(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
アルミニウム合金の心材と、当該心材の少なくとも一方の面にクラッドされたＡｌ−Ｓｉ系合金のろう材とを備えるアルミニウム合金ブレージングシートであって、前記心材が、Ｓｉ：０．０５〜１．２ｍａｓｓ％、Ｆｅ：０．０５〜１．０ｍａｓｓ％、Ｃｕ：０．０５〜１．２ｍａｓｓ％、Ｍｎ：０．６〜１．８ｍａｓｓ％を含有し、残部Ａｌ及び不可避的不純物からなるアルミニウム合金であり、前記ろう材が、Ｓｉ：２．５〜１３．０ｍａｓｓ、Ｆｅ：０．０５〜１．０ｍａｓｓ％を含有し、残部Ａｌ及び不可避的不純物からなるアルミニウム合金であり、前記心材の金属組織として、０．０１μｍ以上０．１μｍ未満の金属間化合物の分布密度が１０４〜５×１０５個／ｍｍ２、０．１μｍ以上１μｍ未満の金属間化合物の分布密度が１０４〜５×１０６個／ｍｍ２、１μｍ以上の金属間化合物の分布密度が５×１０３個／ｍｍ２以上であるアルミニウム合金ブレージングシートの製造方法であって、
前記心材及びろう材のアルミニウム合金をそれぞれ鋳造する工程と、鋳造された心材鋳塊を均質化する工程と、均質化した心材鋳塊の少なくとも一方の面に鋳造されたろう材をクラッドする工程と、クラッドしたクラッド材を熱間圧延する工程と、熱間圧延したクラッド材を冷間圧延する工程とを含み、
前記均質化工程が、心材鋳塊を加熱してから加熱保持温度に達するまでの加熱段階と、加熱保持温度に達した心材鋳塊をその温度に保持する加熱保持段階と、心材鋳塊を加熱保持温度から冷却する冷却段階とを含み、加熱段階において、心材鋳塊の加熱開始から４００℃に達するまでの昇温速度が６０℃／ｈ以上であり、心材鋳塊の温度が４００℃を超えてから５００℃に達するまでの昇温速度が３０℃／ｈ以上であり、心材鋳塊の温度が５００℃を超えてから加熱保持温度に達するまでの昇温速度が３０℃／ｈ以下であり、加熱保持段階において、心材鋳塊が５８０〜６２０℃で１時間以上２０時間以下加熱保持され、冷却段階において、心材鋳塊の冷却開始から５００℃に達するまでの冷却速度が３０℃／ｈ以下であり、心材鋳塊の温度が５００℃を下回ってから４００℃に達するまでの冷却速度が３０℃／ｈ以上であり、
前記冷間圧延工程の途中において、３００〜４５０℃の温度での中間焼鈍が１回以上施され、最終冷間圧延段階での圧延率を１０〜３０％として最終板厚に到達させることを特徴とする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２】
前記ろう材のうち、前記心材の少なくとも一方の面にクラッドされたろう材が、前記各成分元素の他にＺｎ：０．５〜５．５ｍａｓｓ％を更に含有する、請求項１に記載の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３】
アルミニウム合金の心材と、当該心材の両面にクラッドされたＡｌ−Ｓｉ系合金のろう材とを備えるアルミニウム合金ブレージングシートであって、前記心材が、Ｓｉ：０．０５〜１．２ｍａｓｓ％、Ｆｅ：０．０５〜１．０ｍａｓｓ％、Ｃｕ：０．０５〜１．２ｍａｓｓ％、Ｍｎ：０．６〜１．８ｍａｓｓ％を含有し、残部Ａｌ及び不可避的不純物からなるアルミニウム合金であり、前記ろう材のうち、前記心材の少なくとも一方の面にクラッドされたろう材が、Ｓｉ：２．５〜７．０ｍａｓｓ、Ｚｎ：０．５〜５．５ｍａｓｓ％、Ｆｅ：０．０５〜１．０ｍａｓｓ％を含有し、残部Ａｌ及び不可避的不純物からなるアルミニウム合金であり、前記心材の金属組織として、０．０１μｍ以上０．１μｍ未満の金属間化合物の分布密度が１０４〜５×１０５個／ｍｍ２、０．１μｍ以上１μｍ未満の金属間化合物の分布密度が１０４〜５×１０６個／ｍｍ２、１μｍ以上の金属間化合物の分布密度が５×１０３個／ｍｍ２以上であり、ろう付後における前記ろう材の板厚方向における平均結晶粒径が当該ろう材のクラッド厚さの８０％以上であるアルミニウム合金ブレージングシートの製造方法であって、
前記心材及びろう材のアルミニウム合金をそれぞれ鋳造する工程と、鋳造された心材鋳塊を均質化する工程と、均質化した心材鋳塊の両面に鋳造されたろう材をクラッドする工程と、クラッドしたクラッド材を熱間圧延する工程と、熱間圧延したクラッド材を冷間圧延する工程とを含み、
前記均質化工程が、心材鋳塊を加熱してから加熱保持温度に達するまでの加熱段階と、加熱保持温度に達した心材鋳塊をその温度に保持する加熱保持段階と、心材鋳塊を加熱保持温度から冷却する冷却段階とを含み、加熱段階において、心材鋳塊の加熱開始から４００℃に達するまでの昇温速度が６０℃／ｈ以上であり、心材鋳塊の温度が４００℃を超えてから５００℃に達するまでの昇温速度が３０℃／ｈ以上であり、心材鋳塊の温度が５００℃を超えてから加熱保持温度に達するまでの昇温速度が３０℃／ｈ以下であり、加熱保持段階において、心材鋳塊が５８０〜６２０℃で１時間以上２０時間以下加熱保持され、冷却段階において、心材鋳塊の冷却開始から５００℃に達するまでの冷却速度が３０℃／ｈ以下であり、心材鋳塊の温度が５００℃を下回ってから４００℃に達するまでの冷却速度が３０℃／ｈ以上であり、
前記冷間圧延工程の途中において、３００〜４５０℃の温度での中間焼鈍が１回以上施され、最終冷間圧延段階での圧延率を１０〜３０％として最終板厚に到達させることを特徴とする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４】
前記ろう材のうち、前記心材の少なくとも一方の面にクラッドされたろう材が、前記各成分元素の他にＴｉ０．０５〜０．３ｍａｓｓ％、Ｚｒ：０．０５〜０．３ｍａｓｓ％、Ｃｒ：０．０５〜０．３ｍａｓｓ％及びＶ：０．０５〜０．３ｍａｓｓ％から成る群から選択される１種以上を更に含有する、請求項１〜３のいずれか一項に記載の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５】
前記心材が、前記各成分元素の他にＭｇ：０．０５〜０．５ｍａｓｓ％、Ｔｉ０．０５〜０．３ｍａｓｓ％、Ｚｒ：０．０５〜０．３ｍａｓｓ％、Ｃｒ：０．０５〜０．３ｍａｓｓ％及びＶ：０．０５〜０．３ｍａｓｓ％から成る群から選択される１種以上を更に含有する、請求項１〜４のいずれか一項に記載の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】
アルミニウム合金の心材と、当該心材の一方の面にクラッドされたＡｌ−Ｓｉ系合金のろう材と、前記心材の他方の面にクラッドされた犠牲陽極材とを備えるアルミニウム合金ブレージングシートであって、前記心材が、Ｓｉ：０．０５〜１．２ｍａｓｓ％、Ｆｅ：０．０５〜１．０ｍａｓｓ％、Ｃｕ：０．０５〜１．２ｍａｓｓ％、Ｍｎ：０．６〜１．８ｍａｓｓ％を含有し、残部Ａｌ及び不可避的不純物からなるアルミニウム合金であり、前記ろう材が、Ｓｉ：２．５〜１３．０ｍａｓｓ、Ｆｅ：０．０５〜１．０ｍａｓｓ％を含有し、残部Ａｌ及び不可避的不純物からなるアルミニウム合金であり、前記犠牲陽極材が、Ｚｎ：１．０〜６．０ｍａｓｓ％、Ｓｉ：０．０５〜１．５ｍａｓｓ％、Ｆｅ：０．０５〜２．０ｍａｓｓ％を含有し、残部Ａｌ及び不可避的不純物からなるアルミニウム合金であり、前記心材の金属組織として、０．０１μｍ以上０．１μｍ未満の金属間化合物の分布密度が１０４〜５×１０５個／ｍｍ２、０．１μｍ以上１μｍ未満の金属間化合物の分布密度が１０４〜５×１０６個／ｍｍ２、１μｍ以上の金属間化合物の分布密度が５×１０３個／ｍｍ２以上であるアルミニウム合金ブレージングシートの製造方法であって、
前記心材、ろう材及び犠牲陽極材のアルミニウム合金をそれぞれ鋳造する工程と、鋳造された心材鋳塊を均質化する工程と、均質化した心材鋳塊の一方の面に鋳造されたろう材を、かつ、他方の面に鋳造された犠牲陽極材をクラッドする工程と、クラッドしたクラッド材を熱間圧延する工程と、熱間圧延したクラッド材を冷間圧延する工程とを含み、
前記均質化工程が、心材鋳塊を加熱してから加熱保持温度に達するまでの加熱段階と、加熱保持温度に達した心材鋳塊をその温度に保持する加熱保持段階と、心材鋳塊を加熱保持温度から冷却する冷却段階とを含み、加熱段階において、心材鋳塊の加熱開始から４００℃に達するまでの昇温速度が６０℃／ｈ以上であり、心材鋳塊の温度が４００℃を超えてから５００℃に達するまでの昇温速度が３０℃／ｈ以上であり、心材鋳塊の温度が５００℃を超えてから加熱保持温度に達するまでの昇温速度が３０℃／ｈ以下であり、加熱保持段階において、心材鋳塊が５８０〜６２０℃で１時間以上２０時間以下加熱保持され、冷却段階において、心材鋳塊の冷却開始から５００℃に達するまでの冷却速度が３０℃／ｈ以下であり、心材鋳塊の温度が５００℃を下回ってから４００℃に達するまでの冷却速度が３０℃／ｈ以上であり、
前記冷間圧延工程の途中において、３００〜４５０℃の温度での中間焼鈍が１回以上施され、最終冷間圧延段階での圧延率を１０〜３０％として最終板厚に到達させることを特徴とする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】
前記ろう材が、前記各成分元素の他にＺｎ：０．５〜５．５ｍａｓｓ％を更に含有する、請求項６に記載の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】
前記ろう材が、前記各成分元素の他にＴｉ０．０５〜０．３ｍａｓｓ％、Ｚｒ：０．０５〜０．３ｍａｓｓ％、Ｃｒ：０．０５〜０．３ｍａｓｓ％及びＶ：０．０５〜０．３ｍａｓｓ％から成る群から選択される１種以上を更に含有する、請求項６又は７に記載の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】
前記犠牲陽極材が、前記各成分元素の他にＭｎ：０．０５〜１．８ｍａｓｓ％、Ｍｇ：０．５〜３．０ｍａｓｓ％、Ｔｉ０．０５〜０．３ｍａｓｓ％、Ｚｒ：０．０５〜０．３ｍａｓｓ％、Ｃｒ：０．０５〜０．３ｍａｓｓ％及びＶ：０．０５〜０．３ｍａｓｓ％から成る群から選択される１種以上を更に含有する、請求項６〜８のいずれか一項に記載の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１０】
前記心材が、前記各成分元素の他にＭｇ：０．０５〜０．５ｍａｓｓ％、Ｔｉ０．０５〜０．３ｍａｓｓ％、Ｚｒ：０．０５〜０．３ｍａｓｓ％、Ｃｒ：０．０５〜０．３ｍａｓｓ％及びＶ：０．０５〜０．３ｍａｓｓ％から成る群から選択される１種以上を更に含有する、請求項６〜９のいずれか一項に記載の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】
本発明は、自動車用熱交換器に使用されるアルミニウム合金ブレージングシート、特に高温圧縮空気や冷媒の通路構成材として好適に使用される高成形性かつ高耐食性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関する。
【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おり、適切な処理により高耐食性が実現できるため、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用いられている。これら自動車用熱交換器のチューブ材としては、３００３合金などのＡｌ−Ｍｎ系合金を芯材として、一方の面に、Ａｌ−Ｓｉ系合金のろう材又はＡｌ−Ｚｎ系合金の犠牲陽極材をクラッドした２層クラッド材や、更に他方の面にＡｌ−Ｓｉ系合金のろう材をクラッドした３層クラッド材などが使用されている。熱交換器は通常、このようなクラッド材とコルゲート成形したフィンとを組み合わせ、６００℃程度の温度でろう付することによって接合される。
【０００３】
近年、熱交換器の小型軽量化が進んでいるが、小型であっても高い放熱性能を維持するために、チューブに複雑な形状を付与することが求められる場合がある。チューブ材の成形性を高めるためには、素材の状態でのチューブ材の強度は出来る限り低く、破断伸びは出来る限り大きいことが好ましい。しかしながら、素材の状態でのチューブ材の組織を完全再結晶組織としてしまうと、成形時に付与されたひずみによってろう付加熱時に亜結晶粒が残存し、ろうが心材へ侵食してろう付性が低下してしまう。素材の状態が加工組織であっても低強度・高破断伸びを有する必要があり、そのために冷間圧延時の加工度を低くすると、やはりろう付加熱時に亜結晶粒が残存し、ろうが心材へ侵食してろう付性が低下する。従って、優れた成形性とろう付性の両方を達成するためには、製造工程を工夫することによって心材の金属組織を制御する必要がある。
【０００４】
ろう付加熱時におけるろうの侵食を抑制したブレージングシートの提案として、特許文献１に記載されるような技術が知られている。この技術では、心材の金属組織として、最大長さが１μｍ以下の析出物が５×１０４個／ｍｍ２以下であるとすることにより、ろう付加熱後の心材結晶粒が粗大となり、微細結晶粒によるろうの侵食を抑制できるとしている。しかしながら、亜結晶粒残存によるろうの侵食を抑制することについては考慮されていない。また、素材の強度を低下させるための金属組織についても記載されていない。
【０００５】
ろう付加熱時における残存亜結晶粒によるろうの侵食を抑制したブレージングシートの提案としては、特許文献２に記載されるような技術が知られている。この技術では、心材の均質化処理を５００〜６２０℃で行い、更に最終焼鈍の条件を詳細に規定することにより析出物を粗大化させ、ろう付加熱時における亜結晶粒の残存を防止するとしている。しかしながら、均質化処理の条件としては温度が記載されているのみであり、保持時間や昇温・冷却の条件については何ら記載されておらず、また、均質化処理により得られる具体的な金属組織についても何ら記載されていない。
【０００６】
また、ブレージングシートの薄肉化に伴い、耐食性に対する要求も増している。ブレージングシートの防食としては、通常、Ａｌ−Ｚｎ系合金を犠牲材としてクラッドしたものが用いられる。しかしながら、熱交換器の構造によっては、ろう材に犠牲防食効果を持たせる必要が生じる場合がある。従来、このような場合には、Ｚｎを添加したＡｌ−Ｓｉ系ろう材をクラッドしたブレージングシートを用いて熱交換器を構成していた。Ａｌ−Ｓｉ系合金としては、通常、１０％程度のＳｉを添加したＡ４０４５合金などが用いられる。しかしながら、これにＺｎを添加してもろう付時において添加Ｚｎのほとんどが流動してしまい、ろう付後に残存するＺｎ量が少なくなってしまう問題があった。
【０００７】
このような問題に対して、特許文献３および４に記載されるような技術が知られている。すなわち、Ｓｉの添加量を３〜６％程度に低減し、その一部はろうとして流動させ残りは固体のまま残存させることにより、従来よりも優れた耐食性を発揮させるものである。しかしながら、このような技術によるブレージングシートでは、ろう材の粒界に溶融ろうが生成するため、ろう付後に腐食環境に晒されると粒界が局部腐食し、残存したろう材の結晶粒が脱落してしまうという問題が残った。
【０００８】
具体的には、特許文献３に記載される技術では、ろう付後のＡｌ−Ｓｉ系合金クラッド層の結晶粒径や、それを制御するための製造方法については何ら記載されていない。このように、Ａｌ−Ｓｉ系合金クラッド層の粒界腐食という問題については全く認識されておらず、その解決策を何ら教示、示唆するものではない。
【０００９】
また、特許文献４に記載される技術では、Ａｌ−Ｓｉ系合金クラッド層におけるＳｉ粒子のサイズや数密度について詳細に記載されている。しかしながら、これらは耐エロージョン・コロージョン性やろう付性の向上を目的としたものであり、Ａｌ−Ｓｉ系合金クラッド層の粒界腐食を防止するためのものではない。
【先行技術文献】
【特許文献】
【００１０】
【特許文献１】特開平２−２８２４５１号公報
【特許文献２】特開平３−２８１７６１号公報
【特許文献３】特開２００８−１８８６１６号公報
【特許文献４】特開２０００−３０９８３７号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【００１１】
本発明は、アルミニウム合金ブレージングシートに優れた成形性と耐食性を付与することを目的とする。具体的には、ろう付時におけるろうの浸食を防止して良好なろう付性を達成するとともに、優れた耐食性を示すものであって、特に自動車用熱交換器の流体通路構成材として好適に使用可能な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ものである。
【課題を解決するための手段】
【００１２】
本発明者らは上記課題について鋭意研究を重ねた結果、特定の合金組成のアルミニウム合金の心材とろう材、或いは、アルミニウム合金の心材とろう材と犠牲陽極材を用いて特定の工程を採用することにより、特定の金属組織を有するクラッド材がその目的に適合することを見出し、この知見に基づいて本発明を完成するに至ったものである。
【００１３】
具体的には、本発明は請求項１において、アルミニウム合金の心材と、当該心材の少なくとも一方の面にクラッドされたＡｌ−Ｓｉ系合金のろう材とを備えるアルミニウム合金ブレージングシートであって、前記心材が、Ｓｉ：０．０５〜１．２ｍａｓｓ％、Ｆｅ：０．０５〜１．０ｍａｓｓ％、Ｃｕ：０．０５〜１．２ｍａｓｓ％、Ｍｎ：０．６〜１．８ｍａｓｓ％を含有し、残部Ａｌ及び不可避的不純物からなるアルミニウム合金であり、前記ろう材が、Ｓｉ：２．５〜１３．０ｍａｓｓ、Ｆｅ：０．０５〜１．０ｍａｓｓ％を含有し、残部Ａｌ及び不可避的不純物からなるアルミニウム合金であり、前記心材の金属組織として、０．０１μｍ以上０．１μｍ未満の金属間化合物の分布密度が１０４〜５×１０５個／ｍｍ２、０．１μｍ以上１μｍ未満の金属間化合物の分布密度が１０４〜５×１０６個／ｍｍ２、１μｍ以上の金属間化合物の分布密度が５×１０３個／ｍｍ２以上であるアルミニウム合金ブレージングシートの製造方法であって、
前記心材及びろう材のアルミニウム合金をそれぞれ鋳造する工程と、鋳造された心材鋳塊を均質化する工程と、均質化した心材鋳塊の少なくとも一方の面に鋳造されたろう材をクラッドする工程と、クラッドしたクラッド材を熱間圧延する工程と、熱間圧延したクラッド材を冷間圧延する工程とを含み、
前記均質化工程が、心材鋳塊を加熱してから加熱保持温度に達するまでの加熱段階と、加熱保持温度に達した心材鋳塊をその温度に保持する加熱保持段階と、心材鋳塊を加熱保持温度から冷却する冷却段階とを含み、加熱段階において、心材鋳塊の加熱開始から４００℃に達するまでの昇温速度が６０℃／ｈ以上であり、心材鋳塊の温度が４００℃を超えてから５００℃に達するまでの昇温速度が３０℃／ｈ以上であり、心材鋳塊の温度が５００℃を超えてから加熱保持温度に達するまでの昇温速度が３０℃／ｈ以下であり、加熱保持段階において、心材鋳塊が５８０〜６２０℃で１時間以上２０時間以下加熱保持され、冷却段階において、心材鋳塊の冷却開始から５００℃に達するまでの冷却速度が３０℃／ｈ以下であり、心材鋳塊の温度が５００℃を下回ってから４００℃に達するまでの冷却速度が３０℃／ｈ以上であり、
前記冷間圧延工程の途中において、３００〜４５０℃の温度での中間焼鈍が１回以上施され、最終冷間圧延段階での圧延率を１０〜３０％として最終板厚に到達させることを特徴とするアルミニウム合金ブレージングシートの製造方法とした。
【００１４】
請求項２では請求項１において、前記ろう材のうち、前記心材の少なくとも一方の面にクラッドされたろう材が、前記各成分元素の他にＺｎ：０．５〜５．５ｍａｓｓ％を更に含有するものとした。
【００１５】
本発明は請求項３において、アルミニウム合金の心材と、当該心材の両面にクラッドされたＡｌ−Ｓｉ系合金のろう材とを備えるアルミニウム合金ブレージングシートであって、前記心材が、Ｓｉ：０．０５〜１．２ｍａｓｓ％、Ｆｅ：０．０５〜１．０ｍａｓｓ％、Ｃｕ：０．０５〜１．２ｍａｓｓ％、Ｍｎ：０．６〜１．８ｍａｓｓ％を含有し、残部Ａｌ及び不可避的不純物からなるアルミニウム合金であり、前記ろう材のうち、前記心材の少なくとも一方の面にクラッドされたろう材が、Ｓｉ：２．５〜７．０ｍａｓｓ、Ｚｎ：０．５〜５．５ｍａｓｓ％、Ｆｅ：０．０５〜１．０ｍａｓｓ％を含有し、残部Ａｌ及び不可避的不純物からなるアルミニウム合金であり、前記心材の金属組織として、０．０１μｍ以上０．１μｍ未満の金属間化合物の分布密度が１０４〜５×１０５個／ｍｍ２、０．１μｍ以上１μｍ未満の金属間化合物の分布密度が１０４〜５×１０６個／ｍｍ２、１μｍ以上の金属間化合物の分布密度が５×１０３個／ｍｍ２以上であり、ろう付後における前記ろう材の板厚方向における平均結晶粒径が当該ろう材のクラッド厚さの８０％以上であるアルミニウム合金ブレージングシートの製造方法であって、
前記心材及びろう材のアルミニウム合金をそれぞれ鋳造する工程と、鋳造された心材鋳塊を均質化する工程と、均質化した心材鋳塊の両面に鋳造されたろう材をクラッドする工程と、クラッドしたクラッド材を熱間圧延する工程と、熱間圧延したクラッド材を冷間圧延する工程とを含み、
前記均質化工程が、心材鋳塊を加熱してから加熱保持温度に達するまでの加熱段階と、加熱保持温度に達した心材鋳塊をその温度に保持する加熱保持段階と、心材鋳塊を加熱保持温度から冷却する冷却段階とを含み、加熱段階において、心材鋳塊の加熱開始から４００℃に達するまでの昇温速度が６０℃／ｈ以上であり、心材鋳塊の温度が４００℃を超えてから５００℃に達するまでの昇温速度が３０℃／ｈ以上であり、心材鋳塊の温度が５００℃を超えてから加熱保持温度に達するまでの昇温速度が３０℃／ｈ以下であり、加熱保持段階において、心材鋳塊が５８０〜６２０℃で１時間以上２０時間以下加熱保持され、冷却段階において、心材鋳塊の冷却開始から５００℃に達するまでの冷却速度が３０℃／ｈ以下であり、心材鋳塊の温度が５００℃を下回ってから４００℃に達するまでの冷却速度が３０℃／ｈ以上であり、
前記冷間圧延工程の途中において、３００〜４５０℃の温度での中間焼鈍が１回以上施され、最終冷間圧延段階での圧延率を１０〜３０％として最終板厚に到達させることを特徴とするアルミニウム合金ブレージングシートの製造方法とした。
【００１６】
請求項４では請求項１〜３のいずれか一項において、前記ろう材のうち、前記心材の少なくとも一方の面にクラッドされたろう材が、前記各成分元素の他にＴｉ０．０５〜０．３ｍａｓｓ％、Ｚｒ：０．０５〜０．３ｍａｓｓ％、Ｃｒ：０．０５〜０．３ｍａｓｓ％及びＶ：０．０５〜０．３ｍａｓｓ％から成る群から選択される１種以上を更に含有するものとした。
【００１７】
請求項５では請求項１〜４のいずれか一項において、前記心材が、前記各成分元素の他にＭｇ：０．０５〜０．５ｍａｓｓ％、Ｔｉ０．０５〜０．３ｍａｓｓ％、Ｚｒ：０．０５〜０．３ｍａｓｓ％、Ｃｒ：０．０５〜０．３ｍａｓｓ％及びＶ：０．０５〜０．３ｍａｓｓ％から成る群から選択される１種以上を更に含有するものとした。
【００１８】
本発明は請求項６において、アルミニウム合金の心材と、当該心材の一方の面にクラッドされたＡｌ−Ｓｉ系合金のろう材と、前記心材の他方の面にクラッドされた犠牲陽極材とを備えるアルミニウム合金ブレージングシートであって、前記心材が、Ｓｉ：０．０５〜１．２ｍａｓｓ％、Ｆｅ：０．０５〜１．０ｍａｓｓ％、Ｃｕ：０．０５〜１．２ｍａｓｓ％、Ｍｎ：０．６〜１．８ｍａｓｓ％を含有し、残部Ａｌ及び不可避的不純物からなるアルミニウム合金であり、前記ろう材が、Ｓｉ：２．５〜１３．０ｍａｓｓ、Ｆｅ：０．０５〜１．０ｍａｓｓ％を含有し、残部Ａｌ及び不可避的不純物からなるアルミニウム合金であり、前記犠牲陽極材が、Ｚｎ：１．０〜６．０ｍａｓｓ％、Ｓｉ：０．０５〜１．５ｍａｓｓ％、Ｆｅ：０．０５〜２．０ｍａｓｓ％を含有し、残部Ａｌ及び不可避的不純物からなるアルミニウム合金であり、前記心材の金属組織として、０．０１μｍ以上０．１μｍ未満の金属間化合物の分布密度が１０４〜５×１０５個／ｍｍ２、０．１μｍ以上１μｍ未満の金属間化合物の分布密度が１０４〜５×１０６個／ｍｍ２、１μｍ以上の金属間化合物の分布密度が５×１０３個／ｍｍ２以上であるアルミニウム合金ブレージングシートの製造方法であって、
前記心材、ろう材及び犠牲陽極材のアルミニウム合金をそれぞれ鋳造する工程と、鋳造された心材鋳塊を均質化する工程と、均質化した心材鋳塊の一方の面に鋳造されたろう材を、かつ、他方の面に鋳造された犠牲陽極材をクラッドする工程と、クラッドしたクラッド材を熱間圧延する工程と、熱間圧延したクラッド材を冷間圧延する工程とを含み、
前記均質化工程が、心材鋳塊を加熱してから加熱保持温度に達するまでの加熱段階と、加熱保持温度に達した心材鋳塊をその温度に保持する加熱保持段階と、心材鋳塊を加熱保持温度から冷却する冷却段階とを含み、加熱段階において、心材鋳塊の加熱開始から４００℃に達するまでの昇温速度が６０℃／ｈ以上であり、心材鋳塊の温度が４００℃を超えてから５００℃に達するまでの昇温速度が３０℃／ｈ以上であり、心材鋳塊の温度が５００℃を超えてから加熱保持温度に達するまでの昇温速度が３０℃／ｈ以下であり、加熱保持段階において、心材鋳塊が５８０〜６２０℃で１時間以上２０時間以下加熱保持され、冷却段階において、心材鋳塊の冷却開始から５００℃に達するまでの冷却速度が３０℃／ｈ以下であり、心材鋳塊の温度が５００℃を下回ってから４００℃に達するまでの冷却速度が３０℃／ｈ以上であり、
前記冷間圧延工程の途中において、３００〜４５０℃の温度での中間焼鈍が１回以上施され、最終冷間圧延段階での圧延率を１０〜３０％として最終板厚に到達させることを特徴とするアルミニウム合金ブレージングシートの製造方法とした。
【００１９】
請求項７では請求項６において、前記ろう材が、前記各成分元素の他にＺｎ：０．５〜５．５ｍａｓｓ％を更に含有するものとした。
【００２０】
請求項８では請求項６又は７において、前記ろう材が、前記各成分元素の他にＴｉ０．０５〜０．３ｍａｓｓ％、Ｚｒ：０．０５〜０．３ｍａｓｓ％、Ｃｒ：０．０５〜０．３ｍａｓｓ％及びＶ：０．０５〜０．３ｍａｓｓ％から成る群から選択される１種以上を更に含有するものとした。
【００２１】
請求項９では請求項６〜８のいずれか一項において、前記犠牲陽極材が、前記各成分元素の他にＭｎ：０．０５〜１．８ｍａｓｓ％、Ｍｇ：０．５〜３．０ｍａｓｓ％、Ｔｉ０．０５〜０．３ｍａｓｓ％、Ｚｒ：０．０５〜０．３ｍａｓｓ％、Ｃｒ：０．０５〜０．３ｍａｓｓ％及びＶ：０．０５〜０．３ｍａｓｓ％から成る群から選択される１種以上を更に含有するものとした。
【００２２】
請求項１０では請求項６〜９のいずれか一項において、前記心材が、前記各成分元素の他にＭｇ：０．０５〜０．５ｍａｓｓ％、Ｔｉ０．０５〜０．３ｍａｓｓ％、Ｚｒ：０．０５〜０．３ｍａｓｓ％、Ｃｒ：０．０５〜０．３ｍａｓｓ％及びＶ：０．０５〜０．３ｍａｓｓ％から成る群から選択される１種以上を更に含有するものとした。
【発明の効果】
【００２５】
本発明によれば、優れた成形性を有し、しかもろう付時においてろうの侵食が発生しないアルミニウム合金ブレージングシートを製造することができる。このようなアルミニウム合金ブレージングシートは、素材の状態において低強度かつ高破断伸びを有し、それでいて再結晶の進行が容易であるため、ろう付時の残存亜結晶粒によるろうの侵食が発生しない。また、このアルミニウム合金ブレージングシートは、フィン接合率、耐エロージョン性などのろう付性に優れる。更に、耐食性が必要とされる場合においては、適切な成分のろう材または／および犠牲陽極材を用いることにより優れた耐食性を発揮し、自動車用の熱交換器部材、特に軽量かつ熱伝導性に優れたチューブ材として好適に用いられる。
【発明を実施するための形態】
【００２６】
本発明に係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の実施の態様について、以下に詳細に説明する。ろう付時の加熱条件は、通常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、加熱の方法、加熱速度や冷却速度、保持時間などについては特に制限されるものではない。
【００２７】
まず、第１発明に係るアルミニウム合金ブレージングシート（以下、単に「アルミニウム合金ブレージングシート」と記す）について説明する。このアルミニウム合金ブレージングシートは、アルミニウム合金の心材と、その少なくとも一方の面にクラッドされたＡｌ−Ｓｉ系合金のろう材とから構成される。
【００２８】
Ａ．合金成分
第１発明に係るアルミニウム合金ブレージングシートを構成する心材とろう材の成分元素の添加理由とその含有量について説明する。
【００２９】
１．心材
心材のアルミニウム合金は、Ｓｉ、Ｆｅ、Ｃｕ及びＭｎを必須元素とし、Ｍｇ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｃｒ及びＶを選択的添加元素として含有する。
Ｓｉは、ＭｎとともにＡｌ−Ｍｎ−Ｓｉ系の金属間化合物を形成し、分散強化により強度を向上させ、或いは、アルミニウム母相中に固溶して固溶強化により強度を向上させる。Ｓｉの含有量は、０．０５〜１．２ｍａｓｓ％（以下、単に「％」と記す）の範囲である。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ずコスト高となり、１．２％を超えると心材の融点が低下して溶融する。Ｓｉの好ましい含有量は、０．０５〜１．０％である。
【００３０】
Ｆｅは、再結晶核となり得るサイズの金属間化合物を形成し易い。ろう付後の結晶粒径を粗大にしてろう拡散を抑制するためには、Ｆｅの含有量は、０．０５〜１．０％である。含有量が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ずコスト高となり、１．０％を超えるとろう付後の結晶粒径が微細となり、ろうが拡散してきてこれに侵食される。Ｆｅの好ましい含有量は、０．１〜０．５％である。
【００３１】
Ｃｕは、固溶強化により強度を向上させる。Ｃｕの含有量は、０．０５〜１．２％の範囲である。含有量が０．０５％未満ではその効果が小さく、１．２％を超えるとアルミニウム合金が鋳造時に割れを発生する可能性が高くなる。Ｃｕの好ましい含有量は、０．３〜１．０％である。
【００３２】
Ｍｎは、ＳｉとともにＡｌ−Ｍｎ−Ｓｉ系の金属間化合物を形成し、分散強化により強度を向上させ、或いは、アルミニウム母相中に固溶して固溶強化により強度を向上させる。Ｍｎの含有量は、０．６〜１．８％である。含有量が０．６％未満ではその効果が小さく、１．８％を超えると鋳造時に巨大金属間化合物が形成され易くなり、塑性加工性を低下させる。Ｍｎの好ましい含有量は、０．８〜１．６％である。
【００３３】
Ｍｇは、Ｍｇ２Ｓｉの析出により強度を向上させるので含有させるのが好ましい。Ｍｇの含有量は、０．０５〜０．５％が好ましい。含有量が０．０５％未満ではその効果が小さい場合があり、０．５％を超えるとろう付が困難となる場合がある。Ｍｇのより好ましい含有量は、０．１５〜０．４％である。
【００３４】
Ｔｉは、固溶強化により強度を向上させるので含有させるのが好ましい。Ｔｉの含有量は、０．０５〜０．３％が好ましい。含有量が０．０５％未満ではその効果が得られない場合があり、０．３％を超えると巨大金属間化合物を形成し易くなり、塑性加工性を低下させる場合がある。Ｔｉのより好ましい含有量は、０．１〜０．２％である。
【００３５】
Ｚｒは、固溶強化により強度を向上させ、またＡｌ−Ｚｒ系の金属間化合物が析出してろう付後の結晶粒粗大化に作用するので含有させるのが好ましい。Ｚｒの含有量は、０．０５〜０．３％が好ましい。含有量が０．０５％未満ではその効果は得られない場合があり、０．３％を超えると巨大金属間化合物を形成し易くなり、塑性加工性を低下させる場合がある。Ｚｒのより好ましい含有量は、０．１〜０．２％である。
【００３６】
Ｃｒは、固溶強化により強度を向上させ、またＡｌ−Ｃｒ系の金属間化合物が析出してろう付後の結晶粒粗大化に作用するので含有させるのが好ましい。Ｃｒの含有量は、０．０５〜０．３％が好ましい。含有量が０．０５％未満ではその効果は得られない場合があり、０．３％を超えると巨大金属間化合物を形成し易くなり、塑性加工性を低下させる場合がある。Ｃｒのより好ましい含有量は、０．１〜０．２％である。
【００３７】
Ｖは、固溶強化により強度を向上させるので含有させるのが好ましい。Ｖの含有量は、０．０５〜０．３％が好ましい。含有量が０．０５％未満ではその効果は得られない場合があり、０．３％を超えると巨大金属間化合物を形成し易くなり、塑性加工性を低下させる場合がある。Ｖのより好ましい含有量は、０．１〜０．２％である。
【００３８】
これらＭｇ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｃｒ及びＶの選択的添加元素は、心材中に必要により少なくとも１種が添加されていればよい。また、これら選択的添加元素の他に不可避的不純物を各々０．０５％以下、全体で０．１５％以下含有していてもよい。
【００３９】
２．ろう材
ろう材のアルミニウム合金は、Ｓｉ及びＦｅを必須元素とし、Ｚｎ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｃｒ及びＶを選択的添加元素として含有する。
Ｓｉは材料の融点を低下させて液相を生じ、ろう付けを可能にする。Ｓｉの含有量は、２．５〜１３％である。２．５％未満では、生じる液相は僅かでありろう付けが機能し難くなる。一方、１３％を超えると、例えばフィンなどの相手材へ拡散するＳｉ量が過剰となり、相手材が溶融するエロージョンが生じてしまう。Ｓｉの好ましい含有量は、３．５〜１２％であり、更に好ましい含有量は７．０〜１２％である。
【００４０】
Ｆｅは、Ａｌ−Ｆｅ系やＡｌ−Ｆｅ−Ｓｉ系の化合物を形成し易い。Ａｌ−Ｆｅ−Ｓｉ系化合物の形成によりろう材の有効Ｓｉ量を低下させる。また、Ａｌ−Ｆｅ系やＡｌ−Ｆｅ−Ｓｉ系の化合物の形成によりろう付時におけるろうの流動性を低下させ、ろう付性を阻害する。このため、Ｆｅの含有量は、０．０５〜１．０％とする。Ｆｅ含有量が１．０％を超えると、上述のようにろう付性を阻害してろう付性が不十分となる。一方、Ｆｅ含有量が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く。Ｆｅの好ましい含有量は、０．１〜０．８％である。
【００４１】
Ｚｎは、電位を卑にすることができ、心材との電位差を形成することで犠牲陽極効果により耐食性を向上できるので含有させるのが好ましい。Ｚｎの含有量は、０．５〜５．５％が好ましい。Ｚｎ含有量が０．５％未満ではその効果が十分でない場合があり、５．５％を超えると、腐食速度が速くなり早期に犠牲陽極材が消失して耐食性が低下する。Ｚｎのより好ましい含有量は、０．５〜３．０％である。
【００４２】
Ｔｉは、固溶強化により強度を向上させるので含有させるのが好ましい。Ｔｉの含有量は、０．０５〜０．３％が好ましい。含有量が０．０５％未満ではその効果が得られない場合があり、０．３％を超えると巨大金属間化合物を形成し易くなり、塑性加工性を低下させる場合がある。Ｔｉのより好ましい含有量は、０．１〜０．２％である。
【００４３】
Ｚｒは、固溶強化により強度を向上させ、またＡｌ−Ｚｒ系の金属間化合物が析出してろう付後の結晶粒粗大化に作用するので含有させるのが好ましい。Ｚｒの含有量は、０．０５〜０．３％が好ましい。含有量が０．０５％未満ではその効果は得られない場合があり、０．３％を超えると巨大金属間化合物を形成し易くなり、塑性加工性を低下させる場合がある。Ｚｒのより好ましい含有量は、０．１〜０．２％である。
【００４４】
Ｃｒは、固溶強化により強度を向上させ、またＡｌ−Ｃｒ系の金属間化合物が析出してろう付後の結晶粒粗大化に作用するので含有させるのが好ましい。Ｃｒの含有量は、０．０５〜０．３％が好ましい。含有量が０．０５％未満ではその効果は得られない場合があり、０．３％を超えると巨大金属間化合物を形成し易くなり、塑性加工性を低下させる場合がある。Ｃｒのより好ましい含有量は、０．１〜０．２％である。
【００４５】
Ｖは、固溶強化により強度を向上させるので含有させるのが好ましい。Ｖの含有量は、０．０５〜０．３％が好ましい。含有量が０．０５％未満ではその効果は得られない場合があり、０．３％を超えると巨大金属間化合物を形成し易くなり、塑性加工性を低下させる場合がある。Ｖのより好ましい含有量は、０．１〜０．２％である。
【００４６】
これらＺｎ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｃｒ及びＶの選択的添加元素は、心材中に必要により少なくとも１種が添加されていればよい。また、これら選択的添加元素の他に不可避的不純物を各々０．０５％以下、全体で０．１５％以下含有していてもよい。
【００４７】
Ｂ．金属組織
次に、本発明に係るアルミニウム合金ブレージングシートは心材の金属組織に関し、ろう付前において、０．０１μｍ以上０．１μｍ未満の金属間化合物の分布密度が１０４〜５×１０５個／ｍｍ２、０．１μｍ以上１μｍ未満の金属間化合物の分布密度が１０４〜５×１０６個／ｍｍ２、１μｍ以上の金属間化合物の分布密度が５×１０３個／ｍｍ２以上に限定される。その限定理由について、以下に説明する。なお、ここでの金属間化合物のサイズは円相当直径を指す。
【００４８】
ブレージングシートに優れた成形性を付与するには、製造工程において中間焼鈍を行ってから冷間圧延により最終板厚に達するまでの圧延率を低くする。これにより、素材の状態における強度が低くなり、優れた成形性が得られる。しかしながら、圧延率が低過ぎるとろう付時に亜結晶粒が残存し、心材へのろうの侵食が生じる。心材へのろうの侵食が生じると、ろうの流動性が低下してろう付性が阻害される。更に、腐食環境に晒された場合には、ろうの侵食部分が粒界腐食を起こして耐食性も低下させる。一方、圧延率が高過ぎると素材での強度が高くなり、優れた成形性を得ることが出来ない。よって、同じ圧延率でもろう付時に亜結晶粒が残存し難く、なおかつ素材の強度が低い心材組織を得ることが必要となる。
【００４９】
この点に関して、本発明者らは鋭意研究を重ねた。その結果、心材において１μｍ以上の金属間化合物はろう付時の心材の再結晶を促進するものであり、一方、１μｍ未満の金属間化合物はろう付時の心材の再結晶を抑制するものであり、しかも素材の状態での強度を増加させるものであることを見出した。
【００５０】
本発明者らは、この点について更に詳細な検討をしたところ、１μｍ未満の金属間化合物の分布密度は低い方がよく、０．０１μｍ以上０．１μｍ未満の金属間化合物の分布密度が５×１０５個／ｍｍ２以下、０．１μｍ以上１μｍ未満の金属間化合物の分布密度が５×１０６個／ｍｍ２以下であるとき、心材へのろうの侵食が抑制され、しかも素材の状態での強度は低く、優れた成形性及び耐食性を得ることができることが判明した。０．０１μｍ以上０．１μｍ未満の金属間化合物の分布密度が５×１０５個／ｍｍ２を超える場合、或いは、０．１μｍ以上１μｍ未満の金属間化合物の分布密度が５×１０６個／ｍｍ２を超える場合は、心材へのろうの侵食が発生し易く、しかも素材での強度が高くなり、優れた成形性及び耐食性を得ることは出来ない。
【００５１】
なお、成形性の面から１μｍ未満の金属間化合物の分布密度に下限値を設けるものではない。しかしながら、本発明のアルミニウム合金ブレージングシートの成分では、１μｍ未満の金属間化合物を全く無くすことは困難である。実際には、０．０１μｍ以上０．１μｍ未満の金属間化合物、並びに、０．１μｍ以上１μｍ未満の金属間化合物は、少なくとも１０４個／ｍｍ２の分布密度を有する。
【００５２】
一方、１μｍ以上の金属間化合物は、ろう付時の心材の再結晶を促進し心材へのろう侵食を抑制するものなので、その分布密度は高い方がよい。分布密度が１０３個／ｍｍ２以上であるとき、心材へのろうの侵食が抑制されることが判明した。分布密度が１０３個／ｍｍ２未満の場合は、心材へのろうの侵食が生じ易くなるい。なお、１μｍ以上の金属間化合物のより好ましい分布密度は、５×１０３個／ｍｍ２以上である。
【００５３】
Ｃ．ろう材の板厚方向における平均結晶粒径
次に、前記ろう材がＺｎを含有する場合に、ろう付された後の状態において残存するろう材の板厚方向における平均結晶粒径が、このろう材のクラッド厚さの８０％以上である場合に、特に優れた耐食性を有することも判明した。その理由を以下に説明する。
【００５４】
既に述べたように、本発明のアルミニウム合金ブレージングシートはろう付によりろう材の粒界に溶融ろうが生成するため、ろう付後に腐食環境に晒されると粒界が局部腐食する。ろう付後のろう材の板厚方向における平均結晶粒径（以下、「板厚方向における平均結晶粒径」を単に「結晶粒径」と記す）が、このろう材のクラッド厚さの８０％以下の場合には、板厚方向においてろう材とろう材の界面、或いは、ろう材と心材との界面に粒界が多く存在する。そのため、粒界腐食による結晶粒の脱落が生じ易くなる。その結果、ろう材が早期に消失してしまい、十分な耐食性を得ることができない。なお、ろう付後におけるろう材の結晶粒径がこのろう材のクラッド厚さの８０％以上である場合には、粒界腐食による結晶粒の脱落が抑制され十分な耐食性を得ることができる。ろう付後のろう材の好ましい結晶粒径は、このろう材のクラッド厚さの９０％以上である。
【００５５】
次に、第２発明に係るアルミニウム合金ブレージングシートについて説明する。このアルミニウム合金ブレージングシートは、アルミニウム合金の心材と、その両面にクラッドされたＡｌ−Ｓｉ系合金のろう材とから構成される。第１発明と相違するのは、心材の少なくとも一方の面にクラッドされるＡｌ−Ｓｉ系合金のＳｉ含有量の上限が７．０％と少なく、Ｚｎを必須元素として含有し、上述のろう材の板厚方向における平均結晶粒径を発明の構成要件として規定していることである。以下に、第１発明と相違する部分を中心に説明する。
【００５６】
Ａ．合金成分
１．心材
心材のアルミニウム合金はその添加理由及び含有量において、第１発明におけるものと同じである。
【００５７】
２．ろう材
ろう材のアルミニウム合金は、Ｓｉ、Ｆｅ及びＺｎを必須元素とし、Ｚｎ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｃｒ及びＶを選択的添加元素として含有する。Ｆｅ、Ｚｎ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｃｒ及びＶについてはその添加理由及び含有量、ならびに、不可避的不純物において第１発明におけるものと同じである。
【００５８】
第２発明では、ろう材に犠牲陽極効果を積極的に持たせるために、Ｚｎを必須元素として含有する。Ｚｎの含有量は、０．５〜５．５％である。Ｚｎ含有量が０．５％未満ではその効果が十分でなく、５．５％を超えると、腐食速度が速くなり早期に犠牲陽極材が消失して耐食性が低下する。Ｚｎの好ましい含有量は、０．５〜３．０％である。
【００５９】
Ｓｉの添加理由は、第１発明におけるのと同じであるが、その含有量は２．５〜７．０％である。ろう材に犠牲陽極効果を持たせる場合には、ろう付時に液相を生じさせるとともに、一部は固相として残存させることが好ましい。この場合のＳｉ含有量は２．５〜７．０％であり、好ましくは２．５〜６．０％である。
【００６０】
Ｂ．金属組織
金属組織については、上述の第１発明と同じである。
【００６１】
Ｃ．ろう材の板厚方向における平均結晶粒径
この第２発明では、ろう材がＺｎを必須元素として含有するので、ろう付された後の状態において残存するろう材の板厚方向における平均結晶粒径が、このろう材のクラッド厚さの８０％以上であることを発明の構成要件として規定される。ろう材の板厚方向における平均結晶粒径をこのろう材のクラッド厚さの８０％以上とした理由については、第１発明と同じである。
【００６２】
次に、第３発明に係るアルミニウム合金ブレージングシートについて説明する。このアルミニウム合金ブレージングシートは、アルミニウム合金の心材と、その一方の面にクラッドされたＡｌ−Ｓｉ系合金のろう材と、その他方の面にクラッドされた犠牲陽極材から構成される。第１発明と相違するのは、ブレージングシートが犠牲陽極材を備えていることである。以下に、第１発明と相違する部分を中心に説明する。
【００６３】
Ａ．合金成分
１．心材
心材のアルミニウム合金はその添加理由及び含有量において、第１発明におけるものと同じである。
【００６４】
２．ろう材
ろう材のアルミニウム合金もその添加理由及び含有量において、第１発明におけるものと同じである。
【００６５】
３．犠牲陽極材
熱交換器の使用環境においてブレージングシートに高い耐食性が求められる場合には、心材の片面に犠牲陽極材がクラッドしたものが用いられる。犠牲陽極材のアルミニウム合金は、Ｚｎ、Ｓｉ及びＦｅを必須元素とし、Ｍｎ、Ｍｇ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｃｒ及びＶを選択的添加元素として含有する。
【００６６】
Ｚｎは、電位を卑にすることができ、心材との電位差を形成することで犠牲陽極効果により耐食性を向上できる。Ｚｎの含有量は、１．０〜６．０％である。Ｚｎ含有量が１．０％未満ではその効果が十分ではなく、６．０％を超えると腐食速度が速くなり早期に犠牲陽極材が消失し、耐食性が低下する。Ｚｎの好ましい含有量は、２．０〜５．０％である。
【００６７】
Ｓｉは、Ｆｅ、ＭｎとともにＡｌ−Ｆｅ―Ｍｎ−Ｓｉ系の化合物を形成し、分散強化により強度を向上させ、或いは、アルミニウム母相中に固溶して固溶強化により強度を向上させる。また、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で強度を向上させる。Ｓｉの含有量は、０．０５〜１．５％である。含有量が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ずコスト高となる。一方、１．５％を超えると犠牲陽極材の融点が低下して溶融してしまい、また犠牲陽極材の電位を貴にするため、犠牲陽極効果を阻害して耐食性を低下させる。Ｓｉの好ましい含有量は、１．２％以下である。
【００６８】
Ｆｅは、Ｓｉ、ＭｎとともにＡｌ−Ｆｅ―Ｍｎ−Ｓｉ系の化合物を形成し、分散強化により強度を向上させる。Ｆｅの含有量は、０．０５〜２．０％である。含有量が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ずコスト高となる。一方、２．０％を超えると鋳造時に巨大金属間化合物が形成され易くなり、割れが発生したりして塑性加工性を低下させる。Ｆｅの好ましい含有量は、１．５％以下である。
【００６９】
Ｍｎは、強度と耐食性を向上させるので含有させるのが好ましい。Ｍｎの含有量は、１．８％以下が好ましい。含有量が１．８％を超えると、鋳造時に巨大金属間化合物が形成され易くなり塑性加工性を低下させる場合がある。また、犠牲陽極材の電位を貴にするため、犠牲陽極効果を阻害して耐食性を低下させる場合がある。Ｍｎのより好ましい含有量は、１．５％以下である。
【００７０】
Ｍｇは、Ｍｇ２Ｓｉの析出により強度を向上させるので含有させるのが好ましい。犠牲陽極材自身の強度を向上させるのみでなく、ろう付加熱により心材へＭｇが拡散して心材の強度も向上させる。Ｍｇの含有量は、０．５〜３．０％が好ましい。含有量が０．５％未満ではその効果が小さい場合があり、３．０％を超えると熱間クラッド圧延時の圧着が困難となる。Ｍｇのより好ましい含有量は、０．５〜２．０％である。
【００７１】
Ｔｉは、固溶強化により強度を向上させ、また耐食性の向上も図れるので含有させるのが好ましい。Ｔｉの含有量は、０．０２〜０．３％が好ましい。含有量が０．０２％未満ではその効果が得られない場合があり、０．３％を超えると巨大金属間化合物を形成し易くなり、割れが発生したりして塑性加工性を低下させる場合がある。Ｔｉのより好ましい含有量は、０．１〜０．２％である。
【００７２】
Ｚｒは、固溶強化により強度を向上させ、またＡｌ−Ｚｒ系の金属間化合物が析出してろう付後の結晶粒粗大化に作用するので含有させるのが好ましい。Ｚｒの含有量は、０．０５〜０．３％が好ましい。含有量が０．０５％未満ではその効果は得られない場合があり、０．３％を超えると巨大金属間化合物を形成し易くなり、割れが発生したりして塑性加工性を低下させる場合がある。Ｚｒのより好ましい含有量は、０．１〜０．２％である。
【００７３】
Ｃｒは、固溶強化により強度を向上させ、またＡｌ−Ｃｒ系の金属間化合物が析出してろう付後の結晶粒粗大化に作用するので含有させるのが好ましい。Ｃｒの含有量は、０．０５〜０．３％が好ましい。含有量が０．０５％未満ではその効果は得られない場合があり、０．３％を超えると巨大金属間化合物を形成し易くなり、割れが発生したりして塑性加工性を低下させる場合がある。Ｃｒのより好ましい含有量は、０．１〜０．２％である。
【００７４】
Ｖは、固溶強化により強度を向上させ、また耐食性の向上も図れるので含有させるのが好ましい。Ｖの含有量は、０．０２〜０．３％が好ましい。含有量が０．０２％未満ではその効果が得られない場合があり、０．３％を超えると巨大金属間化合物を形成し易くなり、割れが発生したりして塑性加工性を低下させる場合がある。Ｖのより好ましい含有量は、０．１〜０．２％である。
【００７５】
これらＭｎ、Ｍｇ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｃｒ及びＶの選択的添加元素は、心材中に必要により少なくとも１種が添加されていればよい。また、これら選択的添加元素の他に不可避的不純物を各々０．０５％以下、全体で０．１５％以下含有していてもよい。
【００７６】
Ｂ．金属組織、ならびに、Ｃ．ろう材の板厚方向における平均結晶粒径
金属組織、ならびに、ろう材の板厚方向における平均結晶粒径については、上述の第１発明と同じである。
【００７７】
次に、本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として、まず第１発明及び第２発明に係る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。
【００７８】
第１、２発明のアルミニウム合金ブレージングシートの製造工程は、前記心材及びろう材のアルミニウム合金をそれぞれ鋳造する工程と、鋳造された心材鋳塊を均質化する工程と、均質化した心材鋳塊の少なくとも一方の面に鋳造されたろう材をクラッドする工程と、クラッドしたクラッド材を熱間圧延する工程と、熱間圧延したクラッド材を冷間圧延する工程であって、その途中において３００〜４５０℃の温度での中間焼鈍が１回以上施される冷間圧延工程を含むものである。冷間圧延工程の途中で中間焼鈍が１回施される場合は、第１の冷間圧延段階と中間焼鈍とを順次経て、最終冷間圧延段階である第２の冷間圧延段階が実施される。また、中間焼鈍が２回施される場合は、第１の冷間圧延段階と、第１の中間焼鈍と、第２の冷間圧延段階と、第２の中間焼鈍とを順次経て最終冷間圧延段階である第３の冷間圧延段階が実施される。中間焼鈍が３回以上施される場合も同様に、各中間焼鈍を挟んで冷間圧延段階が実施される。
【００７９】
ここで、最終板厚まで冷間圧延する工程、すなわち、最終冷間圧延段階において、圧延率が１０〜３０％に限定される。その限定理由について、成形性及び耐食性の観点から説明する。
【００８０】
本発明のブレージングシートが優れた成形性を有するためには、上記の最終冷間圧延段階において最終板厚に達するまでの圧延率を低くすることが必要となる。圧延率が３０％以下の場合において、ブレージングシートは素材の状態での強度が低くなり優れた成形性を示す。圧延率が３０％より大きい場合には、ブレージングシートは素材の状態での強度が高く、優れた成形性を示さない。また、圧延率が１０％未満の場合には、心材の金属組織が前述の条件を満たしていても、ろう付時において亜結晶粒が残存して心材へのろう侵食が生じてしまう。
【００８１】
一方、耐食性の観点からは既に述べたように、ろう付後におけるろう材の結晶粒径がこのろう材のクラッド厚さより大きい場合に優れた耐食性を示す。本発明者らは、結晶粒径と圧延率の関係について詳細な検討を重ねた。その結果、圧延率が３０％以下の場合のみ、ろう材のろう付後における結晶粒径がこのろう材のクラッド厚さより大きくなることを見出した。圧延率が３０％を超えると、ろう材の粒界腐食によって結晶粒が脱落し、優れた耐食性を得ることができない。一方、圧延率が１０％未満の場合は、心材の再結晶を誘起するためのひずみが十分でなくろう付時において心材が再結晶しないため、心材へのろう侵食が発生してしまう。その結果、心材において粒界腐食が発生するため、優れた耐食性を得ることができない。なお、より好ましい圧延率は１０〜２５％である。また、中間焼鈍の温度は３００〜５５０℃が好ましい。３００℃未満では心材が完全に再結晶しない場合があり、５５０℃を超えるとろう材が溶融する場合がある。中間焼鈍にはバッチ式の炉を用いてもよいし、連続式の炉を用いてもよい。バッチ式の炉を用いる場合、中間焼鈍の保持時間は１〜１０時間が好ましい。１時間未満では心材が完全に再結晶しない場合があり、１０時間を超えるとコスト高となる。
【００８２】
次に、前記心材鋳塊を加熱する均質化工程において、その加熱条件と冷却条件が詳細に限定されているが、その限定理由について説明する。
【００８３】
既に述べたように、本発明のブレージングシートでは、心材の金属組織において１μｍ未満の微細な金属間化合物を少なく存在させ、１μｍ以上の粗大な化合物を多く存在させるものである。このような金属組織を得るためには、均質化工程における加熱保持温度が高い方が好ましい。この加熱保持温度が５８０℃以上の場合には心材の金属組織は前述の条件を満たすが、５８０℃未満では条件を満たさない。一方、均質化工程の加熱保持温度が６２０℃を超えると、心材鋳塊が局部溶融する虞がある。また、加熱保持時間は１時間以上２０時間以下である。１時間未満では金属間化合物を粗大化させる効果が不十分となり、一方、２０時間を超えるとコスト高となる。
【００８４】
また、昇温及び冷却の過程においては、５００℃未満の温度領域では微細な金属間化合物が生成されるため、この温度領域における昇温及び冷却の速度はできるだけ速くする必要がある。昇温時においては、心材鋳塊の加熱開始から心材鋳塊の温度が４００℃に達するまでの昇温速度を６０℃／ｈ以上とし、心材鋳塊の温度が４００℃を超えてから５００℃に達するまでの昇温速度を３０℃／ｈ以上とした。一方、冷却時においては、心材鋳塊の温度が５００℃を下回ってから４００℃に達するまでの冷却速度を３０℃／ｈ以上とした。このような、昇温速度及び冷却速度とすることにより、１μｍ未満の微細な金属間化合物を少なく存在させることができる。
【００８５】
一方、５００℃以上の温度領域では微細な金属間化合物はマトリックス中に再固溶し、粗大な金属間化合物はより大きく成長するため、この温度領域における昇温及び冷却の速度はできるだけ遅くする必要がある。昇温時においては、心材鋳塊の温度が５００℃を超えてから加熱保持温度に達するまでの昇温速度を３０℃／ｈ以下とし、冷却開始から心材鋳塊の温度が５００℃に達するまでの冷却速度を３０℃／ｈ以下とした。このような昇温速度及び冷却速度とすることにより、１μｍ未満の微細な金属間化合物を少なく存在させ、かつ、１μｍ以上の粗大な金属間化合物を多く存在させることができる。
以上の限定条件により本発明のアルミニウム合金ブレージングシートを製造した場合には、金属組織が前述の条件を満たし、優れた成形性と耐食性が達成される。
【００８６】
なお、本発明のアルミニウム合金ブレージングシートの製造工程においては、最終の板厚まで冷間圧延工程にかけた後に、更なる成形性の向上を目的として仕上焼鈍工程にかけても良い。仕上焼鈍工程は、１５０〜５５０℃で行うのが好ましい。１５０℃未満では成形性向上の効果が少なく、５５０℃を超えるとろう材が溶融する虞がある。また、本発明のアルミニウム合金ブレージングシートの厚さ、ろう材層や犠牲陽極材層のクラッド率には特に制限はない。通常、自動車用熱交換器のチューブ材として用いる場合は、０．６ｍｍ以下の薄肉ブレージングシートとすることが多い。但し、この範囲内の板厚に限定されるものではなく、数ｍｍ程度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勿論である。また、ろう材層の片面クラッド率は、通常３〜２５％程度である。
【００８７】
次に、第３発明に係る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。
【００８８】
第３発明のアルミニウム合金ブレージングシートの製造工程は、前記心材、ろう材及び犠牲陽極材のアルミニウム合金をそれぞれ鋳造する工程と、鋳造された心材鋳塊を均質化する工程と、均質化した心材鋳塊の一方の面に鋳造されたろう材を、他方の面に鋳造された犠牲陽極材をそれぞれクラッドする工程と、クラッドしたクラッド材を熱間圧延する工程と、熱間圧延したクラッド材を冷間圧延する工程であって、その途中において３００〜４５０℃の温度での中間焼鈍が１回以上施される冷間圧延工程を含むものである。冷間圧延工程における冷間圧延段階と中間焼鈍については、第１及び第２の発明と同じである。
【００８９】
第３発明のアルミニウム合金ブレージングシートの製造工程が、第１、２のアルミニウム合金ブレージングシートの製造工程と相違する点は、犠牲陽極材のアルミニウム合金を鋳造する工程を含み、クラッド工程において、鋳造された犠牲陽極材が均質化された心材鋳塊の他方の面にクラッドされることである。
【００９０】
冷間圧延工程における最終冷間圧延段階での圧延率の限定事項、ならびに、心材鋳塊を加熱する均質化工程における加熱条件と冷却条件の限定事項については、第１、第２発明に係るアルミニウム合金ブレージングシートの製造方法におけるのと同じである。
【実施例】
【００９１】
次に、本発明を実施例に基づいてさらに詳細に説明するが、本発明はこれらに制限されるものではない。
【００９２】
本発明例１〜１３及び３５〜４４、ならびに、比較例１４〜３４及び４５〜６１
表１に示す合金組成を有する心材合金、表２に示す合金組成を有するろう材合金、表３に示す合金組成を有する犠牲陽極材をそれぞれＤＣ鋳造により鋳造し、心材合金については表４に示す条件にて均質化処理を施し、各々両面を面削して仕上げた。なお、表４において、鋳塊の温度が４００℃に達するまでの昇温速度を「Ａ」欄に示し、鋳塊の温度が４００℃を超えてから５００℃に達するまでの昇温速度を「Ｂ」欄に示し、鋳塊の温度が５００℃を超えてから加熱保持温度に達するまでの昇温速度を「Ｃ」欄に示し、冷却を開始してから鋳塊の温度が５００℃に達するまでの冷却速度を「Ｄ」欄に示し、鋳塊の温度が５００℃を下回ってから４００℃に達するまでの冷却速度を「Ｅ」欄に示した。また、保持時の到達温度と保持時間についても表４に記載した。
【００９３】
【表１】
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【００９４】
【表２】
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【００９５】
【表３】
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【００９６】
【表４】
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【００９７】
これらの合金を用い、第１発明及び第２発明の実施例では、心材の一方の面には皮材１として表２のろう材を組み合わせ、他方の面には皮材２として表２のろう材を組み合わせた。なお、皮材２を組み合わせず２層材としたものもある。また、第３発明の実施例では、心材の一方の面には皮材１として表２のろう材を組み合わせ、他方の面には皮材２として表３の犠牲陽極材を組み合わせた。クラッド率は、片面でいずれも１０％とした。これらの合わせ材を、５３０℃で３時間の条件で熱間圧延工程にかけ、３．５ｍｍの２層又は３層のクラッド材を作製した。熱間圧延開始時の材料温度は５１０℃であった。このようにして作製したクラッド材を冷間圧延工程にかけた。冷間圧延工程では、まず第１の冷間圧延段階を実施し、次いで中間焼鈍（条件：４００℃にて５時間保持）を施し、更に第２の冷間圧延段階である最終冷間圧延段階を実施して、最終的にＨ１ｎ調質の板厚０．４ｍｍのブレージングシート試料を作製した。各ブレージングシート試料の心材、皮材１、皮材２の組合せ、表４に示す製造工程、製造性、ならびに、中間焼鈍後の最終冷間圧延段階における圧延率を表５、６に示す。また、製造工程において特に問題が発生せず、０．４ｍｍの最終板厚まで圧延できたものは製造性を合格（○）とし、製造中に犠牲陽極材の過剰な伸びや、心材と犠牲陽極材との圧着不良が生じたものは製造性が不合格（×）とした。
【００９８】
【表５】
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【００９９】
【表６】
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【０１００】
これらのブレージングシート試料を下記の各評価に供した結果を、表７、８に示す。
【０１０１】
【表７】
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【０１０２】
【表８】
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【０１０３】
（金属間化合物の存在密度の測定）
各ブレージングシート試料の心材部分についてＬ−ＬＴ面を研磨により薄膜化し、走査型透過電子顕微鏡（ＳＴＥＭ）観察を行うことにより調べた。この際、電子分光装置（ＥＥＬＳ）を用いて観察部の膜厚を測定し、膜厚が０．１〜０．１５μｍの箇所でのみＳＴＥＭ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ＳＴＥＭ写真を画像解析することによって、各サイズの金属間化合物の密度を求めた。なお、表７、８に示す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。
【０１０４】
（ろう材の結晶粒径の測定）
各ブレージングシート試料のＬ−ＳＴ面を研磨で面出ししてケラー氏液でエッチングを施し、合金成分の違いによるコントラストの差異を顕微鏡で観察することにより、皮材１のクラッド厚さＡを測定した。一方、６００℃で３分間のろう付加熱に供した同じブレージングシート試料のＬ−ＳＴ面を研磨で面出ししてバーカー氏液を用いて陽極酸化させ、偏光をかけた顕微鏡で観察し、ろう材の厚さ方向における平均結晶粒径Ｂを測定した。観察倍率は１００倍とし、３視野におけるろう材の全結晶粒の平均を取って平均結晶粒径とした。得られたＡ、Ｂより（Ｂ／Ａ）×１００の値を算出し、これが８０％以上の場合を合格（○）、それ未満の場合を不合格（×）とした。なお、評価は皮材１にＺｎが添加されている試料についてのみ実施した。
【０１０５】
（ブレージングシートの引張強さと破断延びの測定）
各ブレージングシート試料を、引張速度１０ｍｍ／分、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と破断伸びを読み取った。その結果、引張強さが２００ＭＰａ以下で、かつ、破断伸びが５．０％以上の場合を合格とし、これ以外の場合を不合格とした。
【０１０６】
（ろう付後の引張強さの測定）
ブレージングシート試料に代えて、６００℃で３分間のろう付加熱に供したろう付加熱後の試料について、ろう付前のブレージングシート試料と同様にして応力−ひずみ曲線から引張強さを読み取った。引張強さが１３０ＭＰａ以上の場合を合格とし、これ以外の場合を不合格とした。
【０１０７】
ろう付性の評価
３００３合金をコルゲート成形によりフィンに加工して、ブレージングシート試料のろう材面と組合せ、５％のフッ化物フラックス水溶液中に浸漬し、６００℃で３分間のろう付加熱に供した。この試験コアのフィン接合率が９５％以上であり、かつ、ろう付後の試料の溶融及び心材へのろう侵食が生じていない場合をろう付性が合格（○）とし、フィン接合率が９５％未満又はろう付後の試料に溶融が生じた場合をろう付性が不合格（×）とした。なお、心材へのろう侵食の有無は、ろう付加熱した試料の断面を研磨で面出しし、ケラー氏液でエッチングして顕微鏡で観察することにより判断した。
【０１０８】
腐食深さの測定
ブレージングシート試料に６００℃で３分間の熱処理（ろう付加熱に相当）を施した後、５０ｍｍ×５０ｍｍに切り出し、試験面の逆側を樹脂によってマスキングした。ここで、ろう材の耐食性は、Ｚｎが添加されているろう材面を試験面として試験した。なお、Ｚｎが添加されているろう材がいずれの面にも設けられていない場合には、ろう材の耐食性評価を行なわなかった。犠牲陽極材の耐食性は、犠牲陽極材面を試験面として試験した。試験面がろう材の場合は、ＡＳＴＭ−Ｇ８５に基づいてＳＷＡＡＴ試験に供し、１０００時間で腐食貫通の生じなかったものを合格（◎）、５００時間以上１０００時間未満で腐食貫通の生じたものも合格（○）、５００時間未満で腐食貫通の生じたものを不合格（×）とした。試験面が犠牲陽極材の場合は、Ｃｌ−５００ｐｐｍ、ＳＯ４２−１００ｐｐｍ、Ｃｕ２＋１０ｐｐｍを含有する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を合格（○）、生じたものを不合格（×）とした。
【０１０９】
本発明例１〜１３及び３５〜４４では、本発明で規定する条件を満たしており、製造性、ブレージングシートの引張強さ及び破断伸び、ろう付後の引張強さ、ろう付性、ならびに、犠牲陽極材の腐食深さ（耐食性）のいずれも合格であった。なお、ろう材に適切な量のＺｎを添加している本発明例１〜１３、３７〜４４及び比較例１４〜２１及び２３〜３０については、ろう材面の耐食性についても優れており、本発明で規定する金属組織が得られている本発明例１〜１３及び３７〜４３では、特にろう材面の耐食性が優れていた。なお、本発明例４４、比較例２０、２１、２９、３０においても本発明で規定する金属組織が得られているが、本発明例４４ではろう材のＳｉ量が７％を超えているため、比較例２０、２９では圧延率が高すぎてろう材の結晶粒系がろう材クラッド厚さの８０％より小さかったため、比較例２１、３０では圧延率が低すぎて心材へのろうの侵食が生じたため、ろう材面の耐食性が特に優れているとまでには至らなかった。
【０１１０】
比較例１４及び２３では、心材鋳塊の均質化処理の加熱において加熱を開始してから４００℃に達するまでの昇温速度が遅過ぎたため、心材へのろう侵食が生じてろう付性が不合格であった。
比較例１５及び２４では、心材鋳塊の均質化処理の加熱において４００℃を超えてから５００℃に達するまでの昇温速度が遅過ぎたため、心材へのろう侵食が生じてろう付性が不合格であった。
比較例１６及び２５では、心材鋳塊の均質化処理の加熱において５００℃に達してからの昇温速度が速過ぎたため、心材へのろう侵食が生じてろう付性が不合格であった。
比較例１７及び２６では、心材鋳塊の均質化処理における加熱保持温度が低過ぎたため、心材へのろう侵食が生じてろう付性が不合格であった。
比較例１８及び２７では、心材鋳塊の均質化処理の冷却において冷却を開始してから５００℃に達するまでの冷却速度が速過ぎたため、心材へのろう侵食が生じてろう付性が不合格であった。
比較例１９及び２８では、心材鋳塊の均質化処理の冷却において５００℃を下回ってから４００℃に達するまでの冷却速度が遅過ぎたため、心材へのろう侵食が生じてろう付性が不合格であった。
比較例２０及び２９では、最終冷間圧延段階における圧延率が高過ぎたため、ブレージングシート素材の引張強さと伸びが不合格であった。
比較例２１及び３０では、最終冷間圧延段階における圧延率が低過ぎたため、圧延率が低すぎるため心材へのろう侵食が生じ、ろう付性が不合格であった。
比較例２２では、心材鋳塊の均質化処理における加熱保持温度が高過ぎたため、心材鋳塊が局部溶解し心材が製造できなかった。
比較例３１では、心材のＳｉ成分が多過ぎたためろう付中に心材の溶融が起こり、ろう付性が不合格であった。
比較例３２では、心材のＦｅ成分が多過ぎたため心材へのろう侵食が生じ、ろう付性が不合格であった。
比較例３３では、ろう材のＦｅ成分が多過ぎたためフィンとの未接合が生じ、ろう付性が不合格であった。
比較例３４では、ろう材のＳｉ成分が多過ぎたためフィンの溶融が生じ、ろう付性が不合格であった。
【０１１１】
比較例４５では、ろう材のＺｎ成分が多過ぎたため、ろう材の耐食性が不合格であった。
比較例４６では、ろう材のＺｎ成分が少な過ぎたため、ろう材の耐食性が不合格であった。
比較例４７では、心材のＭｇ成分が多過ぎたためフィンとの未接合が生じ、ろう付性が不合格であった。
比較例４８では、心材のＴｉ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｖ成分が多過ぎたため圧延中に割れが生じ、材料を製造することができなかった。
比較例４９では、心材のＭｎ成分が多過ぎたため圧延中に割れが生じ、材料を製造することができなかった。
比較例５０では、心材のＣｕ成分が多過ぎたため鋳造中に割れが生じ、材料を製造することができなかった。
比較例５１では、心材のＭｎ成分が少な過ぎたため、ろう付後の引張強さが不合格であった。
比較例５２では、心材のＣｕ成分が少な過ぎたため、ろう付後の引張強さが不合格であった。
比較例５３では、心材のＳｉ成分が少な過ぎたため、ろう付後の引張強さが不合格であった。
比較例５４では、ろう材のＳｉ成分が少な過ぎたためフィンとの未接合が生じ、ろう付性が不合格であった。
比較例５５では、ろう材のＴｉ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｖ成分が多過ぎたため圧延中に割れが生じ、材料を製造することができなかった。
比較例５６では、犠牲陽極材のＳｉ成分が多過ぎたため、犠牲陽極材の耐食性が不合格であった。
比較例５７では、犠牲陽極材のＦｅ成分が多過ぎたため圧延中に割れが生じ、材料を製造することができなかった。
比較例５８では、犠牲陽極材のＭｎ、Ｔｉ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｖ成分が多過ぎたため圧延中に割れが生じ、材料を製造することができなかった。
比較例５９では、犠牲陽極材のＺｎ成分が少な過ぎたため、犠牲陽極材の耐食性が不合格であった。
比較例６０では、犠牲陽極材のＺｎ成分が多過ぎたため、犠牲陽極材の耐食性が不合格であった。
比較例６１では、犠牲陽極材のＭｇ成分が多過ぎたため熱間圧延において心材と犠牲材を圧着できず、材料を製造することができなかった。
【産業上の利用可能性】
【０１１２】
本発明に係るアルミニウム合金ブレージングシートは、素材の状態での強度が低くしかも破断伸びが高いため優れた成形性を有し、ろう付時に亜結晶粒が残存しないため心材へのろうの侵食が生じないので耐食性にも優れる。また、このブレージングシートはフィン接合率、耐エロージョン性などろう付性に優れ、自動車用の熱交換器として軽量で熱伝導性に優れ、とりわけ自動車用熱交換器のチューブ材として好適に用いられるものである。