ以上の金属間化合物が１個／μｍ２より多く含まれる場合には、ろう付加熱後にＭｎ等の充分な固溶量を確保することができず、固溶強化の効果を期待することができない。
【００５４】
次に分散強化の点から説明すれば、ろう付加熱後の分散強化効果を高めるためには、最終冷間圧延後（ろう付加熱前）のアルミニウム合金ブレージングシートの心材部分において、０．１μｍ以上０．３μｍ未満の微細な金属間化合物を、２０個／μｍ２以上、より好ましくは３０個／μｍ２以上含んでいる必要がある。このような金属組織を有する心材部分を有するアルミニウム合金ブレージングシートは、ろう付加熱に供した後にも心材相当部分に多くの金属間化合物が残存し、そのため充分な分散強化の効果を発揮することができる。ここで、最終冷間圧延後のアルミニウム合金ブレージングシートの心材部分における０．１μｍ以上の金属間化合物は、ろう付加熱後もある程度残存して、分散強化に寄与することが可能であるが、０．１μｍ未満の極微細な金属間化合物は、ろう付時に再固溶して消失してしまい、分散強化の効果を発揮し得ない。なお最終冷間圧延後の心材部分に含まれる０．１μｍ以上０．３μｍ未満の金属間化合物の密度が２０個／μｍ２未満の場合には、ろう付後に残存する金属間化合物少なく、充分な分散強化の効果を得られない。
【００５５】
そしてこの発明のブレージングシートにおいては、上述のような固溶強化（および時効硬化）と、分散強化との兼ね合いから、心材部分の金属間化合物の分布密度を、前述のように規定したのである。
【００５６】
ここで、金属間化合物の密度は、最終冷間圧延後のブレージングシートにおける心材部分のＬ−ＬＴ面を研磨により面出しして、心材部分の透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）観察を行うことにより調べたものとする。このＴＥＭ観察においては、等厚干渉縞から、観察部の膜厚を測定して、膜厚が０．１〜０．３μｍの箇所でのみＴＥＭ観察を行ない、ＴＥＭ写真を画像解析することにより金属間化合物の密度を求めるものとする。
【００５７】
次にこの発明のアルミニウム合金ブレージングシートの製造方法について説明する。
【００５８】
この発明のアルミニウム合金ブレージングシートにおいては、その心材のＳｉおよびＭｎの含有量を比較的高く規定しているため、従来の一般的な製造工程を適用しても、最終冷間圧延後に心材部分での０．１μｍ以上０．３μｍ未満の金属間化合物の密度が２０個／μｍ２以上となる金属組織を得ることは可能であるが、ろう付加熱後に充分な固溶元素量（主として固溶Ｍｎ量）を得るためには、前述のように最終冷間圧延後に心材部分で０．１μｍ以上０．３μｍ未満の金属間化合物の密度が１００個／μｍ２以下、より好ましくは５０個／μｍ２以下で、しかも０．３μｍ以上の金属間化合物の密度が１個／μｍ２以下となるように規制することが同時に必要であり、このように金属間化合物の過剰な析出を規制するためには、製造工程中で加えられる熱を適切な範囲内に制御する必要があり、とりわけ熱間圧延の各段階における温度や時間の厳密な制御が極めて重要となる。
【００５９】
この発明のアルミニウム合金ブレージングシートは、基本的には前述の成分組成の合金からなる心材の片面または両面にＡｌ−Ｓｉ系ろう材（あるいはＡｌ−Ｓｉ系ろう材および犠牲陽極材）をクラッドすることによって製造される。そこで、先ず心材の製造方法から説明することとする。
【００６０】
心材用の素材として、前述の成分組成を有するアルミニウム合金をそれぞれ溶解し、ＤＣ鋳造法等の常法に従って鋳造する。鋳造時においては、鋳塊中に固溶するＭｎの量を多くするため、鋳造時の冷却速度を１．５℃／ｓ以上とすることが好ましい。得られた心材鋳塊は必要に応じて面削して仕上げ、その後に熱間クラッド圧延に供することとなるが、熱間クラッド圧延前には、心材鋳塊に対して均質化処理を行わないか、または５５０℃以上の温度で鋳塊加熱を行う。心材鋳塊の均質化処理を行わない場合には、鋳造時に得られる固溶Ｍｎ量が多い状態を維持したまま、その後の工程に供することが可能となる。一方、心材鋳塊の均質化処理を行った場合には、その鋳塊加熱温度を５５０℃以上とすることにより、心材鋳塊中の金属間化合物を再固溶させて、均質化処理後に固溶Ｍｎ量が多い状態として、その後の工程に供することができる。なお均質化処理温度が６２０℃を越えれば、鋳塊が溶融してしまうおそれがあるから、均質化処理温度は６２０℃以下とすることが望ましい。
【００６１】
得られた心材鋳塊は、前述のようなろう材あるいは犠牲陽極材と組み合わせて重ね合せ、その状態で加熱して熱間クラッド圧延に供する。ここで、この熱間クラッド圧延について、以下では単に「熱間圧延」と記す。なお熱間クラッド圧延前の重ね合せ材の厚みは特に限定しないが、通常は２５０〜８００ｍｍ程度（望ましくは３００〜６００ｍｍ程度）である。
【００６２】
重ね合せ材の熱間圧延前の加熱については、４００℃以上５００℃以下で１０時間以下とし、引続く熱間圧延では、熱間圧延を開始してから板厚減少量が５０ｍｍに達するまでに要する時間を５分以下、さらに板厚減少量が５０ｍｍに達した時点での材料温度を４００℃以上４５０℃以下に制御し、しかも板厚減少量が５０ｍｍに達してから板厚が２０ｍｍに達するまでに要する時間を１０分以下、なおかつ板厚２０ｍｍに達した時点での材料温度を３００℃以上４００℃以下に制御し、また熱間圧延を開始してから終了するまでに要する時間を４０分以下に制御し、これによってクラッド材を作製する。
【００６３】
このような熱間圧延前の加熱および熱間圧延中の各段階での時間、温度の条件を定めた理由は次の通りである。
【００６４】
熱間圧延前の加熱を５００℃以下かつ１０時間以下とすることにより、加熱中における金属間化合物の過剰な析出を抑えことができる。熱間圧延前の加熱が４００℃未満では、熱間圧延中の変形抵抗が大きく圧延が困難となり、一方熱間圧延前の加熱が５００℃を越えるかあるいは１０時間を越えれば、金属間化合物が過剰に析出するため、最終的に適切な金属間化合物の分布が得られなくなってしまうから、熱間圧延前の重ね合わせ材の加熱は４００〜５００℃で１０時間以下とした。なお熱間圧延前の加熱のより好ましい条件は、４８０℃以下で５時間以下である。なおまた、熱間圧延前の加熱においては、好ましい析出物分布を得るためには加熱時間が短いことが好ましく、４００〜５００℃の範囲内の温度に到達すれば、特にその温度での保持は行なわなくても良いが、材料全体が均一に所定温度とならなければクラッド圧着不良等の問題が生じるおそれがあるから、通常は２時間程度保持することが好ましい。
【００６５】
上述のようにして加熱した重ね合わせ材は、直ちに熱間圧延に供する。すなわち、熱間圧延開始温度が実質的に４００℃より低い温度に下がらないうちに熱間圧延を開始する。この熱間圧延中においては、加えられる歪の影響により金属間化合物の析出が促進されてしまうため、短時間で熱間圧延を終えることが極めて重要である。
【００６６】
前述のように厚みが２５０〜８００ｍｍ程度（望ましくは３００〜６００ｍｍ程度）の重ね合せ板に対して熱間圧延を開始してから板厚減少量が５０ｍｍに達するまでは、心材とろう材あるいは犠牲陽極材を圧着させる段階であり、この段階に要する時間を５分以下に制御するとともに、板厚減少量が５０ｍｍに達した時点での材料温度が４５０℃以下となるように制御することによって、金属間化合物の過剰な析出を抑えることができる。一方、熱間圧延を開始してから板厚減少量が５０ｍｍに達した時点での材料温度が４００℃未満になれば、心材とろう材あるいは犠牲陽極材とを充分に圧着させることができない。そこで熱間圧延を開始してから板厚減少量が５０ｍｍに達するまでの時間を５分以下、板厚減少量が５０ｍｍに達した時点での材料温度を４００〜４５０℃の範囲内に規制することとした。
【００６７】
さらに、熱間圧延を開始した後、板厚減少量が５０ｍｍに達してから板厚が２０ｍｍに達するまでの間は、材料温度が比較的高く、しかも加えられる歪の量が極めて多い段階であり、この段階に要する時間を１０分以下に制御し、しかも板厚が２０ｍｍに達した時点での材料温度を４００℃以下に制御することにより、金属間化合物の過剰な析出を抑えることができる。一方、板厚が２０ｍｍに達した時点での材料温度が３００℃以下になれば、熱間圧延が困難になって製造性が損なわれてしまう。そこで熱間圧延中途で板厚減少量が５０ｍｍに達してから板厚が２０ｍｍに達するまでの時間は１０分以下、板厚が２０ｍｍに達した時点での材料温度は３００℃以上４００℃以下の範囲内に制御することとした。
【００６８】
板厚が２０ｍｍに達した後は、材料温度が低下しているため、これ以降の段階の熱間圧延に要する時間に関して特別な制御は必要としないが、熱間圧延を開始してから熱間圧延が終了するまでの合計時間は４０分以下としなければならない。熱間圧延の開始から終了までの合計時間が４０分を越えれば、金属間化合物が過剰に析出するため、最終的に適切な金属間化合物の分布が得られなくなってしまう。
【００６９】
以上のように、熱間圧延の各段階に要する時間および各段階における材料温度、さらには合計時間が上記の規定を外れれば、適切な金属間化合物の分布を得ることが困難となる。なお熱間圧延終了後にコイルに巻取った後の析出を抑制するため、熱間圧延の終了温度は２５０℃以下とすることが好ましい。
【００７０】
なお、上述のように熱間圧延の各段階に要する時間および各段階における材料温度、さらには合計時間を、上記の条件が満たされるように制御するための具体的手段は特に限定されないが、例えば、熱間圧延の各パス間において温度を測定し、上記の条件を満たすよう、次のパスにおける圧延速度、圧下量、圧延油量などをフィードバック制御する、などの手段を適用すればよい。
【００７１】
以上のような熱間圧延により得られたアルミニウム合金クラッド材は、これを冷間圧延に供して、所要の製品板厚（望ましくは０．１５〜０．６ｍｍ程度）に仕上げるが、請求項５、請求項６の発明の方法の場合、冷間圧延の間において、最終厚さに到達する前の中途の段階で中間焼鈍を少なくとも１回行うものとする。この中間焼鈍には、バッチ焼鈍炉、あるいは連続焼鈍炉（ＣＡＬ）のいずれを用いても良い。このような中間焼鈍は、最終冷間圧延前の段階で完全に再結晶させて、最終冷間圧延後の成形性およびろう付性を高めるために必要な工程である。
【００７２】
中間焼鈍にバッチ式焼鈍を適用する場合は、中間焼鈍温度を２５０℃〜４００℃の範囲内とすることにより、中間焼鈍後の金属組織を完全に再結晶させることができるとともに、固溶Ｍｎ量を多くして、金属間化合物が微細な状態を得ることができる。バッチ焼鈍による中間焼鈍温度が２５０℃未満では、中間焼鈍後に完全に再結晶した金属組織を得ることができず、一方４００℃を越えれば、中間焼鈍中に０．３μｍ以上のサイズの金属間化合物が過剰に析出してしまい、適切な金属間化合物分布を得ることが困難となる。なおバッチ焼鈍による中間焼鈍におけるより好ましい温度は、３００〜３７０℃である。
【００７３】
一方、連続焼鈍炉（ＣＡＬ）を用いて中間焼鈍を行なう場合、その中間焼鈍温度を３８０℃〜５５０℃の範囲内とすることにより、中間焼鈍後の金属組織を完全に再結晶させ、同時に固溶Ｍｎ量が多くて金属間化合物が微細な状態を得ることができる。連続焼鈍炉による中間焼鈍温度が３８０℃未満では、中間焼鈍後に完全に再結晶した金属組織が得られない。ここで、中間焼鈍に連続焼鈍炉を用いる場合には昇温速度および冷却速度が極めて速く、中間焼鈍中の析出がほとんど生じないため、金属組織の観点からは中間焼鈍温度の上限は特に制約されないが、クラッドされたろう材の溶融を防ぐためには、中間焼鈍の上限を５５０℃以下とする。なお連続焼鈍炉を用いた中間焼鈍において、３８０〜５５０℃の範囲内の温度での保持時間は特に規定しないが、通常は５分以下（保持なしを含む）とすれば良い。
【００７４】
ここで、中間焼鈍を中途に挟んでの冷間圧延においては、中間焼鈍前の冷間圧延（一次冷間圧延）の圧延率は特に限定されるものではなく、熱間上り板厚および中間焼鈍後の最終冷間圧延率、製品板厚に応じて適宜定めれば良い。一方、中間焼鈍後の最終冷間圧延率は５〜５０％とすることが望ましい。最終冷間圧延により導入される歪は、ろう付時のろう拡散を招きやすくなり、また、材料の強度が高くなり、後の成形工程に支障をきたすおそれがある。逆に最終冷間圧延率が小さくて歪量が少なすぎれば、ろう付時のろう溶融前に心材が充分に再結晶せず、亜結晶粒が残存して、その亜結晶粒を介してろう拡散が生じてしまう。中間焼鈍条件によっても最終冷間圧延率の最適値は変化するが、上述の観点から、通常は５〜５０％の範囲内が望ましく、より好ましくは、１０〜４０％とする。
【００７５】
以上のような最終冷間圧延により製品板厚とされたクラッド材は、これをそのままブレージングシートとして、熱交換器における高温圧縮空気や冷媒の通路構成材（チューブ）に成形してもよいが、成形形状が複雑で、そのままでは成形が困難な場合には、最終冷間圧延の後に軟化焼鈍を施して成形性を向上させても良く、これを規定したのが請求項７の発明である。
【００７６】
この軟化焼鈍における加熱温度は２００℃〜４００℃とする。加熱温度が２００℃未満では、成形性が充分に向上されず、一方４００℃を越えれば、金属間化合物が過剰に析出するため、最終的に適切な金属間化合物の分布が得られなくなってしまう。なお軟化焼鈍の加熱温度は、より好ましくは２５０℃〜３５０℃の範囲内とする。また軟化焼鈍における加熱時間は特に限定しないが、通常は１時間〜１０時間程度とすることが望ましい。加熱時間が１時間未満では、ブレージングシートの強度がコイル全体において均一とならないおそれがあり、一方１０時間を越えれば、軟化焼鈍の効果が飽和して経済性を損なうだけである。
【００７７】
ここで、前述の説明では、熱間圧延後の冷間圧延の中途で中間焼鈍を施すこととしているが、このような中間焼鈍を省略して、中間焼鈍を行わずに最終板厚まで冷間圧延しても良い。但し、その場合は、冷間圧延により所要の板厚とした後、軟化焼鈍を行なう。これを規定したのが請求項８の発明である。
【００７８】
このように中間焼鈍を省略する場合でも、熱間圧延前の加熱、熱間圧延中の各条件は、既に述べたものと同様とすれば良い。また熱間圧延後の冷間圧延（中間焼鈍なし）の圧延率は特に限定しないが、通常は５〜９５％で行なえば良い。冷間圧延率が５％未満では、ろう付時のろう溶融前に心材が充分に再結晶せず、亜結晶粒が残存して、その亜結晶粒を介してろう拡散が生じてしまうおそれがあり、一方９５％を越えれば、材料の強度が高くなり過ぎ、目標の板厚まで圧延することが困難となるおそれがある。また冷間圧延後の軟化焼鈍の条件も前述の場合と同様であれば良く、２００〜４００℃の範囲内の温度で、望ましくは１〜１０時間加熱する条件とすれば良い。このように、中間焼鈍を省略したプロセスでは、金属間化合物の過剰な析出を抑制し得るため、適切な金属間化合物の分布状況を容易に得ることが可能となる。
【００７９】
以上のところにおいて、この発明のアルミニウム合金ブレージングシートの厚みについては特に限定しないが、この発明のブレージングシートの場合、薄肉でも高い強度、耐クリープ性を備えかつろう付性も良好であることから、ターボチャージャにより圧縮空気を循環させるインタークーラのチューブ材などとして高温、高圧力に耐えて、優れた耐久性を示し得ることが大きなメリットである。そこで、これらの用途として、充分な耐久性を維持しつつ、軽量化を図り得るというメリットを生かすためには、０．６ｍｍ程度以下（通常は０．１５ｍｍ以上）の薄肉材として使用することが適切である。ただし、この範囲内の板厚に限定されるものではなく、０．６ｍｍ程度以上、５ｍｍ程度以下の比較的厚肉の材料として使用することも可能であることはもちろんである。ちなみに、自動車におけるターボチャージャによる圧縮空気を循環させる前述のようなインタークーラのチューブ材の場合、０．６ｍｍ程度以下の薄肉材として使用することができる。
【００８０】
またこの発明のアルミニウム合金ブレージングシートにおけるろう材のクラッド率は特に限定されるものではないが、通常は片面あたり３〜２０％程度とすることが望ましい。また心材の片面に犠牲陽極材をクラッドする場合も、その犠牲陽極材層のクラッド率は特に限定されないが、通常は３〜２０％程度とすれば良い。
【実施例】
【００８１】
以下にこの発明を実施例に基いて、さらに詳細に説明する。なおこの実施例は、飽くまでこの発明の効果を説明するためのものであり、この発明の技術的範囲が実施例により制限されるものではないことはもちろんである。
【００８２】
表１、２に示す合金成分および組成を有する心材、皮材合金（犠牲陽極材用合金）をそれぞれＤＣ鋳造法により鋳造して、各々両面を面削して厚さ５００ｍｍに仕上げた。ろう材には、ＪＩＳ４０４５合金を用い、ろう材、犠牲陽極材を常法に従って熱間圧延によりそれぞれ５０ｍｍの厚さまで圧延した。これらの合金を用い、心材の片面には皮材１として前記ろう材を組み合わせ、もう一方の面には皮材２としてろう材もしくは表２の犠牲陽極材を組み合わせ、重ね合せた。その状態での合計厚みは、６００ｍｍであった。具体的な組合せを表５中に示す。なおその状態でのクラッド率は全て片面あたり１０％であり、また合計厚みは、６００ｍｍであった。このような重ね合わせ材について、表３に示す条件で加熱および熱間圧延を行い、３．５ｍｍの３層クラッド材とし、さらにこのクラッド材に、表４に示す条件で１次冷間圧延、中間焼鈍、最終冷間圧延を施して、Ｈ１ｎ調質の板厚０．４ｍｍの板材とし、さらに軟化焼鈍を施した。なおいくつかの例については、中間焼鈍および／または軟化焼鈍を省略した。
【００８３】
得られたブレージングシートについて、金属間化合物分布密度を下記に示す方法で調査したので、その結果を表５に示す。さらに各ブレージングシートについて、ろう付後の室温強度、ろう付後の耐クリープ性、フィン接合率、高温耐圧性、耐エロージョン性、巨大金属間化合物、耐食性を下記に示す方法で評価したので、その結果を表６に示す。なお耐食性に関しては、皮材に犠牲陽極材を用いたもののみを評価対象とし、犠牲陽極材を用いずろう材をクラッドしたものは評価対象外とした。
【００８４】
（１）  金属間化合物の密度：
各ブレージングシートの心材部分についてＬ−ＬＴ面を研磨で面出しし、透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）観察を行うことにより調べた。この際、等厚干渉縞から観察部の膜厚を測定し、膜厚が約０．１〜０．２μmの箇所でのみＴＥＭ観察を行って、各サンプル１０００倍の倍率で１０視野ずつ観察し、それぞれの視野のＴＥＭ写真を画像解析することによって、ろう付後の各サイズの金属間化合物の密度を求めた。なお表５に示したろう付後の金属間化合物の分布密度は、それぞれ１０視野より求めた値の平均値で表した。
【００８５】
（２）  ろう付後の室温強度：
６００℃×３分のろう付加熱後、２００℃／ｍｉｎの冷却速度で冷却した。このサンプルを引張速度１０ｍｍ／ｍｉｎ、ゲージ長５０ｍｍの条件で、ＪＩＳ  Ｚ２２４１に従って引張試験に供した。得られた応力−ひずみ曲線から引張強さを読み取り、表６中に記載した。
【００８６】
（３）  ろう付後の耐クリープ性：
６００℃×３分のろう付加熱後、２００℃／ｍｉｎの冷却速度で冷却し、その後２００℃の炉中で１週間放置した。このサンプルを温度２００℃、応力６０ＭＰａの条件で、ＪＩＳ  Ｚ２２７１に従ってクリープ試験に供した。得られた結果から、クリープ試験開始から破断に至るまでに要した時間を表６中に記載した。
【００８７】
（４）  フィン接合率：
３００３合金のフィン材をコルゲート成形し、供試材のろう材面とあわせた後、これを５％のフッ化物フラックス水溶液中に浸漬し、２００℃で乾燥後に６００℃×３分のノコロックろう付加熱を行った。この試験コアのフィン接合率が１００％のものは「○」、１００％未満９５％以上のものは「△」、９５％未満のものは「×」と表６中に記載した。
【００８８】
（５）  高温耐圧性評価：
前述のようにして得られた各ブレージングシートを電縫加工により偏平なチューブ状に成形し、一方３００３合金のフィン材をコルゲート成形して、図１に示すように、その偏平チューブ１と２枚のコルゲートフィン２、および厚さ１ｍｍの２枚のブレージングシート３と厚さ１０ｍｍの２枚の３００３合金板４とを組み合わせて、５％のフッ化物フラックス水溶液中に浸漬し、２００℃で乾燥後に６００℃×３分のノコロックろう付加熱を行なって、試験コア５を作成した。なおブレージングシート３は、３００３合金心材の両面に４０４５合金ろう材を５％クラッドしたものである。この試験コア５を、図２に示すような高温耐圧試験装置の一対の治具８の間にパッキング９を介して挟み込んで固定し、試験コア５の偏平チューブ１内に、図示しない油圧装置から配管６を介して温度１５０℃の油７を流加圧供給し、圧力０〜３００ｋＰａの圧力（油圧）を偏平チューブ１内に加えた。その結果、１３０ｋＰａ以下でチューブの変形によるフィンの座屈が生じなかったものは「○」、１３０ｋＰａ未満でフィンの座屈が生じたものは「×」と表６中に記入した。
【００８９】
（６）  耐エロージョン性：
上記と同様の条件で高温耐圧試験と同様の試験コアを作製後、断面ミクロ観察を行い、エロージョン発生の有無を確認した。エロージョン無しは「○」、エロージョン有りは「×」と表６中に記載した。
【００９０】
（７）  巨大金属間化合物：
各ブレージングシートの心材部分のＬ−ＳＴ面を研磨により面出しし、ケラー氏液でエッチングした後に光学顕微鏡で観察した。各試験材とも無作為に１０個ずつサンプリングして観察を行い、円相当径が１００μｍ以上の巨大な金属間化合物が観察されなかったものは「○」、観察されたものは「×」とした。
【００９１】
（８）  耐食性評価：
引張試験試料と同様、６００℃×３分のろう付加熱を行った後、ろう材側をシールし、Ｃｌ−５００ｐｐｍ、ＳＯ４２−１００ｐｐｍ、Ｃｕ２＋１０ｐｐｍを含む８８℃の高温水中で８時間、室温放置１６時間を１サイクルとするサイクル浸漬試験を３ヶ月間実施し、腐食貫通の生じなかったものは「○」、生じたものは「×」とした。
【００９２】
【表１】
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【００９３】
【表２】
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【００９４】
【表３】
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【００９５】
【表４】
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【００９６】
【表５】
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【００９７】
【表６】
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【００９８】
これらの表から明らかなように、本発明例であるＮｏ．１〜Ｎｏ．８、Ｎｏ．１３〜Ｎｏ．２０、Ｎｏ．２９〜３１の例は、心材の合金成分および熱間圧延条件がこの発明で規定する条件を満たしており、最終圧延後の心材の金属組織として、０．１μｍ以上０．３μｍ未満の金属間化合物の密度が２０個／μｍ２以上１００個／μｍ２以下でかつ０．３μｍ以上の金属間化合物の密度が１個／μｍ２以下となっており、この発明で規定する心材金属組織の条件を満たしている。
【００９９】
それに対してＮｏ．９〜Ｎｏ．１２は、心材の合金成分がこの発明で規定する条件を満たしていない例である。またＮｏ．２１〜Ｎｏ．２８は、心材の合金成分はこの発明で規定する条件を満たしているが、製造工程条件が外れており、その結果心材金属組織の条件が外れていた。そしてまたＮｏ．３２、Ｎｏ．３３の例は、片面の皮材２として、この発明で規定する犠牲陽極材の合金成分組成から外れた合金を用いた例である。
【０１００】
さらに本発明例および比較例のそれぞれについて詳細に検討する。
【０１０１】
表６から明らかなように、本発明例であって、前述のごとく心材金属組織の条件を満たしているＮｏ．１〜Ｎｏ．５、Ｎｏ．１３〜Ｎｏ．１６の例では、ろう付後の室温での引張強さが１６０ＭＰａ以上と高く、２００℃で６０ＭＰａのクリープ試験において試験開始から破断までに１００時間以上を要し、さらにフィン接合率が１００％であって、これらの材料を用いた試験コアは高温での耐圧試験においても１３０ｋＰａ以下ではフィンの座屈が生じず、優れた耐熱性を有していることが確認された。
【０１０２】
また心材にＭｇを含有しているＮｏ．６〜Ｎｏ．８、Ｎｏ．１７〜２０の本発明例では、ろう付後の室温での引張強さが１９０ＭＰａ以上であり、また２００℃で６０ＭＰａのクリープ試験においては１０００時間以上かけても未破断と、より高い室温強度と耐クリープ性が得られており、さらにろう付性については、フィン接合率が９５％以上１００％未満とＭｇ無添加の場合よりは劣るものの、材料の室温強度と耐クリープ性が高いことを考慮すれば、特に問題ない水準であった。またこれらの材料を用いた試験コアは、高温での耐圧試験において１３０ｋＰａ以下ではフィンの座屈が生じず、優れた耐熱性を有していた。
【０１０３】
さらに以上のような本発明例Ｎｏ．１〜Ｎｏ．８、Ｎｏ．１３〜Ｎｏ．２０の材料は、耐エロージョン性にも優れており、かつ１００μｍ以上の巨大金属間化合物は存在しておらず、熱交換器用材料として用いるに好適であることが確認された。
【０１０４】
これに対して、心材の合金成分がこの発明で規定する条件を満たしていない比較例のＮｏ．１０〜Ｎｏ．１２では、ろう付後の室温での引張強さが１６０ＭＰａ未満となり、また２００℃で６０ＭＰａのクリープ試験において１０００時間未満で破断に至り、これらの材料を用いた試験コアは、高温での耐圧試験において１３０ｋＰａ未満でフィンの座屈が生じてしまった。
【０１０５】
また心材にＭｇを含んでおらず、製造工程がこの発明で規定する条件を外れているＮｏ．２１〜Ｎｏ．２４の例では、耐クリープ性が本発明例よりも低い水準となり、これらの材料を用いた試験コアは高温での耐圧試験において１３０ｋＰａ未満でフィンの座屈が生じてしまった。
【０１０６】
一方心材にＭｇを含んでおり、製造工程がこの発明で規定する条件を外れているＮｏ．２５〜Ｎｏ．２８の例では、クリープ寿命が１０００時間以上とはならず、耐クリープ性が本発明例よりも低い水準となり、またフィン接合率は９５％以上１００％未満ではあるが、クリープ寿命が１０００時間未満の場合には不充分な水準であると言える。さらにこれらの材料を用いた試験コアは高温での耐圧試験において１３０ｋＰａ未満でフィンの座屈が生じた。
【０１０７】
さらに心材のＳｉ量、Ｆｅ量、Ｍｇ量が高いＮｏ．９の例の場合は、１００μｍ以上の巨大金属間化合物が存在し、ろう付においてフィンの接合不良およびエロージョンが発生してしまった。
【０１０８】
さらに、心材の片面に犠牲陽極材をクラッドしているＮｏ．２９〜Ｎｏ．３３の例については、耐食性の評価も行なった。これらのうち、本発明例であるＮｏ．２９〜３１の例では、腐食貫通が見られず、耐食性が良好であった。それに対して、比較例であるＮｏ．３２、Ｎｏ．３３では、腐食貫通が生じており、耐食性が不充分であった。なおＮｏ．２９〜Ｎｏ．３３の例では、ろう付後の室温での引張強さが１６０ＭＰａ以上と高く、２００℃で６０ＭＰａのクリープ試験において試験開始から破断までに要する時間が１００時間以上となり、皮材の一方を犠牲陽極材としたことが室温強度や耐クリープ性には悪影響を与えないことが確認された。
【０１０９】
以上の実施例から、この発明のブレージングシートは、強度および耐クリープ性に優れ、ろう付性が良好で、巨大金属間化合物を含まず、生産性に優れた、熱交換器チューブ用材、特にインタークーラの如く高温高圧下で使用されるチューブ材に適していることが明らかである。
【符号の説明】
【０１１０】
１    偏平チューブ
２    コルゲートフィン
３    ブレージングシート
５    試験コア
【図１】
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【図２】
2010209444.tif 000009