(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
芯材の片面に犠牲材がクラッドされ、他の片面にＡｌ−Ｓｉ系またはＡｌ−Ｓｉ−Ｚｎ系ろう材がクラッドされたアルミニウム合金クラッド材からなり、
前記芯材が、質量％で、Ｍｎ：１．３〜２．０％、Ｓｉ：０．６〜１．３％、Ｆｅ：０．１〜０．５％、Ｃｕ：０．７〜１．３％を含有し、残部がＡｌと不可避不純物からなる組成を有し、前記犠牲材が、質量％で、Ｚｎ：４．０％超〜８．０％、Ｍｎ：０．７〜２．０％、Ｓｉ：０．３〜１．０％、Ｆｅ：０．３〜１．０％、Ｔｉ：０．０５〜０．３％を含有し、残部がＡｌと不可避不純物からなる組成を有し、素材の状態において、少なくとも芯材の結晶粒組織が層状組織を有し、素材の伸びが４％以上であり、ろう付後の引張強さが１７０ＭＰａ以上であることを特徴とする高強度・高耐食性・素材高伸びを有するアルミニウム合金ブレージングシート。
【請求項２】
ろう付後の圧延方向に平行な縦断面における芯材の結晶粒径が３０〜２００μｍの範囲にあることを特徴とする請求項１に記載の高強度・高耐食性・素材高伸びを有するアルミニウム合金ブレージングシート。
【請求項３】
素材の芯材において、円相当径で０．２〜０．７μｍの範囲にある第二相粒子の密度が１〜３０個／μｍ２の範囲にあることを特徴とする請求項１または２に記載の高強度・高耐食性・素材高伸びを有するアルミニウム合金ブレージングシート。
【請求項４】
熱交換器用部材に用いられることを特徴とする請求項１〜３のいずれか１項に記載の高強度・高耐食性・素材高伸びを有するアルミニウム合金ブレージングシート。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
この発明は、高強度、高耐食性、および、素材高伸びを有するアルミニウム合金ブレージングシートに関する。
【背景技術】
【０００２】
自動車のラジエータ、カーヒータ、オイルクーラ、インタークーラやカーエアコンのエバポレータやコンデンサあるいは油圧機器や産業機械用の熱交換器として、アルミニウム製品を用いた熱交換器が幅広く使用されている。
近年、燃費向上や省スペース化の観点から熱交換器は軽量化傾向にあり、そのため使用部材には薄肉高強度・高耐食性化が求められる。特にチューブ材は使用量が多いことからその要求が強い。また、最近では熱交換性能を向上させるため、成形チューブに凹凸加工が付与される場合があり、この加工部では減肉を伴う大きな変形が加わることがある。その場合、素材の伸びが低いと加工時に破断したり所望の形状が得難くなるという問題がある。そのような問題に対し、例えば、特許文献１では成形性の向上を目的として、犠牲材および芯材を繊維状組織として該犠牲材と該芯材の変形能を均一として成形性を向上させることが提案されている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００３】
【特許文献１】特開２０１０−９５７５８公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００４】
特許文献１に開示された技術では、或る程度の高い伸びが見込まれるものの強度が十分ではなく、高強度化が望まれている。しかし、高強度化を実現しようとすると伸び特性が損なわれてしまい、高強度および高伸びの要求を同時に満たすことが難しいという問題がある。
【０００５】
本発明は、上記事情を背景としてなされたものであり、高強度、高耐食性、および、素材高伸びを有するアルミニウム合金ブレージングシートを提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【０００６】
例えば、引用文献１をベースにさらに高強度を実現するために芯材のＣｕ量を増量した場合には、芯材の変形能が犠牲材の変形能よりも高くなることで、両層での変形能の差が大きくなってしまい、伸びが低下する。一方、例えば耐食性向上の観点から犠牲材のＺｎ量を増量した場合には、犠牲材の変形能が芯材の変形能よりも高くなることで、やはり両層での変形能の差が大きくなってしまい、伸びが低下する。これに対して本願発明では、犠牲材中のＺｎと芯材のＣｕを共に増量することで、両層の変形能の差は生じないため、さらに大きな伸びを得ることを可能にし、さらに、ろう付後の犠牲材と芯材の電位ギャップを大きくして耐食性を向上させることができる。
【０００７】
すなわち、本発明の高強度・高耐食性・素材高伸びを有するアルミニウム合金ブレージングシートのうち、第１の本発明は、芯材の片面に犠牲材がクラッドされ、他の片面にＡｌ−Ｓｉ系またはＡｌ−Ｓｉ−Ｚｎ系ろう材がクラッドされたアルミニウム合金クラッド材からなり、
前記芯材が、質量％で、Ｍｎ：１．３〜２．０％、Ｓｉ：０．６〜１．３％、Ｆｅ：０．１〜０．５％、Ｃｕ：０．７〜１．３％を含有し、残部がＡｌと不可避不純物からなる組成を有し、前記犠牲材が、質量％で、Ｚｎ：４．０％超〜８．０％、Ｍｎ：０．７〜２．０％、Ｓｉ：０．３〜１．０％、Ｆｅ：０．３〜１．０％、Ｔｉ：０．０５〜０．３％を含有し、残部がＡｌと不可避不純物からなる組成を有し、素材の状態において、少なくとも芯材の結晶粒組織が層状組織を有し、素材の伸びが４％以上であり、ろう付後の引張強さが１７０ＭＰａ以上であることを特徴とする。
【０００８】
第２の本発明のアルミニウム合金ブレージングシートは、前記第１の本発明において、ろう付後の圧延方向に平行な縦断面における芯材の結晶粒径が３０〜２００μｍの範囲にあることを特徴とする。
【０００９】
第３の本発明のアルミニウム合金ブレージングシートは、前記第１または第２の本発明において、素材の芯材において、円相当径で０．２〜０．７μｍの範囲にある第二相粒子の密度が１〜３０個／μｍ２の範囲にあることを特徴とする。
【００１０】
第４の本発明のアルミニウム合金ブレージングシートは、前記第１〜第３の本発明のいずれかにおいて、熱交換器用部材に用いられることを特徴とする。
【００１１】
以下に、本発明の限定理由について説明する。なお、組成中の成分含有量はいずれも質量％で示される。
【００１２】
（芯材成分）
Ｍｎ：１．３〜２．０％
Ｍｎはマトリックス中にＡｌ−Ｍｎ−Ｓｉ系やＡｌ−Ｍｎ−Ｆｅ−Ｓｉ系の第二相粒子（分散粒子）を微細に形成し、材料の強度を高める効果がある。しかしその含有量が１．３％未満ではその効果が十分発揮されず、２．０％を超えると鋳造時に巨大な金属間化合物を生成する。そのため、Ｍｎ含有量は１．３〜２．０％に定める。なお、同様の理由により、下限は１．５％、上限は１．８％とするのが望ましい。
【００１３】
Ｓｉ：０．６〜１．３％
Ｓｉはマトリックス中にＡｌ−Ｍｎ−Ｓｉ系、Ａｌ−Ｍｎ−Ｆｅ−Ｓｉ系の第二相粒子（分散粒子）を微細に形成し、材料の強度を高める効果がある。しかしその含有量が０．６％未満ではその効果が十分発揮されず、１．３％を超えると融点が低下する。そのため、Ｓｉ含有量は０．６〜１．３％に定める。なお、同様の理由で下限を０．７％、上限を１．１％とするのが望ましい。
【００１４】
Ｆｅ：０．１〜０．５％
Ｆｅはマトリックス中にＡｌ−Ｍｎ−Ｆｅ系やＡｌ−Ｍｎ−Ｆｅ−Ｓｉ系の第二相粒子（晶出物）を形成し、ろう付時の再結晶粒を小さくすることによりろう付後の強度を向上させる効果がある。しかしその含有量が０．１％未満では鋳造時に割れを生じやすくなり材料製造が困難となる。また０．５％を超えると鋳造時の巨大な金属間化合物を生成する。そのため、Ｆｅ含有量は０．１〜０．５％に定める。なお、同様の理由で下限を０．１５％、上限を０．４５％とするのが望ましい。
【００１５】
Ｃｕ：０．７〜１．３％
Ｃｕはマトリックス中に固溶し、材料の強度を高める効果や、材料の局部変形に対する抵抗を高め、成形性を向上させる効果、さらに芯材に添加した場合、芯材の電位を貴として犠牲材との電位差が大きくなるため耐食性を向上させる効果がある。しかしその含有量が０．７％未満ではその効果が十分発揮されず、１．３％を超えると融点が低下する。そのため、Ｃｕ含有量は０．７〜１．３％に定める。なお、同様の理由で下限を０．８％、上限を１．２％とするのが望ましい。
【００１６】
（犠牲材成分）
Ｚｎ：４．０％超〜８．０％
Ｚｎはマトリックス中に固溶して電位を卑にする効果がある。そのため犠牲材に添加した場合、芯材との電位差が大きくなり、ブレージングシートの耐食性を向上させる効果がある。また、マトリックス中に固溶したＺｎは材料の局部変形に対する抵抗を高め、芯材におけるＣｕと相まって伸びを一層向上させる効果がある。しかしその含有量が４．０％以下ではその効果が十分発揮されず、８．０％を超えると腐食速度が増加して、犠牲材が早期に消耗してしまうことで耐食性が低下する。そのため、Ｚｎ含有量は４．０％超〜８．０％に定める。なお、同様の理由で下限を４．８％、上限を７．０％とするのが望ましい。
【００１７】
Ｓｉ：０．３〜１．０％
Ｓｉは犠牲材に添加された場合、マトリックス中にＡｌ−Ｍｎ−Ｓｉ系やＡｌ−Ｍｎ−Ｆｅ−Ｓｉ系の第二相粒子（晶出物）を形成する。Ａｌ合金をアルカリ腐食環境に晒した場合、このような第二相粒子を起点として微細な孔食を多数発生させることで深さ方向への孔食の成長が抑制されアルカリ腐食環境での耐食性を向上させることができる。しかしその含有量が０．３％未満ではその効果が十分発揮されず、１．０％を超えると鋳造時に巨大な金属間化合物が生成する。そのため、Ｓｉ含有量は０．３〜１．０％に定める。なお、同様の理由で下限を０．４％、上限を０．８％とするのが望ましい。
【００１８】
Ｍｎ：０．７〜２．０％
Ｍｎは犠牲材に添加された場合、マトリックス中にＡｌ−Ｍｎ−Ｓｉ系、Ａｌ−Ｍｎ−Ｆｅ系、Ａｌ−Ｍｎ−Ｆｅ−Ｓｉ系の第二相粒子（晶出物）を形成する。Ａｌ合金をアルカリ腐食環境に晒した場合、このような第二相粒子を起点として微細な孔食を多数発生させることで深さ方向への孔食の成長が抑制され、アルカリ腐食環境での耐食性を向上させることができる。しかしその含有量が０．７％未満ではその効果が十分発揮されず、２．０％を超えると鋳造時に巨大な金属間化合物が生成する。そのため、Ｍｎ含有量は０．７〜２．０％に定める。なお、同様の理由で下限を０．８％、上限を１．５％とするのが望ましい。
【００１９】
Ｆｅ：０．３〜１．０％
Ｆｅは犠牲材に添加された場合、マトリックス中にＡｌ−Ｍｎ−Ｆｅ系やＡｌ−Ｍｎ−Ｆｅ−Ｓｉ系の第二相粒子（晶出物）を形成する。Ａｌ合金をアルカリ腐食環境に晒した場合、このような第二相粒子を起点として微細な孔食を多数発生させることにより深さ方向への孔食の成長が抑制され、アルカリ腐食環境での耐食性を向上させることができる。しかしその添加量が０．３％未満ではその効果が十分発揮されず、１．０％を超えると鋳造時に巨大な金属間化合物が生成する。そのため、Ｆｅ含有量は０．３〜１．０％に定める。なお、同様の理由で下限を０．４％、上限を０．８％とするのが望ましい。
【００２０】
Ｔｉ：０．０５〜０．３％
Ｔｉは鋳造時の包晶反応により形成された濃度分布が圧延時に残存し、腐食形態を層状とするため材料の耐食性を向上させる効果がある。その含有量が０．０５％未満ではその効果が少なく、０．３％を超えると鋳造時に巨大な金属間化合物が生成する。そのため、Ｔｉ含有量は０．０５〜０．３％に定める。なお、同様の理由で下限を０．０８％、上限を０．２％とするのが望ましい。
【００２１】
（芯材の結晶粒組織が層状組織）
芯材マトリックス組織を繊維組織とすることにより、再結晶組織の場合よりも変形が均一となるため伸びが良好となる。芯材の組織が再結晶組織の場合や繊維組織と再結晶組織の混合組織の場合には芯材内の変形が不均一となり伸びが低下する。芯材マトリックスの組織は芯材成分、均質化条件、中間焼鈍条件等の組合せによって大きく異なり一概に決定することはできないが、特に最終圧延前の中間焼鈍条件が最も重要であり、これを芯材合金の再結晶温度以下とするのが望ましい。
なお、ブレージングシートにおける芯材以外の材料が層状組織を有するものであってもよい。
【００２２】
（素材の伸び：４％以上）
想定される成形において不具合をきたさないために、素材の伸びが４％以上であることが必要である。
【００２３】
（ろう付後の引張強さ：１７０ＭＰａ以上）
熱交換器として使用される際の強度保障の観点などから、ろう付後の引張強さが１７０ＭＰａ以上であることが必要である。
【００２４】
（ろう付後の芯材の結晶粒径：３０〜２００μｍ）
薄肉の材料では結晶粒が大きいと不均一変形しやすくなり、伸びが低下する。そのため、材料が本来有する最大応力（引張強さ）に達する前に破断が生じるため見掛け上引張強さが低下する。このような問題が生じないためには、圧延方向に平行な縦断面における芯材の結晶粒径は２００μｍ以下にするのが望ましい。２００μｍを超えると、ろう付後強度の低下を招く。一方、結晶粒が微細すぎるとろう付時にろう侵食を受けやすくなり、結晶粒径が３０μｍ未満であると、耐ろう侵食性が低下する。
なお、当該ブレージングシートは、ろう付するとその昇温過程（ろうが溶融する温度よりも低い温度）で再結晶する。再結晶した後では結晶粒の大きさは殆ど変化しない。したがって、ろうによる侵食時に形成されている再結晶粒の大きさ＝ろう付後の再結晶粒の大きさとなるため、ろう付後の粒径で観察することができる。
【００２５】
（素材における芯材の０．７μｍ以下の第二相粒子の分布状態：円相当径で０．２〜０．７μｍの範囲にある第二相粒子の密度が１〜３０個／μｍ２）
素材における芯材の第二相粒子の分散状態はろう付時の材料の再結晶挙動に影響を及ぼし、その結果としてろう付後の結晶粒径に影響を与える。微細な第二相粒子（０．２μｍ未満）は再結晶を遅延して再結晶後の結晶粒を粗大化する。一方、粗大な第二相粒子（０．７μｍ超）は再結晶を促進して再結晶後の結晶粒を微細化する。一方、０．２〜０．７μｍの範囲にある第二相粒子も分布状態によっては再結晶後の結晶粒を微細にする効果を有する。
なお、０．７μｍ超の第二相粒子は大部分は鋳造時に形成されるもの（晶出物）であり、その分布状態は鋳造時の凝固速度で決まるため、通常実施されるＤＣ鋳造で製造する限り、その制御には限界がある。
一方、０．７μｍ以下の第二相粒子は鋳造時に過飽和に固溶したＭｎ、Ｓｉ、Ｆｅといった添加元素がその後工程の熱処理時に析出することで形成されるもの（分散粒子）であり、製造工程によって制御が可能である。
したがって、０．２〜０．７μｍの範囲にある第二相粒子を所定の分布状態とすることによって結晶粒径を微細にすることができる。
また、望ましくは、円相当径で０．２〜０．７μｍの範囲にある第二相粒子を１〜３０個／μｍ２の範囲で適量分散させることで、ろう付後の結晶粒径を微細にすることができる。分散密度が１個／μｍ２未満では、分散密度が少なく、結晶粒の微細化が不十分であり、分散密度が、３０個／μｍ２を超えると、ろう付後の結晶粒が微細になり過ぎてろう侵食性が低下する。
上記第二相粒子の分散は、均質化処理を低温、長時間、例えば５５０〜６１０℃×２〜１５時間などの条件によって行うことで達成される。
【００２６】
（Ａｌ−Ｓｉ系またはＡｌ−Ｓｉ−Ｚｎ系ろう材）
本発明のアルミニウム合金ブレージングシートにおいて、片面にＡｌ−Ｓｉ系またはＡｌ−Ｓｉ−Ｚｎ系ろう材がクラッドされている。ろう材用合金としては、ＪＩＳ  ４０４５＋１Ｚｎ合金、４３４３合金、４０４５合金、あるいは４０４７合金などを用いることもできる。また、Ｚｎを添加していないろう材やＺｎ添加量を増量したろう材を用いることもできる。さらに、Ｍｎ、Ｆｅ、Ｚｒ、Ｔｉ、Ｃｕ、Ｌｉ等を含有するＡｌ−Ｓｉ合金やＡｌ−Ｓｉ−Ｚｎ合金を用いることもでき、本発明としては、ＡｌとＳｉまたはＡｌ、ＳｉおよびＺｎを主要な成分とするものであれば、その組成は特定のものに限定されない。
【発明の効果】
【００２７】
以上説明したように、本発明によれば、犠牲材、芯材の成分を所定の範囲に規定し、さらに、ろう付け後の芯材の金属組織を制御することで、高強度、高耐食性、および、素材高伸びを有するアルミニウム合金ブレージングシートを得ることができる。
【発明を実施するための形態】
【００２８】
以下に、本発明の一実施形態を説明する。
本発明の組成範囲内である犠牲材用アルミニウム合金および芯材用アルミニウム合金と、Ａｌ−Ｓｉ系またはＡｌ−Ｓｉ−Ｚｎ系ろう材用合金とをそれぞれ用意する。これらの合金等は、常法により溶製することができる。ろう材用アルミニウム合金については、Ａｌ−Ｓｉ系またはＡｌ−Ｓｉ−Ｚｎ系であれば本発明では特に限定するものではなく、例えばＪＩＳ  ４３４３合金、４０４５合金、あるいは４０４７合金を用いることもできる。また、Ｚｎを添加していないろう材やＺｎ添加量を増量したろう材を用いることもできる。さらに、Ｍｎ、Ｆｅ、Ｚｒ、Ｔｉ、Ｃｕ、Ｌｉ等を含有するＡｌ−Ｓｉ合金やＡｌ−Ｓｉ−Ｚｎ合金を用いることもできる。
【００２９】
これらの合金等は、溶製した後、所望により均質化処理を施すことができる。芯材に対する均質化処理としては、例えば５５０〜６１０℃で２〜１５時間加熱することによって行うことができる。ろう材は均質化処理なし、あるいは４００〜５８０℃で２〜１０時間加熱する。犠牲材は均質化処理なし、あるいは４００〜５００℃で２〜１０時間加熱する。
鋳塊は熱間圧延を経て板材とされる。また連続鋳造圧延を経て板材とするものであってもよい。
これら板材は、芯材の片面に犠牲材を配置し、他の片面にろう材を配置し、重ね合わせた状態で適宜のクラッド率でクラッドされる。
クラッドは、一般に熱間圧延により行われる。その後、さらに冷間圧延を行うことで所望の厚さのアルミニウム合金ブレージングシートが得られる。
熱間圧延は開始温度：４５０〜５３０℃、終了板厚：１５〜３０ｍｍ、終了温度：３３０〜４３０℃の範囲に制御された粗圧延後に、開始板厚：１５〜３０ｍｍ、開始温度：３２０〜４２０℃、終了板厚：１〜４ｍｍ、終了温度：２００〜３２０℃の範囲に制御されたリバース方式の仕上げ圧延により行われる。
熱間圧延の条件を上記の範囲に調整することで金属組織が調整され、素材の伸びを４％以上とすることができる。例えば、上記よりも高温で圧延が行われた場合、金属組織が粗大化して伸びが低下する懸念が生じる。一方、上記よりも低温で圧延された場合には、圧延そのものが困難となる。
【００３０】
上記製造過程では、冷間圧延に際し中間焼鈍を介在させることができる。素材の結晶粒を層状とするためには、中間焼鈍による熱処理において材料を再結晶させないようにする必要があり、そのためには１５０〜２５０℃×２〜１０時間の範囲で行うことが好ましい。中間焼鈍後の最終冷間圧延では、５〜２５％の冷間圧延率で圧延を行い、Ｈ１４調質のブレージングシートが得られる。
最終のブレージングシートの厚さは特に限定されるものではないが、例えば０．１５〜０．２５ｍｍの厚さを挙げることができる。
【実施例】
【００３１】
表１に示す成分組成のアルミニウム合金を半連続鋳造して、犠牲材用アルミニウム合金鋳塊を得た。
表２に示す成分組成のアルミニウム合金を半連続鋳造して、芯材用アルミニウム合金鋳塊を得た。
また、ろう材用合金（４０４５合金）を半連続鋳造により鋳造してろう材用アルミニウム合金鋳塊を得た。
上記芯材用アルミニウム合金鋳塊に対しては、表３、４に示す条件で均質化処理を行い、ろう材用アルミニウム合金鋳塊に対しては、４００℃で５時間の条件で均質化処理を行った。犠牲材用アルミニウム合金鋳塊については均質化処理を行わなかった。
【００３２】
表３、４に示す組み合わせで、芯材用アルミニウム合金鋳塊の片面側に犠牲材用アルミニウム合金鋳塊、他の片面側にろう材用アルミニウム合金鋳塊を重ね合わせて熱間圧延を行った。上記熱間圧延では、Ｎｏ．４４、４５、４６、４８以外は、粗圧延を開始温度：５００℃、終了板厚：２０ｍｍ、終了温度：４３０℃で行い、仕上げ圧延を表３、４に示す条件で行った。
なお、Ｎｏ．４４、４５、４６については粗圧延を開始温度：５６０℃、終了板厚：３０ｍｍ、終了温度：５１０℃で行い、仕上げ圧延を表４に示す条件で行った。
また、Ｎｏ．４８については粗圧延のみで７ｍｍまで圧延した。
さらに、前記クラッド材を前記冷間圧延し、その後、結晶粒組織調整を兼ねた中間焼鈍を２２０℃で５時間行い、最終の冷間圧延により厚さ０．２０ｍｍのＨ１４調質のブレージングシートＮｏ．１〜４８を供試材として作製した。
【００３３】
【表１】
0006498911.tif 000002
【００３４】
【表２】
0006498911.tif 000003
【００３５】
供試材のブレージングシートに対し下記の条件で下記特性の評価を行い、評価結果を表３、４に示した。
【００３６】
（素材の伸び）
作製したブレージングシートから圧延方向と平行にサンプルを切り出してＪＩＳ１３号Ｂ形状の試験片を作製し、引張試験を実施し、突き合わせ法で全伸びを測定した。引張速度は３ｍｍ／分とした。測定結果を表３、４に示す。
素材伸びが４．０％以上を○と評価し、４．０未満を×と評価した。
【００３７】
（素材の結晶組織）
作製したブレージングシートから圧延方向と平行にサンプルの小片を切り出して樹脂埋めし、エメリー研磨、バフ研磨によって鏡面仕上げした後、バーカー氏液法によって結晶粒組織を現出させて、偏光顕微鏡で結晶組織を観察した。観察倍率は１００倍とした。評価結果を表３、４に示す。  
【００３８】
（ろう付後強度）
作製したブレージングシートに、ろう付相当の熱処理を施した。具体的には、６００℃まで約７分で昇温し、６００℃で３分保持後、１００℃／分の降温速度で降温冷却した。その後、圧延方向と平行にサンプルを切り出してＪＩＳ１３号Ｂ形状の試験片を作製し、引張試験を実施し、引張強さを測定した。引張速度は３ｍｍ／分とした。測定結果を表３、４に示す。
ろう付後強度が１７５ＭＰａ以上を○○、１７０ＭＰａ以上１７５ＭＰａ未満を○、１７０ＭＰａ未満を×と評価した。
【００３９】
（ろう付熱処理後の結晶粒径）
作製したブレージングシートに、ろう付相当の熱処理を施した。具体的には、６００℃まで約７分で昇温し、６００℃で３分保持後、１００℃／分の降温速度で降温冷却した。ろう付相当熱処理を実施したサンプルは圧延方向平行断面を樹脂埋め後、鏡面に研磨した後、エッチング液（例えば常温のケラー氏液の１〜３ｍｉｎ浸漬）で結晶粒を現出させ、試料の５箇所について光学顕微鏡で２００倍で写真撮影した。撮影した写真から圧延方向について切断法で結晶粒径を測定した。測定結果を表３、４に示す。
【００４０】
（素材の芯材における０．７μｍ以下の第二相粒子の分布状態）
円相当径０．２〜０．７μｍの範囲にある第二相粒子の個数密度（個／μｍ２）を透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）によって測定した。
測定方法は、素材に４００℃×１５秒のソルトバス焼鈍を行って変形ひずみを除去して第二相粒子を観察しやすくした後、通常の方法で機械研磨、および電解研磨によって芯材中央部から薄膜を作製し、透過型電子顕微鏡にて１００００倍で写真撮影した。５視野（合計で５００μｍ２程度）について写真撮影し、画像解析によって第二相粒子のサイズおよび個数密度を計測した。測定結果を表３、４に示す。
円相当径０．２〜０．７μｍの範囲にある第二相粒子の個数密度（個／μｍ２）を表３、４に示している。
【００４１】
（耐ろう侵食性（エロージョン深さ））
作製したブレージングシートに、ろう付相当の熱処理を施した。具体的には、６００℃まで約７分で昇温し、６００℃で３分保持後、１００℃／分の降温速度で降温冷却した。ろう付相当熱処理を実施したサンプルを樹脂埋めし、圧延方向平行断面を鏡面研磨し、バーカー氏液で組織を現出後、光学顕微鏡で観察してろう侵食深さを測定し、ろう付性として評価した。評価結果を表３、４に示す。
溶融が生じたものを×と評価し、未溶融で浸食溶融深さが３０μｍ未満を○○、３０μｍ以上５０μｍ未満を○と評価した。
【００４２】
（内部耐食性（酸性））
作製したブレージングシートに、ろう付相当の熱処理を施した。具体的には、６００℃まで約７分で昇温し、６００℃で３分保持後、１００℃／分の降温速度で降温冷却した。ろう付熱処理後のサンプルから３０×４０ｍｍのサンプルを切り出し、犠牲材面以外（端部およびろう材面）をマスキングした。マスキングしたサンプルを、Ｃｌ−：１９５ｐｐｍ、ＳＯ４２−：６０ｐｐｍ、Ｃｕ２＋：１ｐｐｍ、Ｆｅ３＋：３０ｐｐｍを含む水溶液（ＯＹ水）中で８０℃×８時間→室温×１６時間のサイクルで浸漬試験を８週間実施した。腐食試験後のサンプルを沸騰させたリン酸クロム酸混合溶液に１０ｍｉｎ浸漬して腐食生成物を除去した後、最大腐食部の断面観察を実施して腐食深さを測定した。評価結果を表３、４に示す。
腐食深さが５０μｍ未満を○○と評価し、５０μｍ以上８０μｍ未満を○と評価し、８０μｍ以上を×と評価した。
【００４３】
（内部耐食性（アルカリ性））
作製したブレージングシートに、ろう付相当の熱処理を施した。具体的には、６００℃まで約７分で昇温し、６００℃で３分保持後、１００℃／分の降温速度で降温冷却した。ろう付熱処理後のサンプルから３０×４０ｍｍのサンプルを切り出し、犠牲材面以外（端部およびろう材面）をマスキングした。Ｃｌ−：１９５ｐｐｍ、ＳＯ４２−：６０ｐｐｍ、Ｃｕ２＋：１ｐｐｍ、Ｆｅ３＋：３０ｐｐｍになるように調整した水溶液（ＯＹ水）をさらに苛性ソーダを用いてｐＨが１１となるように調整した。この調整した液中で８０℃×８時間→室温×１６時間のサイクルで浸漬試験を８週間実施した。腐食試験後のサンプルを沸騰させたリン酸クロム酸混合溶液に１０ｍｉｎ浸漬して腐食生成物を除去した後、最大腐食部の断面観察を実施して腐食深さを測定した。評価結果を表３、４に示す。
腐食深さが８０μｍ未満を○と評価し、８０μｍ以上を×と評価した。
【００４４】
総合評価として、すべての評価が○以上を○と評価し、すべての評価が○以上で、かつろう付後の強度と耐食性（酸）とろう付性が○○のものを○○と評価した。
表３、４に示すように、発明例では、素材伸び、引張強度および耐食性が優れた結果となり、○または○○の総合評価となった。
他方、比較例では、素材伸び、引張強度および耐食性の少なくとも１つが×となった。なお、比較例２２、２７は、いずれもグラット材を製造することができなかった。
【００４５】
【表３】
0006498911.tif 000004
【００４６】
【表４】
0006498911.tif 000005