JP6039351B2

JP6039351B2 - 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

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Publication number: JP6039351B2
Application number: JP2012226495A
Authority: JP
Inventors: 安藤　誠; 誠安藤; 敦志福元; 新倉　昭男; 昭男新倉
Original assignee: UACJ Corp
Current assignee: UACJ Corp
Priority date: 2012-10-12
Filing date: 2012-10-12
Publication date: 2016-12-07
Anticipated expiration: 2032-10-12
Also published as: JP2014077179A

Description

本発明は、輸送機器、特に、自動車用熱交換器等に使用されるアルミニウム合金ブレージングシートに関し、好適には高温圧縮空気や冷媒の通路構成材として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。

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流路形成部品用の材料として、アルミニウム合金からなる心材と、この心材にろう材や犠牲陽極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が使用されている。具体的には、ＪＩＳ３００３合金に代表されるＡｌ−Ｍｎ系合金等を心材とし、一方の面にＡｌ−Ｓｉ系合金等のろう材、又は、Ａｌ−Ｚｎ系合金等の犠牲陽極材をクラッドした２層クラッド材や、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すると共に、大気側にＡｌ−Ｓｉ系合金などのろう材をクラッドした３層クラッド材が使用されている。

熱交換器は通常、このようなクラッド材とコルゲート成形したフィンとを組み合わせ、６００℃程度の温度でろう付することによって接合される。熱交換器として自動車に搭載された後、この流路形成部品が破壊し貫通すると、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。

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、これに伴い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。

例えば、輸送機器用のラジエータやヒータを構成する熱交換器のチューブ材として広く使用されている、上記のＪＩＳ３００３合金に代表されるＡｌ−Ｍｎ系合金などの心材とする２層又は３層のチューブ材についてみると、そのろう付け後強度は１１０ＭＰａ程度と強度的に不十分であり、その改善が求められている。

ここで、ブレージングシートの高強度化の手段としては、心材の高強度化が有効であり、その方法としてＭｇ添加による時効硬化による強化法が提案されている。これは、心材にＭｇを添加することで、ろう付後に、心材に添加されているＳｉやろう付時にろう材から拡散するＳｉと共に金属間化合物（Ｍｇ_２Ｓｉ）を形成させ（時効硬化）、これにより心材の高強度化を実現するものである。

この心材のＭｇ添加による心材の強化法について、例えば特許文献１では、心材に０．８％以下のＭｇを添加し、ろう付後に自然時効又は１００〜２５０℃にて人工時効することにより、高い強度が得られるとしている。また、特許文献２では、心材に０．０５〜０．６％のＭｇを添加し、ろう付後に人工時効するか、又は輸送機器に搭載され走行するときの温度が１２０℃以上２００℃以下の場合はそれによって時効硬化し、高い強度が得られるとしている。

特表２００２−５１３０８５号公報特開２０１１−０４２８２３号公報

しかしながら、本発明者等によると、上記心材へのＭｇ添加がなされた従来のブレージングシートを使用した場合、一般的なろう付の加熱時間では、時効硬化による強度上昇作用が十分に発揮されないことがあるという問題がある。このろう付の加熱時間に関して、熱交換器製造においては６００℃での保持時間を３分程度に設定されるのが一般的であるが、この加熱時間で時効硬化が不十分となることが多い。そして、近年では熱交換器の生産を高効率化するため、ろう付の加熱処理を従来よりも更に短時間で行う技術開発が進んでいる。かかる背景を鑑みると、一般的なろう付加熱時間の場合はもちろんであるが、ろう付の加熱時間を短時間としても時効硬化による心材の強度上昇効果が十分に発揮されるブレージングシートが要求される。

そこで本発明は、良好なろう付性を有すると共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を提供することを目的とする。また、必要に応じて耐食性も良好なアルミニウム合金ブレージングシートも提供する。特に、自動車等の輸送機器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、及び、その製造方法の提供を目的とする。

本発明者等は上記課題について検討を行い、Ｍｇを添加したアルミニウム合金からなる心材を適用する従来のブレージングシートについて、時効硬化が十分に生じない要因について検討した。その結果、ろう付処理の加熱時におけるマトリックスへのＭｇの固溶が不十分であることが時効硬化に不足が生じる要因とした。時効硬化のための析出物の生成には、その前段階として析出物の構成元素であるＭｇが合金マトリックスに固溶していることが必要となる。ここで、Ｍｇが添加されたアルミニウム合金からなる心材は、ろう付前においてＭｇを含む金属間化合物が析出・分散した状態にある。そして、このアルミニウム合金においては、ろう付処理の加熱によりＭｇを含む金属間化合物からＭｇを固溶させている。従来のブレージングシートにおいて、ろう付処理の加熱時間が短い場合に時効硬化が不十分となってしまうのは、加熱中にＭｇが完全に固溶できなかったためと考えられる。

従って、心材となるアルミニウム合金に十分に時効硬化を発現させるためには、短い加熱時間であっても金属間化合物中のＭｇを固溶させることが必要である。そこで、本発明者等は、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であって特定の金属組織を有するものを供えるブレージングシートがこの目的に適合することを見出し、本発明を完成するに至った。

即ち、本発明は、アルミニウム合金からなる心材と、前記心材の少なくとも一方の面にクラッドされたＡｌ−Ｓｉ系合金からなる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、前記心材は、Ｓｉ：０．３〜１．５ｍａｓｓ％、Ｆｅ：０．０５〜１．０ｍａｓｓ％、Ｍｇ：０．０５〜０．６ｍａｓｓ％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、前記ろう材は、Ｓｉ：２．５〜１３．０ｍａｓｓ％、Ｆｅ０．０５〜２．０ｍａｓｓ％を含有し、残部Ａｌ及び不可避的不純物からなるアルミニウム合金であり、前記心材は、ろう付前の任意断面において、Ｍｇを含有する金属間化合物であって面積が０．１μｍ^２以上ものを測定した際、その平均の面積が１μｍ^２以下であり、かつ、その数密度が１個／μｍ^２以下であ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である。

以下、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詳細に説明する。尚、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る。

上記の通り、本発明に係るアルミニウム合金ブレージングシートは、所定組成のアルミニウム合金からなる心材に、所定組成のアルミニウム合金からなるろう材がクラッドされたものである。また、心材には必要に応じて犠牲陽極材がクラッドされる。以下の説明では、これら各構成について説明する。また、本願明細書において合金組成について単に「％」とする場合、ｍａｓｓ％（質量％）を意味する。

Ａ．心材
心材は、Ｓｉ：０．３〜１．５ｍａｓｓ％、Ｆｅ：０．０５〜１．０ｍａｓｓ％、Ｍｇ：０．０５〜０．６ｍａｓｓ％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る。そして、このアルミニウム合金は、ろう付前の金属組織について特徴を有し、Ｍｇを含む金属間化合物の状態が特定されたものである。

Ｓｉは、アルミニウム母相中に固溶して固溶強化により強度を向上させる他、ろう付後に人工時効を施すと、Ｍｇとともに時効析出物を形成し、強度を向上させる。Ｓｉの含有量は、０．３〜１．５ｍａｓｓ％である。含有量が０．１％未満ではその効果が十分でなく、１．５％を超えると心材の融点が低下して、ろう付時にろうによる心材の侵食が発生する。Ｓｉの好ましい含有量は、０．３〜１．０％である。

Ｆｅは、再結晶核となり得るサイズの化合物を形成し易い。ろう付後の結晶粒径を粗大にして、ろう付時のろうによる心材の侵食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、心材へのろうの侵食が生じる。Ｆｅの好ましい含有量は、０．１〜０．７％である。

Ｍｇは、アルミニウム母相中に固溶して固溶強化により強度を向上させる他、ろう付後に人工時効を施すと、ＳｉやＣｕとともに時効析出物を形成し、強度を向上させる。Ｍｇの含有量は、０．０５〜０．６％がである。含有量が０．０５％未満ではその効果が十分でなく、０．６％を超えるとろう付が困難となる場合がある。Ｍｇの好ましい含有量は、０．１５〜０．４％である。

心材は、上記の必須構成元素に加えて、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｃｒ、Ｖから成る群から選択される１種以上を含有しても良い。

Ｍｎは、ＳｉとともにＡｌ−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、また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ので、添加するのが好ましい。Ｍｎの含有量は、０．０５〜２．０％である。含有量が０．０５％未満ではその効果が十分に得られない場合があり、２．０％を超えると鋳造時に巨大化合物が形成され易くなり、塑性加工性を低下させる。Ｍｎのより好ましい含有量は、０．１〜１．８％である。

Ｃｕは、固溶強化により強度を向上させ、またろう付後に人工時効を施すと、ＳｉやＭｇとともに時効析出物を形成し、時効による強度向上を促進させるので、添加するのが好ましい。Ｃｕの含有量は、０．０５〜２．０％である。含有量が０．０５％未満ではその効果が十分に得られない場合があり、２．０％を超えるとアルミニウム合金が鋳造時に割れを発生する可能性が高くなる。Ｃｕのより好ましい含有量は、０．３〜１．５％である。

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十分に得られない場合があり、０．３％を超えると巨大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。

Ｚｒは、固溶強化により強度を向上させ、またＡｌ−Ｚｒ系の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十分に得られない場合があり、０．３％を超えると巨大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。

Ｃｒは、固溶強化により強度を向上させ、またＡｌ−Ｃｒ系の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十分に得られない場合があり、０．３％を超えると巨大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。

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％未満ではその効果が十分に得られない場合があり、０．３％を超えると巨大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Ｍｎ、Ｃｕ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｃｒ、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。

以上説明したアルミニウム合金からなる心材は、その材料組織においても特徴を有する。この金属組織は、ろう付前の任意断面において、Ｍｇを含有する金属間化合物であって面積が０．１μｍ^２以上ものを測定した際、その平均の面積が１μｍ^２以下であり、かつ、その数密度が１個／μｍ^２以下となっているものである。そこで、次に、この金属組織について詳細に説明する。

ろう付前のブレージングシートの心材において、ＭｇはＳｉやＣｕと共に金属間化合物の状態で存在している。このＭｇを含む金属間化合物は、製造工程中の入熱により生成するものである。本発明のブレージングシートではろう付時に心材中のＭｇを溶体化し、その後に人工時効を施すことにより、ＭｇをＳｉやＣｕと共に時効析出物を形成させて高い強度を得ること意図する。

ここで、ろう付処理の加熱時間が短い場合（上記のように、通常は６００℃で３分程度である）、溶体化処理の時間としては短時間であるため、上記Ｍｇを含む金属間化合物が粗大であると、ろう付の過程で十分に溶体化されない。その場合、ろう付後に人工時効処理を施しても、時効硬化は効果的に生じず、十分な効果を得ることができない。

そこで、本発明では、ろう付前の金属組織として粗大なＭｇを含む金属間化合物を規制する。即ち、ろう付前の心材の任意断面において、Ｍｇを含有する金属間化合物であって面積が０．１μｍ^２以上ものを測定した際、その平均の面積が１μｍ^２以下であり、かつ、その数密度が１個／μｍ^２以下である場合は、Ｍｇがろう付によって十分に溶体化され、ろう付の後の人工時効によって十分な強度を得ることができる。他方、ろう付前の心材の任意断面において、Ｍｇを含有する金属間化合物であって面積が０．１μｍ^２以上ものを測定した際、その平均の面積が１μｍ^２より大きい場合、又は、その数密度が１個／μｍ^２より大きい場合は、ろう付時にＭｇが十分に溶体化されず、ろう付後に人工時効を施しても十分な強度を得ることができない。

尚、面積が０．１μｍ^２未満のＭｇを含む金属間化合物は、ろう付時に固溶するため、存在していても悪影響を及ぼさない。また、Ｍｇを含む化合物について、面積が１μｍ^２以上であるものは全て規制されるべきであるが、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、面積が１００μｍ^２を超えるＭｇを含む金属間化合物が生成する可能性は極めて低い。

Ｂ．ろう材
本発明に係るアルミニウム合金ブレージングシートは、心材の少なくとも一方の面にろう材がクラッドされる。このろう材は、Ｓｉ：２．５〜１３．０ｍａｓｓ％、Ｆｅ０．０５〜２．０ｍａｓｓ％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る。ろう材であるアルミニウム合金についての必須添加元素は、Ｓｉ、Ｆｅである。

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おそれがある。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。

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％である。

また、ろう材は、任意の添加元素として、Ｚｎ、Ｃｕ、Ｍｎ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｃｒ、Ｖ、Ｎａ、Ｓｒを含むことができる。

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ので含有させるのが好ましい。Ｚｎの含有量は、０．３〜８．０％が好ましい。０．３％未満ではその効果が十分に得られない場合があり、８．０％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。

Ｃｕは、固溶強化により強度を向上させる。Ｃｕ含有量は、０．０５〜２．０％とするのが好ましい。０．０５％未満ではその効果が十分に得られない場合があり、２．０％を超えると鋳造時におけるアルミニウム合金の割れ発生の可能性が高くなる。Ｃｕ含有量は、より好ましくは０．３〜１．５％である。尚、ろう材がＺｎを含有する場合は、Ｃｕはろう材の電位を貴にさせ、犠牲防食効果を失わせてしまうため、含有量は０．０５〜０．５％とするのが好ましい。

ＮａとＳｒは、Ａｌ−Ｓｉ系ろう材に添加することにより、Ａｌ−Ｓｉ系ろう材中のＳｉ粒子のサイズを細かく均一に分散させて、粗大なＳｉ粒子の発生を制御し、心材やフィンとの接合部の局部溶融やエロージョンを抑制させるので含有させるのが好ましい。Ｎａ又はＳｒの含有量は０．００１〜０．０５％とするのが好ましい。ＮａやＳｒの０．００１％未満ではその効果が十分に得られない場合がある。一方、ＮａとＳｒはアルミニウムの酸化を促進させるため、０．０５％を超えるとろう付時にろうの酸化が進み、ろうの流動性やろう付性を低下させてしまう。Ｎａ又はＳｒの含有量は、より好ましくは０．００５〜０．０２％である。

これら、Ｚｎ、Ｃｕ、Ｍｎ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｃｒ、Ｖ、Ｎａ及びＳｒは、ろう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。尚、ろう材は心材の少なくとも一方の面にクラッドされる。

Ｃ．犠牲陽極材
本発明に係るアルミニウム合金ブレージングシートは、心材の一方の面にろう材がクラッドされ、他方の面にアルミニウム合金からなる犠牲陽極材をクラッドしたものも適用できる。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。この犠牲陽極材は、Ｚｎ：０．３〜８．０ｍａｓｓ％、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る。犠牲陽極材であるアルミニウム合金についての必須添加元素は、Ｚｎ、Ｓｉ、Ｆｅ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、０．３〜８．０％である。含有量が０．３％未満ではその効果が十分ではなく、８．０％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、０．５〜６．０％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Ｍｇ_２Ｓｉ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。

犠牲陽極材は、上記の必須構成元素に加えて、Ｍｎ、Ｍｇ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｃｒ、Ｖから成る群から選択される１種以上を含有しても良い。

Ｍｎは、ＳｉとともにＡｌ−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、また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ので、含有させるのが好ましい。Ｍｎの含有量は、０．０５〜２．０％が好ましい。２．０％を超えると鋳造時に巨大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、その効果が十分に得られない場合がある。Ｍｎのより好ましい含有量は、０．０５〜１．５％である。

Ｍｇは、Ｍｇ_２Ｓｉ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十分に得られない場合があり、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。尚、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。

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、その効果が十分に得られない場合があり、０．３％を超えると巨大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。

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十分に得られない場合があり、０．３％を超えると巨大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。

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。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。尚、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。

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。

本発明のアルミニウム合金ブレージングシートの製造工程は、心材、及び、皮材であるろう材、犠牲陽極材となる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皮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圧延するクラッド熱延工程と、クラッド熱延後に冷間圧延する冷延工程と、冷延工程の途中又は後に１回以上の焼鈍を施す焼鈍工程とを含むものである。尚、皮材は、合わせ工程において、心材の片面のみ又は両面にろう材を合わせても良いし、心材の片面にろう材、もう一方の面に犠牲陽極材を合わせても良い。また、ろう材又は犠牲陽極材皮材を合わせる際、それらを所定の厚さにする方法について特に制限は無いが、通常は鋳塊を４００℃〜５５０℃程度で熱間圧延することにより行われる。

そして、既に述べたように、本発明のアルミニウム合金ブレージングシートは、ろう付前の心材において、Ｍｇを含む化合物の平均面積及び数密度を規定し、粗大な金属間化合物を低減させていることを特徴とする。かかる状態を実現するため、本発明のアルミニウム合金ブレージングシートの製造工程においては、加熱工程及びクラッド熱延工程における材料温度の制御が重要となる。

発明者等は、製造工程における材料温度とＭｇを含む金属間化合物の状態との関係について鋭意研究を行い、その結果、材料温度が３００〜４８０℃のとなっているときにこの金属間化合物が粗大となる傾向があることを見出した。そして、この知見に基づき、上記した製造工程の中で加熱工程、クラッド熱延工程、及び、クラッド熱延工程後における適切な制御範囲を見出した。

即ち、加熱工程においては、加熱温度を４８０〜５５０℃、加熱保持時間を０〜１０時間とする。このようにすることで、もともと心材鋳塊に分布していたＭｇを含む化合物はアルミニウム母相中に固溶し、また、この加熱中は面積が０．１μｍ^２以上のＭｇを含む粗大な化合物は析出しないため、その面積の平均が１μｍ^２以下であり、その数密度が１個／μｍ^２以下の状態を得ることができる。

この加熱温度が４８０℃未満の場合は、加熱中にＭｇを含む粗大な化合物が生成し、その面積及び数密度が大きくなりすぎる場合がある。一方、加熱温度が５５０℃を超える場合は、合わせられたろう材に溶融が生じてしまうおそれがある。また、加熱時間が１０時間を超える場合は、材料の性能の面では問題ないが、加熱時間が長すぎるため製造性を著しく損なってしまう。尚、加熱温度は、より好ましくは５００〜５５０℃である。

そして、クラッド熱延中は熱延によるひずみの導入による析出が誘起され、Ｍｇを含む粗大な化合物がより生成しやすいため、より厳密な温度制御が必要である。本発明に係る製造方法では、熱延開始時の合わせ材温度を４８０〜５５０℃とし、クラッド熱延時に合わせ材の温度が３００〜４８０℃となっている時間を３０分以下とする。これにより、面積が０．１μｍ^２以上であるＭｇを含む化合物を測定したとき面積の平均が１μｍ^２以下であり、その数密度が１個／μｍ^２以下である状態を得ることができる。

クラッド熱延開始時の合わせ材温度が４８０℃未満の場合は、加熱中にＭｇを含む粗大な化合物が生成し、その面積及び数密度が大きくなりすぎる場合がある。一方、熱延開始時の合わせ材温度が５５０℃を超える場合は、合わせられたろう材に溶融が生じてしまうおそれがある。また、クラッド熱延時に合わせ材の温度が３００〜４８０℃となっている時間が３０分を超える場合は、クラッド熱延中にＭｇを含む粗大な化合物が生成し、その面積及び数密度が大きくなりすぎる場合がある。クラッド熱延時に合わせ材の温度が３００〜４８０℃となっている時間が短い場合は、材料の性能の面では問題ないが、例えば５分以下にする場合、熱延の１パスにおける圧下率が大きすぎて、材料に割れなどが生じる場合がある。

更に、クラッド熱延後の材料温度は高温となり、Ｍｇを含む化合物の生成が進行するおそれがあるため、熱延後の材料温度を制御することも重要である。そこで、本発明では熱延終了時の材料温度を３２０℃以下とする。熱延後の材料温度が３２０℃以下であれば、熱延後におけるＭｇを含む化合物の生成は起こりにくく、面積が０．１μｍ^２以上であるＭｇを含む化合物を測定したとき、Ｍｇを含む化合物の面積の平均が１μｍ^２以下であり、その数密度が１個／μｍ^２以下である状態を得ることができる。

クラッド熱延後の材料温度が３２０℃を超える場合は、熱延後にＭｇを含む粗大な化合物が生成し、その面積及び数密度が大きくなりすぎる場合がある。熱延後の温度が低い場合は材料の性能の面では問題ないが、通常の熱延設備では１５０℃以下となるよう制御することは困難である。

以上説明したように、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工程では、合わせ工程後の加熱工程、クラッド熱延工程、及び、クラッド熱延工程後において材料温度を制御することを要する。

クラッド熱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。尚、前記中間焼鈍工程おおび仕上げ焼鈍工程には、バッチ式の炉を用いても良いし、連続式の炉を用いても良い。

尚、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工程においては、ろう付前の成形性向上などを目的として、心材の鋳造工程の後に、均質化処理工程を経てもよい。均質化処理は、温度は４８０〜６２０℃、保持時間は１〜２０時間とするのが好ましい。温度が４８０℃未満の場合は、加熱中にＭｇを含む粗大な化合物が生成し、その面積及び数密度が大きくなりすぎる場合がある。温度が６２０℃を超える場合は、心材鋳塊に溶融が生じるおそれがある。保持時間が１時間未満の場合は、均質化処理の効果が十分でなくなる。保持時間が２０時間以上の場合は、時間が長すぎるため製造製を著しく損なってしまう。

また、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、輸送機器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。

ここで、本発明に係るアルミニウム合金ブレージングシートに関し、そのろう付け接合の方法について説明する。このろう付け接合の工程について、一般的なろう付の条件は、６００℃付近で３〜５分程度保持を行うのが通常である。図１は、このろう付時の温度チャートを模式的に示したものであるが、前記の６００℃付近で３〜５分程度保持というろう付条件に対しては、５８０℃以上に保持される時間が１２分よりも長くなるのが一般的な温度制御の方法である。

本発明のアルミニウム合金ブレージングシートでは、ろう付が短時間である場合、具体的にはろう付中に５８０℃以上に保持される時間が１２分以下の場合に発明の効果を最大限に発揮することができる。このように５８０℃以上に保持される時間を従来よりも短くした場合、従来のアルミニウム合金ブレージングシートでは、ろう付前の心材におけるＭｇを含む化合物の面積及び数密度が大きいため、ろう付時のＭｇの溶体化が不十分となり、その後に時効処理を施しても耐クリープ性を得ることが困難であった。これに対し、本発明のアルミニウム合金ブレージングシートでは、ＭｇとＳｉを含む化合物の面積及び数密度を小さくしているため、ろう付が短時間であってもＭｇが十分に溶体化され、その後の時効処理によって優れた耐クリープ性を得ることができる。

勿論、本発明のアルミニウム合金ブレージングシートについて長時間のろう付を行っても、従来技術と同等かそれ以上の耐クリープ性を得ることができる。但し、ろう付け時間の短時間化とろう付け後の耐クリープ性の確保とを両立させ、本発明の効果を最大限に発揮するためのろう付条件としては、ろう付中に５８０℃以上に保持される時間を１２分以下とする。より好ましくは、５分以下である。

尚、ろう付において到達する材料温度は、５８０〜６２０℃である。５８０℃より低いと流動するろうの量が不十分のためろう付不良が生じる場合があり、６２０℃より高いと心材やフィンがろうによって侵食されるおそれがある。また、加熱後の冷却は、３００℃までの冷却速度が３０℃/ｍｉｎ以上であることが好ましい。３００℃までの冷却速度が３０℃/ｍｉｎ未満の場合は、冷却中にＭｇとＳｉを含む化合物の析出が生じ、その後人工時効処理を施しても十分な耐クリープ性を得られない場合がある。３００℃までの冷却速度は、より好ましくは５０℃/ｍｉｎ以上である。

次に、ろう付後の人工時効処理について説明する。既に述べたように、本発明のアルミニウム合金ブレージングシートは、ろう付によってＭｇがアルミニウム母相中に固溶するため、その後人工時効することによりＭｇがＳｉやＣｕと共に時効析出物となって時効硬化が生じ、耐クリープ性を向上させることができる。時効析出物は、微細で高密度であるほどその効果が大きく、時効の温度が低いほど形成される時効析出物は高密微細となる。但し、時効の温度が低すぎると、時効析出物の形成される速度が遅く、十分な耐クリープ性を得るには長時間を要してしまう。

人工時効処理の条件は、温度は１６０〜１８０℃、時間は１分〜１０時間である。温度が１６０℃未満の場合は、時効析出物の形成される速度が遅く、工業的に現実的な時間では十分な耐クリープ性を得ることができない。温度が１８０℃を超える場合は、時効析出物が粗大となり、十分な耐クリープ性を得ることができない。時間が１分未満の場合は、時効析出物を形成するための時間が不十分であり、十分な耐クリープ性を得ることができない。時間が１0時間を超える場合は、熱交換器が輸送機器に積載されて輸送機器が走行する間に受ける熱によって過時効となる場合があり、十分な耐クリープ性を得ることができない場合がある。尚、人工時効処理のより好ましい条件は、温度は１７０〜１８０℃、時間は１時間〜５時間である。

本発明のアルミニウム合金ブレージングシートは、自動車等の輸送機器用熱交換器の構成材料として好適である。ここで、発明者等の検討によると、本発明のアルミニウム合金ブレージングシートを用いた熱交換器は、輸送機器に積載された後に輸送機器が走行する際の温度及び発生ひずみにより、本発明の効果を最大限に発揮することができる。

即ち、本発明のアルミニウム合金ブレージングシートは、ろう付後の熱交換器における流路形成部品人工時効されることによって優れた耐クリープ性を得ることができるのは上記の通りであるが、更に、輸送機器に積載された後に輸送機器が走行する際、この流路形成部品が適切な温度に晒されるとその間にも時効硬化が生じる。そして、ここに適切なひずみが流路形成部品に発生する場合には、ブレージングシート心材の時効硬化がさらに促進され、より優れた耐久性を得ることができる。

この輸送機器走行時の適切な条件とは、流路形成部品の最高到達温度が８０℃〜１９０℃であり、尚かつ流路形成部品に０．４％以上のひずみが加わることである。

最高到達温度が８０℃未満の場合は、時効硬化がほとんど発生しないため、より優れた耐久性を得ることができない。最高到達温度が１９０℃を超える場合は、輸送機器の走行中にブレージングシート心材が過時効となってしまうため、より優れた耐久性を得ることができない。また、流路形成部品に加わるひずみが０．３５％未満の場合は、輸送機器走行中に生じるブレージングシート心材の時効硬化が、ひずみによって十分に促進されず、より優れた耐久性を得ることができない。流路形成部品の最高到達温度は、より好ましくは１２０〜１８０℃であり、発生ひずみは、より好ましくは０．４０％以上である。

尚、輸送機器が走行する際に発生するひずみの原因としては、例えば、熱交換器の加熱、冷却の繰返しによる。具体例としては、ラジエータのチューブ内部に流入するエンジン冷却水は、最高で１００℃程度の高温となる。すると、チューブは熱膨張により長手方向に伸びようとすることとなる。このとき熱交換器全体の形状はプレートなどにより拘束されているため、チューブの長さは変化できず、その結果、熱膨張分だけチューブに圧縮ひずみがかかることとなる。この圧縮ひずみが時効硬化を促進させることとなる。ただし、輸送機器が走行する際に発生するひずみの原因は上記に限定されるものではなく、例えば、チューブやタンク内の物質による内圧などによって生じる場合もある。

以上説明したように、本発明に係るアルミニウム合金ブレージングシートは、ろう付後に高強度を有するものである。このブレージングシートはフィン接合率、耐エロージョン性等、ろう付性に優れる。また、適切な成分のろう材又は犠牲陽極材、或いは、それらを同時に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、特に輸送機器用の熱交換器のチューブ材として好適に用いられる。

ろう付加熱時の温度チャートを模式的に示した図。本実施形態におけるろう付性の評価のための試験片の図。本実施形態における熱交換器における定ひずみ高温疲労試験のための試験コアの図。

以下、本発明例と試験Ｎｏ．に基づいて本発明を更に詳細に説明する。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。尚、心材合金に均質化処理は施していない。

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。尚、皮材２を組み合わせず２層材としたものもある。そして、これらの合わせ材を加熱工程とクラッド熱延工程にかけ、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４に示す。また、クラッド材の構成（心材、皮材１、皮材２の組合せ）を表５に示す。

作製した各クラッド材について、４００℃で５時間保持の中間焼鈍、及び、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。

このブレージングシート試料の製造工程においては製造性を評価している。この評価は、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「○」とした。一方、鋳造における割れ、加熱工程におけるろう材の溶融、クラッド熱延工程における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、冷間圧延中の割れが生じてブレージングシート試料を製造できなかった場合は製造性を「×」と評価した。表５には、この評価結果も示している。

製造したブレージングシート試料について下記の各評価試験に供した。尚、各評価試験について、ろう付後の評価項目におけるろう付条件は、表６の組み合わせから選択した。また、ろう付後に施した人工時効処理の条件は、表７に示す組み合わせから選択した。また、人工時効処理は、ろう付後１０分以内に開始した。

（化合物の面積及び数密度の測定）
各ブレージングシート試料の心材部分についてＬ−ＬＴ面を研磨で面出しし、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１０μｍ×１０μｍの視野を観察し、それぞれの視野において画像解析によって、面積が０．１μｍ^２以上であり、かつ、Ｍｇを含む化合物の平均面積及び数密度を調べた。尚、化合物がＭｇを含んでいるかどうかの同定は、同じ視野をエネルギー分散型Ｘ線分析装置（ＥＤＳ）によって元素マッピングした結果と照らし合わせることにより行った。

（ろう付後における耐クリープ性の評価）
表７から選択した条件でろう付相当の加熱を施したブレージングシート試料に、表８から選択した人工時効処理を施した。このサンプルを温度１５０℃、応力１１０ＭＰａの条件で、ＪＩＳＺ２２７１に従ってクリープ試験に供した。得られた結果から、クリープ試験開始から破断に至るまでに要した時間を測定した。その結果、試験開始から破断に至るまでの時間が１００時間以上３００時間未満の場合を合格（○）とし、１００時間未満の場合を不合格（×）とし、３００時間に至るまで破断が生じなかった場合を優秀（◎）とした。

（ろう付性の評価）
ブレージングシート試料の試験面となる面をマスキングし、５０℃のＮａＯＨ溶液に浸漬することにより逆面の皮材を除去した。その後、３００３合金をコルゲート成形し、山数２０を有するフィンとしたものを、ブレージングシート試料のろう材面に配置して図２のように組み合わせた。即ち、ブレージングシート試料とフィンとの接点は４０箇所存在することとなる。これを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。この試料のフィンを剥し、ブレージングシート試料とフィンとの接点の中でフィレットが形成されていたものの数をＮとし、接合率（％）をＮ／４０として求めた。この接合率が９５％以上であり、かつ、ブレージングシート試料の心材もしくは３００３合金フィン材に溶融が生じていない場合をろう付性が合格である（○）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の心材もしくは３００３合金フィン材に溶融が生じた場合をろう付性が不合格（×）であるとした。尚、この評価試験において、ろう材が両面にクラッドされている場合は、皮材１のみを試験面とした。また、皮材２に犠牲陽極材がクラッドされている場合、又は、皮材２がクラッドされていない場合は、皮材２は試験面としなかった。

（腐食深さの測定）
ブレージングシート試料に、表７から選択した条件でろう付相当の加熱を施した後、表８から選択した人工時効処理を施し、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。この評価試験で試験面とは、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。いずれ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。そして、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。また、試験面が犠牲材の場合は、Ｃｌ⁻：５００ｐｐｍ、ＳＯ_４ ^２−：１００ｐｐｍ、Ｃｕ^２＋：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。

（熱交換器における定ひずみ高温疲労試験）
製造した各ブレージングシートを電縫加工により偏平なチューブ状に成形した。その一方で、３００３合金のフィン材をコルゲート成形した。そして、図３に示すように、３本の偏平チューブ１と、２枚のコルゲートフィン２、及び厚さ２ｍｍの２枚の３００３合金板３とを組み合わせた。ここで、２枚の３００３合金板材３の表面同士の長さは１００ｍｍとなるようにした。これを５％のフッ化物フラックス水溶液中に浸漬し、２００℃で乾燥後に表７から選択した条件でノコロックろう付を行なって、試験コア４を作成した。

この試験コア４に、表８から選択した人工時効処理を施し、高温疲労試験機の上下のチャックに厚さ１０ｍｍの２枚の３００３合金板３を挟んで試験を行った。尚、試験時の加熱方法は試験片全体を恒温槽で覆うことにより行った。試験条件として、周波数は２０Ｈｚ、最小ひずみは０でそれぞれ共通とし、試験温度及び最大ひずみは表９に示す条件とした。尚、ひずみは入力する変位Ｌに対して、Ｌ÷１００として算出した。試験開始からチューブの破断により発生荷重が最大時の５０％となるまでの繰返し数が１０^５回以上１０^６回未満の場合を合格（○）とし、１０^５回未満の場合を不合格（×）とし、１０^６回でチューブの破断が生じなかった場合を優秀（◎）とした。

以上の評価結果を、表８、９に示す。尚、表６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、評価は行なうことができなかった。

以下、各評価試験による評価結果をブレージングシートの構成（心材、ろう材、犠牲陽極材）を考慮しつつ説明する。また、ブレージングシートのろう付条件、人工時効処理条件に関する検討結果も説明する。

（ａ）心材の組成について
本願発明の実施例である試験Ｎｏ．１〜１０は、心材の組成について本発明で規定する条件を満たしており、製造性、化合物の面積及び数密度、ろう付後の耐クリープ性、ろう付性、腐食深さ、熱交換器における定ひずみ高温疲労のいずれも合格であった。

これに対して、比較例となる試験Ｎｏ．１１〜１５は、必須構成元素が本発明で規定する条件を満たしていないため、下記の通り、耐クリープ性、ろう付性のいずれかが不合格であった。

試験Ｎｏ．１１では、心材のＳｉ成分が少なすぎたため、ろう付後の耐クリープ性が不合格であった。
試験Ｎｏ．１２では、心材のＭｇ成分が少なすぎたため、ろう付後の耐クリープ性が不合格であった。
試験Ｎｏ．１３では、心材のＳｉ成分が多すぎため、ろう付時にブレージングシート心材の溶融が生じ、ろう付性が不合格であった。
試験Ｎｏ．１４では、心材のＭｇ成分が多すぎため、ろう付時にフィンの未接合が生じ、ろう付性が不合格であった。
試験Ｎｏ．１５では、心材のＦｅ成分が多すぎため、ろう付時に心材へのろうの侵食が生じ、ろう付性が不合格であった。

また、心材の任意添加元素についてみると、試験Ｎｏ．１６〜１８は本発明で規定する条件を満たしていないため。下記の点で耐クリープ性、ろう付性のいずれかが不合格であった。

試験Ｎｏ．１６では、心材の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。
試験Ｎｏ．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。
試験Ｎｏ．１８では、心材のＣｕ成分が多過ぎたため鋳造時に割れが生じ、ブレージングシートを製造することができなかった。

（ｂ）ろう材の組成について
上記の通り、本願発明の実施例である試験Ｎｏ．１〜１０は、ろう材の組成についても本発明で規定する条件を満たしているため、各評価結果は良好であった。尚、ろう材にＺｎを添加している本発明例５、６については、ろう材面の腐食深さについても優れていた。これに対して、試験Ｎｏ．１９、２０、２２は、ろう材の必須構成元素の観点から下記の点で製造性、ろう付性のいずれかが不合格であった。

試験Ｎｏ．１９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。
試験Ｎｏ．２０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。
試験Ｎｏ．２２では、ろう材の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。

また、試験Ｎｏ．２１、２３〜２７は、ろう材の任意添加元素の観点から下記の点で製造性、ろう付性、耐食性のいずれかが不合格であった。

試験Ｎｏ．２１では、ろう材のＣｕ成分が多過ぎたため鋳造時に割れが生じ、ブレージングシートを製造することができなかった。
試験Ｎｏ．２３では、ろう材の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。
試験Ｎｏ．２４では、ろう材の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。
試験Ｎｏ．２５では、ろう材のＮａ及びＳｒ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。
試験Ｎｏ．２６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。
試験Ｎｏ．２７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。

（ｃ）犠牲陽極材の組成について、
本発明に係るブレージングシートは、必要に応じて犠牲陽極材を備えることができる。本願発明の実施例である試験Ｎｏ．１〜１０は、好適組成の犠牲陽極材を備え各評価結果は良好であった。これに対し、比較例である試験Ｎｏ．２８〜３４は、以下の通り、犠牲陽極材の組成が本発明で規定する条件を満たしていないため、製造性、耐食性が不合格となった。

試験Ｎｏ．２８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。
試験Ｎｏ．２９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。
試験Ｎｏ．３０では、犠牲陽極材の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。
試験Ｎｏ．３１では、犠牲陽極材の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。
試験Ｎｏ．３２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。
試験Ｎｏ．３３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。
試験Ｎｏ．３４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。

（ｄ）心材の金属組織について
本発明はろう付前の心材の金属組織を規定するものである。そして、この金属組織は製造条件（加熱工程、クラッド熱延工程における材料温度）を適切にすることにより発現する。本発明の試験Ｎｏ．１〜１０、及び、３５〜４１は、好適組成の材料を好適な製造条件のもと製造されたものであり、製造性、化合物の面積及び数密度、ろう付後の耐クリープ性、ろう付性、腐食深さ、熱交換器における定ひずみ高温疲労のいずれも合格であった。

これに対し、比較例である試験Ｎｏ．４２〜４６は、加熱工程の保持温度、クラッド熱延工程の開始温度等が好ましい範囲になかったため、製造性が不合格であったものや、製造はできてもろう付前の心材におけるＭｇを含む化合物の面積及び数密度において本発明で既定する条件を逸脱したものとなり強度面で不合格となった。

試験Ｎｏ．４２では、加熱工程における保持温度が高すぎたため、ろう材に溶融が生じ、ブレージングシートを製造することができなかった。
試験Ｎｏ．４３では、加熱工程における保持温度及びクラッド熱延開始時の温度が低すぎたため、ろう付前の心材におけるＭｇを含む化合物の面積及び数密度が大きすぎ、耐クリープ性及び熱交換器における定ひずみ疲労が不合格であった。
試験Ｎｏ．４４では、クラッド熱延開始時の温度が低すぎたため、ろう付前の心材におけるＭｇとＳｉを含む化合物の面積及び数密度が大きすぎ、耐クリープ性及び熱交換器における定ひずみ疲労が不合格であった。
試験Ｎｏ．４５では、クラッド熱延開始において材料温度が３００〜４８０℃となっている時間が長すぎたため、ろう付前の心材におけるＭｇを含む化合物の面積及び数密度が大きすぎ、耐クリープ性及び熱交換器における定ひずみ疲労が不合格であった。
試験Ｎｏ．４６では、クラッド熱延終了時の温度が高すぎたため、ろう付前の心材におけるＭｇを含む化合物の面積及び数密度が大きすぎ、耐クリープ性及び熱交換器における定ひずみ疲労が不合格であった。

（ｅ）ろう付条件、人工時効処理条件について
本発明に係るブレージングシートは、ろう付条件を適切にすることで、ろう付性を良好なものとすることができる。また、ろう付後の人工時効処理についても好ましい条件にて行うことで、ろう付後の耐クリープ性等をより高くすることができる。この検討結果を表１０に示す。表１０の試験は、上記と同様の材料を使用し、評価方法も同様とした。

ろう付条件について、これを最適なものとする試験Ｎｏ．４７〜５１は、ろう付性に優れまた耐クリープ性等の強度面でも良好な結果を得た。一方、参考例となる試験Ｎｏ．５４では、ろう付時の到達温度が低すぎたため、フィンとの未接合が生じ、ろう付性が不合格であった。また、試験Ｎｏ．５５では、ろう付時の到達温度が高すぎたため、ろう付時にブレージングシート心材及びフィンの溶融が生じ、ろう付性が不合格であった。また、試験Ｎｏ．５２は、材料温度５８０℃以上の保持時間が１２分を超えたため、耐クリープ性がやや劣った。また、試験Ｎｏ．５３は、材料温度３００℃までの冷却速度やや遅かったため耐クリープ性がやや劣った。但し、試験Ｎｏ．５２、５３は、耐クリープ性がやや劣るとはいえ合格の範囲にある。

また、人工時効処理条件について、これを最適なものとする試験Ｎｏ．５６〜６１は、良好な耐クリープ性を有することが確認された。一方、参考例となる試験Ｎｏ．６２は、処理時間が短く耐クリープ性がやや劣った。試験Ｎｏ．６３は、処理時間が長く耐クリープ性がやや劣った。また、試験Ｎｏ．６４は、処理温度が低く耐クリープ性がやや劣った。試験Ｎｏ．６５は、処理温度が高く耐クリープ性がやや劣った。但し、試験Ｎｏ．６２〜６５は、耐クリープ性がやや劣るとはいえ合格の範囲にある。

本発明に係るアルミニウム合金ブレージングシートは、ろう付後の耐クリープ性が高く、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、特に輸送機器用熱交換器のチューブ材として好適に用いられる。

Claims

アルミニウム合金からなる心材と、前記心材の少なくとも一方の面にクラッドされたＡｌ−Ｓｉ系合金からなる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、
前記心材は、Ｓｉ：０．３〜１．５ｍａｓｓ％、Ｆｅ：０．０５〜１．０ｍａｓｓ％、Ｍｇ：０．０５〜０．６ｍａｓｓ％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、
前記ろう材は、Ｓｉ：２．５〜１３．０ｍａｓｓ％、Ｆｅ０．０５〜２．０ｍａｓｓ％を含有し、残部Ａｌ及び不可避的不純物からなるアルミニウム合金であり、
前記心材は、ろう付前の任意断面において、Ｍｇを含有する金属間化合物であって面積が０．１μｍ^２以上ものを測定した際、その平均の面積が１μｍ^２以下であり、かつ、その数密度が１個／μｍ^２以下であ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。
心材が、更に、Ｍｎ：０．０５〜２．０ｍａｓｓ％、Ｃｕ：０．０５〜２．０ｍａｓｓ％、Ｔｉ：０．０５〜０．３ｍａｓｓ％、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。
心材の少なくとも一方の面にクラッドされたろう材が、更に、Ｚｎ：０．３〜８．０ｍａｓｓ％、Ｃｕ：０．０５〜２．０ｍａｓｓ％、Ｍｎ：０．０５〜２．０ｍａｓｓ％、Ｔｉ０．０５〜０．３ｍａｓｓ％、Ｚｒ：０．０５〜０．３ｍａｓｓ％、Ｃｒ：０．０５〜０．３ｍａｓｓ％、Ｖ：０．０５〜０．３ｍａｓｓ％、Ｎａ：０．００１〜０．０５％、Ｓｒ：０．００１〜０．０５％から成る群から選択される１種以上を含有する請求項１又は請求項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。
心材の一方の面にろう材がクラッドされ、前記心材の他方の面にはアルミニウム合金からなる犠牲陽極材がクラッドされており、
前記犠牲陽極材は、Ｚｎ：０．３〜８．０ｍａｓｓ％、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る請求項１〜請求項３のいずれかに記載の高強度アルミニウム合金ブレージングシート。
犠牲陽極材が、更に、Ｍｎ：０．０５〜２．０ｍａｓｓ％、Ｍｇ：０．５〜３．０ｍａｓｓ％、Ｔｉ：０．０５〜０．３ｍａｓｓ％、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１〜請求項５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、
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、
前記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、
前記加熱工程後において合わせ材を熱間圧延するクラッド熱延工程と、
前記クラッド熱延後に冷間圧延する冷延工程と、
前記冷延工程の途中又は後に１回以上の焼鈍を施す焼鈍工程とを含み、
前記加熱工程において、加熱温度を４８０〜５５０℃、温度到達後の保持時間を０〜１０時間とし、
前記クラッド熱延工程において、熱延開始時の合わせ材温度を４８０〜５５０℃とし、クラッド熱延時に合わせ材の温度が３００〜４８０℃となっている時間を３０分以下とし、熱延終了時の材料温度を３２０℃以下とする、
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。
合わせ工程で、鋳造された心材の一方の面に鋳造されたろう材を組み合わせ、心材の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請求項６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。
請求項１〜請求項５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を流路形成部品用の材料として用いる熱交換器の製造方法であって、
前記高強度アルミニウム合金ブレージングシートをろう付け接合する工程を含み、
前記ろう付け接合の加熱後の冷却において、３００℃までの冷却速度を３０℃／ｍｉｎ以上とし、
ろう付後に温度１６０〜１８０℃、時間１分〜１０時間の人工時効処理を施す、熱交換器の製造方法。