(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において、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％、Ｆｅ０．０５〜１．０ｍａｓｓ％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、ろう付前の前記心材の任意断面において０．２〜０．５μｍの金属間化合物が占める割合が面積分率で５％以下であり、ろう付後の前記心材のＭｎ固溶量が０．２ｍａｓｓ％以上となることを特徴とするＭｎの固溶強化による高強度アルミニウム合金ブレージングシート。
【請求項２】
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に記載の高強度アルミニウム合金ブレージングシート。
【請求項３】
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：０．３〜５．５ｍａｓｓ％を更に含有する、請求項１又は２に記載の高強度アルミニウム合金ブレージングシート。
【請求項４】
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において、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％、Ｆｅ０．０５〜１．０ｍａｓｓ％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：０．５〜６．０ｍａｓｓ％、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、ろう付前の前記心材の任意断面において０．２〜０．５μｍの金属間化合物が占める割合が面積分率で５％以下であり、ろう付後の前記心材のＭｎ固溶量が０．２ｍａｓｓ％以上であることを特徴とするＭｎの固溶強化による高強度アルミニウム合金ブレージングシート。
【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４に記載の高強度アルミニウム合金ブレージングシート。
【請求項６】
前記ろう材が、前記各成分元素の他にＺｎ：０．３〜５．５ｍａｓｓ％を更に含有する、請求項４又は５に記載の高強度アルミニウム合金ブレージングシート。
【請求項７】
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４〜６のいずれか一項に記載の高強度アルミニウム合金ブレージングシート。
【請求項８】
請求項１〜３のいずれか一項に記載の高強度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、鋳造された心材の少なくとも一方の面に鋳造されたろう材を組み合わせて合わせ材とする合わせ工程と、合わせ工程後において合わせ材を加熱保持する加熱工程と、加熱工程後において合わせ材を熱間クラッド圧延する工程とを含み、
前記心材を鋳造する工程において、鋳造速度Ｖ（ｍｍ／分）及び冷却水量Ｗ（ｋｇ／分・ｃｍ）が下記式（１）を満たし、
前記加熱工程において、合わせ材を４００〜５００℃で０〜１０時間保持し、
前記熱間クラッド圧延工程において、圧延開始から板厚減少量が５０ｍｍに達するまでに要する時間を５分以内とし、板厚減少量が５０ｍｍに達した時点での合わせ材の温度を４００〜４５０℃とし、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分以内とし、板厚が２０ｍｍに達した時点での合わせ材の温度を３００〜４００℃とし、圧延開始から圧延終了までに要する時間を４０分以内とすることを特徴とする高強度アルミニウム合金ブレージングシートの製造方法。
２５≦０．４×Ｖ＋Ｗ                                              （１）
【請求項９】
請求項４〜７のいずれか一項に記載の高強度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組み合わせて合わせ材とする合わせ工程と、合わせ工程後において合わせ材を加熱保持する加熱工程と、加熱工程後において合わせ材を熱間クラッド圧延する工程とを含み、
前記心材を鋳造する工程において、鋳造速度Ｖ（ｍｍ／分）及び冷却水量Ｗ（ｋｇ／分・ｃｍ）が下記式（１）を満たし、
前記加熱工程において、合わせ材を４００〜５００℃で０〜１０時間保持し、
前記熱間クラッド圧延工程において、圧延開始から板厚減少量が５０ｍｍに達するまでに要する時間を５分以内とし、板厚減少量が５０ｍｍに達した時点での合わせ材の温度を４００〜４５０℃とし、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分以内とし、板厚が２０ｍｍに達した時点での合わせ材の温度を３００〜４００℃とし、圧延開始から圧延終了までに要する時間を４０分以内とすることを特徴とする高強度アルミニウム合金ブレージングシートの製造方法。
２５≦０．４×Ｖ＋Ｗ                                              （１）
【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強度アルミニウム合金ブレージングシート及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。
【０００３】
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。熱交換器として自動車に搭載された後、このチューブが破壊することで貫通すれば、内部を循環している冷却水や冷媒の漏洩が生じる。そのため、製品寿命を向上させるために、ろう付後における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とされている。
【０００４】
ところで、近年になって自動車の軽量化に対する要求が高まり、これに対応するため自動車用熱交換器の軽量化も求められている。そのため、熱交換器を構成する各部材の薄肉化が検討されており、アルミニウム合金ブレージングシートのろう付け後の強度を更に向上させることが必要とされている。
【０００５】
従来、自動車用のラジエータやヒータのように、冷却水がチューブ内面を循環する熱交換器のチューブ材として、ＪＩＳ３００３合金に代表されるようなＡｌ−Ｍｎ系合金などの心材の内面側にＡｌ−Ｚｎ系合金などの犠牲陽極材をクラッドし、大気側にＡｌ−Ｓｉ系合金などのろう材をクラッドした３層チューブ材が一般に用いられてきた。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け後強度は１１０ＭＰａ程度であり、強度が不十分であった。
【０００６】
ブレージングシートの強度の大半を担うＡｌ−Ｍｎ系合金の心材は、一般的には分散強化型合金であると考えられている。そのため、従来技術においても心材中の金属間化合物の粒子の高密化・微細化による高強度化が提案されている。しかしながら、ブレージングシートはろう付時に６００℃に加熱されるため、微細な金属間化合物のほとんどは再固溶する。そこで、ろう付後の強度を向上させるためには、ろう付時に再固溶できないような粗大な金属間化合物を減らし、固溶強化の寄与を大きくすることが重要となる。粗大な金属間化合物は主に鋳造から熱間圧延までの工程にて生成されるため、これらの工程条件を詳細に制御することが必要である。
【０００７】
例えば特許文献１では、心材の均質化処理を５７０℃以上で８時間以上行い、熱間圧延を４５０〜５５０℃で行い、その後の工程についても様々な条件を規定している。その結果、得られる金属組織は１μｍ以下の析出物が１００００個／ｍｍ２以上であるとされている。しかしながら、ろう付時の金属間化合物の再固溶については考慮されていない。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００８】
【特許文献１】特開平２−２８２４５１号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００９】
本発明は、良好なろう付性と耐食性だけでなく、高い強度を有するアルミニウム合金ブレージングシートの提供を目的とする。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、ならびに、その製造方法の提供を目的とする。
【課題を解決するための手段】
【００１０】
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心材を用いて、特定の工程で製造し、その結果として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、これに基づき本発明を完成するに至った。
【００１１】
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において、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％、Ｆｅ０．０５〜１．０ｍａｓｓ％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、ろう付前の前記心材の任意断面において０．２〜０．５μｍの金属間化合物が占める割合が面積分率で５％以下であり、ろう付後の前記心材のＭｎ固溶量が０．２ｍａｓｓ％以上であることを特徴とするＭｎの固溶強化による高強度アルミニウム合金ブレージングシートとした。
【００１２】
本発明は請求項２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。
【００１３】
本発明は請求項３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：０．３〜５．５ｍａｓｓ％を更に含有するものとした。
【００１４】
本発明は請求項４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において、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％、Ｆｅ０．０５〜１．０ｍａｓｓ％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：０．５〜６．０ｍａｓｓ％、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、ろう付前の前記心材の任意断面において０．２〜０．５μｍの金属間化合物が占める割合が面積分率で５％以下であり、ろう付後の前記心材のＭｎ固溶量が０．２ｍａｓｓ％以上であることを特徴とするＭｎの固溶強化による高強度アルミニウム合金ブレージングシートとした。
【００１５】
本発明は請求項５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。
【００１６】
本発明は請求項６において、前記ろう材が、前記各成分元素の他にＺｎ：０．３〜５．５ｍａｓｓ％を更に含有するものとした。
【００１７】
本発明は請求項７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。
【００１８】
本発明は請求項８において、請求項１〜３のいずれか一項に記載の高強度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、鋳造された心材の少なくとも一方の面に鋳造されたろう材を組み合わせて合わせ材とする合わせ工程と、合わせ工程後において合わせ材を加熱保持する加熱工程と、加熱工程後において合わせ材を熱間クラッド圧延する工程とを含み、
前記心材を鋳造する工程において、鋳造速度Ｖ（ｍｍ／分）及び冷却水量Ｗ（ｋｇ／分・ｃｍ）が下記式（１）を満たし、
前記加熱工程において、合わせ材を４００〜５００℃で０〜１０時間保持し、
前記熱間クラッド圧延工程において、圧延開始から板厚減少量が５０ｍｍに達するまでに要する時間を５分以内とし、板厚減少量が５０ｍｍに達した時点での合わせ材の温度を４００〜４５０℃とし、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分以内とし、板厚が２０ｍｍに達した時点での合わせ材の温度を３００〜４００℃とし、圧延開始から圧延終了までに要する時間を４０分以内とすることを特徴とする高強度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。
２５≦０．４×Ｖ＋Ｗ                                              （１）
【００１９】
本発明は請求項９において、請求項４〜７のいずれか一項に記載の高強度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組み合わせて合わせ材とする合わせ工程と、合わせ工程後において合わせ材を加熱保持する加熱工程と、加熱工程後において合わせ材を熱間クラッド圧延する工程とを含み、
前記心材を鋳造する工程において、鋳造速度Ｖ（ｍｍ／分）及び冷却水量Ｗ（ｋｇ／分・ｃｍ）が下記式（１）を満たし、
前記加熱工程において、合わせ材を４００〜５００℃で０〜１０時間保持し、
前記熱間クラッド圧延工程において、圧延開始から板厚減少量が５０ｍｍに達するまでに要する時間を５分以内とし、板厚減少量が５０ｍｍに達した時点での合わせ材の温度を４００〜４５０℃とし、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分以内とし、板厚が２０ｍｍに達した時点での合わせ材の温度を３００〜４００℃とし、圧延開始から圧延終了までに要する時間を４０分以内とすることを特徴とする高強度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。
２５≦０．４×Ｖ＋Ｗ                                              （１）
【発明の効果】
【００２０】
本発明によれば、ろう付後に高強度を有するアルミニウム合金ブレージングシート及びその製造方法が提供される。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、更に、適切な成分のろう材又は犠牲陽極材、或いは、ろう材及び犠牲陽極材を用いることにより優れた耐食性が達成できる。本発明に係るアルミニウム合金ブレージングシートは、上記特徴とともに軽量性と高熱伝導性の特徴により、特に自動車用の熱交換器の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】
【００２１】
本発明に係るアルミニウム合金ブレージングシート及びその製造方法について、以下に詳細に説明する。なお、強度や耐食性に関する性能は、全てろう付後のものである。ろう付は通常、６００℃程度まで加熱しその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、加熱や冷却の保持時間などについては特に限定するものではない。
【００２２】
まず、本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、犠牲陽極材の合金成分について、添加理由と添加範囲について説明する。
【００２３】
Ａ．合金成分
１．心材
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たり、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）である。含有量が０．０５％未満ではその効果が小さく、１．２％を超えると心材の融点が低下して心材へのろうの侵食が発生する。Ｓｉの好ましい含有量は、０．３〜１．０％である。
【００２４】
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、ろう拡散が生じる。Ｆｅの好ましい含有量は、０．１〜０．５％である。
【００２５】
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％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。Ｃｕの好ましい含有量は、０．３〜１．０％である。
【００２６】
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たり、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。
【００２７】
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。
【００２８】
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。
【００２９】
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。Ｚｒのより好ましい含有量は、０．１〜０．２％である。
【００３０】
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。Ｃｒのより好ましい含有量は、０．１〜０．２％である。
【００３１】
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。
これら、Ｍｇ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｃｒ及びＶ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、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。
【００３２】
２．ろう材
Ｓｉは、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、２．５〜１３．０％である。２．５％未満では、生じる液相が僅かでありろう付けが機能し難くなる。一方、１３．０％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、相手材の溶融が発生する。Ｓｉの好ましい含有量は３．５〜１２．０％であり、更に好ましい含有量は７．０〜１２．０％である。
【００３３】
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、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。Ｆｅの含有量は、０．０５〜１．０％である。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。
【００３４】
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、０．３〜５．５％が好ましい。０．３％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、例えばフィンなどの相手材との接合部にＺｎが濃縮し、これが優先腐食して相手材が剥離する場合がある。Ｚｎのより好ましい含有量は、０．５〜３．０％である。
なお、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。また、ろう材は心材の少なくとも一方の面にクラッドされる。
【００３５】
３．犠牲陽極材
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、０．５〜６．０％である。含有量が０．５％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、１．０〜５．０％である。
【００３６】
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たり、或いは、アルミニウム母相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、０．０５〜１．２％である。
【００３７】
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の添加量は、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、塑性加工性を低下させる。Ｆｅの好ましい含有量は、０．０５〜１．５％以下である。
【００３８】
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、０．０５〜１．８％が好ましい。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り、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。一方、０．０５％未満では、
その効果が十分でない場合がある。Ｍｎのより好ましい含有量は、０．０５〜１．５％である。
【００３９】
Ｍｇは、Ｍｇ２Ｓｉの析出により強度を向上させる。また、犠牲陽極材自身の強度を向上させるだけでなく、ろう付加熱することにより心材へＭｇが拡散して心材の強度も向上させる。これらの理由から、Ｍｇを含有させるのが好ましい。Ｍｇの含有量は、０．５〜３．０％が好ましい。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場合がある。Ｍｇのより好ましい含有量は、０．５〜２．０％である。なお、Ｍｇはノコロックろう付におけるろう付性を阻害するため、犠牲陽極材が０．５％以上のＭｇを含有する場合は犠牲陽極材にノコロックろう付をすることができない。この場合には、例えばチューブ同士の接合には溶接などの手段を用いる必要がある。
【００４０】
Ｔｉは、固溶強化により強度を向上させ、また耐食性の向上を図ることができ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。０．０５％未満では、その効果が得られない場合がある。一方、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、０．０５〜０．２％である。
【００４１】
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。Ｚｒのより好ましい含有量は、０．１〜０．２％である。
【００４２】
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。Ｃｒのより好ましい含有量は、０．１〜０．２％である。
【００４３】
Ｖは、固溶強化により強度を向上させ、また耐食性の向上が図ることができ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。０．０５％未満ではその効果が得られない場合がある。一方、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、０．０５〜０．２％である。
【００４４】
これら、Ｍｎ、Ｍｇ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｃｒ及びＶは、犠牲陽極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。なお、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。また、犠牲陽極材は、例えば熱交換器の使用環境において高い耐食性が求められるような場合に、心材の一方の面にクラッドされる。
【００４５】
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、ろう付前においては、心材の任意断面における０．２〜０．５μｍのサイズを有する金属間化合物の占める割合を面積分率で５％以下とし、ろう付後においては、心材のＭｎ固溶量を０．２％以上に限定する。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。
【００４６】
既に述べたように、ろう付後のブレージングシートの強度を高めるためには、ろう付後の心材におけるＭｎ固溶量を多くすることが効果的である。ろう付後のＭｎ固溶量が０．２％以上であれば、十分な固溶強化の効果が得られる。ろう付後のＭｎ固溶量が０．２％未満では、固溶強化の効果が小さい。なお、高強度化の観点からろう付後のＭｎ固溶量に上限はないが、本発明の心材成分では、０．８％より多いＭｎ固溶量を得ることは困難である。なお、ろう付後の心材におけるＭｎ固溶量は、苛性エッチングによって皮材を除去した後にフェノール溶液に溶解し、未溶解となった金属間化合物をろ過により除去し、発光分析に供することによって測定する。
【００４７】
また、心材の金属間化合物にはＭｎが含まれるため、ろう付後にＭｎ固溶量が０．２％以上となるためには、ろう付前の素材の状態において、サイズの比較的大きな金属間化合物をできるだけ少なくする必要がある。このような観点から、ろう付前のブレージングシート素材の心材に含有される０．２μｍ〜０．５μｍのサイズを有する金属間化合物が、心材の任意断面において面積分率で５％以下の場合に、ろう付後において０．２％以上のＭｎ固溶量を得ることができ、これによって、十分な固溶強化の効果が得られることを本発明者らは見出した。０．２〜０．５μｍの化合物の占める割合が面積分率で５％を超える場合には、ろう付後のＭｎ固溶量が０．２％未満となり十分な固溶強化の効果が得られない。０．２μｍ未満の金属間化合物については、ろう付時に再固溶するためろう付後の固溶強化を阻害しない。また、０．５μｍより大きな金属間化合物は、通常Ａｌ−Ｆｅ−Ｓｉ系の晶出物であり、Ｍｎの固溶を阻害しないため強度低下を生じさせない。
【００４８】
Ｃ．アルミニウム合金ブレージングシートの製造方法
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の製造方法について説明する。
【００４９】
心材における金属間化合物の量を抑制するためには、特に鋳造から熱間圧延において加えられる熱量を低く抑制することが必要である。心材の鋳造時における冷却速度は特に重要であり、冷却速度が速い方が金属間化合物の量は少なくなる。鋳造時の冷却はＤＣ法で行われるものであるが、鋳造時の冷却速度を決定する因子としては、鋳造速度Ｖ（ｍｍ／分）と冷却水量Ｗ（ｋｇ／分・ｃｍ）が金属間化合物の量に大きく影響する。
【００５０】
発明者らは詳細な研究を重ねた結果、鋳造速度Ｖ（ｍｍ／分）と冷却水量Ｗ（ｋｇ／分・ｃｍ）が下記式（１）を満たす場合において、必要とする金属組織が得られることを見出した。
２５≦０．４×Ｖ＋Ｗ                                              （１）
【００５１】
鋳造における他の条件については特に制限はないが、溶湯の温度は６７０〜８００℃とし、メタルヘッドの高さは５０〜１５０ｍｍ程度とするのが好ましい。なお、犠牲陽極材およびろう材の鋳造には特に制限はないが、ＤＣ法で行われ、溶湯の温度は６７０〜８００℃とし、メタルヘッドの高さは５０〜１５０ｍｍ程度とするのが好ましい。
【００５２】
次に、合わせ工程、合わせ材の加熱工程及び熱間クラッド圧延工程について説明する。
上記の方法で鋳造される心材、犠牲陽極材及びろう材のアルミニウム合金は、次に合わせ工程にかけられる。合わせ工程において組み合わされる合わせ材としては、鋳造された心材の一方の面に鋳造されたろう材を重ねた２層の合わせ材、鋳造された心材の両方の面に鋳造されたろう材を重ねた３層の合わせ材、鋳造された心材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重ねた３層の合わせ材を調製した。圧延前における合わせ材の厚さは、２５０〜８００ｍｍ程度、好ましくは３００〜６００ｍｍ程度である。
【００５３】
合わせ工程後において、合わせ材は加熱工程にかけられる。加熱工程では、合わせ材は、４００〜５００℃で０〜１０時間保持される。これによって、加熱中における金属間化合物の過剰な析出を抑制することができる。加熱温度が４００℃未満では、後の熱間クラッド圧延工程中における変形抵抗が大きく圧延が困難となる。一方、加熱温度が５００℃を超えるか又は加熱保持時間が１０時間を超えると、金属間化合物が過剰に析出するため、適切な金属間化合物の分布が最終的に得られない。ここで、後述するように加熱保持時間を０時間とする場合もある。このように、熱間クラッド圧延工程の前工程である合わせ材の加熱工程の条件は、４００〜５００℃の加熱温度で０〜１０時間の加熱保持時間とした。上記加熱工程の好ましい条件は、４００〜４８０℃の加熱温度で２〜５時間の加熱保持時間である。
【００５４】
加熱工程においては、好ましい析出物分布を得るために加熱時間が短いほど良い。従って、４００〜５００℃の範囲内の温度に到達すれば、その到達温度での加熱保持を行なわず、直ちに次工程である熱間クラッド圧延工程に移行してもよい。このような場合には、加熱保持時間を０時間とする。しかしながら、合わせ材の全体が均一に所定温度に達していないとクラッド圧着不良等の問題が生じることもあり、２〜５時間の加熱保持時間とするのが好ましい。
【００５５】
上述の加熱工程後に、合わせ材は直ちに熱間クラッド圧延工程にかけられる。合わせ材の温度が実質的に４００℃未満の温度に低下しないうちに、熱間クラッド圧延工程が開始される。熱間クラッド圧延工程中は、合わせ材に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るため、短時間で圧延を終えることが極めて重要である。
【００５６】
合わせ材に対して熱間クラッド圧延を開始してから、当初２５０〜８００ｍｍ程度の板厚が板厚減少量として５０ｍｍに達するまでの間は、心材とろう材や心材と犠牲陽極材を圧着させる段階である。この段階に要する時間を５分以内に制御し、かつ、板厚減少量が５０ｍｍに達した時点でのクラッド材の温度を４００〜４５０℃以下に制御する。これによって、心材中の金属間化合物の過剰な析出を抑制することができる。
【００５７】
圧延開始から板厚減少量が５０ｍｍに達するまでに要する時間が５分を超える場合や、圧延開始から板厚減少量が５０ｍｍに達した時点でのクラッド材温度が４５０℃を超える場合には、心材中の金属間化合物の過剰な析出が発生する。また、加熱工程における加熱温度は前述のように４００℃以上でなければならないが、その場合は圧延開始から板厚減少量が５０ｍｍに達した時点でのクラッド材温度が４００℃未満とすることはできない。そこで、熱間クラッド圧延を開始してから板厚減少量が５０ｍｍに達するまでの時間を５分以内に、かつ、板厚減少量が５０ｍｍに達した時点でのクラッド材温度を４００〜４５０℃に規制する。
【００５８】
更に、板厚減少量が５０ｍｍに達して各層が十分に圧着してから板厚が２０ｍｍに達するまでの間は、クラッド材温度が比較的高く、しかも加えられる歪量が極めて多い段階である。そこで、この段階に要する時間を１０分以内に制御し、かつ、板厚が２０ｍｍに達した時点でのクラッド材温度を３００〜４００℃に制御することにより、心材中の金属間化合物の過剰な析出を抑制することができる。
【００５９】
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が１０分を超える場合や、板厚が２０ｍｍに達した時点でのクラッド材温度が４００℃を超える場合には、心材中の金属間化合物の過剰な析出が発生する。また、加熱工程における加熱温度は前述のように４００℃以上でなければならないが、その場合は板厚が２０ｍｍに達した時点でのクラッド材温度が３００℃未満とすることは困難である。そこで、熱間クラッド圧延工程の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を１０分以内に、かつ、板厚が２０ｍｍに達した時点でのクラッド材温度を３００〜４００℃以下に規制する。
【００６０】
クラッド材の板厚が２０ｍｍに達した後は、その温度が低下して心材の金属間化合物の析出が進行し難くなる。従って、これ以降の熱間クラッド圧延工程に要する時間に関しては特に限定を必要としないが、熱間クラッド圧延工程を開始してから終了するまでの合計時間を４０分以内としなければならない。この合計時間が４０分を超える場合には、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い。熱間クラッド圧延工程を開始してから終了するまでの合計時間は、好ましくは３５分以内である。
【００６１】
以上のように、熱間クラッド圧延工程の各段階に要する時間及び各段階におけるクラッド材温度、更にはこの工程の合計時間が、上記規定範囲外となる場合には、金属間化合物の適切な分布を得ることが困難となる。なお、熱間クラッド圧延工程終了後のクラッド材をコイルに巻取った後に金属間化合物の析出を抑制するために、熱間クラッド圧延工程の終了温度は２５０℃以下とすることが好ましい。
【００６２】
上述のように熱間クラッド圧延工程の各段階に要する時間及び各段階におけるクラッド材温度、更にはこの圧延工程の合計時間が、上記の既定範囲内となるように制御する具体的手段は特に限定されるものではないが、例えば、熱間クラッド圧延工程における各圧延パス間において温度を測定し上記の規定範囲を満たすように、次の圧延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等の手段を適用すればよい。
【００６３】
なお、一般的なブレージングシートの製造工程においては、心材を鋳造した後にこれに均質化処理が施される。しかしながら、本発明においては、金属間化合物の析出を抑制する観点から心材の均質化処理を省略するのが好ましい。
【００６４】
熱間クラッド圧延工程後のクラッド材はその後冷間圧延に供されるが、最終板厚に達するまでの間に１〜２回程度の中間焼鈍を施しても良い。中間焼鈍は、１５０〜５５０℃の温度で行われることが好ましい。最後に中間焼鈍を行なってから最終板厚に達するまでの圧延率は、通常は１０〜８０％程度である。最終板厚は、通常は０．１〜０．６ｍｍ程度である。更に、最終板厚まで冷間圧延した後に、成形性の向上などを目的として仕上げ焼鈍を施しても良い。仕上げ焼鈍は、１５０〜５５０℃で行われることが好ましい。
【００６５】
本発明に係る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特に制限はないが、通常、自動車用熱交換器のチューブ材として用いる場合には、約０．６ｍｍ以下の薄肉ブレージングシートとすることができる。但し、この範囲内の板厚に限定されるものではなく、０．６〜５ｍｍの比較的厚肉の材料として使用することも可能である。ろう材層及び犠牲陽極材層における片面クラッド率は、通常３〜２０％程度である。
【実施例】
【００６６】
次に、本発明例と比較例に基づいて本発明を更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。
【００６７】
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合金をそれぞれＤＣ鋳造により鋳造し、各々両面を面削して仕上げた。心材を鋳造した際における鋳造速度と冷却水量の関係を示す式（１）の右辺の値を表４に示す。なお、心材合金に均質化処理は施していない。
【００６８】
【表１】
0005793336.tif 000002
【００６９】
【表２】
0005793336.tif 000003
【００７０】
【表３】
0005793336.tif 000004
【００７１】
【表４】
0005793336.tif 000005
【００７２】
これらの合金を用い、心材合金の一方の面には皮材１として表２のろう材合金を組み合わせ、他方の面には皮材２として表２のろう材合金又は表３の犠牲陽極材合金を組み合わせた。なお、皮材２を組み合わせず２層材としたものもある。これらの合わせ材を加熱工程と熱間クラッド圧延工程にかけ、３．５ｍｍ厚さの２層又は３層のクラッド材を作製した。加熱工程及び熱間クラッド圧延工程の条件を表５に示す。また、心材、皮材１、皮材２の組合せを表６、７に示す。
【００７３】
【表５】
0005793336.tif 000006
【００７４】
【表６】
0005793336.tif 000007
【００７５】
【表７】
0005793336.tif 000008
【００７６】
上記のクラッド材に４００℃で５時間保持の中間焼鈍、ならびに、最終冷間圧延を施して、Ｈ１ｎ調質の最終板厚０．５ｍｍのブレージングシート試料を作製した。中間焼鈍後の冷間圧延率は、いずれも４０％とした。表６、７に示す表４及び表５の条件の下での製造工程において問題が発生せず、０．５ｍｍの最終板厚まで圧延できた場合は製造性を「○」とし、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場合は製造性を「×」として表６、７に示す。
【００７７】
上記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８、９に示す。なお、表６、７における製造性「×」のものについては試料を製造できなかったため、下記評価は行なうことができなかった。
【００７８】
【表８】
0005793336.tif 000009
【００７９】
【表９】
0005793336.tif 000010
【００８０】
（金属間化合物の面積率の測定）
各ブレージングシート試料の心材部分についてＬ−ＬＴ面を研磨で面出しし、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、各サンプルにつき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、０．２〜０．５μｍのサイズの金属間化合物の面積率を求めた。
【００８１】
（ろう付後における心材中のＭｎ固溶量の測定）
６００℃で３分の熱処理（ろう付加熱に相当）を施したブレージングシート試料を、苛性エッチングによって皮材を除去した後にフェノール溶液に溶解し、未溶解となった金属間化合物をろ過により除去し、発光分析に供することにより測定した。
【００８２】
（ろう付後における引張強さの測定）
６００℃で３分の熱処理（ろう付加熱に相当）を施した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を読み取った。その結果、引張強さが１５０ＭＰａ以上の場合を合格（○）とし、それ未満を不合格（×）とした。
【００８３】
（ろう付性の評価）
３００３合金をコルゲート成形したフィン材を、ブレージングシート試料のろう材面に配置し、５％のフッ化物フラックス水溶液中に浸漬し、６００℃で３分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、ブレージングシート試料に溶融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％未満又はブレージングシート試料に溶融が生じた場合をろう付性が不合格（×）とした。
【００８４】
（腐食深さの測定）
ブレージングシート試料に６００℃で３分の熱処理（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、試験面とは、ろう材にＺｎが添加されている試料についてはろう材面を試験面とし、犠牲陽極材がクラッドされている試料については犠牲陽極材面を試験面とした。前記どちらにも該当しない試料については耐食性の評価を行なわなかった。試験面がろう材の場合は、ＡＳＴＭ−Ｇ８５に基づいてＳＷＡＡＴ試験に供し、５００時間で腐食貫通の生じなかったものを合格（○）とし、腐食貫通の生じたものを不合格（×）とした。試験面が犠牲材の場合は、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（○）とし、生じたものを不合格（×）とした。
【００８５】
本発明例１〜１２及び３３〜４３では、本発明で規定する条件を満たしており、製造性、金属間化合物の面積率、ろう付後の心材中の固溶Ｍｎ量、ろう付後の引張強さ、ろう付性、腐食深さのいずれも合格であった。なお、ろう材にＺｎを添加している本発明例６〜８、３８〜４０については、ろう材面の腐食深さについても優れていた。
【００８６】
比較例１３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１４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１５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１６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、ブレージングシートを製造することができなかった。
比較例１７では、心材のＭｎ成分が多過ぎたため圧延中に割れが生じ、ブレージングシートを製造することができなかった。
比較例１８では、心材のＣｕ成分が多過ぎたため鋳造中に割れが生じ、ブレージングシートを製造することができなかった。
比較例１９では、心材のＭｎ成分が少な過ぎたためろう付後におけるＭｎ固溶量が少な過ぎた。その結果、ろう付後の引張強さが不合格であった。
比較例２０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２１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２２では、ろう材のＺｎ成分が多過ぎたため、耐食性が不合格であった。
比較例２３では、ろう材のＺｎ成分が少な過ぎたため、耐食性が不合格であった。
比較例２４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２５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。
比較例２６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２７では、犠牲陽極材のＳｉ成分が多過ぎたため、耐食性が不合格であった。
比較例２８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、ブレージングシートを製造することができなかった。
比較例２９では、犠牲陽極材のＭｎ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｔｉ、Ｖ成分が多過ぎたため圧延中に割れが生じ、ブレージングシートを製造することができなかった。
比較例３０では、犠牲陽極材のＺｎ成分が少な過ぎたため、耐食性が不合格であった。
比較例３１では、犠牲陽極材のＺｎ成分が多過ぎたため、耐食性が不合格であった。
比較例３２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陽極材を圧着できず、ブレージングシートを製造することができなかった。
比較例４４〜４６及び５５〜５７では、心材鋳造条件における式（１）の右辺の値が低過ぎたため、金属間化合物の面積率が大き過ぎ、かつ、ろう付後の心材中のＭｎ固溶量が少な過ぎた。その結果、ろう付後の引張強さが不合格であった。
比較例４７及び５８では、加熱工程における加熱保持時間が長過ぎたため、金属間化合物の面積率が大き過ぎ、かつ、ろう付後の心材中のＭｎ固溶量が少な過ぎた。その結果、ろう付後の引張強さが不合格であった。
比較例４８及び５９では、加熱工程における加熱温度が高過ぎたため、金属間化合物の面積率が大き過ぎ、かつ、ろう付後の心材中のＭｎ固溶量が少な過ぎた。その結果、ろう付後の引張強さが不合格であった。
比較例４９及び６０では、熱間クラッド圧延工程において板厚減少量が５０ｍｍに達するまでの時間が長過ぎたため、金属間化合物の面積率が大き過ぎ、かつ、ろう付後の心材中のＭｎ固溶量が少な過ぎた。その結果、ろう付後の引張強さが不合格であった。
比較例５０及び６１では、熱間クラッド圧延工程において板厚減少量が５０ｍｍに達した時点でのブレージングシートの温度が高過ぎたため、金属間化合物の面積率が大き過ぎ、かつ、ろう付後の心材中のＭｎ固溶量が少な過ぎた。その結果、ろう付後の引張強さが不合格であった。
比較例５１及び６２では、熱間クラッド圧延工程において板厚減少量が５０ｍｍを超えてから板厚が２０ｍｍに達するまでの時間が長過ぎたため、金属間化合物の面積率が大き過ぎ、かつ、ろう付後の心材中のＭｎ固溶量が少な過ぎた。その結果、ろう付後の引張強さが不合格であった。
比較例５２及び６３では、熱間クラッド圧延工程において板厚が２０ｍｍに達した時点でのブレージングシートの温度が高過ぎたため、金属間化合物の面積率が大き過ぎ、かつ、ろう付後の心材中のＭｎ固溶量が少な過ぎた。その結果、ろう付後の引張強さが不合格であった。
比較例５３及び６４では、熱間クラッド圧延工程に要した全時間が長過ぎたため、金属間化合物の面積率が大き過ぎ、かつ、ろう付後の心材中のＭｎ固溶量が少な過ぎた。その結果、ろう付後の引張強さが不合格であった。
比較例５４及び６５では、加熱工程における加熱温度が低すぎたため、熱間クラッド圧延時に圧着が十分に行われず、ブレージングシートを製造することができなかった。
【産業上の利用可能性】
【００８７】
本発明に係るアルミニウム合金ブレージングシートは、ろう付後の強度が高く、フィン接合率、耐エロージョン性などのろう付性や耐食性にも優れる。特に、軽量性と高熱伝導性にも優れるので、特に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。