JP5739828B2 - アルミニウム合金積層板 - Google Patents
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Description
本発明は、アルミニウム合金熱交換器用の、強度と耐エロージョン性に優れたアルミニウム合金積層板（以下、アルミニウムをＡｌとも言う）に関するものである。ここで積層板とは、少なくとも心材アルミニウム合金板とアルミニウム合金犠牲防食材とをクラッドした積層板である。この積層板はろう付けによって熱交換器とされる熱交換器用の素材である。したがって、単にアルミニウム積層板（あるいは積層板）と言う場合は、ろう付け処理前あるいはろう付け相当の加熱処理前のアルミニウム合金積層板（単に積層板とも言う）のことを指す。
自動車の車体軽量化のため、従来から使用されている銅合金材に代わって、熱交部材にも、アルミニウム合金材の適用が増加しつつある。そして、これら熱交部材用アルミニウム合金材は、多層化させた積層板（クラッド板、クラッド材とも言う）からなる耐食性アルミニウム合金材が用いられている。
前記積層板は、ろう付けにより熱交換器として組み立てられる場合には、心材（板）の一方の面にアルミニウム合金犠牲防食材（板）と、他面にアルミニウム合金ろう付け材（板）とを各々クラッドした、積層板（ブレージングシート）として構成される。
図３にアルミニウム合金製自動車用熱交換器（ラジエータ）の例を示す。図３のように、ラジエータ１００は、一般的には、複数本設けられた扁平管状のアルミニウム合金製チューブ１１１の間に、コルゲート状に加工したアルミニウム合金製放熱フィン１１２を一体に形成し、このチューブ１１１の両端はヘッダ１１３とタンク（図示しない）とで構成される空間にそれぞれ開口した構成となっている。かかる構成のラジエータ１００は、一方のタンクの空間からチューブ１１１内を通して高温になった冷媒を、他方のタンク側の空間に送り、チューブ１１１および放熱フィン１１２の部分で熱交換して、低温になった冷媒を再び循環させる。
このアルミニウム合金材からなるチューブ１１１は、図４に断面を示す、アルミニウム合金製ブレージングシート１０１から構成される。この図４において、ブレージングシート１０１は、アルミニウム合金製心材１０２の一側面に、アルミニウム合金製犠牲陽極材（皮材とも言う）１０３を積層（クラッド）し、心材１０２の他側面に、アルミニウム合金製ろう材１０４を積層（クラッド）している。なお、この図４において、アルミニウム合金製クラッドシートの場合には、一方の面にアルミニウム合金犠牲防食材１０３のみをクラッドした積層板として構成される。
このようなブレージングシート１０１を、成形ロールなどによって偏平管状に形成し、電縫溶接することによって、あるいは、ろう付け加熱することによって、ブレージングシート１０１自体がろう付けされて前記図４のチューブ１１１の流体通路が形成されている。
ラジエータの冷媒（クーラント）は、水溶性媒体が主成分であり、これに市販の防錆剤などを適宜含んだ冷媒が使用されている。しかし、防錆剤などが経時劣化した場合に酸を生成し、前記犠牲材や心材などのアルミニウム合金材が、これらの酸により腐食されやすくなるという問題がある。このため、水溶性媒体に対する高耐食性を有するアルミニウム合金材の使用が必須となる。
したがって、ブレージングシートやクラッドシートの積層板に用いるアルミニウム合金として、心材１０２は、耐食性と強度の観点から、ＪＩＳＨ４０００に規定されている、例えば、Ａｌ−０．１５質量％Ｃｕ−１．１質量％Ｍｎなどの組成からなる、３００３などのＡｌ−Ｍｎ系（３０００系）合金が用いられている。また、冷媒に常時触れている皮材１０３には、防食と心材１０２へのＭｇ拡散による高強度化を狙って、Ａｌ−１質量％Ｚｎの組成などからなる７０７２などのＡｌ−Ｚｎ系、または、Ａｌ−Ｚｎ−Ｍｇ系（７０００系）合金が用いられている。更に、ろう材１０４には、低融点であるＡｌ−１０質量％Ｓｉなどの組成からなる４０４５などのＡｌ−Ｓｉ系（４０００系）合金が用いられている。
ラジエータ１００は、このようなブレージングシート１０１を用いて形成したチューブ１１１と、コルゲート加工を行った放熱フィン１１２と、その他の部材とを用いて、ブレージングにより一体に組み立てられる。ブレージングの手法としては、フラックスブレージング法、非腐食性のフラックスを用いたノコロックブレージング法などがあり、６００℃前後の高温に加熱してろう付けされる。
このようにして組み立てられたラジエータ１００内、特にチューブ１１１内は、高温から低温、かつ、高圧から常圧の、前記した液体冷媒が常時流通・循環することになる。すなわち、チューブ１１１には、これら繰り返しの内圧変動や、自動車自体の振動を含めて（加えて）、長時間にわたり、繰り返し応力がかかるため、これらに耐える強度が要求される。仮に、強度が低く、疲労破壊が生じた場合には、チューブ１１１のクラックとして発生、進展し、チューブ１１１を貫通すると、ラジエータからの液漏れの原因になる。このため、ラジエータチューブの強度改善は重要課題とされている。
従来から、このラジエータチューブの強度あるいは疲労特性の改善が種々提案されている。代表的には、アルミニウム合金ブレージングシートにおける心材の平均結晶粒径を制御して、チューブ１１１の繰り返し曲げによる疲労破壊性＝自動車の振動下での耐振動疲労特性を改善しようとするものである。また、ろう付け後のブレージングシートの心材と犠牲材の界面近傍の心材側界面部で、特定の析出物( 金属間化合物) を分布させ、心材側界面部の強度を上げて、疲労特性を改善しようとしているものもある。
ただ、これら提案されている、従来の自動車のラジエータチューブの心材は、全て板厚が０．２０ｍｍをはるかに超える、比較的厚肉である。これに対して、地球環境問題から来る燃費向上のための自動車軽量化によって、ラジエータの軽量化が図られている。このため、ラジエータチューブ、即ちアルミニウム合金ブレージングシートのより一層の薄肉化が検討されている。
ラジエータチューブの心材が前記比較的厚肉である場合には、チューブ自体の剛性が比較的高い。これに対して、ラジエータチューブ、主には、ブレージングシートなどの積層板の板厚が薄肉化された場合には、チューブ自体の剛性が低くなる。一方、使用される冷媒の圧力は、従来よりも高く設定されることが多くなっている。したがって、これらの相乗効果によって、ブレージングシートなど積層板の板厚が薄肉化された場合には、前記繰り返し応力による疲労破壊に対する感受性が高くなり、疲労特性が低下してしまう傾向がある。このような疲労破壊が発生した場合には、ラジエータチューブに亀裂（クラック、割れ）が生じ、薄肉化された場合に、このような亀裂の発生は、チューブを貫通し、ラジエータの液漏れにつながる可能性が高く、より深刻なダメージとなる。
また、ブレージングシートなど積層板の板厚が薄肉化された場合には、前記ろう付けの際に、Ａｌ合金ブレージングシートのろう材が心材を侵食し、心材厚さを減少させる現象であるエロージョン現象が生じた場合には、やはり深刻なダメージとなる。
このように薄肉化されたラジエータチューブの強度あるいは疲労特性、更には耐エロージョン性の向上に対しては、これまでも改善策が種々提案されている。その代表例は、微細な析出物（金属間化合物）の制御である。例えば、特許文献１では、板厚が０．２５ｍｍ程度ではあるが、心材の０．０２〜０．２μｍ程度の金属間化合物を数密度で１０〜２０００個／μｍ3 含有させる。そして、この金属間化合物の作用によって、分散硬化により強度を向上させ、ろう付け加熱中に生じる再結晶粒を粗大かつパンケーキ状にする。そして、粒子の界面に拡散元素がトラップされる作用により、心材の組成がブレージング中の拡散により変化するのを防止させる。
また、特許文献２では、心材の平均結晶粒径を５０μｍ以下に微細化させるとともに、６万倍のＴＥＭで観察される、０．０１〜０．１μｍ（１０〜１００ｎｍ）の径のＡｌおよびＭｎを含有する化合物の数を規制して、前記した耐エロージョン性を向上させる。
更に、特許文献３では、０．２５ｍｍ未満の薄肉である心材アルミニウム合金板の圧延面板厚中心部での５００００倍のＴＥＭにより観察される円相当直径の平均値が０．１〜０．５μｍ（１００〜５００ｎｍ）の範囲の析出物の平均数密度を１５０個／μｍ3 以下とした組織としている。これは、ブレージングシートの板厚が薄肉化された場合の、疲労特性における疲労破壊のメカニズムには２種類あり、疲労破壊による亀裂（クラック、割れ）の発生よりも、亀裂伝播（速度）が支配的な場合と、疲労破壊による亀裂（クラック、割れ）の伝播（速度）よりも、亀裂の発生が支配的な場合とであることを特許文献３が知見したためである。
すなわち、これら二つの疲労破壊のメカニズムに対して、疲労特性を向上させるための冶金的に有効な手段も各々異なり、疲労破壊による亀裂（クラック、割れ）の発生よりも、亀裂伝播（速度）の方が支配的な場合には、この疲労破壊の伝播（速度）は、熱交換器を構成する前記積層板の心材アルミニウム合金板の組織、即ち、平均結晶粒径と比較的微細な析出物の平均数密度とに大きく影響されるという。これに対して、疲労破壊による亀裂（クラック、割れ）の伝播（速度）よりも、亀裂の発生の方が支配的な場合には、この亀裂の発生のしやすさは、熱交換器を構成する前記積層板の心材アルミニウム合金板の組織、即ち、平均結晶粒径と比較的粗大な分散粒子の平均数密度とに大きく影響されるという。
特許文献３では、この内、疲労破壊による亀裂（クラック、割れ）の発生よりも、疲労破壊の伝播（速度）が支配的な場合の疲労特性を向上させるものであり、熱交換器用素材としての心材アルミニウム合金板の組織、あるいは、ろう付け相当の加熱した後の心材アルミニウム合金板の組織における、平均結晶粒径と微細な析出物の平均数密度を制御、規制して、疲労破壊の伝播を抑制し、疲労破壊の伝播が支配的な場合の疲労寿命（疲労特性）を向上させるものである。因みに、この特許文献３では、前記析出物とは、Ｓｉ、Ｃｕ、Ｍｎ、Ｔｉなどの合金元素あるいはＦｅ、Ｍｇなどの含有される元素同士の金属間化合物や、これら元素とＡｌとの金属間化合物であって、形成元素（組成）にはよらず、組織観察によって、上記大きさから識別できる金属間化合物の総称であるとする。
ただ、これら従来のブレージングシートよりも、更に心材が０．２０ｍｍ未満の薄肉化した厚み（板厚) で、しかも高強度で耐エロージョン性に優れた、ブレージングシートの要求も出始めている。このような心材が０．１７ｍｍ未満の薄肉化したブレージングシートに対して、前記従来技術における心材アルミニウム合金板の組織制御、すなわち、平均結晶粒径と微細な析出物の数密度の制御、規制のような改善策だけでは、要求される高強度化や耐エロージョン性に対応しきれないのが実情である。
このような問題に鑑み、本発明の目的は、心材がより薄肉なブレージングシートにおいても高強度化と耐エロージョン性の向上が可能な、アルミニウム合金熱交換器用のアルミニウム合金積層板を提供することにある。
この目的を達成するために、本発明の強度と耐エロージョン性に優れたアルミニウム合金積層板の要旨は、少なくとも心材アルミニウム合金板とアルミニウム合金犠牲防食材とをクラッドし、ろう付けによって熱交換器とされるアルミニウム合金積層板であって、前記心材アルミニウム合金板が、質量％で、Ｍｎ：０．５〜１．８％、Ｓｉ：０．４〜１．５％、Ｃｕ：０．０５〜１．２％、Ｔｉ：０．０３〜０．３％を各々含有するとともに、Ｆｅ：１．０％以下（０％を含む）に規制し、更に、Ｃｒ：０．０２〜０．４％、Ｚｒ：０．０２〜０．４％、Ｎｉ：０．０２〜０．４％のうちの１種または２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アルミニウム合金組成を有し、この心材アルミニウム合金板の圧延面板厚中心部で観察される円相当直径が０．５μｍ以下の分散粒子の平均数密度が１０個/μｍ３以上２５個/μｍ３以下であり、かつ、前記円相当直径が０．５μｍ以下の分散粒子に含まれるＡｌ−Ｍｎ−Ｓｉ系分散粒子の平均Ｍｎ／Ｓｉ組成比（質量％換算）が２．５０以上であり、かつ、前記円相当直径が０．５μｍ以下のＡｌ−Ｍｎ−Ｓｉ系分散粒子のうち、Ｍｎ／Ｓｉ組成比（質量％換算）が２．５０以上のＡｌ−Ｍｎ−Ｓｉ系分散粒子の体積分率ａと、Ｍｎ／Ｓｉ比（質量％換算）が２．５０未満のＡｌ−Ｍｎ−Ｓｉ系分散粒子との体積分率ｂとの比ａ／ｂが０．５０以上であることとする。
ここで、前記積層板における心材アルミニウム合金板が、更に、Ｚｎ：０．２〜１．０質量％を含有することが好ましい。また、前記積層板における心材アルミニウム合金板が、更に、Ｍｇを０．８質量％以下（０％を含む）に規制することが好ましい。また、前記積層板における心材アルミニウム合金板の板厚が０．１７ｍｍ未満の薄肉であることが好ましい。また、前記積層板の板厚が０．２ｍｍ未満の薄肉であることが好ましい。
また、上記各要旨のアルミニウム合金積層板における前記心材アルミニウム合金板が、前記アルミニウム合金積層板が、ろう付けに相当する加熱処理を受けた後でも、あるいはろう付けによって熱交換器とされた後でも、前記心材アルミニウム合金板の板厚中心部で観察される円相当直径が０．５μｍ以下の分散粒子の平均数密度が５個/μｍ３以上２０個/μｍ３以下であり、かつ、前記円相当直径が０．５μｍ以下の分散粒子に含まれるＡｌ−Ｍｎ−Ｓｉ系分散粒子の平均Ｍｎ／Ｓｉ組成比（質量％換算）が２．５０以上であり、かつ、前記円相当直径が０．５μｍ以下のＡｌ−Ｍｎ−Ｓｉ系分散粒子のうち、Ｍｎ／Ｓｉ組成比（質量％換算）が２．５０以上のＡｌ−Ｍｎ−Ｓｉ系分散粒子の体積分率ａと、Ｍｎ／Ｓｉ比（質量％換算）が２．５０未満のＡｌ−Ｍｎ−Ｓｉ系分散粒子との体積分率ｂとの比ａ／ｂが０．５０以上である組織を有することが好ましい。
本発明者らは、心材が０．１７ｍｍ未満のより薄肉なブレージングシートにおいては、熱交換器に必要な耐エロージョン性は、心材アルミニウム合金板において存在する析出物＝分散粒子の数密度に大きく影響されることに加えて、強度に関しては、前記分散粒子の数密度だけでなく、その組成によっても、大きく影響されることを知見した。
すなわち、本発明においても、薄肉なブレージングシートの強度と耐エロージョン性とが、心材組織に存在する析出物に影響される点では、前記従来技術と共通する。しかし、本発明者らは、心材がより薄肉なブレージングシートでは、前記従来技術のように、円相当直径が１００ｎｍ以下の（サブミクロンレベルの大きさの）析出物の、大括りな密度や個数の規制だけでは、強度の向上には限界があることを知見した。
心材がより薄肉なブレージングシートにおいては、従来では認識できていなかった事項として、前記した通り、熱交換器に必要な強度が、心材アルミニウム合金板において存在する析出物＝分散粒子の数密度だけでなく、分散粒子の組成、言い換えると、アルミニウム合金マトリックス中の主要元素の固溶、析出状態にも大きく影響される。先ず、数密度については、分散粒子そのものの効果としての分散硬化による強度向上に寄与する。すなわち、数密度が大きいほど、転位の移動の障害となるため、強度向上効果が増大する。
一方、析出させる分散粒子の組成（マトリックス中の主要元素の固溶、析出状態）ついて、特に、心材に含有されるＳｉの存在状態の影響が大きい。心材に含有されるＳｉは、マトリックスに固溶する分と、分散粒子のうち、特にＡｌ−Ｍｎ−Ｓｉ系分散粒子となって析出する分とが存在する。そして、この分散粒子に食われる（消費される）Ｓｉ量が小さく、固溶するＳｉ量が多いほど、ろう付け加熱後の固溶強化量増大と、Ｍｇを添加している場合ろう付け加熱後の室温保持におけるＭｇとＳｉの時効析出物形成量増大によって、心材（熱交換器）に必要な強度が向上する。
従って、単に微細な分散粒子の数密度を増大させるだけは、分散粒子のうちの主に存在するＡｌ−Ｍｎ−Ｓｉ系分散粒子の増大によって、マトリックス中の固溶Ｓｉ量が低下し、却って強度低下を招くこととなる。このため、分散粒子の数密度の制御に加えて、析出させる分散粒子の組成を、例えば固溶Ｓｉが消費されるようなＡｌ−Ｍｎ−Ｓｉ系分散粒子ではなく、Ｓｉの量が少ない（固溶Ｓｉの消費量が少ない）分散粒子に、制御することが強度向上のために重要となる。
これらＡｌ−Ｍｎ−Ｓｉ系分散粒子中のＳｉ組成（Ｍｎ／Ｓｉ組成比）を変える具体的手法としては、Ａｌ−Ｍｎ−Ｓｉ系分散粒子のうちで、Ｓｉの量が少ない＝Ｍｎ／Ｓｉ組成比が大きいα−ＡｌＭｎＳｉ相粒子と、Ｓｉの量が多い＝Ｍｎ／Ｓｉ組成比が小さいβ−ＡｌＭｎＳｉ相粒子の形成比率を制御する。これらα−ＡｌＭｎＳｉ相粒子（Ｍｎ３ＳｉＡｌ１２）と、β−ＡｌＭｎＳｉ相粒子（Ｍｎ２ＳｉＡｌ９）との形成比率の制御によって、分散粒子の数密度だけでなく、分散粒子の組成を制御することが可能となる。
また、耐エロージョン性に関しては、分散粒子の存在によって、ろう付け焼鈍時に生じる再結晶粒を粗大かつパンケーキ状にし、心材へのろうの拡散を少なくすることでエロージョンを抑制する。微細な分散粒子の数密度が大きいほど、ろう付け焼鈍後の再結晶粒が粗大化、パンケーキ状になりやすく、エロージョン抑制効果が強くなる。しかしながら、前記したように、分散粒子の数密度をただそのまま増大させるだけでは、前記したようにマトリックス中の固溶Ｓｉ量が低下することによって強度の低下をもたらす影響が大きくなり、無視できなくなるため、更なる高強度化と耐エロージョン特性との両立のための制御がさらに必要となる。
したがって、本発明では、従来と違って、主に存在するＡｌ−Ｍｎ−Ｓｉ系分散粒子の組成を制御することによって、心材、ひいては積層板の強度と耐エロージョン性とを向上させることができる。
前記特許文献２のような０．０１〜０．１μｍ（１０〜１００ｎｍ）の径の析出物の大括りな密度あるいは個数の規制だけでは、本発明のような組成が制御された分散粒子は組織内に好ましい数密度として存在（分散）せず、心材が０．１７ｍｍ未満のより薄肉なブレージングシートにおいては、強度に大した効果がない。また、前記特許文献３のような円相当直径の平均値が０．１〜０．５μｍ（１００〜５００ｎｍ）の範囲の析出物の大括りな平均数密度の規制でも、やはり、本発明のような組成が制御された分散粒子は組織内に好ましい数密度として存在（分散）せず、心材が０．２０ｍｍ未満のより薄肉なブレージングシートにおいては、強度に大した効果がない。
本発明の積層板、ろう付け相当加熱実施後（熱履歴）の積層板およびこれらの心材アルミニウム合金板を実施するための最良の形態について、図１、２を用いて説明する。図１は、本発明の熱交換器用アルミニウム合金積層板の断面図であり、図２は、図１の積層板（熱交換器用アルミニウム合金製チューブ）を用いた、本発明の積層板（自動車用ラジエータチューブ）の要部断面図である。なお、この図１、２の基本的な構成、構造自体は、前記した図４、５と同じである。
（積層板）
本発明の積層板は、熱交換器に組み立てられる前に、先ず、図１に示すアルミニウム合金積層板１として、予め製造される。この積層板１は、ろう付けされる場合には、心材アルミニウム合金板２の一方の面にアルミニウム合金犠牲防食材（板）３と、他面にアルミニウム合金ろう付け材（板）４とをクラッドしたブレージングシートとして構成される。
本発明の積層板は、熱交換器に組み立てられる前に、先ず、図１に示すアルミニウム合金積層板１として、予め製造される。この積層板１は、ろう付けされる場合には、心材アルミニウム合金板２の一方の面にアルミニウム合金犠牲防食材（板）３と、他面にアルミニウム合金ろう付け材（板）４とをクラッドしたブレージングシートとして構成される。
上記心材アルミニウム合金板２は、後述する特徴的な組織や組成のＪＩＳ３０００系アルミニウム合金からなる。また、上記ブレージングシートとしては、この心材２の内側である冷媒に常時触れている側（図１の上側）には、後述する犠牲防食材（犠材、内張材、皮材）３として、例えば、Ａｌ−Ｚｎ組成のＪＩＳ７０００系などのアルミニウム合金がクラッドされる。更に、心材２の外側（図１の下側）には、例えば、Ａｌ−Ｓｉ組成のＪＩＳ４０００系などのアルミニウム合金ろう材４がクラッドされる。
本発明の積層板とは、以上のような、心材アルミニウム合金板２を中心とする３層の圧延クラッド材（板）である。この心材アルミニウム合金板の板厚は、前記した熱交換器の軽量化のために、０．１７ｍｍ未満の０．０８〜０．１６ｍｍに薄肉化する。この場合、ろう材、犠牲防食材ともその厚さは通常２０〜３０μｍ程度の厚みとする。しかし、その被覆率は使われる熱交部材の板厚（用途の仕様）によって異なり、これらの値に限定するものではない。
但し、ブレージングシートなどの積層板１の板厚（主として心材アルミニウム合金板の板厚）は、前記した通り、熱交換器の軽量化の要となる。したがって、積層板の板厚は０．２ｍｍ未満の０．１５〜０．１９ｍｍ程度、心材は０．１７ｍｍ未満の０．０８〜０．１６ｍｍ程度の薄板であることが好ましい。
これらブレージングシートは、均質化熱処理を施した心材アルミニウム合金板（鋳塊）の片面に、犠牲防食材（板）やろう材（板）を重ね合わせて熱間圧延し、次いで冷間圧延、中間焼鈍、冷間圧延を順に施して、Ｈ１４調質材などのシートを製造する。ここで、均質化熱処理を熱間圧延前に実施しても良い。
（熱交換器）
このブレージングシートなどのアルミニウム合金積層板１を、成形ロールなどにより幅方向に曲折して、管内面側に皮材３が配置されるように偏平管状に形成した後、これを電縫溶接等により、偏平管状のチューブを形成する。即ち、図２に示す、流体通路が形成された偏平管状のチューブ（積層部材）１１とする。
このブレージングシートなどのアルミニウム合金積層板１を、成形ロールなどにより幅方向に曲折して、管内面側に皮材３が配置されるように偏平管状に形成した後、これを電縫溶接等により、偏平管状のチューブを形成する。即ち、図２に示す、流体通路が形成された偏平管状のチューブ（積層部材）１１とする。
このような偏平管状のチューブ（積層部材）１１は、コルゲート加工を行った放熱フィン１２や、ヘッダ１３などの他の部材と、ブレージングにより一体に図２に示す、ラジエータ１０などの熱交換器として作製される（組み立てられる）。チューブ（積層部材）１１と放熱フィン１２とが一体化された部分を熱交換器のコアとも言う。この際、ろう材４の固相線温度以上である、５８５〜６２０℃、好ましくは５９０〜６００℃の高温に加熱してろう付けされる。このブレージング工法としては、フラックスブレージング法、非腐食性のフラックスを用いたノコロックブレージング法等が汎用される。
図２の熱交換器において、偏平チューブ（積層部材）１１の両端はヘッダー１３とタンク（図示せず）とで構成される空間にそれぞれ開口している。そして、一方のタンク側の空間から偏平チューブ１１内を通して、高温冷媒を他方のタンク側の空間に送り、チューブ１１およびフィン１２の部分で熱交換し、低温になった冷媒を再び循環させる。
（心材アルミニウム合金板組織）
ここで、積層板（ろう付け相当加熱前後）における心材アルミニウム合金板は、３０００系アルミニウム合金組成からなる。本発明では、この心材アルミニウム合金板の強度と耐エロージョン性を高めるために、ろう付け処理される前のあるいは熱交換器組み立て（熱履歴）前の素材積層板としての、この心材の組織における分散粒子の平均数密度と分散粒子の組成とを規定する。なお、この規定は、アルミニウム合金積層板がろう付けに相当する加熱処理を受けた後でも、あるいはろう付けによって熱交換器とされた後でも、この心材の組織における分散粒子の平均数密度と分散粒子の組成の規定として、熱交換器における前記心材の強度と耐エロージョン性を高めるために有効である。
ここで、積層板（ろう付け相当加熱前後）における心材アルミニウム合金板は、３０００系アルミニウム合金組成からなる。本発明では、この心材アルミニウム合金板の強度と耐エロージョン性を高めるために、ろう付け処理される前のあるいは熱交換器組み立て（熱履歴）前の素材積層板としての、この心材の組織における分散粒子の平均数密度と分散粒子の組成とを規定する。なお、この規定は、アルミニウム合金積層板がろう付けに相当する加熱処理を受けた後でも、あるいはろう付けによって熱交換器とされた後でも、この心材の組織における分散粒子の平均数密度と分散粒子の組成の規定として、熱交換器における前記心材の強度と耐エロージョン性を高めるために有効である。
心材アルミニウム合金板は、ブレージングシートあるいは積層板として、ろう付け加熱後に熱交換器に組み立てられる（組み込まれる）際には、ろう付けの際に、６００℃付近の温度に必然的に加熱される。このような加熱履歴を受けても、本発明で規定する上記した化学成分組成などは変化しない。しかし、本発明で規定する分散粒子の平均数密度は、固溶や粗大化などによって、前記ろう付け加熱後の積層板では、前記素材積層板よりも少ない方に変化する。
また、本発明で規定する分散粒子の組成は、このような加熱履歴によって変化し、円相当直径が０．５μｍ以下のＡｌ−Ｍｎ−Ｓｉ系分散粒子の平均Ｍｎ／Ｓｉ組成比（質量％換算）は大きい方に変化し、また、円相当直径が０．５μｍ以下のＡｌ−Ｍｎ−Ｓｉ系分散粒子のうち、Ｍｎ／Ｓｉ組成比（質量％換算）が２．５０以上のＡｌ−Ｍｎ−Ｓｉ系分散粒子の体積分率ａと、Ｍｎ／Ｓｉ比（質量％換算）が２．５０未満のＡｌ−Ｍｎ−Ｓｉ系分散粒子との体積分率ｂとの比ａ／ｂも大きい方に変化する。但し、ここで想定している、前記ろう付けの際の加熱や、ろう付けの加熱に相当する加熱履歴では変化が小さい。したがって、本発明における心材の組織における分散粒子の組成規定は、ろう付け処理される前のあるいは熱交換器組み立て（熱履歴）前の素材積層板の段階だけではなく、前記した通り、ろう付けに相当する加熱処理を受けた後でも、あるいはろう付けによって熱交換器とされた後でも、この心材の強度や耐エロージョン性などの特性を保障するための、組織における分散粒子の組成の規定として有効である。
（分散粒子の平均数密度）
本発明では、心材（板）の強度と耐エロージョン性を高めるために、心材アルミニウム合金板の板厚中心部（心材アルミニウム合金板の圧延面板厚中心部）での５００００倍のＴＥＭにより観察される、円相当直径が０．５μｍ以下のサブミクロンレベルの大きさの分散粒子（析出物）の平均数密度を規定する。これによって、本発明では、これらサブミクロンレベルの大きさの分散粒子の平均数密度を好適範囲内に制御したうえで、組織内に積極的に多く存在（分散）させ、これら分散した析出物の作用によって、耐エロージョン性を向上させる。また、強度に関しては、前記分散した析出物の作用に加えて、後記する分散粒子の組成の制御による作用の組合せによって、向上させる。
本発明では、心材（板）の強度と耐エロージョン性を高めるために、心材アルミニウム合金板の板厚中心部（心材アルミニウム合金板の圧延面板厚中心部）での５００００倍のＴＥＭにより観察される、円相当直径が０．５μｍ以下のサブミクロンレベルの大きさの分散粒子（析出物）の平均数密度を規定する。これによって、本発明では、これらサブミクロンレベルの大きさの分散粒子の平均数密度を好適範囲内に制御したうえで、組織内に積極的に多く存在（分散）させ、これら分散した析出物の作用によって、耐エロージョン性を向上させる。また、強度に関しては、前記分散した析出物の作用に加えて、後記する分散粒子の組成の制御による作用の組合せによって、向上させる。
なお、ここで円相当直径とは、前記ＴＥＭで観察される不定形な粒状の分散粒子における「径」の特定で汎用される、公知の規程である。円相当直径とは、粒状の析出物の投影面積と同じ面積を持つ円の直径（単位はｎｍ或いはμｍ）であり、Ｈｅｙｗｏｏｄ径や重心直径とも呼ぶ。本発明では、この円相当直径を持って、分散粒子の大きさと、その平均数密度を規定する。
本発明では、前記素材積層板（心材）やろう付けの際の上記６００℃付近の温度での加熱履歴を受けた熱交換器部材としての心材の上記分散粒子の平均数密度を規定する。
より具体的に、本発明では、ろう付け相当加熱後の積層板では、この積層板における心材アルミニウム合金板の、圧延面板厚中心部での５００００倍のＴＥＭにより観察される円相当直径が０．５μｍ以下の分散粒子の平均数密度が５個/μｍ３以上２０個/μｍ３以下とした組織とする。
ろう付け相当加熱後の積層板の心材アルミニウム合金板の前記分散粒子の前記平均数密度が前記規程範囲の下限を下回った場合、前記分散粒子による分散強化による強度増大効果が得られない。また、ろう付け焼鈍後の再結晶粒の粗大化効果や、パンケーキ状結晶粒を得る効果がなくなるため、エロージョン抑制効果が得られなくなる。また、ろう付け相当加熱後の積層板の心材アルミニウム合金板の前記分散粒子の前記平均数密度が前記規程範囲の上限を上回った場合、疲労破壊時のクラックの伝搬を担う分散粒子の平均数密度が増大することになり、この挙動を助長することになるため、疲労破壊の伝搬が支配的な場合の疲労寿命（疲労特性）が劣化する。
一方、本発明では、ろう付けの際の加熱履歴を受ける前の、素材積層板段階での心材アルミニウム合金板の前記分散粒子の平均数密度を規定する。この規定は、ろう付け相当加熱後の積層板の心材アルミニウム合金板組織中の前記分散粒子の平均数密度を保障するためである。具体的には、素材積層板段階での心材アルミニウム合金板の、圧延面板厚中心部での５００００倍のＴＥＭにより観察される円相当直径が０．５μｍ以下の分散粒子の平均数密度が１０個/μｍ３以上２５個/μｍ３以下とした組織とする。
ろう付けの際の加熱履歴を受ける前の、素材積層板段階での積層板の心材アルミニウム合金板の、前記分散粒子の前記平均数密度が、前記規定範囲の下限を下回った場合には、ろう付け相当加熱後の積層板の心材アルミニウム合金板組織中の上記分散粒子の平均数密度が保障できない。また、ろう付けの際の加熱履歴を受ける前の、素材積層板段階での積層板の心材アルミニウム合金板の、前記分散粒子の前記平均数密度が、前記規定範囲の上限を上回った場合には、ろう付け相当加熱後の積層板の心材アルミニウム合金板組織中の上記分散粒子の平均数密度が保障できない。したがって、ろう付け相当加熱後の積層板の心材アルミニウム合金板組織には、本発明のような平均数密度を好適範囲に制御された分散粒子が適当数存在（分散）せず、積層板が０．１７ｍｍ未満のより薄肉なブレージングシートにおいては、強度と耐エロージョン性との向上効果がなくなる。
これらの分散粒子（析出物）は、含有される元素であるＭｎ、Ｓｉ、Ｃｕ、Ｔｉ、Ｆｅ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｎｉ、Ｚｎ、Ｍｇ同士の金属間化合物や、これら元素とＡｌとの金属間化合物である。そして、本発明で、上記のようにその平均数密度で規定するのは、分散粒子は、形成元素（組成）によらず、その数密度が強度や耐エロージョン性に影響するからである。従って、本発明で言う分散粒子（析出物）とは、前記組成の金属間化合物であって、形成元素（組成）にはよらず、組織観察によって、上記大きさから識別できる金属間化合物の総称である。
（分散粒子の組成）
本発明では、心材（板）が０．１７ｍｍ未満のより薄肉なブレージングシートにおいて、熱交換器に必要な強度を高めるために、心材アルミニウム合金板の板厚中心部における、円相当直径が０．５μｍ以下のサブミクロンレベルの大きさの分散粒子（析出物）の平均数密度を規定する。また、これに加えて、これら円相当直径が０．５μｍ以下の分散粒子（析出物）のうち、Ａｌ−Ｍｎ−Ｓｉ系分散粒子の平均Ｍｎ／Ｓｉ組成比（質量％換算）を２．５０以上とする。
本発明では、心材（板）が０．１７ｍｍ未満のより薄肉なブレージングシートにおいて、熱交換器に必要な強度を高めるために、心材アルミニウム合金板の板厚中心部における、円相当直径が０．５μｍ以下のサブミクロンレベルの大きさの分散粒子（析出物）の平均数密度を規定する。また、これに加えて、これら円相当直径が０．５μｍ以下の分散粒子（析出物）のうち、Ａｌ−Ｍｎ−Ｓｉ系分散粒子の平均Ｍｎ／Ｓｉ組成比（質量％換算）を２．５０以上とする。
前記心材アルミニウム合金板の板厚中心部とは、心材アルミニウム合金板の圧延面板厚中心部である。そして、円相当直径が０．５μｍ以下のサブミクロンレベルの大きさの分散粒子（析出物）の平均数密度は、５００００倍のＴＥＭにより観察、測定できる。また、円相当直径が０．５μｍ以下のサブミクロンレベルの大きさの分散粒子（析出物）のうち、Ａｌ−Ｍｎ−Ｓｉ系分散粒子の平均Ｍｎ／Ｓｉ組成比（質量％換算）は前記５００００倍のＴＥＭ−ＥＤＸにより観察、測定できる。
そして、同時に、円相当直径が０．５μｍ以下のＡｌ−Ｍｎ−Ｓｉ系分散粒子のうち、Ｍｎ／Ｓｉ組成比（質量％換算）が２．５０以上のＡｌ−Ｍｎ−Ｓｉ系分散粒子の体積分率ａと、Ｍｎ／Ｓｉ比（質量％換算）が２．５０未満のＡｌ−Ｍｎ−Ｓｉ系分散粒子との体積分率ｂとの比ａ／ｂを０．５０以上とする。
前記した通り、心材が０．１７ｍｍ未満のより薄肉なブレージングシートにおいては、熱交換器に必要な強度と耐エロージョン性が、心材アルミニウム合金板において存在する分散粒子の平均数密度に加えて、その組成に大きく影響される。
分散粒子の平均Ｍｎ／Ｓｉ組成比：
心材に合金元素として含有され、心材（熱交換器）に必要な強度と耐エロージョン性に効くＳｉは、マトリックスに固溶する分と、Ａｌ−Ｍｎ−Ｓｉ系分散粒子となって析出する分とに分かれる。この分散粒子に消費されるＳｉ量が多くなって、固溶するＳｉ量が少ないと、幾らＳｉの含有量自体が多くても、心材に必要な強度がＳｉからは得られない。したがって、本発明では、この分散粒子に食われる（消費される）Ｓｉ量を極力小さくして、固溶するＳｉ量を増す。
心材に合金元素として含有され、心材（熱交換器）に必要な強度と耐エロージョン性に効くＳｉは、マトリックスに固溶する分と、Ａｌ−Ｍｎ−Ｓｉ系分散粒子となって析出する分とに分かれる。この分散粒子に消費されるＳｉ量が多くなって、固溶するＳｉ量が少ないと、幾らＳｉの含有量自体が多くても、心材に必要な強度がＳｉからは得られない。したがって、本発明では、この分散粒子に食われる（消費される）Ｓｉ量を極力小さくして、固溶するＳｉ量を増す。
円相当直径が０．５μｍ以下のＡｌ−Ｍｎ−Ｓｉ系分散粒子の平均Ｍｎ／Ｓｉ組成比は、この心材組織中に固溶している効果的なＳｉ量の目安、すなわち、前記分散粒子に消費されている無駄なＳｉ量の目安である。この分散粒子に消費されるＳｉ量が小さいほど（固溶Ｓｉ量が多いほど）、分母であるＳｉ量が小さくなって、Ｍｎ／Ｓｉ組成比の値が高くなって好ましい。
本発明では、心材に必要な強度と耐エロージョン性から、この臨界を、円相当直径が０．５μｍ以下であって、５００００倍のＴＥＭ−ＥＤＸにより観察が可能な小ささまでの、Ａｌ−Ｍｎ−Ｓｉ系分散粒子の平均Ｍｎ／Ｓｉ組成比（質量％換算）を２．５０以上とする。この平均Ｍｎ／Ｓｉ組成比（質量％換算）が２．５０未満では、分母であるＳｉ量＝前記分散粒子に消費されている無駄なＳｉ量が大きくなり、固溶するＳｉ量が少なくなって、Ｓｉの含有量自体が多くても、心材に必要な強度が得られない。ここで、５００００倍のＴＥＭ−ＥＤＸにより観察が可能な円相当直径とは１０ｎｍ程度である。 したがって、Ａｌ−Ｍｎ−Ｓｉ系分散粒子の円相当直径の下限は好ましくは１０ｎｍとし、規定するＡｌ−Ｍｎ−Ｓｉ系分散粒子の円相当直径は好ましくは１０ｎｍ〜０．５μｍの範囲とする。
また、Ｓｉの含有量が少ない＝Ｍｎ／Ｓｉ組成比が大きいα−ＡｌＭｎＳｉ相粒子の組成は前述したようにＭｎ３ＳｉＡｌ１２であることから、α−ＡｌＭｎＳｉ相粒子の割合が増大するほど、Ｍｎ／Ｓｉ組成比は３．０に近づくことになる。但し、この化合物には組成幅があるため、Ｍｎ／Ｓｉ組成比として実測で得られる上限は５．０程度である。
また、Ｓｉの含有量が少ない＝Ｍｎ／Ｓｉ組成比が大きいα−ＡｌＭｎＳｉ相粒子の組成は前述したようにＭｎ３ＳｉＡｌ１２であることから、α−ＡｌＭｎＳｉ相粒子の割合が増大するほど、Ｍｎ／Ｓｉ組成比は３．０に近づくことになる。但し、この化合物には組成幅があるため、Ｍｎ／Ｓｉ組成比として実測で得られる上限は５．０程度である。
Ａｌ−Ｍｎ−Ｓｉ系分散粒子の体積分率：
同時に、もうひとつの分散粒子の組成の要件として、前記固溶Ｓｉの確保だけでなく、これら円相当直径が０．５μｍ以下のＡｌ−Ｍｎ−Ｓｉ系分散粒子のα型分散粒子とβ型分散粒子との割合も、心材に必要な強度を得るために重要となる。すなわち、前記Ａｌ−Ｍｎ−Ｓｉ系分散粒子のうちで、Ｍｎの量が多い＝Ｍｎ／Ｓｉ組成比が高い立方晶であるα型分散粒子を多くし、Ｍｎの量が少ない＝Ｍｎ／Ｓｉ組成比が低い六方晶であるβ型分散粒子が少ない方が、心材の固溶Ｓｉ含有量が増大し、心材に必要な強度が向上する。
同時に、もうひとつの分散粒子の組成の要件として、前記固溶Ｓｉの確保だけでなく、これら円相当直径が０．５μｍ以下のＡｌ−Ｍｎ−Ｓｉ系分散粒子のα型分散粒子とβ型分散粒子との割合も、心材に必要な強度を得るために重要となる。すなわち、前記Ａｌ−Ｍｎ−Ｓｉ系分散粒子のうちで、Ｍｎの量が多い＝Ｍｎ／Ｓｉ組成比が高い立方晶であるα型分散粒子を多くし、Ｍｎの量が少ない＝Ｍｎ／Ｓｉ組成比が低い六方晶であるβ型分散粒子が少ない方が、心材の固溶Ｓｉ含有量が増大し、心材に必要な強度が向上する。
したがって、本発明では、固溶Ｓｉ量の確保とともに、心材組織中の前記α型分散粒子を多くして、前記β型分散粒子を少なくすることによって、心材、ひいては積層板の強度を向上させる。但し、α型分散粒子やβ型分散粒子の割合を、正確に、再現性良く、直接測定することは困難である。このため、本発明では、測定しやすく、このα型分散粒子やβ型分散粒子の割合によく相関する、円相当直径が０．５μｍ以下の個々のＡｌ−Ｍｎ−Ｓｉ系分散粒子のＭｎ／Ｓｉ組成比（質量％換算）によって、間接的に、α型分散粒子やβ型分散粒子の割合（体積分率）を規定する。
円相当直径が０．５μｍ以下であって、５００００倍のＴＥＭ−ＥＤＸにより観察が可能な小ささまでのＡｌ−Ｍｎ−Ｓｉ系分散粒子のうち、Ｍｎ／Ｓｉ組成比（質量％換算）が２．５０以上のＡｌ−Ｍｎ−Ｓｉ系分散粒子は、Ｍｎの量が多い＝Ｍｎ／Ｓｉ組成比が高い立方晶であるα型分散粒子を代表し、その体積分率ａはα型分散粒子の体積分率を代表する。また、Ｍｎ／Ｓｉ比（質量％換算）が２．５０未満のＡｌ−Ｍｎ−Ｓｉ系分散粒子は、Ｍｎの量が少ない＝Ｍｎ／Ｓｉ組成比が低い六方晶であるβ型分散粒子を代表し、その体積分率ｂはβ型分散粒子の体積分率ｂを代表する。
本発明では、これら両者の分散粒子の体積分率の比ａ／ｂを０．５０以上として、心材組織中のα型分散粒子を多くし、β型分散粒子を少なくすることによって、心材、ひいては積層板の強度を向上させる。この比ａ／ｂが０．５０未満では、心材組織中のα型分散粒子が少なく、β型分散粒子が多くなって、心材、ひいては積層板の強度と耐エロージョン性とを向上させことができない。
また、実際にα型分散粒子の割合が１００％になることはないため、ａ／ｂの比の上限としては、５０程度である。
また、実際にα型分散粒子の割合が１００％になることはないため、ａ／ｂの比の上限としては、５０程度である。
これらの前記分散粒子（析出物）は、含有される元素であるＭｎ、Ｓｉ、Ｃｕ、Ｔｉ、Ｆｅ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｎｉ、Ｚｎ、Ｍｇ同士の金属間化合物や、これら元素とＡｌとの金属間化合物であるが、本発明では、前記分散粒子の組成に関しては、主としてＡｌ、Ｍｎ、Ｓｉから構成される析出物、金属間化合物に関するものである。心材に含まれる可能性がある他の元素として、Ｆｅは晶出物が主でこの分散粒子の組成に入る可能性は低い。一方、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｎｉはこの分散粒子の組成に入る可能性が高い。また、Ｃｕ、Ｚｎは熱処理が低温でないとこの分散粒子の組成には入らず、後述する本発明における高温域が多い積層板（心材）の製法では固溶している可能性が高い。従って、本発明で言う分散粒子の組成とは、前記ＴＥＭによる組織観察によって、前記大きさと組成から、他の分散粒子と識別できる、金属間化合物の組成の総称である。
Ｃｒ、Ｚｒ、Ｎｉは、Ａｌ−Ｍｎ−Ｓｉ系分散粒子にも含まれる可能性が高いが、本発明ではＣｒ、Ｚｒ、Ｎｉの添加量がＭｎと比較しても相対的に少ないため、Ａｌ−Ｍｎ−Ｓｉ系分散粒子のＳｉ組成（Ｍｎ／Ｓｉ組成比）はＭｎ、Ｓｉ添加量や製造条件によって概ね決まり、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｎｉ等の元素による影響は無視できるレベルである。
ちなみに、本発明心材組織において、０．５μｍを超える粗大なＡｌ−Ｍｎ−Ｓｉ系分散粒子は、本発明の心材では、その合金組成を、これら粗大な分散粒子が生成しないような組成にしている。このため、仮に組織中にこれら粗大な分散粒子が存在していたとしても、無視できるくらい少数であり、心材、ひいては積層板の強度と耐エロージョン性に対する実害はない。
分散粒子の測定：
これら分散粒子のサイズと組成および平均数密度の測定は、５０，０００倍のＦＥ−ＴＥＭ（透過型電子顕微鏡)と、これに付随するＸ線分光装置(ＥＤＸ：Ｅｎｅｒｇｙ Ｄｉｓｐｅｒｓｉｖｅ Ｘ−ｒａｙ Ｓｐｅｃｔｒｏｓｃｏｐｙ、ＥＤＳとも言う)によって行う。
これら分散粒子のサイズと組成および平均数密度の測定は、５０，０００倍のＦＥ−ＴＥＭ（透過型電子顕微鏡)と、これに付随するＸ線分光装置(ＥＤＸ：Ｅｎｅｒｇｙ Ｄｉｓｐｅｒｓｉｖｅ Ｘ−ｒａｙ Ｓｐｅｃｔｒｏｓｃｏｐｙ、ＥＤＳとも言う)によって行う。
具体的には、心材アルミニウム合金板の板厚中心部（ろう付け前の素材積層板であれば圧延面の板厚中心部）を０．０５〜０．１mmに機械研磨した後、電解エッチングしてＴＥＭ観察用試料に仕上げ、前記ＦＥ−ＴＥＭを用いて、分散粒子を１０視野観察する。そして、分散粒子の平均数密度に関しては、公知のコンタミネーション・スポット法により、ＴＥＭ観察試料の膜厚ｔを測定、算出した結果より、観察した１０視野の体積合計を求める。また、円相当直径が０．５μｍ以下の、そして前記ＦＥ−ＴＥＭにて観察可能な大きさの分散粒子の総個数を１０視野の観察写真より画像解析で求め、さらに、前記分散粒子の総個数を前記観察視野合計の体積で割ることによって、分散粒子の平均数密度（個／μｍ３）とした。
また、Ａｌ−Ｍｎ−Ｓｉ系分散粒子の組成に関しては、前記ＦＥ−ＴＥＭで１０視野観察した分散粒子の組成を、付随する前記ＥＤＸを用いて分析し、このＥＤＸにより、Ａｌ−Ｍｎ−Ｓｉ系分散粒子か、Ａｌ、Ｍｎ、Ｓｉを実質的に含まない他の分散粒子かを識別する。
同時に、この識別された個々のＡｌ−Ｍｎ−Ｓｉ系分散粒子につき、そのＭｎ／Ｓｉ組成比（質量％換算）が２．５０以上か、２．５０未満かが、同じくＥＤＸにより分析および識別される。そして、Ｍｎ／Ｓｉ組成比（質量％換算）が２．５０以上のＡｌ−Ｍｎ−Ｓｉ系分散粒子の合計の（群としての）体積分率ａと、Ｍｎ／Ｓｉ比（質量％換算）が２．５０未満のＡｌ−Ｍｎ−Ｓｉ系分散粒子の体積分率ｂとが算出され、この体積分率の比ａ／ｂが算出され、このａ／ｂが０．５０以上であるか否かが判別される。
上記Ａｌ−Ｍｎ−Ｓｉ系分散粒子の体積分率は、前記ＴＥＭ観察視野面積に対する、Ａｌ−Ｍｎ−Ｓｉ系分散粒子の合計面積の割合（面積分率）を、公知のコンタミネーション・スポット法により、ＴＥＭ観察試料の膜厚ｔを測定、算出して体積分率に換算したものである。また、Ｍｎ／Ｓｉ組成比が２．５０以上の体積分率に関しては、上記Ａｌ−Ｍｎ−Ｓｉ系分散粒子より、その規定範囲に適合するものだけを抽出して、それらのみの体積分率に換算したものである。
（分散粒子の制御：積層板の製造）
本発明で規定する範囲内に分散粒子を制御するためには、心材（積層板）の製造工程において、高温域を多くすることが必要である。すなわち、前記した平均Ｍｎ／Ｓｉ組成比が２．５０以上の分散粒子、あるいはＭｎの量が多い＝Ｍｎ／Ｓｉ組成比が高い立方晶であるα型Ａｌ−Ｍｎ−Ｓｉ系分散粒子を多くする（目安としての前記体積分率ａ／ｂの比を０．５０以上とする）ためには、これらが生成（析出）しやすい高温域下で長時間保持することが必要となる。
本発明で規定する範囲内に分散粒子を制御するためには、心材（積層板）の製造工程において、高温域を多くすることが必要である。すなわち、前記した平均Ｍｎ／Ｓｉ組成比が２．５０以上の分散粒子、あるいはＭｎの量が多い＝Ｍｎ／Ｓｉ組成比が高い立方晶であるα型Ａｌ−Ｍｎ−Ｓｉ系分散粒子を多くする（目安としての前記体積分率ａ／ｂの比を０．５０以上とする）ためには、これらが生成（析出）しやすい高温域下で長時間保持することが必要となる。
また、円相当直径が０．５μｍ以下の前記分散粒子の平均数密度を２５個/μｍ３以下とするためにも、分散粒子が多数析出する低温域ではなく、高温域下で保持することが必要である。一方、円相当直径が０．５μｍ以下の前記分散粒子の平均数密度を１０個/μｍ３以上とするためには、前記分散粒子の粗大化が顕著に進行し、平均数密度が顕著に低下することを防ぐために、焼鈍温度の上限が必要である。
このためには、心材（積層板）の製造工程において、高温処理工程（高温加熱処理）を多くして、元々鋳造時に晶出したβ型Ａｌ−Ｍｎ−Ｓｉ系分散粒子が、α型Ａｌ−Ｍｎ−Ｓｉ系分散粒子に相変態するなどの、所望の分散粒子の析出時間をかせぐことが必要となる。また、円相当直径が０．５μｍ以下の前記分散粒子の数密度の上限を所望の範囲に制御するためにも、高温処理工程（高温加熱処理）を増やして分散粒子の数密度の制御が必要である。
具体的には、４５０℃以上、好ましくは４８０℃以上でかつ２時間以上、好ましくは４時間以上の均熱処理（均質化熱処理）および熱延後の４５０℃以上、好ましくは４８０℃以上でかつ１分以上の高温での荒鈍処理を各々行う必要がある。また、これに加えて、冷延途中で４５０℃以上、好ましくは４８０℃以上での高温の中間焼鈍処理を各々行っても良い。前記均熱処理が４５０℃以上の長時間であっても、荒鈍工程が無いと（省くと）、あるいは均熱処理か荒鈍処理かのいずれかでも処理（加熱）温度が低いと、前記平均Ｍｎ／Ｓｉ組成比が２．５０以上の分散粒子やα型Ａｌ−Ｍｎ−Ｓｉ系分散粒子が充分析出するための高温域での時間が不足して、本発明で規定する範囲内に分散粒子を制御できない可能性が高くなる。
一方、円相当直径が０．５μｍ以下の前記分散粒子の数密度の下限を所望の範囲に制御するためには、加熱温度の上限が必要であり、具体的には、６２０℃以下、好ましくは６１０℃以下で、かつ１５時間以下、好ましくは１０時間以下での均熱処理（均質化熱処理）および熱延後の６１０℃以下で、かつ４時間以下での高温の荒鈍処理を行う必要がある。
ちなみに、ろう付け温度は６００℃の高温だが、このような１回のみ、あるいは短時間の高温処理だけでは、通常の（従来の）心材（積層板）の製法と同様に、高温域での保持時間が少なすぎて、本発明で規定する範囲内に分散粒子を制御できない。すなわち、必然的にα型分散粒子が少なくなる。
均熱処理の際には、心材のアルミニウム合金鋳塊のみに、好ましくは４８０℃以上、固相線温度以下の高温の均熱処理を施して、その後、この心材のアルミニウム合金鋳塊に、犠牲防食材やろう付け材をクラッドして、この積層板を、３５０〜４５０℃の比較的低温の均熱処理や、４５０℃以上、５５０℃未満での温度での短時間の高温均熱処理を行っても良い。
このような均熱処理後のクラッド板は、前記均熱温度で均熱された後にそのままか熱延開始温度に、あるいは室温などの低温まで冷却された後に熱延開始温度に再加熱されて、常法によって熱間圧延される。そして、更に、熱延後の前記荒鈍処理が施された後で、冷間圧延されて所望の板厚とされた後に、調質（熱処理）されて、素材積層板（ブレージングシート）とされる。
（結晶粒）
なお、本発明の心材組織の前提として、ろう付け相当加熱後の積層板としての、心材アルミニウム合金板の前記平均結晶粒径が微細化した場合には、板の耐エロージョン性が低下する。したがって、ろう付け相当加熱後の積層板における心材アルミニウム合金板の、圧延方向の縦断面における圧延方向の平均結晶粒径は１２０μｍ以上に粗大化させることが好ましく、さらに好ましくは１５０μｍ以上である。一方、平均結晶粒径が大きくなりすぎると、ろう付け後強度が低下するため、２５０μｍ以下が好ましく、さらに好ましくは２００μｍ以下である。
なお、本発明の心材組織の前提として、ろう付け相当加熱後の積層板としての、心材アルミニウム合金板の前記平均結晶粒径が微細化した場合には、板の耐エロージョン性が低下する。したがって、ろう付け相当加熱後の積層板における心材アルミニウム合金板の、圧延方向の縦断面における圧延方向の平均結晶粒径は１２０μｍ以上に粗大化させることが好ましく、さらに好ましくは１５０μｍ以上である。一方、平均結晶粒径が大きくなりすぎると、ろう付け後強度が低下するため、２５０μｍ以下が好ましく、さらに好ましくは２００μｍ以下である。
なお、ろう付け相当加熱後の積層板における心材アルミニウム合金板をこのように粗大化させるためには、ろう付けの際の加熱履歴を受ける前の、前記素材積層板段階での心材アルミニウム合金板の前記分散粒子の平均数密度を前記規定の範囲に制御することで可能である。前記積層板段階での心材アルミニウム合金板の組織としては、必ずしも再結晶組織とは限らず、結晶粒径が規定できない加工組織の場合もある。いずれの場合でも、ろう付け相当加熱時の再結晶、粒成長挙動によって形成されるろう付け相当加熱後の積層板における心材アルミニウム合金板の平均結晶粒径は、ろう付け相当加熱前の積層板の心材アルミニウム合金板の前記分散粒子の平均数密度の影響を多大に受けることを知見していることから、素材積層板の段階の心材アルミニウム合金板の平均結晶粒径は特に規定しないことにした。
ここで、本発明でいう結晶粒径とは、圧延方向の縦断面（圧延方向に沿って切断した板の断面）における圧延方向の結晶粒径である。この結晶粒径は、素材積層板やろう付け相当加熱後の積層板における心材アルミニウム合金板（採取試料）における前記圧延方向の縦断面を、機械研磨、電解エッチングによって前処理した後に、５０倍の光学顕微鏡を用いて観察する。この際、前記圧延方向に、直線を引き、この直線上に位置する個々の結晶粒の切片長さを、個々の結晶粒径として測定する切断法（ラインインターセプト法）で測定する。これを任意の１０箇所で測定し、平均結晶粒径を算出する。この際、１測定ライン長さは０．５ｍｍ以上とし、１視野当たり測定ラインを各３本として、１測定箇所当たり、５視野を観察する。そして、測定ライン毎に順次測定した平均結晶粒径を、１視野当たり（測定ライン３本）、５視野当たり／１測定箇所、１０測定箇所当たりで順次平均化して、本発明で言う、平均結晶粒径とする。
（アルミニウム合金組成）
以下、本発明に係る積層板を構成する各部材のアルミニウム合金組成を説明する。先ず、本発明に係る心材アルミニウム合金板２は、前記した通り、３０００系アルミニウム合金組成からなる。ただ、本発明心材アルミニウム合金板はチューブ材およびヘッダー材などの熱交換器用部材として、後述する本発明組織とするためだけでなく、それ以外にも、成形性、ろう付け性あるいは溶接性、強度、耐食性などの諸特性が要求される。
以下、本発明に係る積層板を構成する各部材のアルミニウム合金組成を説明する。先ず、本発明に係る心材アルミニウム合金板２は、前記した通り、３０００系アルミニウム合金組成からなる。ただ、本発明心材アルミニウム合金板はチューブ材およびヘッダー材などの熱交換器用部材として、後述する本発明組織とするためだけでなく、それ以外にも、成形性、ろう付け性あるいは溶接性、強度、耐食性などの諸特性が要求される。
このため、本発明に係る心材アルミニウム合金板は、質量％で、Ｍｎ：０．５〜１．８％、Ｓｉ：０．４〜１．５％、Ｃｕ：０．０５〜１．２％、Ｔｉ：０．０３〜０．３％を各々含有するとともに、Ｆｅ：１．０％以下（０％を含む）に規制し、更に、Ｃｒ：０．０２〜０．４％、Ｚｒ：０．０２〜０．４％、Ｎｉ：０．０２〜０．４％のうちの１種または２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アルミニウム合金組成とする。なお、各元素の含有量の％表示は全て質量％の意味である。
ここで、前記アルミニウム合金板が、更に、質量％で、Ｚｎ：０．２〜１．０質量％を含有しても良い。また、Ｍｇを０．８質量％以下（０％を含む）に規制することが好ましい。
これ以外のその他の元素は基本的には不純物である。ただ、アルミニウム合金板のリサイクルの観点から、溶解材として、高純度Ａｌ地金だけではなく、その他のアルミニウム合金スクラップ材、低純度Ａｌ地金などを溶解原料として使用した場合には、これらの元素が混入される。そして、これら元素を例えば検出限界以下に低減すること自体コストアップとなり、ある程度の含有の許容が必要となる。したがって、本発明目的や効果を阻害しない範囲で、ＪＩＳ規格の３０００系アルミニウム合金組成の上限程度まで許容する。
Ｓｉ：０．４〜１．５％
Ｓｉはマトリックスに固溶して、心材（熱交換器）に必要な強度に効く。ただ、Ｓｉは、前記した通り、Ａｌ−Ｍｎ−Ｓｉ系分散粒子に消費される分もあるので、固溶Ｓｉ量を確保する意味からも下限０．４％以上含有させる。また、Ｓｉは、特に前記Ａｌ−Ｍｎ−Ｓｉ系分散粒子を形成することでも、心材アルミニウム合金板の強度を高める効果もある。Ｓｉ含有量が０．４％未満では、これらの効果が不足する。一方、Ｓｉ含有量が多過ぎると、心材の融点を低下させると共に、低融点相の増加に起因してろう付け時に心材の溶融が生じてしまうため、上限は１．５％以下とする。したがって、Ｓｉの含有量範囲は０．４〜１．５％の範囲とする。
Ｓｉはマトリックスに固溶して、心材（熱交換器）に必要な強度に効く。ただ、Ｓｉは、前記した通り、Ａｌ−Ｍｎ−Ｓｉ系分散粒子に消費される分もあるので、固溶Ｓｉ量を確保する意味からも下限０．４％以上含有させる。また、Ｓｉは、特に前記Ａｌ−Ｍｎ−Ｓｉ系分散粒子を形成することでも、心材アルミニウム合金板の強度を高める効果もある。Ｓｉ含有量が０．４％未満では、これらの効果が不足する。一方、Ｓｉ含有量が多過ぎると、心材の融点を低下させると共に、低融点相の増加に起因してろう付け時に心材の溶融が生じてしまうため、上限は１．５％以下とする。したがって、Ｓｉの含有量範囲は０．４〜１．５％の範囲とする。
Ｃｕ：０．０５〜１．２％
Ｃｕは固溶状態にてアルミニウム合金板中に存在し、心材アルミニウム合金板の強度を向上させる元素であり、また、ろう材側の耐食性も向上させる。このため、前記積層板やろう付け相当加熱後の積層板としての必要な強度を確保するためには、下限０．０５％以上含有させる。一方、Ｃｕ含有量が多過ぎると、ろう付け加熱後の冷却時に粗大なＣｕ系化合物が結晶粒界に析出して粒界腐食が起こりやすくなり、前記積層板やろう付け相当加熱後の積層板としての耐食性が低下する。また、心材の融点を低下させるため、ろう付け時に心材の溶融が生じてしまう。従って、上限は１．２％以下とする。したがって、Ｃｕの含有量範囲は０．０５〜１．２％の範囲とする。
Ｃｕは固溶状態にてアルミニウム合金板中に存在し、心材アルミニウム合金板の強度を向上させる元素であり、また、ろう材側の耐食性も向上させる。このため、前記積層板やろう付け相当加熱後の積層板としての必要な強度を確保するためには、下限０．０５％以上含有させる。一方、Ｃｕ含有量が多過ぎると、ろう付け加熱後の冷却時に粗大なＣｕ系化合物が結晶粒界に析出して粒界腐食が起こりやすくなり、前記積層板やろう付け相当加熱後の積層板としての耐食性が低下する。また、心材の融点を低下させるため、ろう付け時に心材の溶融が生じてしまう。従って、上限は１．２％以下とする。したがって、Ｃｕの含有量範囲は０．０５〜１．２％の範囲とする。
Ｍｎ：０．５〜１．８％
Ｍｎは、規定している微細分散粒子をアルミニウム合金板中に分布させ、心材アルミニウム合金板の、耐食性を低下させることなく、分散強化によって強度を向上させるための元素である。このため、前記積層板やろう付け相当加熱後の積層板としての必要な強度を確保するためには、下限０．５％以上含有させる。
Ｍｎは、規定している微細分散粒子をアルミニウム合金板中に分布させ、心材アルミニウム合金板の、耐食性を低下させることなく、分散強化によって強度を向上させるための元素である。このため、前記積層板やろう付け相当加熱後の積層板としての必要な強度を確保するためには、下限０．５％以上含有させる。
一方、Ｍｎ含有量が多過ぎると、塑性変形時のクラック発生の起点となる、粗大なＡｌ−Ｆｅ−（Ｍｎ）−（Ｓｉ）系晶出物の数密度が増大するため、アルミニウム合金積層板の成形性が低下し、部品形状への組付け等の加工時にアルミニウム合金積層板が割れてしまう恐れがある。このため、Ｍｎ含有量の上限は１．８％以下とする。したがって、Ｍｎの含有量範囲は０．５〜１．８％の範囲とする。
Ｔｉ：０．０３〜０．３％
Ｔｉは、アルミニウム合金板中で微細な金属間化合物を形成し、心材アルミニウム合金板の耐食性を向上させる働きを有する。具体的には、Ｔｉの添加によって、心材アルミニウム合金板中に層状に析出し、孔食が深さ方向へ進行することを抑制すると共に、Ｔｉの添加により心材電位を貴に移行させることができる。また、Ｔｉはアルミニウム合金において拡散速度が小さく、ろう付け時の移動も少ないため、Ｔｉを添加することは、心材とろう材、または心材と犠材の電位差を維持して、電気化学的に心材を紡織することに有効である。このため、前記積層板やろう付け相当加熱後の積層板としての必要な耐食性を確保するためには、下限０．０３％以上含有させる。
Ｔｉは、アルミニウム合金板中で微細な金属間化合物を形成し、心材アルミニウム合金板の耐食性を向上させる働きを有する。具体的には、Ｔｉの添加によって、心材アルミニウム合金板中に層状に析出し、孔食が深さ方向へ進行することを抑制すると共に、Ｔｉの添加により心材電位を貴に移行させることができる。また、Ｔｉはアルミニウム合金において拡散速度が小さく、ろう付け時の移動も少ないため、Ｔｉを添加することは、心材とろう材、または心材と犠材の電位差を維持して、電気化学的に心材を紡織することに有効である。このため、前記積層板やろう付け相当加熱後の積層板としての必要な耐食性を確保するためには、下限０．０３％以上含有させる。
一方、Ｔｉ含有量が多過ぎると、粗大なＡｌ−Ｔｉ系化合物を生成するため、アルミニウム合金積層板の成形性が低下し、部品形状への組付け等の加工時にアルミニウム合金積層板が割れてしまう恐れがある。このため、Ｔｉ含有量の上限は０．３％以下とする。したがって、Ｔｉの含有量範囲は０．０３〜０．３％の範囲とする。
Ｆｅ：１．０％以下（０％を含む）
Ｆｅは、不純物としてスクラップをアルミニウム合金溶解原料として使用する限り、心材アルミニウム合金板に必然的に含まれる。Ｆｅには、前述のようにＳｉと金属間化合物を形成して心材アルミニウム合金板の強度を高めるとともに、心材のろう付け性を高める効果もある。しかし、その含有量が多すぎると、心材アルミニウム合金板の自己耐食性が著しく低下する。また、粗大な化合物を形成し、アルミニウム合金積層板の成形性が低下し、部品形状への組付け等の加工時にアルミニウム合金積層板が割れてしまう恐れがある。このため、Ｆｅ含有量は１．０％以下（０％を含む）に規制する。
Ｆｅは、不純物としてスクラップをアルミニウム合金溶解原料として使用する限り、心材アルミニウム合金板に必然的に含まれる。Ｆｅには、前述のようにＳｉと金属間化合物を形成して心材アルミニウム合金板の強度を高めるとともに、心材のろう付け性を高める効果もある。しかし、その含有量が多すぎると、心材アルミニウム合金板の自己耐食性が著しく低下する。また、粗大な化合物を形成し、アルミニウム合金積層板の成形性が低下し、部品形状への組付け等の加工時にアルミニウム合金積層板が割れてしまう恐れがある。このため、Ｆｅ含有量は１．０％以下（０％を含む）に規制する。
Ｍｇ：０．８％以下（０％を含む）
Ｍｇは心材アルミニウム合金板の強度を高める効果もあるが、その含有量が多いと、ろう材へのＭｇの拡散の影響が強くなるために、フッ化物系フラックスを用いるノコロックろう付け法などにおいて、ろう付け時にろう材表面に塗布されるフッ化物系フラックスと材料中のＭｇが反応し、ろう付け性が著しく低下する。このため、Ｍｇによってろう付け性が低下するようなろう付け条件による熱交換器向けには、Ｍｇ含有量は０．８％以下に規制することが好ましい。
Ｍｇは心材アルミニウム合金板の強度を高める効果もあるが、その含有量が多いと、ろう材へのＭｇの拡散の影響が強くなるために、フッ化物系フラックスを用いるノコロックろう付け法などにおいて、ろう付け時にろう材表面に塗布されるフッ化物系フラックスと材料中のＭｇが反応し、ろう付け性が著しく低下する。このため、Ｍｇによってろう付け性が低下するようなろう付け条件による熱交換器向けには、Ｍｇ含有量は０．８％以下に規制することが好ましい。
Ｃｒ：０．０２〜０．４％、Ｚｒ：０．０２〜０．４％、Ｎｉ：０．０２〜０．４％のうちの１種または２種以上
Ｃｒ、Ｚｒ、Ｎｉは、規定している円相当直径が１００ｎｍ以下のサブミクロンレベルの大きさの析出物（金属間化合物）をアルミニウム合金板中に分布させるための元素であり、これらのうちの１種または２種以上を含有させる。このうちでも、特にＺｒが、微細分散粒子を規定の粒度分布だけアルミニウム合金板中に分布させる効果が最も大きい。Ｃｒ、Ｚｒ、Ｎｉが各規定下限量未満では、微細分散粒子を充分分布させることができずに、分散強化による強度向上効果が得られない。また、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｎｉが各規定上限量を超えて多すぎると、粗大な化合物を形成し、アルミニウム合金積層板の成形性が低下し、部品形状への組付け等の加工時にアルミニウム合金積層板が割れてしまう恐れがある。したがって、含有させる場合、Ｃｒは０．０２〜０．４％、Ｚｒは０．０２〜０．４％、Ｎｉは０．０２〜０．４％の各範囲とする。
Ｃｒ、Ｚｒ、Ｎｉは、規定している円相当直径が１００ｎｍ以下のサブミクロンレベルの大きさの析出物（金属間化合物）をアルミニウム合金板中に分布させるための元素であり、これらのうちの１種または２種以上を含有させる。このうちでも、特にＺｒが、微細分散粒子を規定の粒度分布だけアルミニウム合金板中に分布させる効果が最も大きい。Ｃｒ、Ｚｒ、Ｎｉが各規定下限量未満では、微細分散粒子を充分分布させることができずに、分散強化による強度向上効果が得られない。また、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｎｉが各規定上限量を超えて多すぎると、粗大な化合物を形成し、アルミニウム合金積層板の成形性が低下し、部品形状への組付け等の加工時にアルミニウム合金積層板が割れてしまう恐れがある。したがって、含有させる場合、Ｃｒは０．０２〜０．４％、Ｚｒは０．０２〜０．４％、Ｎｉは０．０２〜０．４％の各範囲とする。
Ｚｎ：０．２〜１．０％
Ｚｎは、固溶強化によって、心材アルミニウム合金板の強度を高める効果がある。ただし、Ｚｎは母相の電位を卑にして優先的に腐食する作用があるため、心材へのＺｎの含有量が多いと、優先腐食層として設けられた犠牲防食材と心材の電位差が小さくなり、耐食性が劣化する。従って、Ｚｎ含有量はこの効果を発揮させたい場合には、Ｚｎ：０．２〜１．０％の範囲で選択的に含有させる。
Ｚｎは、固溶強化によって、心材アルミニウム合金板の強度を高める効果がある。ただし、Ｚｎは母相の電位を卑にして優先的に腐食する作用があるため、心材へのＺｎの含有量が多いと、優先腐食層として設けられた犠牲防食材と心材の電位差が小さくなり、耐食性が劣化する。従って、Ｚｎ含有量はこの効果を発揮させたい場合には、Ｚｎ：０．２〜１．０％の範囲で選択的に含有させる。
（ろう材合金）
心材アルミニウム合金板２にクラッドされるろう材合金４は、従来から汎用されているＪＩＳ４０４３、４０４５、４０４７などの４０００系のＡｌ−Ｓｉ系合金ろう材など公知のろう材アルミニウム合金が使用できる。ろう材合金は、一方の面にアルミニウム合金犠牲防食材（板）３と、他面にアルミニウム合金ろう付け材（板）４とをクラッドしたブレージングシートとして構成される。
心材アルミニウム合金板２にクラッドされるろう材合金４は、従来から汎用されているＪＩＳ４０４３、４０４５、４０４７などの４０００系のＡｌ−Ｓｉ系合金ろう材など公知のろう材アルミニウム合金が使用できる。ろう材合金は、一方の面にアルミニウム合金犠牲防食材（板）３と、他面にアルミニウム合金ろう付け材（板）４とをクラッドしたブレージングシートとして構成される。
（犠牲防食材）
心材アルミニウム合金板２にクラッドされる犠牲防食材合金３は、従来から汎用されているＡｌ−１質量％Ｚｎ組成のＪＩＳ７０７２などの７０００系アルミニウム合金等、Ｚｎを含む公知の犠牲防食材アルミニウム合金が使用できる。このような犠牲防食材は、冷却水がチューブ内面側に存在する自動車用熱交換器では必須となる。即ち、前記した冷却水が存在するチューブ内面側の腐食性に対する防食、耐蝕性確保のためには必須となる。
心材アルミニウム合金板２にクラッドされる犠牲防食材合金３は、従来から汎用されているＡｌ−１質量％Ｚｎ組成のＪＩＳ７０７２などの７０００系アルミニウム合金等、Ｚｎを含む公知の犠牲防食材アルミニウム合金が使用できる。このような犠牲防食材は、冷却水がチューブ内面側に存在する自動車用熱交換器では必須となる。即ち、前記した冷却水が存在するチューブ内面側の腐食性に対する防食、耐蝕性確保のためには必須となる。
以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明する。表１に示すＡ〜Ｔの組成の３０００系アルミニウム合金心材２を有する積層板（ブレージングシート）１を作成して、心材２部分の組織を調査した。更に、この積層板１を、ろう付け処理を模擬して、１０％の予ひずみを付与後に、６００℃の温度に３分間保持する、ろう付け相当の加熱処理を実施した後、平均冷却速度１００℃／分で室温まで冷却し、このろう付け相当加熱後の積層板の心材部分の組織を調査した。これらの結果を表２に示す。また、このろう付け相当加熱後の積層板の機械的な特性と、耐エロージョン性を測定、評価した。これらの結果も表２に示す。
（積層板の製造）
積層板の製造は以下の通りとした。表１に示すＡ〜Ｔの組成の３０００系アルミニウム合金組成を溶解、鋳造してアルミニウム合金心材鋳塊を製造とした。発明例は、この心材鋳塊のみを、表２に示す温度条件にて共通して１０時間保持する１回目の均熱処理を行った。その後、犠牲防食材およびろう付け材を積層した後で、再加熱して２回目の均熱処理（共通して３時間保持）を行った。表２に示している「１回目の均熱処理温度」は心材鋳塊のみの均熱処理温度であり、「２回目の均熱処理温度」は積層板（積層鋳塊）の均熱処理温度である。
積層板の製造は以下の通りとした。表１に示すＡ〜Ｔの組成の３０００系アルミニウム合金組成を溶解、鋳造してアルミニウム合金心材鋳塊を製造とした。発明例は、この心材鋳塊のみを、表２に示す温度条件にて共通して１０時間保持する１回目の均熱処理を行った。その後、犠牲防食材およびろう付け材を積層した後で、再加熱して２回目の均熱処理（共通して３時間保持）を行った。表２に示している「１回目の均熱処理温度」は心材鋳塊のみの均熱処理温度であり、「２回目の均熱処理温度」は積層板（積層鋳塊）の均熱処理温度である。
前記心材鋳塊２への積層は、心材鋳塊２の一方の面にＡｌ−１質量％Ｚｎ組成からなるＪＩＳ７０７２アルミニウム合金板を犠牲防食材として、他面にＡｌ−１０質量％Ｓｉ組成からなるＪＩＳ４０４５アルミニウム合金板をろう付け材として、各々クラッドした。そして、前記２回目の均熱処理温度にて熱間圧延を開始した。この際、前記２回目の均熱処理終了後から熱延を開始するまでの時間を３０分と一定とした。
そして更に、熱延後の板を冷間圧延前に、バッチ焼鈍炉あるいは連続焼鈍炉にて、表２に示す温度、時間条件で荒鈍を行った。前記バッチ焼鈍における昇温、降温速度は、ともに４０℃／ｈｒと各例とも同じとした。また、前記連続焼鈍における昇温、降温速度も、ともに４０℃／ｓと各例とも同じとした。ちなみに、冷間圧延途中の焼鈍は行わずに、冷間圧延後に、各例とも共通して２５０℃×２時間の仕上げ焼鈍を行い、０．１７ｍｍ厚のＨ２４調質材としての積層板（ブレージングシート）を作製した。ここで、心材アルミニウム合金板の板厚は０．１１ｍｍに薄肉化されていた。
各例とも共通して、積層板（ブレージングシート）は、心材アルミニウム合金板の板厚が０．１１ｍｍであり、この心材の各々の面に、それぞれ積層されたろう材、犠牲防食材ともに、その厚さは２５〜３５μｍの範囲であった。
（組織）
前記した測定方法を各々用いて、上記冷延クラッド板である積層板の心材部分と、上記加熱後の各積層板の心材部分との組織を観察した。具体的には、積層板の心材部分の、圧延方向の縦断面における圧延方向の平均結晶粒径（μｍ）を前記した測定方法で測定した。ここで、素材であるろう付け相当加熱前の積層板の心材アルミニウム合金板の平均結晶粒径は、表２に示していないが、合金組成や製造条件によって、加工組織のままや再結晶組織となっているものなど様々であり、加工組織に関しては平均粒径が評価できないものもあり、さらに、表２に示す、ろう付け相当加熱後の積層板における心材アルミニウム合金板の平均結晶粒径とは対応関係が認められなかった。
前記した測定方法を各々用いて、上記冷延クラッド板である積層板の心材部分と、上記加熱後の各積層板の心材部分との組織を観察した。具体的には、積層板の心材部分の、圧延方向の縦断面における圧延方向の平均結晶粒径（μｍ）を前記した測定方法で測定した。ここで、素材であるろう付け相当加熱前の積層板の心材アルミニウム合金板の平均結晶粒径は、表２に示していないが、合金組成や製造条件によって、加工組織のままや再結晶組織となっているものなど様々であり、加工組織に関しては平均粒径が評価できないものもあり、さらに、表２に示す、ろう付け相当加熱後の積層板における心材アルミニウム合金板の平均結晶粒径とは対応関係が認められなかった。
更に、前記積層板の圧延面板厚中心部で観察される、この心材アルミニウム合金板の圧延面板厚中心部で観察される円相当直径が０．５μｍ以下のＡｌ−Ｍｎ−Ｓｉ系分散粒子の平均Ｍｎ／Ｓｉ組成比（質量％換算）を各々測定した。また、前記円相当直径が０．５μｍ以下のＡｌ−Ｍｎ−Ｓｉ系分散粒子のうち、Ｍｎ／Ｓｉ組成比（質量％換算）が２．５０以上のＡｌ−Ｍｎ−Ｓｉ系分散粒子の体積分率ａと、Ｍｎ／Ｓｉ比（質量％換算）が２．５０未満のＡｌ−Ｍｎ−Ｓｉ系分散粒子との体積分率ｂとの比ａ／ｂを各々測定した。これらの結果も表２に示す。なお、前記した体積分率の比ａ／ｂは、表２ではＭｎ／Ｓｉ組成比が違う分散粒子同士の体積分率の比ａ／ｂと簡略化して表示している。また、これらの各測定は前記した測定方法で行った。
（機械的特性）
上記ろう付け相当加熱後の各積層板の引張り試験を行い、引張強さ（ＭＰａ）を各々測定した。これらの結果を表２に示す。試験条件は、各積層板から圧延方向に対し垂直方向のＪＩＳＺ２２０１の５号試験片（２５ｍｍ×５０mmＧＬ×板厚）を採取し、引張り試験を行った。引張り試験は、ＪＩＳＺ２２４１（１９８０）（金属材料引張り試験方法）に基づき、室温２０℃で試験を行った。また、クロスヘッド速度は、５ｍｍ／分で、試験片が破断するまで一定の速度で行った。
上記ろう付け相当加熱後の各積層板の引張り試験を行い、引張強さ（ＭＰａ）を各々測定した。これらの結果を表２に示す。試験条件は、各積層板から圧延方向に対し垂直方向のＪＩＳＺ２２０１の５号試験片（２５ｍｍ×５０mmＧＬ×板厚）を採取し、引張り試験を行った。引張り試験は、ＪＩＳＺ２２４１（１９８０）（金属材料引張り試験方法）に基づき、室温２０℃で試験を行った。また、クロスヘッド速度は、５ｍｍ／分で、試験片が破断するまで一定の速度で行った。
（耐エロージョン性）
耐エロージョン性は、エロージョン深さを測定して評価した。前記ろう付け相当加熱前の積層板に、市販の非腐食性フラックスを３〜５ｇ／ｍ２ 塗布し、酸素濃度が２００ｐｐｍ以下の雰囲気中において６００℃で５分以上保持し、ろう付け試験片を作製した。次に、ろう付け相当加熱を施した積層板の圧延方向の縦断面を、機械研磨、電解エッチングによって前処理した後に、１００倍の光学顕微鏡を用いて５視野観察する。その５視野の中で、ろう材の心材への浸入深さ（エロージョン深さ）を測定し、それらの平均値としてエロージョン深さ（μｍ）を求めた。
耐エロージョン性は、エロージョン深さを測定して評価した。前記ろう付け相当加熱前の積層板に、市販の非腐食性フラックスを３〜５ｇ／ｍ２ 塗布し、酸素濃度が２００ｐｐｍ以下の雰囲気中において６００℃で５分以上保持し、ろう付け試験片を作製した。次に、ろう付け相当加熱を施した積層板の圧延方向の縦断面を、機械研磨、電解エッチングによって前処理した後に、１００倍の光学顕微鏡を用いて５視野観察する。その５視野の中で、ろう材の心材への浸入深さ（エロージョン深さ）を測定し、それらの平均値としてエロージョン深さ（μｍ）を求めた。
表１、２に示す通り、発明例１〜１３は、心材アルミニウム合金板（鋳塊）が本発明成分組成範囲内で、かつ、好ましい条件で均熱処理および荒鈍処理を行い、製造している（発明例３は１回の均熱処理のみ）。
このため、発明例１〜１３は、表２に示す通り、積層板（ブレージングシート）の心材アルミニウム合金板は、本発明で規定する範囲内の組織を有する。すなわち、この心材アルミニウム合金板の圧延面板厚中心部で観察される円相当直径が０．５μｍ以下のＡｌ−Ｍｎ−Ｓｉ系分散粒子の平均Ｍｎ／Ｓｉ組成比（質量％換算）が２．５０以上であり、かつ、前記円相当直径が０．５μｍ以下のＡｌ−Ｍｎ−Ｓｉ系分散粒子のうち、Ｍｎ／Ｓｉ組成比（質量％換算）が２．５０以上のＡｌ−Ｍｎ−Ｓｉ系分散粒子の体積分率ａと、Ｍｎ／Ｓｉ比（質量％換算）が２．５０未満のＡｌ−Ｍｎ−Ｓｉ系分散粒子との体積分率ｂとの比ａ／ｂが０．５０以上である。また、前記ろう付け相当加熱後の積層板における心材アルミニウム合金板の圧延方向の縦断面における圧延方向の平均結晶粒径も１２０μｍ以上に粗大化されている。
この結果、発明例１〜１３は、心材が０．１７ｍｍ未満の０．１１ｍｍに薄肉化されても、ろう付け相当加熱後の積層板が、所定の強度を有した上で、耐エロージョン性に優れている。すなわち、より薄肉なブレージングシートにおいても高強度化と耐エロージョン性の向上が可能であることが分かる。
但し、発明例の中でも、心材アルミニウム合金板（鋳塊）のＭｇの含有量が０．８％と比較的高い、表１の合金例Ｊを用いた発明例１１は、試験結果では示していないが、フッ化物系フラックスを用いるノコロックろう付け法を用いた場合には、ろう付け性が著しく低下する。このため、このようなＭｇによってろう付け性が低下するようなろう付け条件による熱交換器向けには、前記した通り、Ｍｇ含有量は０．８％以下に規制することが好ましい。
これに対して、比較例１４〜１８は、心材アルミニウム合金板（鋳塊）が本発明成分組成範囲内（Ｂ）ではあるが、１回の均熱か２回の均熱かは別にして、これら均熱処理温度が４５０℃未満か、荒鈍温度が４５０℃未満となっており、処理温度が低すぎる。また、比較例１７では荒鈍自体が省略されている。
このため、表２に示す通り、比較例１４〜１８の心材アルミニウム合金板の圧延面板厚中心部で観察される円相当直径が０．５μｍ以下のＡｌ−Ｍｎ−Ｓｉ系分散粒子の平均Ｍｎ／Ｓｉ組成比（質量％換算）は２．５０未満となっており、少なすぎる。また、前記円相当直径が０．５μｍ以下のＡｌ−Ｍｎ−Ｓｉ系分散粒子のうち、Ｍｎ／Ｓｉ組成比（質量％換算）が２．５０以上のＡｌ−Ｍｎ−Ｓｉ系分散粒子の体積分率ａと、Ｍｎ／Ｓｉ比（質量％換算）が２．５０未満のＡｌ−Ｍｎ−Ｓｉ系分散粒子との体積分率ｂとの比ａ／ｂも０．５０未満となっており、低すぎる。また、前記ろう付け相当加熱後の積層板における心材アルミニウム合金板の圧延方向の縦断面における圧延方向の平均結晶粒径も１２０μｍ未満と小さすぎる。この結果、表２に示す通り、比較例１４〜１８の前記ろう付け相当加熱後の積層板は、共通して強度が低く、耐エロージョン性が劣っている。
比較例１９〜２６は、心材アルミニウム合金板（鋳塊）が本発明範囲から外れる成分組成Ｍ、Ｎ、Ｏ、Ｐ、Ｑ、Ｒ、Ｓ、Ｔ（表１）を有している。また、１回の均熱か２回の均熱かは別にして、これら均熱処理温度が４５０℃未満で、かつ荒鈍温度も５００℃未満で、いずれも、あるいはいずれかが低すぎる例もある。
このため、やはり心材アルミニウム合金板の圧延面板厚中心部で観察される円相当直径が０．５μｍ以下のＡｌ−Ｍｎ−Ｓｉ系分散粒子の平均Ｍｎ／Ｓｉ組成比（質量％換算）は２．５０未満で少なすぎる。また、前記円相当直径が０．５μｍ以下のＡｌ−Ｍｎ−Ｓｉ系分散粒子のうち、Ｍｎ／Ｓｉ組成比（質量％換算）が２．５０以上のＡｌ−Ｍｎ−Ｓｉ系分散粒子の体積分率ａと、Ｍｎ／Ｓｉ比（質量％換算）が２．５０未満のＡｌ−Ｍｎ−Ｓｉ系分散粒子との体積分率ｂとの比ａ／ｂも０．５０未満で低すぎる。また、前記ろう付け相当加熱後の積層板における心材アルミニウム合金板の圧延方向の縦断面における圧延方向の平均結晶粒径も１２０μｍ未満と小さすぎる。この結果、表２に示す通り、これら比較例の前記ろう付け相当加熱後の積層板は強度が低く、耐エロージョン性が劣っている。
比較例１９は、表1の合金略号Ｍのように、Ｓｉ量が少なすぎる。
比較例２０は、表1の合金略号Ｎのように、Ｃｕ量が少なすぎる。
比較例２１は、表1の合金略号Ｏのように、Ｍｎ量が少なすぎる。
比較例２２は、表1の合金略号Ｐのように、Ｆｅ量が多すぎる。
比較例２３は、表1の合金略号Ｑのように、Ｔｉ量が少なすぎる。
比較例２４、２５は、表1の合金略号Ｒ、Ｓのように、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｎｉを含有していない。
比較例２６は、表1の合金略号Ｔのように、Ｚｎ量が多すぎる。
比較例２０は、表1の合金略号Ｎのように、Ｃｕ量が少なすぎる。
比較例２１は、表1の合金略号Ｏのように、Ｍｎ量が少なすぎる。
比較例２２は、表1の合金略号Ｐのように、Ｆｅ量が多すぎる。
比較例２３は、表1の合金略号Ｑのように、Ｔｉ量が少なすぎる。
比較例２４、２５は、表1の合金略号Ｒ、Ｓのように、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｎｉを含有していない。
比較例２６は、表1の合金略号Ｔのように、Ｚｎ量が多すぎる。
したがって、以上の実施例の結果から、心材ひいては積層板の強度と耐エロージョン性とを向上させる本発明各要件の持つ臨界的な意義乃至効果が裏付けられる。すなわち、心材組織中に存在する分散粒子の平均数密度を制御することに加えて、分散粒子のうちのＡｌ−Ｍｎ−Ｓｉ系分散粒子の組成を、Ｓｉ含有量が少ないα型分散粒子を多くして、Ｓｉ含有量が多いβ型分散粒子を少なくする意義が裏付けられる。このように分散粒子組成を制御して、固溶Ｓｉ量を多くすることで、心材ひいては積層板の強度と耐エロージョン性とを向上させることができる。したがって、熱交換器用積層板あるいはろう付け加熱後の積層板としての、機械的な特性に優れるための、本発明各要件の持つ臨界的な意義乃至効果が裏付けられる。
本発明によれば、心材が０．２ｍｍ未満薄肉化されたブレージングシートにおいても、高強度化と耐エロージョン性の向上が可能である。したがって、アルミニウム合金ラジエータチューブなどのろう付け相当加熱後の積層板や、アルミニウム合金ブレージングシートなどの積層板の薄肉化が可能な、高強度化と耐エロージョン性とを向上させたアルミニウム合金積層板やろう付け相当加熱後の積層板を提供できる。このため、本発明は、ラジエータチューブの薄肉化とともに、疲労特性に優れることが求められる、自動車用などのアルミニウム合金製熱交換器に用いられて好適である。
１：熱交換器用アルミニウム合金積層板、２：心材、３：皮材、４：ろう材、１０：ラジエータ（熱交換器）、１１：チューブ（積層部材）、１２：放熱フィン、１３：ヘッダ
Claims (6)
- 少なくとも心材アルミニウム合金板とアルミニウム合金犠牲防食材とをクラッドし、ろう付けによって熱交換器とされるアルミニウム合金積層板であって、前記心材アルミニウム合金板が、質量％で、Ｍｎ：０．５〜１．８％、Ｓｉ：０．４〜１．５％、Ｃｕ：０．０５〜１．２％、Ｔｉ：０．０３〜０．３％を各々含有するとともに、Ｆｅ：１．０％以下（０％を含む）に規制し、更に、Ｃｒ：０．０２〜０．４％、Ｚｒ：０．０２〜０．４％、Ｎｉ：０．０２〜０．４％のうちの１種または２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アルミニウム合金組成を有し、この心材アルミニウム合金板の圧延面板厚中心部で観察される円相当直径が０．５μｍ以下の分散粒子の平均数密度が１０個/μｍ３以上２５個/μｍ３以下であり、かつ、前記円相当直径が０．５μｍ以下の分散粒子に含まれるＡｌ−Ｍｎ−Ｓｉ系分散粒子の平均Ｍｎ／Ｓｉ組成比（質量％換算）が２．５０以上であり、かつ、前記円相当直径が０．５μｍ以下のＡｌ−Ｍｎ−Ｓｉ系分散粒子のうち、Ｍｎ／Ｓｉ組成比（質量％換算）が２．５０以上のＡｌ−Ｍｎ−Ｓｉ系分散粒子の体積分率ａと、Ｍｎ／Ｓｉ比（質量％換算）が２．５０未満のＡｌ−Ｍｎ−Ｓｉ系分散粒子との体積分率ｂとの比ａ／ｂが０．５０以上であることを特徴とするアルミニウム合金積層板。
- 前記積層板における心材アルミニウム合金板が、更に、Ｚｎ：０．２〜１．０％を含有する、請求項１に記載の強度と耐エロージョン性に優れたアルミニウム合金積層板。
- 前記積層板における心材アルミニウム合金板が、更に、Ｍｇを０．８％以下（０％を含む）に規制した、請求項１または２に記載の強度と耐エロージョン性に優れたアルミニウム合金積層板。
- 前記積層板における心材アルミニウム合金板の板厚が０．１７ｍｍ未満の薄肉である請求項１乃至３のいずれか１項に記載の強度と耐エロージョン性に優れたアルミニウム合金積層板。
- 前記積層板の板厚が０．２ｍｍ未満の薄肉である請求項１乃至４のいずれか１項に記載の強度と耐エロージョン性に優れたアルミニウム合金積層板。
- 前記アルミニウム合金積層板が、ろう付けに相当する加熱処理を受けた後でも、あるいはろう付けによって熱交換器とされた後でも、前記心材アルミニウム合金板の板厚中心部で観察される円相当直径が０．５μｍ以下の分散粒子の平均数密度が５個/μｍ３以上２０個/μｍ３以下であり、かつ、前記円相当直径が０．５μｍ以下の分散粒子に含まれるＡｌ−Ｍｎ−Ｓｉ系分散粒子の平均Ｍｎ／Ｓｉ組成比（質量％換算）が２．５０以上であり、かつ、前記円相当直径が０．５μｍ以下のＡｌ−Ｍｎ−Ｓｉ系分散粒子のうち、Ｍｎ／Ｓｉ組成比（質量％換算）が２．５０以上のＡｌ−Ｍｎ−Ｓｉ系分散粒子の体積分率ａと、Ｍｎ／Ｓｉ比（質量％換算）が２．５０未満のＡｌ−Ｍｎ−Ｓｉ系分散粒子との体積分率ｂとの比ａ／ｂが０．５０以上である組織を有する請求項１乃至５のいずれか１項に記載の強度と耐エロージョン性に優れたアルミニウム合金積層板。
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