JP2008111143A - 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 - Google Patents
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Abstract
【課題】ノコロックろう付法を使用した場合においても良好なろう付性を得ることができ、且つろう付後に優れた強度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。
【解決手段】アルミニウム合金心材の一方の面にアルミニウム合金中間材をクラッドし、該アルミニウム合金心材の他方の面にはアルミニウム合金犠牲陽極材をクラッドし、該アルミニウム中間材の該アルミニウム合金心材にクラッドされた面とは反対の面にはＡｌ−Ｓｉ系合金ろう材をクラッドしたアルミニウム合金ブレージングシートであって、４００℃以上の温度で２分以上保持するろう付加熱を行った後に、アルミニウム合金心材の結晶粒径が１００μｍ未満であり、且つアルミニウム合金中間材及びアルミニウム合金犠牲陽極材の結晶粒径が１００μｍ以上であるアルミニウム合金ブレージングシート。
【選択図】 なし
【解決手段】アルミニウム合金心材の一方の面にアルミニウム合金中間材をクラッドし、該アルミニウム合金心材の他方の面にはアルミニウム合金犠牲陽極材をクラッドし、該アルミニウム中間材の該アルミニウム合金心材にクラッドされた面とは反対の面にはＡｌ−Ｓｉ系合金ろう材をクラッドしたアルミニウム合金ブレージングシートであって、４００℃以上の温度で２分以上保持するろう付加熱を行った後に、アルミニウム合金心材の結晶粒径が１００μｍ未満であり、且つアルミニウム合金中間材及びアルミニウム合金犠牲陽極材の結晶粒径が１００μｍ以上であるアルミニウム合金ブレージングシート。
【選択図】 なし
Description
本発明は、自動車用熱交換器に好適に使用されるアルミニウム合金ブレージングシート、特にラジエータ、コンデンサなどの熱交換器の冷却水や冷媒の通路構成材として好適に使用され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。
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、ヒーター、インタークーラーなどに用いられている。自動車用熱交換器は主にろう付法によって製造される。通常、ろう付はＡｌ−Ｓｉ系合金のろう材を用い、６００℃程度の高温で行われる。従って、ろう付性に優れ、且つろう付後に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が必要とされている。
ろう付を用いて製造す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、冷却水や冷媒を循環させるためのチューブとで構成される。チューブが強度不足で破壊などを起こし貫通すれば、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とされている。
ところで近年は自動車の軽量化に対する要求が高まり、そ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さらに向上させることが必要とされている。
従来、自動車用のラジエータやヒーターのように、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、強度が不十分である。
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、強度が不十分である。
ろう付後強度を向上させるために、心材にＭｇを添加した３層クラッドチューブ材が提案されている。しかしながら、心材にＭｇを添加するとノコロックろう付法において使用されるフッ化物系フラックスとＭｇが反応することでＭｇＦ等の化合物を形成し、ろう付性を著しく低下させてしまう。
また、ろう材、心材、犠牲陽極材から構成される３層クラッド材の心材とろう材の間に中間材を形成した４層クラッド材が提案されている（例えば、特許文献１、２、３、４参照）。この４層クラッド材は、心材にＭｇ含有量の多い材料を用いてろう付け後の強度を向上させ、かつＭｇ含有量の少ない中間材をろう材と心材の間に形成することで心材に添加したＭｇがろう材側へ拡散することを抑制し、ノコロックろう付法を使用した場合のろう付け性の低下を防止したものである。
特開平４−０３６４３２号公報
特開平６−０７３４８０号公報
特表２００５−５０５４２１号公報
特開２００５−１６１３８３号公報
アルミニウム合金ブレージングシートの薄肉化の要求を満たすべく、ろう付後強度等の特性を向上させる必要があるが、従来技術では肉薄でろう付性を確保しつつさらなる強度向上を達成するに至る特性を得ることは困難であった。
本発明は、この問題点を解消するべく行われたものであって、アルミニウム合金ブレージングシートにおいて、ノコロックろう付法を使用した場合においても良好なろう付性を得ることができ、且つろう付後に優れた強度を有する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目的とするものである。
本発明は、この問題点を解消するべく行われたものであって、アルミニウム合金ブレージングシートにおいて、ノコロックろう付法を使用した場合においても良好なろう付性を得ることができ、且つろう付後に優れた強度を有する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目的とするものである。
本発明者らは上記課題について研究した結果、特定の合金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なすに至った。
すなわち本発明は、
（１）アルミニウム合金心材の一方の面にアルミニウム合金中間材をクラッドし、該アルミニウム合金心材の他方の面にはアルミニウム合金犠牲陽極材をクラッドし、該アルミニウム合金中間材の該アルミニウム合金心材にクラッドされた面とは反対の面にはＡｌ−Ｓｉ系合金ろう材をクラッドしたアルミニウム合金ブレージングシートであって、４００℃以上の温度で２分以上保持するろう付加熱を行った後に、アルミニウム合金心材の結晶粒径が１００μｍ未満であり、且つアルミニウム合金中間材及びアルミニウム合金犠牲陽極材の結晶粒径が１００μｍ以上であ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、
（２）アルミニウム合金心材の一方の面にアルミニウム合金中間材をクラッドし、該アルミニウム合金心材の他方の面にはアルミニウム合金犠牲陽極材をクラッドし、該アルミニウム合金中間材の該アルミニウム合金心材にクラッドされた面とは反対の面にはＡｌ−Ｓｉ系合金ろう材をクラッドしたアルミニウム合金ブレージングシートであって、アルミニウム合金心材、アルミニウム合金中間材およびアルミニウム合金犠牲陽極材中に存在する球相当粒径が０．５μｍ以上の金属間化合物の数密度（個／ｍｍ２）をそれぞれＮ１、Ｎ２、Ｎ３とした場合、数密度比Ｎ１／Ｎ２およびＮ１／Ｎ３がともに２．０以上であり、且つアルミニウム合金心材中に存在する球相当粒径が０．５μｍ以上の金属間化合物の数密度（個／ｍｍ２）Ｎ１が１×１０４個／ｍｍ２以上であ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、
（３）（ａ）アルミニウム合金心材がＳｉ：０．３〜１．２％（質量％、以下、同様に組成を示す％は質量％を表す）、Ｃｕ：０．３〜１．２％、Ｍｎ：０．５〜２．０％、Ｍｇ：０．２〜１．５％、Ｆｅ：０．５〜１．５％を含有し、残部Ａｌと不可避的不純物からなるＡｌ合金であり、
（ｂ）アルミニウム合金中間材がＳｉ：１．２％以下、Ｆｅ：０．５％以下、Ｍｎ：０．５〜２．０％を含有し、残部Ａｌと不可避的不純物からなるＡｌ合金であり、
（ｃ）アルミニウム合金犠牲陽極材がＺｎ：１．０〜６．０％を含有し、残部Ａｌと不可避的不純物からなるＡｌ合金である、ことを特徴とする（１）または（２）項に記載のアルミニウム合金ブレージングシート、
（４）（ａ）アルミニウム合金心材がＳｉ：０．３〜１．２％、Ｃｕ：０．３〜１．２％、Ｍｎ：０．５〜２．０％、Ｍｇ：０．２〜１．５％、Ｆｅ：０．５〜１．５％を含有し、さらにＴｉ：０．０２〜０．３％、Ｖ：０．０２〜０．３％のうち１種以上を含有し、残部Ａｌと不可避的不純物からなるＡｌ合金であり、
（ｂ）アルミニウム合金中間材がＳｉ：１．２％以下、Ｆｅ：０．５％以下、Ｍｎ：０．５〜２．０％を含有し、残部Ａｌと不可避的不純物からなるＡｌ合金であり、
（ｃ）アルミニウム合金犠牲陽極材がＺｎ：１．０〜６．０％を含有し、残部Ａｌと不可避的不純物からなるＡｌ合金である、ことを特徴とする（１）または（２）項に記載のアルミニウム合金ブレージングシート、
（５）（ａ）アルミニウム合金心材がＳｉ：０．３〜１．２％、Ｃｕ：０．３〜１．２％、Ｍｎ：０．５〜２．０％、Ｍｇ：０．２〜１．５％、Ｆｅ：０．５〜１．５％を含有し、残部Ａｌと不可避的不純物からなるＡｌ合金であり、
（ｂ）アルミニウム合金中間材がＳｉ：１．２％以下、Ｆｅ：０．５％以下、Ｍｎ：０．５〜２．０％を含有し、さらにＣｕ：１．０％以下、Ｔｉ：０．０２〜０．３％、Ｖ：０．０２〜０．３％のうち１種以上を含有し、残部Ａｌと不可避的不純物からなるＡｌ合金であり、
（ｃ）アルミニウム合金犠牲陽極材がＺｎ：１．０〜６．０％を含有し、残部Ａｌと不可避的不純物からなるＡｌ合金である、ことを特徴とする（１）または（２）項に記載のアルミニウム合金ブレージングシート、
（６）（ａ）アルミニウム合金心材がＳｉ：０．３〜１．２％、Ｃｕ：０．３〜１．２％、Ｍｎ：０．５〜２．０％、Ｍｇ：０．２〜１．５％、Ｆｅ：０．５〜１．５％を含有し、残部Ａｌと不可避的不純物からなるＡｌ合金であり、
（ｂ）アルミニウム合金中間材がＳｉ：１．２％以下、Ｆｅ：０．５％以下、Ｍｎ：０．５〜２．０％を含有し、残部Ａｌと不可避的不純物からなるＡｌ合金であり、
（ｃ）アルミニウム合金犠牲陽極材がＺｎ：１．０〜６．０％を含有し、さらにＳｉ：１．０％以下、Ｍｎ：２．０％以下、Ｔｉ：０．０２〜０．３％、Ｖ：０．０２〜０．３％のうち１種以上を含有し、残部Ａｌと不可避的不純物からなるＡｌ合金である、ことを特徴とする（１）または（２）項に記載のアルミニウム合金ブレージングシート、
（７）（ａ）アルミニウム合金心材がＳｉ：０．３〜１．２％、Ｃｕ：０．３〜１．２％、Ｍｎ：０．５〜２．０％、Ｍｇ：０．２〜１．５％、Ｆｅ：０．５〜１．５％を含有し、さらにＴｉ：０．０２〜０．３％、Ｖ：０．０２〜０．３％のうち１種以上を含有し、残部Ａｌと不可避的不純物からなるＡｌ合金であり、
（ｂ）アルミニウム合金中間材がＳｉ：１．２％以下、Ｆｅ：０．５％以下、Ｍｎ：０．５〜２．０％を含有し、さらにＣｕ：１．０％以下、Ｔｉ：０．０２〜０．３％、Ｖ：０．０２〜０．３％のうち１種以上を含有し、残部Ａｌと不可避的不純物からなるＡｌ合金であり、
（ｃ）アルミニウム合金犠牲陽極材が、Ｚｎ：１．０〜６．０％を含有し、さらにＳｉ：１．０％以下、Ｍｎ：２．０％以下、Ｔｉ：０．０２〜０．３％、Ｖ：０．０２〜０．３％のうち１種以上を含有し、残部Ａｌと不可避的不純物からなるＡｌ合金である、ことを特徴とする（１）または（２）項に記載のアルミニウム合金ブレージングシート。
（８）アルミニウム合金ブレージングシートが、熱交換器用であることを特徴とする（１）〜（７）のいずれか１項に記載のアルミニウム合金ブレージングシート、および
（９）（３）〜（７）のいずれか１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であって、前記アルミニウム合金心材に対して、５００℃以上の温度で均質化処理を行い、次いで、該アルミニウム合金心材の一方の面にアルミニウム合金中間材をクラッドし、該アルミニウム合金心材の他方の面には前記アルミニウム合金犠牲陽極材をクラッドし、前記アルミニウム合金中間材の他面にはＡｌ−Ｓｉ系合金ろう材をクラッドし、熱間圧延してクラッド材を作製し、その後冷間圧延の間に中間焼鈍を少なくとも１回行い、最終冷間圧延率を２０〜５０％とす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、および、
（１０）前記アルミニウム合金ブレージングシートが熱交換器用であることを特徴とする（９）項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、
を提供するものである。
すなわち本発明は、
（１）アルミニウム合金心材の一方の面にアルミニウム合金中間材をクラッドし、該アルミニウム合金心材の他方の面にはアルミニウム合金犠牲陽極材をクラッドし、該アルミニウム合金中間材の該アルミニウム合金心材にクラッドされた面とは反対の面にはＡｌ−Ｓｉ系合金ろう材をクラッドしたアルミニウム合金ブレージングシートであって、４００℃以上の温度で２分以上保持するろう付加熱を行った後に、アルミニウム合金心材の結晶粒径が１００μｍ未満であり、且つアルミニウム合金中間材及びアルミニウム合金犠牲陽極材の結晶粒径が１００μｍ以上であ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、
（２）アルミニウム合金心材の一方の面にアルミニウム合金中間材をクラッドし、該アルミニウム合金心材の他方の面にはアルミニウム合金犠牲陽極材をクラッドし、該アルミニウム合金中間材の該アルミニウム合金心材にクラッドされた面とは反対の面にはＡｌ−Ｓｉ系合金ろう材をクラッドしたアルミニウム合金ブレージングシートであって、アルミニウム合金心材、アルミニウム合金中間材およびアルミニウム合金犠牲陽極材中に存在する球相当粒径が０．５μｍ以上の金属間化合物の数密度（個／ｍｍ２）をそれぞれＮ１、Ｎ２、Ｎ３とした場合、数密度比Ｎ１／Ｎ２およびＮ１／Ｎ３がともに２．０以上であり、且つアルミニウム合金心材中に存在する球相当粒径が０．５μｍ以上の金属間化合物の数密度（個／ｍｍ２）Ｎ１が１×１０４個／ｍｍ２以上であ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、
（３）（ａ）アルミニウム合金心材がＳｉ：０．３〜１．２％（質量％、以下、同様に組成を示す％は質量％を表す）、Ｃｕ：０．３〜１．２％、Ｍｎ：０．５〜２．０％、Ｍｇ：０．２〜１．５％、Ｆｅ：０．５〜１．５％を含有し、残部Ａｌと不可避的不純物からなるＡｌ合金であり、
（ｂ）アルミニウム合金中間材がＳｉ：１．２％以下、Ｆｅ：０．５％以下、Ｍｎ：０．５〜２．０％を含有し、残部Ａｌと不可避的不純物からなるＡｌ合金であり、
（ｃ）アルミニウム合金犠牲陽極材がＺｎ：１．０〜６．０％を含有し、残部Ａｌと不可避的不純物からなるＡｌ合金である、ことを特徴とする（１）または（２）項に記載のアルミニウム合金ブレージングシート、
（４）（ａ）アルミニウム合金心材がＳｉ：０．３〜１．２％、Ｃｕ：０．３〜１．２％、Ｍｎ：０．５〜２．０％、Ｍｇ：０．２〜１．５％、Ｆｅ：０．５〜１．５％を含有し、さらにＴｉ：０．０２〜０．３％、Ｖ：０．０２〜０．３％のうち１種以上を含有し、残部Ａｌと不可避的不純物からなるＡｌ合金であり、
（ｂ）アルミニウム合金中間材がＳｉ：１．２％以下、Ｆｅ：０．５％以下、Ｍｎ：０．５〜２．０％を含有し、残部Ａｌと不可避的不純物からなるＡｌ合金であり、
（ｃ）アルミニウム合金犠牲陽極材がＺｎ：１．０〜６．０％を含有し、残部Ａｌと不可避的不純物からなるＡｌ合金である、ことを特徴とする（１）または（２）項に記載のアルミニウム合金ブレージングシート、
（５）（ａ）アルミニウム合金心材がＳｉ：０．３〜１．２％、Ｃｕ：０．３〜１．２％、Ｍｎ：０．５〜２．０％、Ｍｇ：０．２〜１．５％、Ｆｅ：０．５〜１．５％を含有し、残部Ａｌと不可避的不純物からなるＡｌ合金であり、
（ｂ）アルミニウム合金中間材がＳｉ：１．２％以下、Ｆｅ：０．５％以下、Ｍｎ：０．５〜２．０％を含有し、さらにＣｕ：１．０％以下、Ｔｉ：０．０２〜０．３％、Ｖ：０．０２〜０．３％のうち１種以上を含有し、残部Ａｌと不可避的不純物からなるＡｌ合金であり、
（ｃ）アルミニウム合金犠牲陽極材がＺｎ：１．０〜６．０％を含有し、残部Ａｌと不可避的不純物からなるＡｌ合金である、ことを特徴とする（１）または（２）項に記載のアルミニウム合金ブレージングシート、
（６）（ａ）アルミニウム合金心材がＳｉ：０．３〜１．２％、Ｃｕ：０．３〜１．２％、Ｍｎ：０．５〜２．０％、Ｍｇ：０．２〜１．５％、Ｆｅ：０．５〜１．５％を含有し、残部Ａｌと不可避的不純物からなるＡｌ合金であり、
（ｂ）アルミニウム合金中間材がＳｉ：１．２％以下、Ｆｅ：０．５％以下、Ｍｎ：０．５〜２．０％を含有し、残部Ａｌと不可避的不純物からなるＡｌ合金であり、
（ｃ）アルミニウム合金犠牲陽極材がＺｎ：１．０〜６．０％を含有し、さらにＳｉ：１．０％以下、Ｍｎ：２．０％以下、Ｔｉ：０．０２〜０．３％、Ｖ：０．０２〜０．３％のうち１種以上を含有し、残部Ａｌと不可避的不純物からなるＡｌ合金である、ことを特徴とする（１）または（２）項に記載のアルミニウム合金ブレージングシート、
（７）（ａ）アルミニウム合金心材がＳｉ：０．３〜１．２％、Ｃｕ：０．３〜１．２％、Ｍｎ：０．５〜２．０％、Ｍｇ：０．２〜１．５％、Ｆｅ：０．５〜１．５％を含有し、さらにＴｉ：０．０２〜０．３％、Ｖ：０．０２〜０．３％のうち１種以上を含有し、残部Ａｌと不可避的不純物からなるＡｌ合金であり、
（ｂ）アルミニウム合金中間材がＳｉ：１．２％以下、Ｆｅ：０．５％以下、Ｍｎ：０．５〜２．０％を含有し、さらにＣｕ：１．０％以下、Ｔｉ：０．０２〜０．３％、Ｖ：０．０２〜０．３％のうち１種以上を含有し、残部Ａｌと不可避的不純物からなるＡｌ合金であり、
（ｃ）アルミニウム合金犠牲陽極材が、Ｚｎ：１．０〜６．０％を含有し、さらにＳｉ：１．０％以下、Ｍｎ：２．０％以下、Ｔｉ：０．０２〜０．３％、Ｖ：０．０２〜０．３％のうち１種以上を含有し、残部Ａｌと不可避的不純物からなるＡｌ合金である、ことを特徴とする（１）または（２）項に記載のアルミニウム合金ブレージングシート。
（８）アルミニウム合金ブレージングシートが、熱交換器用であることを特徴とする（１）〜（７）のいずれか１項に記載のアルミニウム合金ブレージングシート、および
（９）（３）〜（７）のいずれか１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であって、前記アルミニウム合金心材に対して、５００℃以上の温度で均質化処理を行い、次いで、該アルミニウム合金心材の一方の面にアルミニウム合金中間材をクラッドし、該アルミニウム合金心材の他方の面には前記アルミニウム合金犠牲陽極材をクラッドし、前記アルミニウム合金中間材の他面にはＡｌ−Ｓｉ系合金ろう材をクラッドし、熱間圧延してクラッド材を作製し、その後冷間圧延の間に中間焼鈍を少なくとも１回行い、最終冷間圧延率を２０〜５０％とす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、および、
（１０）前記アルミニウム合金ブレージングシートが熱交換器用であることを特徴とする（９）項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、
を提供するものである。
本発明によれば、肉薄でありながらフィン接合率、耐エロージョン性などろう付性に優れ、且つろう付後の強度が高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。そして、このブレージングシートは肉薄であり、自動車用の熱交換器として軽量で熱伝導性に優れ、ノコロックろう付法を使用した場合においても良好なろう付性を得ることができ、且つろう付後強度が高いことにより、熱交換器の寿命をさらに長くさせることができる。
本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の好ましい実施の態様について、詳細に説明する。
本発明のアルミニウム合金ブレージングシートは、アルミニウム合金心材の一方の面にアルミニウム合金中間材をクラッドし、その心材の他方の面にはアルミニウム合金犠牲陽極材をクラッドし、さらに中間材の他面にはＡｌ−Ｓｉ系合金ろう材をクラッドした４層クラッド材からなるアルミニウム合金ブレージングシートである。そして、心材、中間材および犠牲陽極材は、好ましくは、それぞれ特定の組成範囲をもつアルミニウム合金である。また、４００℃以上の温度で２分以上保持をするろう付加熱を行った後に、心材の結晶粒径が１００μｍ未満であり、且つ中間材、犠牲材の結晶粒径が１００μｍ以上となる。
本発明のアルミニウム合金ブレージングシートは、アルミニウム合金心材の一方の面にアルミニウム合金中間材をクラッドし、その心材の他方の面にはアルミニウム合金犠牲陽極材をクラッドし、さらに中間材の他面にはＡｌ−Ｓｉ系合金ろう材をクラッドした４層クラッド材からなるアルミニウム合金ブレージングシートである。そして、心材、中間材および犠牲陽極材は、好ましくは、それぞれ特定の組成範囲をもつアルミニウム合金である。また、４００℃以上の温度で２分以上保持をするろう付加熱を行った後に、心材の結晶粒径が１００μｍ未満であり、且つ中間材、犠牲材の結晶粒径が１００μｍ以上となる。
また、本発明のアルミニウム合金ブレージングシートの別の実施態様は、心材、中間材および犠牲陽極材中に存在する球相当粒径が０．５μｍ以上の金属間化合物の数密度（個／ｍｍ２）をそれぞれＮ１、Ｎ２、Ｎ３とした場合、数密度比Ｎ１／Ｎ２およびＮ１／Ｎ３がともに２．０以上であり、且つ心材中に存在する球相当粒径が０．５μｍ以上の金属間化合物の数密度（個／ｍｍ２）Ｎ１が１×１０４個／ｍｍ２以上となるものである。
ろう付加熱時のエロージョン防止、高温強度向上には、ろう材と接する層の結晶粒が粗大であることが望まれる。従来、溶融したろうと接する層の結晶粒径を粗大として、ろうの拡散を防止する試みがなされている。これは、ろうが侵食する経路の１つとして結晶粒界があるからである。従来の３層クラッド材では、ろう材と心材が直接接しているので、ろう付後の心材の結晶粒は粗大になるよう設計せざるを得ず、結晶粒を微細化して強度を向上させることができなかった。
本発明においては、従来の３層クラッドとは異なり、ろう材と心材の間に中間材を形成させることで、上記の課題を解決した。すなわち、ろう付加熱時に溶融したろうと接する中間材、犠牲陽極材の結晶粒径を１００μｍ以上とし、且つろうと直接接しない心材の結晶粒を１００μｍ未満と微細化させることにより、または／および、心材、中間材および犠牲陽極材中に存在する球相当粒径が０．５μｍ以上の金属間化合物の数密度（個／ｍｍ２）をそれぞれＮ１、Ｎ２、Ｎ３とした場合、数密度比Ｎ１／Ｎ２およびＮ１／Ｎ３がともに２．０以上であり、且つ心材中に存在する球相当粒径が０．５μｍ以上の金属間化合物の数密度（個／ｍｍ２）Ｎ１が１×１０４個／ｍｍ２以上とすることで、ろう付加熱時のエロージョンを防止し、心材の結晶粒を微細化させることで、ろう付後の強度を向上させることできる。
４００℃以上の温度で２分以上保持するろう付加熱を行った後に、アルミニウム合金心材のろう付後の結晶粒径が１００μｍ以上であると、結晶粒微細化による十分な強化が得られない。上記ろう付加熱を行った後のアルミニウム合金心材の結晶粒径は、好ましくは８０μｍ未満であり、さらに好ましくは５０μｍ未満である。
また、中間材、犠牲陽極材の上記ろう付後の結晶粒径が１００μｍ未満であると、ろうの侵入経路が多くなり、エロージョンが発生する。その結果、ろう付に有効に作用するろう材量が少なくなってしまい、ろう付不良になる可能性が高くなる。上記ろう付加熱を行った後の中間材及び犠牲陽極材の結晶粒径は、好ましくは１５０μｍ以上であり、さらに好ましくは２００μｍ以上である。
また、中間材、犠牲陽極材の上記ろう付後の結晶粒径が１００μｍ未満であると、ろうの侵入経路が多くなり、エロージョンが発生する。その結果、ろう付に有効に作用するろう材量が少なくなってしまい、ろう付不良になる可能性が高くなる。上記ろう付加熱を行った後の中間材及び犠牲陽極材の結晶粒径は、好ましくは１５０μｍ以上であり、さらに好ましくは２００μｍ以上である。
また、アルミニウム合金中に存在する球相当粒径が０．５μｍ以上の金属間化合物は、材料の加工度にも依存するが、ろう付加熱時の再結晶核となり得る。そのため、この金属間化合物の数密度が高ければ、ろう付加熱後の結晶粒径が微細となり、数密度が低ければ、ろう付加熱後の結晶粒径が粗大となる。そのため、本発明において、心材、中間材および犠牲陽極材中に存在する球相当粒径が０．５μｍ以上の金属間化合物の数密度（個／ｍｍ２）をそれぞれＮ１、Ｎ２、Ｎ３とした場合、数密度比Ｎ１／Ｎ２およびＮ１／Ｎ３がともに２．０未満であると、心材、中間材、犠牲陽極材それぞれの結晶粒径が必要サイズとならず、ろう付性低下、強度低下となる可能性が高くなる。Ｎ１／Ｎ２およびＮ１／Ｎ３は、それぞれ好ましくは２．５以上であり、さらに好ましくは３．０以上である。また、心材中に存在する球相当粒径が０．５μｍ以上の金属間化合物の数密度（個／ｍｍ２）Ｎ１が１×１０４個／ｍｍ２未満では、ろう付後の心材の結晶粒径が微細とならず、強度の低下をまねく。Ｎ１は、好ましくは１．２×１０４個／ｍｍ２以上であり、さらに好ましくは１．５×１０４個／ｍｍ２以上である。
なお、金属間化合物の粒径についてより正確に評価するためには、観察された断面に現れている見かけの粒径分布から統計的手法を用いて実際の粒径分布を推定することにより行うのが最も好ましい（例えば、金属学会会報 第１０巻（１９７１） ２７９−２８９参照）が、特に問題のない場合は見かけの粒径で代用することも可能である。
ろう付加熱を行った後に、心材の結晶粒径が１００μｍ未満であり、且つ中間材、犠牲材の結晶粒径が１００μｍ以上となり、また、心材、中間材および犠牲陽極材中に存在する球相当粒径が０．５μｍ以上の金属間化合物の数密度（個／ｍｍ２）をそれぞれＮ１、Ｎ２、Ｎ３とし、数密度比Ｎ１／Ｎ２およびＮ１／Ｎ３がともに２．０以上であり、且つ心材中に存在する球相当粒径が０．５μｍ以上の金属間化合物の数密度（個／ｍｍ２）Ｎ１が１×１０４個／ｍｍ２以上となるには、心材、中間材および犠牲陽極材の金属成分組成が後述の特定の組成のものを、後述の条件で製造することが好ましい。
以下に、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、中間材および犠牲陽極材の成分元素の含有理由および含有量の範囲について、並びに、ろう材について説明する。
（ａ）アルミニウム合金心材
Ｓｉは、Ｆｅ、ＭｎとともにＡｌ−Ｆｅ−Ｍｎ−Ｓｉ系の化合物を形成し、分散強化として作用し、或いはマトリクスに固溶して固溶強化により強度を向上させる。また、Ｍｇと反応してＭｇ２Ｓｉ化合物を形成することで強度が向上する。Ｓｉの含有量は、０．３〜１．２％（組成の％は質量％を表す、以下同じ）の範囲であり、０．３％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、溶融が起こる可能性が高くなる。好ましくは、０．５〜１．０％である。
Ｃｕは、固溶強化により強度を向上させ、また電位を貴にして中間材、犠牲陽極材、フィン材との電位差を大きくし、犠牲陽極効果による防食効果を向上させる。Ｃｕの含有量は、０．３〜１．２％の範囲であり、０．３％未満ではその効果が小さく、１．２％を超えると粒界腐食が発生する可能性が高くなる。好ましくは、０．３〜１．０％である。
Ｍｎは、強度とろう付性、耐食性を向上させ、また電位を貴にする効果がある。Ｍｎの含有量は、０．５〜２．０％であり、０．５％未満ではその効果が小さく、２．０％を超えると鋳造時に巨大金属間化合物が形成されやすくなり、塑性加工性を低下させる。好ましくは、０．８〜１．６％である。
Ｍｇは、Ｍｇ２Ｓｉ析出による強度向上に効果がある。Ｍｇの含有量は、０．２〜１．５％であり、０．２％未満ではその効果が小さく、１．５％を超えると心材の融点低下が起こり、また粒界腐食が発生しやすくなる。好ましくは、０．３〜１．０％である。
Ｆｅは、再結晶核となり得るサイズの金属間化合物を作りやすく、再結晶核を増やし、結晶粒を微細にすることができる。ろう付後の結晶粒を微細化するため、Ｆｅの含有量は、０．５〜１．５％であり、０．５％未満ではその効果が小さく、１．５％を超えると鋳造時に巨大金属間化合物が形成されやすくなり、塑性加工性を低下させる。好ましくは、０．５〜１．２％である。
本発明においては、上記の各成分に加え、心材中に、さらに必要によりＴｉ、Ｖのうち１種以上を添加することができる。
Ｔｉ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れる。好ましい含有量は、０．０２〜０．３％であり、０．０２％未満ではその効果は得ることが困難となり、０．３％を超えると巨大金属間化合物を形成しやすくなり、塑性加工性を低下させる。より好ましくは、０．１〜０．２％である。
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れる。好ましい含有量は、０．０２〜０．３％であり、０．０２％未満ではその効果は得ることが困難となり、０．３％を超えると巨大金属間化合物を形成しやすくなり、塑性加工性を低下させる。より好ましくは、０．１〜０．２％である。
Ｓｉは、Ｆｅ、ＭｎとともにＡｌ−Ｆｅ−Ｍｎ−Ｓｉ系の化合物を形成し、分散強化として作用し、或いはマトリクスに固溶して固溶強化により強度を向上させる。また、Ｍｇと反応してＭｇ２Ｓｉ化合物を形成することで強度が向上する。Ｓｉの含有量は、０．３〜１．２％（組成の％は質量％を表す、以下同じ）の範囲であり、０．３％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、溶融が起こる可能性が高くなる。好ましくは、０．５〜１．０％である。
Ｃｕは、固溶強化により強度を向上させ、また電位を貴にして中間材、犠牲陽極材、フィン材との電位差を大きくし、犠牲陽極効果による防食効果を向上させる。Ｃｕの含有量は、０．３〜１．２％の範囲であり、０．３％未満ではその効果が小さく、１．２％を超えると粒界腐食が発生する可能性が高くなる。好ましくは、０．３〜１．０％である。
Ｍｎは、強度とろう付性、耐食性を向上させ、また電位を貴にする効果がある。Ｍｎの含有量は、０．５〜２．０％であり、０．５％未満ではその効果が小さく、２．０％を超えると鋳造時に巨大金属間化合物が形成されやすくなり、塑性加工性を低下させる。好ましくは、０．８〜１．６％である。
Ｍｇは、Ｍｇ２Ｓｉ析出による強度向上に効果がある。Ｍｇの含有量は、０．２〜１．５％であり、０．２％未満ではその効果が小さく、１．５％を超えると心材の融点低下が起こり、また粒界腐食が発生しやすくなる。好ましくは、０．３〜１．０％である。
Ｆｅは、再結晶核となり得るサイズの金属間化合物を作りやすく、再結晶核を増やし、結晶粒を微細にすることができる。ろう付後の結晶粒を微細化するため、Ｆｅの含有量は、０．５〜１．５％であり、０．５％未満ではその効果が小さく、１．５％を超えると鋳造時に巨大金属間化合物が形成されやすくなり、塑性加工性を低下させる。好ましくは、０．５〜１．２％である。
本発明においては、上記の各成分に加え、心材中に、さらに必要によりＴｉ、Ｖのうち１種以上を添加することができる。
Ｔｉ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れる。好ましい含有量は、０．０２〜０．３％であり、０．０２％未満ではその効果は得ることが困難となり、０．３％を超えると巨大金属間化合物を形成しやすくなり、塑性加工性を低下させる。より好ましくは、０．１〜０．２％である。
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れる。好ましい含有量は、０．０２〜０．３％であり、０．０２％未満ではその効果は得ることが困難となり、０．３％を超えると巨大金属間化合物を形成しやすくなり、塑性加工性を低下させる。より好ましくは、０．１〜０．２％である。
（ｂ）アルミニウム合金中間材
Ｓｉは、Ｆｅ、ＭｎとともにＡｌ−Ｆｅ−Ｍｎ−Ｓｉ系の化合物を形成し、分散強化として作用し、或いはマトリクス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が向上する。Ｓｉの含有量は、１．２％以下であり、１．２％を超えると心材の融点が低下し、溶融が起こる可能性が高くなる。好ましくは、０．１〜１．０％である。
Ｍｎは、強度とろう付け性、耐食性を向上させ、また電位を貴にする効果がある。Ｍｎの含有量は、０．５〜２．０％であり、０．５％未満ではその効果が小さく、２．０％を超えると鋳造時に巨大金属間化合物が形成されやすくなり、塑性加工性を低下させる。好ましくは、０．８〜１．６％である。
Ｆｅは、再結晶核となり得るサイズの金属間化合物を作りやすく、再結晶核を増やし、結晶粒が微細になる。ろう付後の結晶粒を粗大にするため、Ｆｅの含有量は、０．５％以下であり、０．５％以上ではろう付加熱後の結晶粒が微細になる。好ましくは、０．０５
〜０．２％である。
本発明においては、上記の各成分に加え、中間材中に必要により、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｕの少なくとも１種を添加することができる。
Ｔｉ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れる。好ましい含有量は、０．０２〜０．３％以下である。０．３％を超えると巨大金属間化合物を形成しやすくなり、塑性加工性を低下させる。より好ましくは、０．１〜０．２％である。
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れる。好ましい含有量は、０．０２〜０．３％であり、０．０２％未満ではその効果が得にくく、０．３％を超えると巨大金属間化合物を形成しやすくなり、塑性加工性を低下させる。より好ましくは、０．１〜０．２％である。
Ｃｕは、固溶強化により強度を向上させ、また電位を貴にしてフィン材との電位差を大きくし、犠牲陽極効果による防食効果を向上させる。好ましい含有量は、１．０％以下である。１．０％を超えると、心材との電位差が小さくなり、耐食性が低下する。より好ましくは、０．６％以下である。
Ｓｉは、Ｆｅ、ＭｎとともにＡｌ−Ｆｅ−Ｍｎ−Ｓｉ系の化合物を形成し、分散強化として作用し、或いはマトリクス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が向上する。Ｓｉの含有量は、１．２％以下であり、１．２％を超えると心材の融点が低下し、溶融が起こる可能性が高くなる。好ましくは、０．１〜１．０％である。
Ｍｎは、強度とろう付け性、耐食性を向上させ、また電位を貴にする効果がある。Ｍｎの含有量は、０．５〜２．０％であり、０．５％未満ではその効果が小さく、２．０％を超えると鋳造時に巨大金属間化合物が形成されやすくなり、塑性加工性を低下させる。好ましくは、０．８〜１．６％である。
Ｆｅは、再結晶核となり得るサイズの金属間化合物を作りやすく、再結晶核を増やし、結晶粒が微細になる。ろう付後の結晶粒を粗大にするため、Ｆｅの含有量は、０．５％以下であり、０．５％以上ではろう付加熱後の結晶粒が微細になる。好ましくは、０．０５
〜０．２％である。
本発明においては、上記の各成分に加え、中間材中に必要により、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｕの少なくとも１種を添加することができる。
Ｔｉ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れる。好ましい含有量は、０．０２〜０．３％以下である。０．３％を超えると巨大金属間化合物を形成しやすくなり、塑性加工性を低下させる。より好ましくは、０．１〜０．２％である。
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れる。好ましい含有量は、０．０２〜０．３％であり、０．０２％未満ではその効果が得にくく、０．３％を超えると巨大金属間化合物を形成しやすくなり、塑性加工性を低下させる。より好ましくは、０．１〜０．２％である。
Ｃｕは、固溶強化により強度を向上させ、また電位を貴にしてフィン材との電位差を大きくし、犠牲陽極効果による防食効果を向上させる。好ましい含有量は、１．０％以下である。１．０％を超えると、心材との電位差が小さくなり、耐食性が低下する。より好ましくは、０．６％以下である。
（ｃ）アルミニウム合金犠牲陽極材
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、１．０〜６．０％であり、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。好ましくは、２．０〜５．０％である。
本発明においては、上記のＺｎに加え、犠牲陽極材中に、さらに必要によりＳｉ、Ｍｎ、Ｔｉ、Ｖ、Ｆｅの少なくとも１種が添加することができる。
Ｓｉは、Ｆｅ、ＭｎとともにＡｌ−Ｆｅ―Ｍｎ−Ｓｉ系の化合物を形成し、分散強化として作用し、或いはマトリクス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が向上する。好ましいＳｉ含有量は、１．０％以下である。１．０％を超えると心材の融点が低下し、溶融が起こる可能性が高くなる。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、耐食性が低下する。より好ましくは、０．１〜０．８％である。
Ｍｎは、強度と耐食性を向上させる。好ましい含有量は、２．０％以下である。２．０％を超えると鋳造時に巨大金属間化合物が形成されやすくなり、塑性加工性を低下させる。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、耐食性が低下する。より好ましくは、０．１〜１．６％である。
Ｔｉ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れる。好ましい含有量は、０．０２〜０．３％以下である。０．３％を超えると巨大金属間化合物を形成しやすくなり、塑性加工性を低下させる。より好ましくは、０．１〜０．２％である。
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れる。好ましい含有量は、０．０２〜０．３％であり、０．０２％未満ではその効果は得られず、０．３％を超えると巨大金属間化合物を形成しやすくなり、塑性加工性を低下させる。より好ましくは、０．１〜０．２％である。
Ｆｅは、再結晶核となり得るサイズの金属間化合物を作りやすく、再結晶核を増やし、結晶粒が微細になる。ろう付後の結晶粒を粗大にするため、Ｆｅの含有量は、０．５％以下であり、０．５％以上ではろう付加熱後の結晶粒が微細になる。好ましくは、０．０５
〜０．２％である。
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％であり、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。好ましくは、２．０〜５．０％である。
本発明においては、上記のＺｎに加え、犠牲陽極材中に、さらに必要によりＳｉ、Ｍｎ、Ｔｉ、Ｖ、Ｆｅの少なくとも１種が添加することができる。
Ｓｉは、Ｆｅ、ＭｎとともにＡｌ−Ｆｅ―Ｍｎ−Ｓｉ系の化合物を形成し、分散強化として作用し、或いはマトリクス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が向上する。好ましいＳｉ含有量は、１．０％以下である。１．０％を超えると心材の融点が低下し、溶融が起こる可能性が高くなる。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、耐食性が低下する。より好ましくは、０．１〜０．８％である。
Ｍｎは、強度と耐食性を向上させる。好ましい含有量は、２．０％以下である。２．０％を超えると鋳造時に巨大金属間化合物が形成されやすくなり、塑性加工性を低下させる。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、耐食性が低下する。より好ましくは、０．１〜１．６％である。
Ｔｉ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れる。好ましい含有量は、０．０２〜０．３％以下である。０．３％を超えると巨大金属間化合物を形成しやすくなり、塑性加工性を低下させる。より好ましくは、０．１〜０．２％である。
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れる。好ましい含有量は、０．０２〜０．３％であり、０．０２％未満ではその効果は得られず、０．３％を超えると巨大金属間化合物を形成しやすくなり、塑性加工性を低下させる。より好ましくは、０．１〜０．２％である。
Ｆｅは、再結晶核となり得るサイズの金属間化合物を作りやすく、再結晶核を増やし、結晶粒が微細になる。ろう付後の結晶粒を粗大にするため、Ｆｅの含有量は、０．５％以下であり、０．５％以上ではろう付加熱後の結晶粒が微細になる。好ましくは、０．０５
〜０．２％である。
（ｄ）ろう材
ろう材は通常使用されているＡｌ−Ｓｉ系合金ろう材を使用することができ、特に制限されるものではなく、例えば、ＪＩＳ４３４３、４０４５、４０４７合金（Ａｌ−７〜１３ｍａｓｓ％Ｓｉ）が好ましい。
ろう材は通常使用されているＡｌ−Ｓｉ系合金ろう材を使用することができ、特に制限されるものではなく、例えば、ＪＩＳ４３４３、４０４５、４０４７合金（Ａｌ−７〜１３ｍａｓｓ％Ｓｉ）が好ましい。
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について説明する。
本発明のアルミニウム合金ブレージングシートは、上記記載の合金からなる心材の一方の面に上記記載の合金からなる中間材をクラッドし、心材の他方の面には上記記載の合金からなる犠牲陽極材をクラッドし、中間材の他面にはＡｌ−Ｓｉ系合金ろう材をクラッドすることにより製造される。得られたアルミニウム合金ブレージングシートは、４００℃以上の温度で２ｍｉｎ以上保持をするろう付加熱を行った後に、心材の結晶粒径が１００μｍ未満であり、且つ中間材、犠牲材の結晶粒径が１００μｍ以上であり、および／または、心材、中間材および犠牲陽極材中に存在する球相当粒径が０．５μｍ以上の金属間化合物の数密度（個／ｍｍ２）をそれぞれＮ１、Ｎ２、Ｎ３とした場合、数密度比Ｎ１／Ｎ２およびＮ１／Ｎ３がともに２．０以上であり、且つ心材中に存在する球相当粒径が０．５μｍ以上の金属間化合物の数密度（個／ｍｍ２）Ｎ１が１×１０４個／ｍｍ２以上となる。
本発明のアルミニウム合金ブレージングシートは、上記記載の合金からなる心材の一方の面に上記記載の合金からなる中間材をクラッドし、心材の他方の面には上記記載の合金からなる犠牲陽極材をクラッドし、中間材の他面にはＡｌ−Ｓｉ系合金ろう材をクラッドすることにより製造される。得られたアルミニウム合金ブレージングシートは、４００℃以上の温度で２ｍｉｎ以上保持をするろう付加熱を行った後に、心材の結晶粒径が１００μｍ未満であり、且つ中間材、犠牲材の結晶粒径が１００μｍ以上であり、および／または、心材、中間材および犠牲陽極材中に存在する球相当粒径が０．５μｍ以上の金属間化合物の数密度（個／ｍｍ２）をそれぞれＮ１、Ｎ２、Ｎ３とした場合、数密度比Ｎ１／Ｎ２およびＮ１／Ｎ３がともに２．０以上であり、且つ心材中に存在する球相当粒径が０．５μｍ以上の金属間化合物の数密度（個／ｍｍ２）Ｎ１が１×１０４個／ｍｍ２以上となる。
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の好ましい実施態様においては、心材、中間材および犠牲陽極材用として、前記した所望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、鋳造し、面削して仕上げ、熱間圧延前に、心材に対しては５００℃以上の温度で均質化処理を行い、熱間圧延により所望の厚さまで圧延し、それぞれ心材、中間材および犠牲陽極材を作製する。
熱間圧延前の心材の均質化処理を５００℃以上の温度で行うことで、心材鋳塊中の存在する金属間化合物を粗大化させることができ、これらの粗大の金属間化合物は、ろう付加熱中も安定的に存在することで、再結晶核とすることができる。その結果、ろう付後に微細な結晶粒を得ることができる。心材の均質化処理は、５５０℃以上の温度が望ましい。
得られた心材、中間材および犠牲陽極材は、公知のろう材と共に、犠牲陽極材−心材−中間材−ろう材を組み合わせ、この組み合わせ材を通常４５０〜５５０℃、好ましくは、４８０〜５３０℃、圧延率９０％以上で熱間圧延することによりクラッド材を作製する。
この後このクラッド材を冷間圧延するが、冷間圧延の間に中間焼鈍を少なくとも１回行うものである。ここで中間焼鈍には、バッチ式焼鈍炉、或いは連続焼鈍炉（ＣＡＬ）のいずれを用いてもよい。中間焼鈍を行うことで、それまでの圧延で導入されたひずみにより加工硬化した材料を軟化させることができ、圧延時に発生するエッジクラック等を低減できる。また、中間焼鈍でＯ調質材とすることで、最終冷間圧延率を変えることによりろう付後の結晶粒径を制御しやすくなる。中間焼鈍は３５０〜４００℃×１〜５ｈを１〜２回行うことが好ましい。
この後このクラッド材を冷間圧延するが、冷間圧延の間に中間焼鈍を少なくとも１回行うものである。ここで中間焼鈍には、バッチ式焼鈍炉、或いは連続焼鈍炉（ＣＡＬ）のいずれを用いてもよい。中間焼鈍を行うことで、それまでの圧延で導入されたひずみにより加工硬化した材料を軟化させることができ、圧延時に発生するエッジクラック等を低減できる。また、中間焼鈍でＯ調質材とすることで、最終冷間圧延率を変えることによりろう付後の結晶粒径を制御しやすくなる。中間焼鈍は３５０〜４００℃×１〜５ｈを１〜２回行うことが好ましい。
その後、最終冷間圧延率を２０〜５０％とする。最終冷間圧延で材料中に導入されるひずみは、ろう付時の再結晶の駆動力となる。冷間圧延率が高いほど、ろう付後の結晶粒径が微細となる。最終冷間圧延率が２０％未満では、中間材、犠牲陽極材がろう付加熱時に十分に再結晶せず、エロージョンが発生するか、ろう付後の心材結晶粒径が十分微細とならない。また、最終冷間圧延率が５０％を超えると、ろう付後の中間材、犠牲陽極材の結晶粒径が微細となり、エロージョンが発生する。また、素材の強度が高くなりすぎてしまい、後の成形工程に支障をきたす。最終冷間圧延率は、２５〜４５％が好ましい。
本発明では、このよう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により、ろう付加熱を行った後に、心材の結晶粒径を５０μｍ未満とすることができ、且つ溶融したろうと接する中間材、犠牲陽極材の結晶粒径を５０μｍ以上とすることができる。また、心材、中間材および犠牲陽極材中に存在する球相当粒径が０．５μｍ以上の金属間化合物の数密度（個／ｍｍ２）をそれぞれＮ１、Ｎ２、Ｎ３とし、数密度比Ｎ１／Ｎ２およびＮ１／Ｎ３がともに２．０以上であり、且つ心材中に存在する球相当粒径が０．５μｍ以上の金属間化合物の数密度（個／ｍｍ２）Ｎ１が１×１０４個／ｍｍ２以上とすることができる。その結果、ろう付性が良好で、ろう付後に高い強度を得ることができる。
このアルミニウム合金ブレージングシートは、肉薄でありながら強度に優れ、ろう付性も良好であるので、熱交換器用として好適であり、特に軽量の自動車用熱交換器の作製に好適である。
このアルミニウム合金ブレージングシートは、肉薄でありながら強度に優れ、ろう付性も良好であるので、熱交換器用として好適であり、特に軽量の自動車用熱交換器の作製に好適である。
本発明のアルミニウム合金ブレージングシートにおける、中間材、犠牲陽極材、及びろう材のクラッド率（心材＋中間材＋犠牲陽極材＋ろう材の厚さに対する各材の厚さの比率）は特に限定されるものではないが、板厚に応じて適切な値を選択することが好ましい。
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、本発明はこれに制限されるものではない。
表１、２、３に示す金属成分および組成をもつ心材、中間材および犠牲陽極材合金をそれぞれ金型鋳造により鋳造して各々両面を面削して仕上げ、心材、中間材および犠牲陽極材の均質化処理を表４に示す温度で行った。ろう材には、ＪＩＳ４０４５合金を用い、ろう材、中間材、および犠牲陽極材を熱間圧延によりそれぞれ６ｍｍの厚さまで圧延した。これらの合金材を表４に示すように組み合わせて、その際のろう材、中間材、犠牲陽極材のクラッド率を全て１５％とし、５００℃にて熱間圧延により圧着して、３．５ｍｍの４層クラッド材とした。冷間圧延中にバッチ式焼鈍炉を用いて、３８０℃×２ｈの中間焼鈍を１回入れ、このクラッド材を表４に示す最終冷間圧延率で最終板厚０．２５ｍｍ厚まで冷間圧延氏、Ｈ１４調質の板材とした。
次に、前記作製した板材の一部を供試材とし、供試材のろう付後の結晶粒径の算出、心材、中間材および犠牲陽極材中に存在する球相当粒径が０．５μｍ以上の金属間化合物の数密度、およびろう付後強度、ろう付性の評価を下記に示す方法で行い、それらの結果を表５、６に示した。
（１）ろう付加熱後の結晶粒径の算出：
６００℃×３分のろう付加熱後、心材、中間材、犠牲陽極材のＬ−ＬＴ面を研磨して面出しし、その後バーカーエッチングを行い、金属学会会報、第１０巻（１９７１）、２７９−２８９頁の記載に基づき、面積法にて平均結晶粒径の算出を行った。
（２）０．５μｍ以上の金属間化合物の数密度比Ｎ１／Ｎ２およびＮ１／Ｎ３および心材中に存在する球相当粒径が０．５μｍ以上の金属間化合物の数密度：
心材、中間材、犠牲陽極材のＬ−ＬＴ面を研磨して面出しし、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用いて観察することにより調べた。まず、各層につき１０視野ずつ観察し、それぞれの視野のＳＥＭ写真を画像解析することにより、金属間化合物の数密度を求めた。表記した金属間化合物の数密度および数密度比は、各１０視野より求めた値の平均値とした。
（３）ろう付後の引張強度：
６００℃×３分のろう付加熱後、２００℃／ｍｉｎの冷却速度で冷却し、その後室温で１週間放置した。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、常温にて引張試験を実施した。
６００℃×３分のろう付加熱後、心材、中間材、犠牲陽極材のＬ−ＬＴ面を研磨して面出しし、その後バーカーエッチングを行い、金属学会会報、第１０巻（１９７１）、２７９−２８９頁の記載に基づき、面積法にて平均結晶粒径の算出を行った。
（２）０．５μｍ以上の金属間化合物の数密度比Ｎ１／Ｎ２およびＮ１／Ｎ３および心材中に存在する球相当粒径が０．５μｍ以上の金属間化合物の数密度：
心材、中間材、犠牲陽極材のＬ−ＬＴ面を研磨して面出しし、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）を用いて観察することにより調べた。まず、各層につき１０視野ずつ観察し、それぞれの視野のＳＥＭ写真を画像解析することにより、金属間化合物の数密度を求めた。表記した金属間化合物の数密度および数密度比は、各１０視野より求めた値の平均値とした。
（３）ろう付後の引張強度：
６００℃×３分のろう付加熱後、２００℃／ｍｉｎの冷却速度で冷却し、その後室温で１週間放置した。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、常温にて引張試験を実施した。
（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９５％以上のものはろう付性が良好「○」、９５％未満のものはろう付性が不十分「×」とした。
（５）耐エロージョン性：
上記と同様の条件で試験コアを作製後、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「×」とした。
（６）外部耐食性評価：
上記と同様の条件で試験コアを作製後、犠牲陽極材側をシールし、ＣＡＳＳ試験（ＪＩＳ Ｈ８６８１）５００ｈを実施し、最大孔食深さを測定した。
（７）内部耐食性評価：
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、ＳＯ４ ２−１００ｐｐｍ、Ｃｕ２＋１０ｐｐｍを含む８８℃の高温水中で８ｈ、室温放置で１６ｈのサイクル浸漬試験を３ヶ月実施し、最大孔食深さを測定した。
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９５％以上のものはろう付性が良好「○」、９５％未満のものはろう付性が不十分「×」とした。
（５）耐エロージョン性：
上記と同様の条件で試験コアを作製後、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「×」とした。
（６）外部耐食性評価：
上記と同様の条件で試験コアを作製後、犠牲陽極材側をシールし、ＣＡＳＳ試験（ＪＩＳ Ｈ８６８１）５００ｈを実施し、最大孔食深さを測定した。
（７）内部耐食性評価：
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、ＳＯ４ ２−１００ｐｐｍ、Ｃｕ２＋１０ｐｐｍを含む８８℃の高温水中で８ｈ、室温放置で１６ｈのサイクル浸漬試験を３ヶ月実施し、最大孔食深さを測定した。
表５、６から明らかなように、本発明例である試験材Ｎｏ．１〜１６は、ろう付後の引張強さが１９０Ｎ／ｍｍ２以上と高く、またフィン接合率、耐エロージョン性などのろう付性が優れており、さらに外側（熱交換器の大気側に相当）、内側（冷媒側に相当）共に耐食性が良好である。
それに対して、比較例である試験材Ｎｏ．１７は、ろう付加熱後の引張強さが１９０Ｎ／ｍｍ２未満であり、本発明例よりも低かった。Ｎｏ．１９については、フィン接合率の低下、あるいはエロージョン発生により、ろう付性が低下した。Ｎｏ．１８は、最終圧延率が不十分で、ろう付加熱時に中間材、心材、犠牲陽極材の再結晶が完了しなかったため、エロージョンが発生した。その結果、フィン接合率の低下が生じた。
それに対して、比較例である試験材Ｎｏ．１７は、ろう付加熱後の引張強さが１９０Ｎ／ｍｍ２未満であり、本発明例よりも低かった。Ｎｏ．１９については、フィン接合率の低下、あるいはエロージョン発生により、ろう付性が低下した。Ｎｏ．１８は、最終圧延率が不十分で、ろう付加熱時に中間材、心材、犠牲陽極材の再結晶が完了しなかったため、エロージョンが発生した。その結果、フィン接合率の低下が生じた。
Claims (10)
- アルミニウム合金心材の一方の面にアルミニウム合金中間材をクラッドし、該アルミニウム合金心材の他方の面にはアルミニウム合金犠牲陽極材をクラッドし、該アルミニウム中間材の該アルミニウム合金心材にクラッドされた面とは反対の面にはＡｌ−Ｓｉ系合金ろう材をクラッドしたアルミニウム合金ブレージングシートであって、４００℃以上の温度で２分以上保持するろう付加熱を行った後に、アルミニウム合金心材の結晶粒径が１００μｍ未満であり、且つアルミニウム合金中間材及びアルミニウム合金犠牲陽極材の結晶粒径が１００μｍ以上であ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。
- アルミニウム合金心材の一方の面にアルミニウム合金中間材をクラッドし、該アルミニウム合金心材の他方の面にはアルミニウム合金犠牲陽極材をクラッドし、該アルミニウム中間材の該アルミニウム合金心材にクラッドされた面とは反対の面にはＡｌ−Ｓｉ系合金ろう材をクラッドしたアルミニウム合金ブレージングシートであって、アルミニウム合金心材、アルミニウム合金中間材およびアルミニウム合金犠牲陽極材中に存在する球相当粒径が０．５μｍ以上の金属間化合物の数密度（個／ｍｍ２）をそれぞれＮ１、Ｎ２、Ｎ３とした場合、数密度比Ｎ１／Ｎ２およびＮ１／Ｎ３がともに２．０以上であり、且つアルミニウム合金心材中に存在する球相当粒径が０．５μｍ以上の金属間化合物の数密度（個／ｍｍ２）Ｎ１が１×１０４個／ｍｍ２以上であ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。
- （ａ）アルミニウム合金心材がＳｉ：０．３〜１．２質量％、Ｃｕ：０．３〜１．２質量％、Ｍｎ：０．５〜２．０質量％、Ｍｇ：０．２〜１．５質量％、Ｆｅ：０．５〜１．５質量％を含有し、残部Ａｌと不可避的不純物からなるＡｌ合金であり、
（ｂ）アルミニウム合金中間材がＳｉ：１．２質量％以下、Ｆｅ：０．５質量％以下、Ｍｎ：０．５〜２．０質量％を含有し、残部Ａｌと不可避的不純物からなるＡｌ合金であり、
（ｃ）アルミニウム合金犠牲陽極材がＺｎ：１．０〜６．０質量％を含有し、残部Ａｌと不可避的不純物からなるＡｌ合金である、
ことを特徴とする請求項１または２記載のアルミニウム合金ブレージングシート。 - （ａ）アルミニウム合金心材がＳｉ：０．３〜１．２質量％、Ｃｕ：０．３〜１．２質量％、Ｍｎ：０．５〜２．０質量％、Ｍｇ：０．２〜１．５質量％、Ｆｅ：０．５〜１．５質量％を含有し、さらにＴｉ：０．０２〜０．３質量％、Ｖ：０．０２〜０．３質量％のうち１種以上を含有し、残部Ａｌと不可避的不純物からなるＡｌ合金であり、
（ｂ）アルミニウム合金中間材がＳｉ：１．２％質量以下、Ｆｅ：０．５質量％以下、Ｍｎ：０．５〜２．０質量％を含有し、残部Ａｌと不可避的不純物からなるＡｌ合金であり、
（ｃ）アルミニウム合金犠牲陽極材がＺｎ：１．０〜６．０質量％を含有し、残部Ａｌと不可避的不純物からなるＡｌ合金である、
ことを特徴とする請求項１または２記載のアルミニウム合金ブレージングシート。 - （ａ）アルミニウム合金心材がＳｉ：０．３〜１．２質量％、Ｃｕ：０．３〜１．２質量％、Ｍｎ：０．５〜２．０質量％、Ｍｇ：０．２〜１．５質量％、Ｆｅ：０．５〜１．５質量％を含有し、残部Ａｌと不可避的不純物からなるＡｌ合金であり、
（ｂ）アルミニウム合金中間材がＳｉ：１．２質量％以下、Ｆｅ：０．５質量％以下、Ｍｎ：０．５〜２．０質量％を含有し、さらにＣｕ：１．０質量％以下、Ｔｉ：０．０２〜０．３質量％、Ｖ：０．０２〜０．３質量％のうち１種以上を含有し、残部Ａｌと不可避的不純物からなるＡｌ合金であり、
（ｃ）アルミニウム合金犠牲陽極材がＺｎ：１．０〜６．０質量％を含有し、残部Ａｌと不可避的不純物からなるＡｌ合金であることを特徴とする請求項１または２記載のアルミニウム合金ブレージングシート。 - （ａ）アルミニウム合金心材がＳｉ：０．３〜１．２質量％、Ｃｕ：０．３〜１．２質量％、Ｍｎ：０．５〜２．０質量％、Ｍｇ：０．２〜１．５質量％、Ｆｅ：０．５〜１．５質量％を含有し、残部Ａｌと不可避的不純物からなるＡｌ合金であり、
（ｂ）アルミニウム合金中間材がＳｉ：１．２質量％以下、Ｆｅ：０．５質量％以下、Ｍｎ：０．５〜２．０質量％を含有し、残部Ａｌと不可避的不純物からなるＡｌ合金であり、
（ｃ）アルミニウム合金犠牲陽極材がＺｎ：１．０〜６．０質量％を含有し、さらにＳｉ：１．０質量％以下、Ｍｎ：２．０質量％以下、Ｔｉ：０．０２〜０．３質量％、Ｖ：０．０２〜０．３質量％のうち１種以上を含有し、残部Ａｌと不可避的不純物からなるＡｌ合金である、
ことを特徴とする請求項１または２記載のアルミニウム合金ブレージングシート。 - （ａ）アルミニウム合金心材がＳｉ：０．３〜１．２質量％、Ｃｕ：０．３〜１．２質量％、Ｍｎ：０．５〜２．０質量％、Ｍｇ：０．２〜１．５質量％、Ｆｅ：０．５〜１．５質量％を含有し、さらにＴｉ：０．０２〜０．３質量％、Ｖ：０．０２〜０．３質量％のうち１種以上を含有し、残部Ａｌと不可避的不純物からなるＡｌ合金であり、
（ｂ）アルミニウム合金中間材がＳｉ：１．２質量％以下、Ｆｅ：０．５質量％以下、Ｍｎ：０．５〜２．０質量％を含有し、さらにＣｕ：１．０質量％以下、Ｔｉ：０．０２〜０．３質量％、Ｖ：０．０２〜０．３質量％のうち１種以上を含有し、残部Ａｌと不可避的不純物からなるＡｌ合金であり、
（ｃ）アルミニウム合金犠牲陽極材が、Ｚｎ：１．０〜６．０質量％を含有し、さらにＳｉ：１．０質量％以下、Ｍｎ：２．０質量％以下、Ｔｉ：０．０２〜０．３質量％、Ｖ：０．０２〜０．３質量％のうち１種以上を含有し、残部Ａｌと不可避的不純物からなるＡｌ合金である、
ことを特徴とする請求項１または２記載のアルミニウム合金ブレージングシート。 - 前記アルミニウム合金ブレージングシートが熱交換器用であることを特徴とする請求項１〜７のいずれか１項に記載のアルミニウム合金ブレージングシート。
- 請求項３〜７のいずれか１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であって、前記アルミニウム合金心材に対して、５００℃以上の温度で均質化処理を行い、次いで、該アルミニウム合金心材の一方の面に前記アルミニウム合金中間材をクラッドし、該アルミニウム合金心材の他方の面には前記アルミニウム合金犠牲陽極材をクラッドし、前記アルミニウム合金中間材の他面にはＡｌ−Ｓｉ系合金ろう材をクラッドし、熱間圧延してクラッド材を作製し、その後冷間圧延の間に中間焼鈍を少なくとも１回行い、最終冷間圧延率を２０〜５０％とす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。
- 前記アルミニウム合金ブレージングシートが熱交換器用であることを特徴とする請求項９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。
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