JP6604699B2 - アルミニウム合金製クラッド材及びその製造方法 - Google Patents

Description

本発明は、自動車などの熱交換器の構成部材として使用されるアルミニウム合金製クラッド材及びその製造方法に関するものである。

ラジエータなどの熱交換器は、例えば図１に示すように、偏平状に形成された複数本のチューブ１の間にコルゲート状に加工した薄肉のフィン２が配置された構造を有する。チューブ１とフィン２とは一体的に形成されている。チューブ１の両端はヘッダー３とタンク４とで構成される空間にそれぞれ開口している。熱交換器では、高温の冷媒をチューブ１を介して一方のタンク側の空間から他方のタンク側の空間に送り、チューブ１及びフィン２で熱交換して低温になった冷媒を循環させる。

このような熱交換器のチューブには通常、心材と、内貼材と、ろう材とを備えたブレージングシートが用いられる。心材としては、例えばＪＩＳ３００３（Ａｌ−０．１５ｍａｓｓ％Ｃｕ−１．１ｍａｓｓ％Ｍｎ）合金が用いられる。心材の内側、すなわち冷媒に常時触れている側には内貼材として、ＪＩＳ７０７２（Ａｌ−１ｍａｓｓ％Ｚｎ）合金が用いられる。また、心材の外側には、ろう材として通常ＪＩＳ４０４５（Ａｌ−１０ｍａｓｓ％Ｓｉ）合金などが用いられる。チューブは、コルゲート状に加工したフィン等の他の部材と共にろう付により一体的に接合されている。ろう付法としては、フラックスろう付法、非腐食性フラックスを用いたノコロックろう付法などが挙げられ、ろう付は各部材を６００℃付近の温度に加熱することにより行われる。

近年、熱交換器の軽量化のために、チューブ用のアルミニウム材の薄肉化が求められており、それに伴い高耐食化が求められている。従来のＺｎによる犠牲防食では、Ｚｎ添加によって電位を卑にすることで効果を得ている。しかしながら、Ｚｎ添加材は腐食速度が速いため、チューブを薄肉化した場合には早期に犠牲防食層が消費されてしまい、目標とする耐食性が得られない。また、犠牲陽極材層に通常添加されているＺｎは将来的に枯渇することが予想されており、犠牲防食材層の金属組織を制御する等の方法によってＺｎの使用量を抑制した防食手法の確立が求められている。

このような要求に対して、例えば特許文献１には、Ｍｎを含有する心材の少なくとも片面に１．５〜３．０ｍａｓｓ％のＳｉを含有するＡｌ−低Ｓｉ合金の皮材層を配置したクラッド材を用いることが提案されている。ろう付後の熱処理によって、Ａｌ−低Ｓｉ合金皮材層内にＳｉ系析出物粒子を適正な大きさと密度で分散させる熱交換器用アルミニウム合金ろう付構造体として用いる為である。Ｓｉ系析出粒子の析出により、Ａｌ−低Ｓｉ合金皮材層のマトリックス中のＳｉ固溶量が減少し、Ａｌ−低Ｓｉ合金皮材層を心材よりも卑とすることで防食機能を発揮することが記載されている。つまり、Ｓｉ系析出粒子は貴であり、Ｓｉ系析出粒子そのものに犠牲防食効果はない。また、Ｓｉ系析出粒子はＡｌ−低Ｓｉ合金皮材層のマトリックスの腐食速度を促進させてしまう。更に、このクラッド材は、腐食環境に晒される皮材中のＳｉが高濃度過ぎる為に十分な耐食性が得られない場合がある。

特許文献２には、犠牲陽極材中にマトリックスより貴な金属間化合物を生成する元素を含有させ、マトリックスよりも貴な金属間化合物を適正な大きさと密度で分散させるブレージングシートが提案されている。犠牲陽極材のマトリックスより貴な金属間化合物を局部カソード点として多数存在させることで、耐食性を向上させている。しかしながら、犠牲陽極材のマトリックスより貴な金属間化合物は腐食速度を速めてしまうため、薄肉化を図る上では防食効果が得られない。

また、高耐食化と共に高強度化も同様に求められている。従来用いられてきた設計思想は、主にＭｇ_２Ｓｉの時効析出によって材料を強化するというものである。そこで、高強度化のために、心材におけるＳｉやＭｇの含有量を増加する方法が用いられていた。しかしながら、心材のＳｉの含有量を増加すると、融点が大幅に低下する。６００℃付近の温度でろう付を行う都合上、Ｓｉの含有量を大幅に増加することは望ましくない為、チューブの高強度化は頭打ちの現状にあった。

これに対して、特許文献３では、Ｃｕを含有するアルミニウム合金からなる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を用いることが提案されている。Ｃｕを含有するアルミニウム合金をろう材として用いることにより、ろう材の融点が低下し、ろう付温度を５７０〜５８５℃の低い温度とすることができる。その結果、心材におけるＳｉやＣｕの含有量を増加させることができ、チューブの高強度化を実現することが可能となっている。しかしながら、ろう材にＣｕを添加するとろう材の電位が貴化し、心材が優先的に腐食する可能性がある。これに対しては、ろう材にＺｎなどの電位を卑化させる元素を添加することにより対処が図られている。しかしながら、心材中における金属間化合物の存在状態が不明であり、場合によってろう付加熱後にＳｉ及びＣｕの固溶量が低下する虞がある。このような場合には、ろう付加熱後の時効強化が有効に発揮されず、強度も低下してしまう。

特開２００８−２８４５５８号公報 特開２００４−５０１９５号公報 特開平７−２０７３９３号公報

本発明は、上記課題に鑑みてなされたものであり、Ｚｎを含有しない、又は、Ｚｎ含有量が少なくても優れた耐食性を確保し得る犠牲陽極材層を備え、６００℃付近の温度でろう付可能な高強度、かつ、耐食性に優れたアルミニウム合金製クラッド材及びその製造方法を提供することを目的とする。

上記課題を解決する為、本発明者らは、Ｍｇ−Ｓｉ系晶析出物の密度を所定の範囲とした犠牲陽極材層を、Ａｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系時効析出相による強化を主眼に置いた心材にクラッドすることにより、心材におけるＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系の時効析出が最大限に利用可能となることで、心材の融点の低下を抑制しつつより高強度で、かつ、薄肉材でも高い耐食性を示すアルミニウム合金製クラッド材が得られることを見出した。

本発明に係る第１形態のアルミニウム合金製クラッド材は請求項１において、アルミニウム合金の心材と、当該心材の一方の面又は両方の面にクラッドされた犠牲陽極材層とを備え、ろう材を備えないアルミニウム合金製クラッド材において、前記心材が、Ｓｉ：０．２ｍａｓｓ％未満、Ｆｅ：０．０５〜０．３０ｍａｓｓ％、Ｃｕ：１．０〜２．５ｍａｓｓ％、Ｍｎ：１．０〜１．６ｍａｓｓ％、Ｍｇ：０．１〜１．０ｍａｓｓ％を含有し、残部Ａｌ及び不可避的不純物からなるアルミニウム合金からなり、前記犠牲陽極材層が、Ｓｉ：０．１〜１．５ｍａｓｓ％、Ｍｇ：０．１〜２．０ｍａｓｓ％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からなり、前記心材において、０．１μｍ以上の円相当径を有するＡｌ−Ｍｎ系金属間化合物の数密度が１．０×１０^５個／ｍｍ^２以上であり、かつ、０．１μｍ以上の円相当径を有するがＡｌ_２Ｃｕの数密度が１．０×１０^５個／ｍｍ^２以下であり、前記犠牲陽極材層において、０．１〜５．０μｍの円相当径を有するＭｇ−Ｓｉ系晶出物の数密度が１００〜１５００００個／ｍｍ^２であり、かつ、５．０μｍを超え１０．０μｍ以下の円相当径を有するＭｇ−Ｓｉ系晶出物の数密度が５個／ｍｍ^２以下であることを特徴とするアルミニウム合金製クラッド材とした。

本発明は請求項２では請求項１において、前記心材が、Ｔｉ：０．０５〜０．２０ｍａｓｓ％、Ｚｒ：０．０５〜０．２０ｍａｓｓ％、Ｃｒ：０．０５〜０．２０ｍａｓｓ％及びＶ：０．０５〜０．２０ｍａｓｓ％からなる群から選択される１種又は２種以上を更に含有するアルミニウム合金からなるものとした。

本発明は請求項３では請求項１又は２において、前記犠牲陽極材層が、Ｆｅ：０．０５〜１．００ｍａｓｓ％、Ｎｉ：０．０５〜１．００ｍａｓｓ％、Ｃｕ：０．０５〜１．００ｍａｓｓ％、Ｍｎ：０．０５〜１．５０ｍａｓｓ％、Ｚｎ：０．０５〜１．００ｍａｓｓ％、Ｔｉ：０．０５〜０．２０ｍａｓｓ％、Ｚｒ：０．０５〜０．３０ｍａｓｓ％、Ｃｒ：０．０５〜０．３０ｍａｓｓ％及びＶ：０．０５〜０．３０ｍａｓｓ％からなる群から選択される１種又は２種以上を更に含有するアルミニウム合金からなるものとした。

本発明は請求項４において、請求項１〜３のいずれか一項に記載のアルミニウム合金製クラッド材の製造方法であって、前記心材用及び犠牲陽極材層用のアルミニウム合金をそれぞれ鋳造する工程と、鋳造した犠牲陽極材層の鋳塊を均質化処理する均質化処理工程と、均質化処理した犠牲陽極材層の鋳塊を所定の厚さまで熱間圧延する熱間圧延工程と、心材鋳塊の一方の面又は両方の面に熱間圧延により所定厚さとした犠牲陽極材層を組み合わせて合わせ材とする合わせ工程と、合わせ材を加熱する合わせ加熱工程と、加熱した合わせ材を熱間圧延する熱間クラッド圧延工程と、熱間クラッド圧延したクラッド材を冷間圧延する冷間圧延工程とを含み、前記犠牲陽極材層用のアルミニウム合金の鋳造工程において、半連続鋳造による鋳塊表面の冷却速度を１℃／秒以上とし、犠牲陽極材層の鋳塊の均質化処理工程において、鋳塊を４５０〜５７０℃の温度で１時間以上加熱処理し、前記合わせ加熱工程の加熱温度が４２０〜５５０℃であり、合わせ加熱工程後において、３２０〜４００℃における保持時間が６分以下であることを特徴とするアルミニウム合金製クラッド材の製造方法とした。

本発明は請求項５では請求項４において、前記心材の鋳造工程後において、心材の鋳塊を均質化処理する均質化処理工程を更に含み、当該均質化処理工程において、前記心材の鋳塊を４００〜５５０℃の温度で加熱処理するものとした。

本発明は請求項６では請求項４又は５において、前記冷間圧延工程の途中及び冷間圧延工程の後の一方又は両方においてクラッド材を焼鈍する１回以上の焼鈍工程を更に含み、当該焼鈍工程においてクラッド材を２００〜３２０℃の温度で加熱処理するものとした。

本発明に係る第２形態のアルミニウム合金製クラッド材は請求項７において、アルミニウム合金の心材と、当該心材の一方の面にクラッドされた犠牲陽極材層と、他方の面にクラッドされたろう材とを備えるアルミニウム合金製クラッド材において、前記心材が、Ｓｉ：０．２ｍａｓｓ％未満、Ｆｅ：０．０５〜０．３０ｍａｓｓ％、Ｃｕ：１．０〜２．５ｍａｓｓ％、Ｍｎ：１．０〜１．６ｍａｓｓ％、Ｍｇ：０．１〜１．０ｍａｓｓ％を含有し、残部Ａｌ及び不可避的不純物からなるアルミニウム合金からなり、前記犠牲陽極材層が、Ｓｉ：０．１〜１．５ｍａｓｓ％、Ｍｇ：０．１〜２．０ｍａｓｓ％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からなり、前記ろう材が、Ｓｉ：７．０〜１２．０ｍａｓｓ％を含有し、残部Ａｌ及び不可避的不純物からなるＡｌ−Ｓｉ系合金からなり、前記心材において、０．１μｍ以上の円相当径を有するＡｌ−Ｍｎ系金属間化合物の数密度が１．０×１０^５個／ｍｍ^２以上であり、かつ、０．１μｍ以上の円相当径を有するがＡｌ_２Ｃｕの数密度が１．０×１０^５個／ｍｍ^２以下であり、前記犠牲陽極材層において、０．１〜５．０μｍの円相当径を有するＭｇ−Ｓｉ系晶出物の数密度が１００〜１５００００個／ｍｍ^２であり、かつ、５．０μｍを超え１０．０μｍ以下の円相当径を有するＭｇ−Ｓｉ系晶出物の数密度が５個／ｍｍ^２以下であることを特徴とするアルミニウム合金製クラッド材とした。

本発明は請求項８では請求項７において、前記心材が、Ｔｉ：０．０５〜０．２０ｍａｓｓ％、Ｚｒ：０．０５〜０．２０ｍａｓｓ％、Ｃｒ：０．０５〜０．２０ｍａｓｓ％及びＶ：０．０５〜０．２０ｍａｓｓ％からなる群から選択される１種又は２種以上を更に含有するアルミニウム合金からなるものとした。

本発明は請求項９では請求項７又は８において、前記犠牲陽極材層が、Ｆｅ：０．０５〜１．００ｍａｓｓ％、Ｎｉ：０．０５〜１．００ｍａｓｓ％、Ｃｕ：０．０５〜１．００ｍａｓｓ％、Ｍｎ：０．０５〜１．５０ｍａｓｓ％、Ｚｎ：０．０５〜１．００ｍａｓｓ％、Ｔｉ：０．０５〜０．２０ｍａｓｓ％、Ｚｒ：０．０５〜０．３０ｍａｓｓ％、Ｃｒ：０．０５〜０．３０ｍａｓｓ％及びＶ：０．０５〜０．３０ｍａｓｓ％からなる群から選択される１種又は２種以上を更に含有するアルミニウム合金からなるものとした。

本発明は請求項１０では請求項７〜９のいずれか一項において、前記ろう材が、Ｃｕ：０．５〜２．５ｍａｓｓ％を更に含有するＡｌ−Ｓｉ−Ｃｕ系合金からなるものとした。

本発明は請求項１１では請求項１０において、前記ろう材が、Ｚｎ：０．１〜３．０ｍａｓｓ％を更に含有するＡｌ−Ｓｉ−Ｃｕ−Ｚｎ系合金からなるものとした。

本発明は請求項１２において、請求項７〜１１のいずれか一項に記載のアルミニウム合金製クラッド材の製造方法であって、前記心材用、犠牲陽極材層用及びろう材用のアルミニウム合金をそれぞれ鋳造する工程と、鋳造した犠牲陽極材層の鋳塊を均質化処理する均質化処理工程と、均質化処理した犠牲陽極材層の鋳塊及びろう材の鋳塊をそれぞれ所定の厚さまで熱間圧延する熱間圧延工程と、心材鋳塊の一方の面に熱間圧延により所定厚さとした犠牲陽極材層を、他方の面に熱間圧延により所定厚さとしたろう材をそれぞれ組み合わせて合わせ材とする合わせ工程と、合わせ材を加熱する合わせ加熱工程と、加熱した合わせ材を熱間圧延する熱間クラッド圧延工程と、熱間クラッド圧延したクラッド材を冷間圧延する冷間圧延工程とを含み、前記犠牲陽極材層用のアルミニウム合金の鋳造工程において、半連続鋳造により鋳塊表面の冷却速度を１℃／秒以上とし、犠牲陽極材層の鋳塊の均質化処理工程において、鋳塊を４５０〜５７０℃の温度で１時間以上加熱処理し、前記合わせ加熱工程の加熱温度が４２０〜５５０℃であり、合わせ加熱工程後において、３２０〜４００℃における保持時間が６分以下であることを特徴とするアルミニウム合金製クラッド材の製造方法とした。

本発明は請求項１３では請求項１２において、前記心材の鋳造工程後において、心材の鋳塊を均質化処理する均質化処理工程を更に含み、当該均質化処理工程において、前記心材の鋳塊を４００〜５５０℃の温度で加熱処理するものとした。

本発明は請求項１４では請求項１２又は１３において、前記冷間圧延工程の途中及び冷間圧延工程の後の一方又は両方においてクラッド材を焼鈍する１回以上の焼鈍工程を更に含み、当該焼鈍工程においてクラッド材を２００〜３２０℃の温度で加熱処理するものとした。

本発明のアルミニウム合金は、高い強度を有し、薄肉材であっても優れた耐食性を有する。また、本発明で用いる心材の融点が高い為に、アルミニウム合金製クラッド材を６００℃付近の温度でろう付することが可能である。

従来の熱交換器の一部を示す分解斜視図である。

以下、本発明を実施する為の形態（以下、本実施形態という。）について具体的に説明する。なお、以下において合金組成については、「ｍａｓｓ％（質量％）」を単に「％」と記す。

１．アルミニウム合金製クラッド材の合金組成
１−１．合金組成の設計
従来のアルミニウム合金製クラッド材では、心材にＭｇ_２Ｓｉの時効析出を起こすことにより材料の強化を図っていた。しかしながら、Ｓｉの含有量が多いとアルミニウム合金材の融点が大幅に低下する為、６００℃付近の温度でのろう付を考慮すると、材料の更なる強化のためにＳｉの含有量を増加させることは望ましくない。そこで、本発明者らは、Ａｌ_２ＣｕＭｇの時効析出を利用することにより高強度の材料が得られることを見出した。ＣｕもＳｉと同様にアルミニウム合金材の融点を低下させる作用を有するが、その影響はＳｉほど大きくない。Ｃｕの含有量が比較的多くても、融点の面では６００℃付近の温度でのろう付が可能である。このため、Ｓｉの含有量を抑制し、Ｃｕの含有量を増加した心材を用いたアルミニウム合金クラッド材を設計した。

さらに、Ａｌ_２ＣｕＭｇの時効析出を利用する為には、ろう付加熱後のＣｕの固溶量を多くすることが望ましい。そこで、ろう付加熱後のＣｕの固溶量を増やす為に、円相当径０．１μｍ以上の粗大なＡｌ_２Ｃｕの析出を抑制した。更に、Ａｌ_２ＣｕＭｇの時効析出をより効果的に利用するためには、アルミニウム合金中の転位ループの数を少なくする必要がある。Ａｌ−Ｍｎ系金属間化合物は母相との界面で焼入れ過剰空孔を消滅させる作用を有するため、転位ループの数を少なくする効果がある。このため、円相当径０．１μｍ以上の粗大なＡｌ−Ｍｎ系金属間化合物の析出を促進させることとした。

しかしながら、Ａｌ−Ｍｎ系金属間化合物には母相に比べて多量のＣｕが固溶することが分かっている。このため、Ａｌ−Ｍｎ系金属間化合物の析出量が増加すると、母相に固溶していたＣｕがＡｌ−Ｍｎ系金属間化合物中に固溶することにより母相中のＣｕ固溶量が低下する。その結果、Ａｌ_２ＣｕＭｇの時効析出を有効に利用できなくなる。このような不都合に対して本発明者らは、ろう付加熱時にＳｉが皮材から心材に拡散すると、Ａｌ−Ｍｎ系金属間化合物に固溶しているＣｕが母相に吐き出され、母相中のＣｕ固溶量が増加することを見出した。これにより、従来に比べて更に有効にＡｌ_２ＣｕＭｇの時効析出による強度増加を利用することができるようになる。

従来、犠牲陽極材としてＡｌ−Ｚｎ系合金やＡｌ−Ｚｎ−Ｍｇ系合金を利用することが一般的であった。しかしながら、心材のＣｕ含有量が高いと、心材自体の腐食速度が速くなる。従って、Ｃｕ含有量が高い心材に従来の犠牲陽極材をクラッドすると、心材に拡散した犠牲陽極材中のＺｎによって心材の腐食速度が更に速くなり、十分な犠牲防食効果が得られない。これに対して、犠牲陽極材をＡｌ−Ｓｉ−Ｍｇ合金とすることにより、心材のＣｕ固溶量を高くする効果により心材強度が向上することに加えて、犠牲陽極材材から心材へのＺｎの拡散がないため心材の腐食速度を抑制することができる。その結果、心材における高強度化と腐食速度の抑制を達成することによって、材料強化と耐食性を兼ね備えたアルミニウム合金製クラッド材を得ることができる。

１−２．心材
本発明に係るアルミニウム合金製クラッド材の心材は、Ｓｉ：０．２％未満、Ｆｅ：０．０５〜０．３０％、Ｃｕ：１．０〜２．５％、Ｍｎ：１．０〜１．６％、Ｍｇ：０．１〜１．０％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からなる。このアルミニウム合金は、Ｔｉ：０．０５〜０．２０％、Ｚｒ：０．０５〜０．２０％、Ｖ：０．０５〜０．２０％及びＣｒ：０．０５〜０．２０％からなる群から選択される１種又は２種以上を更に含有してもよい。

Ｓｉは通常、不可避的不純物として母合金中に混入するものである。アルミニウム母相中に固溶して、固溶強化により材料の強度を向上させる。また、金属間化合物を形成し、析出強化により材料の強度を向上させる。しかしながら、多量のＣｕが共存する場合、単体のＳｉやＡｌ−Ｃｕ−Ｓｉ系金属間化合物が析出する。Ｓｉの含有量が０．２％以上になると、この金属間化合物が粒界に析出して粒界腐食を発生させ、耐食性を低下させる。また、アルミニウム合金材の融点が低下する虞がある。従って、Ｓｉの含有量は０．２％未満に規定し、好ましくは、０．１％未満に規定する。なお、Ｓｉ含有量の下限値は特に限定されるものではないが、本発明では、０．０１％程度とする。

Ｆｅは、アルミニウム合金中においてＭｎと金属間化合物を形成する。この金属間化合物は晶出又は析出して、分散強化により材料の強度を向上させる。Ｆｅの含有量が０．０５％未満では、この効果が十分に得られない。一方、Ｆｅの含有量が０．３０％を超えると、Ｍｎとの金属間化合物を形成しないＦｅが生じ、これが腐食の起点となる。従って、Ｆｅの含有量は０．０５〜０．３０％に規定し、好ましくは０．０５〜０．２０％に規定する。

ＭｎはＳｉ、Ｆｅ、Ｃｕと反応して、Ａｌ−Ｆｅ−Ｍｎ、Ａｌ−Ｓｉ−Ｆｅ−Ｍｎ、Ａｌ−Ｃｕ−Ｍｎ系金属間化合物を形成する。これらの金属間化合物は晶出又は析出して、分散強化により材料の強度を向上させる。また、これらの金属間化合物は、母相と非整合な界面を形成し、この界面が、ろう付中にアルミニウム合金材に導入される空孔の消滅サイトとなる。ろう付中、アルミニウム合金材に空孔が導入されると、空孔はろう付の冷却中に転位ループを形成する。そして、ろう付後にＳ’相がこの転位ループ上に不均一に析出する。Ｓ’相は強度への寄与が小さいため、材料の強度が低下してしまう。しかしながら、Ａｌ−Ｆｅ−Ｍｎ、Ａｌ−Ｓｉ−Ｆｅ−Ｍｎ、Ａｌ−Ｃｕ−Ｍｎ系金属間化合物が存在すると、転位ループの元となる空孔を消滅させることができるため、ろう付加熱後に材料中に転位ループが残り難い。これにより、Ｓ’相の不均一析出が抑制され、Ａｌ_２ＣｕＭｇの時効析出が促進される。Ａｌ_２ＣｕＭｇ相は強度への寄与が大きい。以上により、Ｍｎを添加すると強度が向上することになる。Ｍｎの含有量が１．０％未満では、この効果が十分に得られない。一方、Ｍｎの含有量が１．６％を超えると、粗大な晶出物を形成し、歩留まりが悪化する。従って、Ｍｎの含有量は１．０〜１．６％に規定し、好ましくは１．２〜１．５％に規定する。

ＣｕはＭｇと反応して、Ａｌ_２ＣｕＭｇを形成する。Ａｌ_２ＣｕＭｇはろう付後、時効析出により材料の強度を大幅に向上させる。Ｃｕの含有量が１．０％未満では、この効果が十分に得られない。一方、Ｃｕの含有量が２．５％を超えると、アルミニウム合金材の融点が低下する虞がある。また、Ａｌ_２Ｃｕが粒界に析出して粒界腐食を引き起こす。従って、Ｃｕの含有量は１．０〜２．５％に規定し、好ましくは１．５〜２．５％に規定する。

ＭｇはＣｕと反応して、Ａｌ_２ＣｕＭｇを形成する。Ａｌ_２ＣｕＭｇはろう付後において、時効析出により材料の強度を大幅に向上させる。Ｍｇの含有量が０．１％未満では、この効果が十分に得られない。一方、Ｍｇの含有量が１．０％を超えると、非腐食性フラックスを用いた雰囲気下でのろう付の際、ろう材表面までＭｇが拡散してろう付性が著しく低下する。また、ろう付前の伸びが低下して成形加工性が低下する場合がある。従って、Ｍｇの含有量は０．１〜１．０％に規定し、好ましくは０．１〜０．５％に規定する。

Ｃｒ、Ｚｒはそれぞれアルミニウム合金中で微細な金属間化合物を形成して、材料の強度を向上させる。Ｃｒ、Ｚｒそれぞれの含有量が０．０５％未満では、この効果が十分に得られない。一方、Ｃｒ、Ｚｒそれぞれの含有量が０．２０％を超えると、粗大な金属間化合物を形成して、アルミニウム合金材の成形加工性を低下させる虞がある。従って、Ｃｒ、Ｚｒの含有量はそれぞれ０．０５〜０．２０％に規定し、好ましくは０．０５〜０．１０％である。

Ｔｉ、Ｖはそれぞれアルミニウム合金中で微細な金属間化合物を形成して、材料の強度を向上させる。また、この金属間化合物は層状に分散する。この金属間化合物は電位が貴であるため、水平方向への腐食は進行するものの、深さ方向への腐食が進展し難くなる効果を発揮する。Ｔｉ、Ｖそれぞれの含有量が０．０５％未満ではこれらの効果が不十分である。一方、Ｔｉ、Ｖそれぞれの含有量が０．２０％を超えると、粗大な金属間化合物を形成して、アルミニウム合金材の成形加工性を低下させる虞がある。従って、Ｔｉ、Ｖの含有量はそれぞれ０．０５〜０．２０％に規定し、好ましくは０．０５〜０．１０％に規定する。

Ｃｕ／Ｍｇ比は、その値によってろう付加熱後に析出する相が異なる。Ｃｕ／Ｍｇ比が１よりも小さい場合、ろう付加熱後にＡｌ_６ＣｕＭｇ_４が析出する。Ａｌ_６ＣｕＭｇ_４は時効硬化への寄与が小さいため、強度が低下する虞がある。一方、Ｃｕ／Ｍｇ比が８よりも大きい場合、ろう付加熱後にＡｌ_２Ｃｕが析出する。Ａｌ_２ＣｕもＡｌ_２ＣｕＭｇより時効硬化への寄与が小さいため強度が低下する虞がある。従って、Ｃｕ／Ｍｇ比は１〜８であるのが好ましく、３〜６であるのがより好ましい。

本発明のアルミニウムクラッド合金材の心材のアルミニウム合金は、鋳塊組織を微細化する作用を有するＢや、その他不可避的不純物元素を更に含有していても良い。これらの元素の含有量は、各々が０．０５％以下で、全体で０．２％以下あるのが好ましい。

１−３．犠牲陽極材層
本発明に係るアルミニウム合金製クラッド材の犠牲陽極材層は、Ｓｉ：０．１〜１．５％、Ｍｇ：０．１〜２．０ｍａｓｓ％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からなる。このアルミニウム合金は、Ｆｅ：０．０５〜１．００％、Ｎｉ：０．０５〜１．００％、Ｃｕ：０．０５〜１．００％、Ｍｎ：０．０５〜１．５０％、Ｚｎ：０．０５〜１．００％、Ｔｉ：０．０５〜０．２０％、Ｚｒ：０．０５〜０．３０％、Ｃｒ：０．０５〜０．３０％及びＶ：０．０５〜０．３０％からなる群から選択される１種又は２種以上を更に含有してもよい。

Ｓｉ及びＭｇは、犠牲陽極材層中にＭｇとＳｉを主成分とするＭｇ−Ｓｉ系晶出物及び微細なＭｇ−Ｓｉ系析出物を形成する。Ｍｇ−Ｓｉ系晶出物とは、基本的にＭｇとＳｉが原子個数比２対１で構成されるＭｇ_２Ｓｉである。この晶出物には、犠牲陽極材層において選択的添加元素としてＦｅやＣｕが含有される場合には、Ｍｇ_２Ｓｉの他に、Ｍｇ−Ｓｉ−Ｆｅ、Ｍｇ−Ｓｉ−Ｃｕの３元組成や、Ｍｇ−Ｓｉ−Ｆｅ−Ｃｕの４元組成も含まれる。Ｍｇ_２Ｓｉと、これらの３元組成や４元組成は、マトリックスよりも孔食電位が卑である為に優先的に溶解するので、適切な分布とすることによりＺｎを用いることなく犠牲防食効果を発現できる。

一方、Ｍｇ−Ｓｉ系析出物は、針状のβ”相（Ｍｇ_２Ｓｉ）であり、Ｃｕが添加されている場合には同一形状のＱ”相（Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ−Ｃｕ）である。Ｍｇ−Ｓｉ系析出物は、マトリックスよりも孔食電位が卑である為に優先的に溶解するので、適切な分布とすることにより多量のＺｎを用いなくても犠牲防食効果を発現できる。また、Ｍｇ−Ｓｉ系析出物には、その溶解時にＭｇが優先的に溶出して表面にＳｉ濃縮層を形成する働きもあり、これによって耐食性が更に向上する。

Ｓｉ含有量とＭｇ含有量の少なくともいずれか一方が０．１０％未満の場合には、所定の大きさのＭｇ−Ｓｉ系晶出物及びＭｇ−Ｓｉ系析出物の量が少ないため犠牲防食効果及びＳｉ濃縮層形成効果が十分に得られない。Ｓｉ含有量が１．５０％以上であると融点が低下するため、材料製造時に犠牲陽極材層の一部又は全体が溶融してしまう。また、Ｍｇ−Ｓｉ系析出物の密度が規定よりも大きくなり、耐食性が低下する虞がある。Ｍｇ含有量が２．００％を超えると犠牲陽極材層表面の酸化膜厚さが厚くなり、心材との良好なクラッド材を製造するのが困難となる。以上により、犠牲陽極材層のＳｉ含有量を０．１０〜１．５０％に、Ｍｇ含有量を０．１０〜２．００％に規定する。好ましくは、Ｓｉ含有量は０．２０〜１．００％に、Ｍｇ含有量は０．３０〜１．００％に規定する。

Ｓｉ含有量とＭｇ含有量に関し、Ｍｇ−Ｓｉ系晶出物及びＭｇ−Ｓｉ系析出物によって犠牲防食効果を発揮させるためには、含有量のみではなく、ＭｇとＳｉの比を制御することが重要である。Ｍｇ−Ｓｉ系晶出物及びＭｇ−Ｓｉ系析出物はＭｇとＳｉのみで形成される場合はＭｇ_２Ｓｉとなり、Ｍｇ／Ｓｉの原子個数比が２である。ｍａｓｓ％比で表すと０．１８となる。前述の組成範囲内でＭｇの割合が大きくなり、Ｍｇ／Ｓｉ比が大きくなっても問題ないが、Ｓｉの割合が大きくなり、Ｍｇ／Ｓｉ比が小さくなると、耐食性の悪化を招く。Ｓｉ含有量の割合が多過ぎると、犠牲陽極材層のマトリックス中におけるＳｉ固溶量が大きくなり、犠牲陽極材層が貴になる。犠牲陽極材層のマトリックスが貴になると、Ｍｇ−Ｓｉ系晶出物及びＭｇ−Ｓｉ系析出物の犠牲防食効果が作用しても、犠牲陽極材層全体の防食効果としては不十分となる。よって、ｍａｓｓ％比でＭｇ／Ｓｉが０．１８を超える値であることが好ましい。

ＦｅとＮｉは、耐食性の向上に寄与する。これらの元素はＡｌの腐食速度を増大させる作用を有するが、Ｆｅ系金属間化合物やＮｉ系金属間化合物を均一に分布させると腐食が分散し、結果として貫通寿命が向上する。ＦｅとＮｉの少なくとも一方の含有量が０．０５％未満では、貫通寿命の向上効果が不十分となる。一方、ＦｅとＮｉの少なくとも一方の含有量が１．００％を超えると、腐食速度の増大が著しくなる。以上により、ＦｅとＮｉの含有量はそれぞれ０．０５〜１．００％に規定し、好ましくは０．１０〜０．５０％に規定する。

Ｃｕが含有されることによって、上記Ｍｇ−Ｓｉ系析出物がＱ’’相（Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ−Ｃｕ）となり、この析出物をより微細に分散させることができる。そのためには、Ｃｕ含有量を０．０５％以上とする。但し、Ｃｕ含有量が１．００％を超えると、腐食速度の増大が著しくなる。以上により、Ｃｕ量の含有量は、０．０５〜１．００％と規定し、好ましくは０．１０〜０．５０％に規定する。

ＭｎはＡｌ−Ｍｎ系金属間化合物として晶出又は析出して、強度の向上に寄与する。また、Ａｌ−Ｍｎ系金属間化合物はＦｅを取り込むために、不可避的不純物としてのＦｅ及び耐食性を向上させる目的で添加するＦｅによる腐食速度増大作用を抑制する働きを有する。これらの効果を得るためには、Ｍｎ含有量を０．０５％以上とする。但し、Ｍｎ含有量が１．５０％を超えると、巨大な金属間化合物が晶出して製造性を阻害する場合がある。以上により、Ｍｎの含有量は、０．０５〜１．５０％に規定し、好ましくは０．１０〜１．００％に規定する。

Ｚｎについては、含有されなくてもよく、含有される場合には０．０５〜１．００％と少量の含有量であっても、上述のＭｇ−Ｓｉ系の晶出物及び析出物の作用により優れた耐食性が得られる。なお、Ｚｎ含有量が１．００％を超えると、腐食速度が速くなり犠牲陽極材層が早期に消失してしまう。

Ｔｉ、Ｚｒ、Ｃｒ及びＶは、耐食性、特に耐孔食性の向上に寄与する。アルミニウム合金中に添加されたＴｉ、Ｚｒ、Ｃｒ、Ｖは、その濃度の高い領域と濃度の低い領域とに分かれ、それらが犠牲陽極材層の板厚方向に沿って交互に積層状に分布する。ここで、濃度の低い領域は、濃度の高い領域よりも優先的に腐食することにより腐食形態が層状となる。その結果、犠牲陽極材層の板厚方向に沿った腐食に部分的な遅速が生じ、全体として腐食の進行が抑制されて耐孔食性が向上する。このような耐孔食性向上の効果を十分に得るためには、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｃｒ、Ｖのそれぞれの含有量を０．０５％以上に規定する。一方、Ｔｉの含有量が０．２０％を超え、Ｚｒ、Ｃｒ、Ｖのそれぞれの含有量が０．３０％を超えると、鋳造時に粗大な化合物が生成されて製造性を阻害する場合がある。以上により、Ｔｉの含有量は０．０５〜０．２０％に規定し、好ましくは０．１０〜０．２０％に規定する。また、Ｚｒ、Ｃｒ、Ｖの含有量はそれぞれ０．０５〜０．３０％に規定し、好ましくは０．１０〜０．２０％に規定する。

以上述べた必須元素及び選択的添加元素の他に不可避的不純物として、Ｎａ、Ｃａ等を単独でそれぞれ０．０５％以下、合計で０．１５％以下含有していても、犠牲陽極材層の作用を損なうことはない。

１−４．ろう材
ろう材としては、アルミニウム合金のろう付において通常用いられるアルミニウム合金を使用することができる。例えば、Ａｌ−Ｓｉ系合金、Ａｌ−Ｓｉ−Ｃｕ系合金、Ａｌ−Ｓｉ−Ｃｕ−Ｚｎ系合金、Ａｌ−Ｓｉ−Ｍｇ系合金、Ａｌ−Ｓｉ−Ｍｇ−Ｂｉ系合金が挙げられる。

具体的に、Ａｌ−Ｓｉ系合金としては、Ｓｉ：７．０〜１２．０％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が用いられる。Ｓｉ含有量が７．０％未満では、後のろう付時に液相率が足りず、フィンとの未接合が発生する虞がある。一方、Ｓｉ含有量が１２．０％を超えると、粗大な単体Ｓｉ粒が晶出し、成形性が低下する。更に、この合金にＣｕを加えたＡｌ−Ｓｉ−Ｃｕ系合金としては、Ｓｉ：７．０〜１２．０％、Ｃｕ：０．５〜２．５％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が用いられる。ろう材にＣｕを添加することにより、後のろう付時に心材Ｃｕのろう材への拡散を抑制し、ろう付加熱後に高強度とすることができる。Ｃｕ含有量が０．５％未満では、上記効果が得られない。一方、Ｃｕ含有量が２．５％を超えると、ろう材から心材に拡散するＣｕ量が増加するため、ろう付時に心材が溶融する虞がある。更にまた、この合金にＺｎを加えたＡｌ−Ｓｉ−Ｃｕ−Ｚｎ系合金としては、Ｓｉ：７．０〜１２．０％、Ｃｕ：０．５〜２．５％、Ｚｎ：０．１〜３．０％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が用いられる。Ａｌ−Ｓｉ−Ｃｕ系ろう材にＺｎを添加することにより、Ｃｕの添加により貴になったフィレット部の電位を卑化し、心材の優先腐食を抑制することができる。Ｚｎ含有量が０．１％未満では、上記効果が得られない。一方、Ｚｎ含有量が３．０％を超えると、フィレット部の電位が卑になりすぎ、優先腐食が起きる虞がある。

２．アルミニウム合金製クラッド材の金属組織
２−１．心材
心材において、円相当径０．１μｍ以上のＡｌ−Ｍｎ系金属間化合物（例えば、Ａｌ−Ｍｎ、Ａｌ−Ｍｎ−Ｓｉ、Ａｌ−Ｆｅ−Ｍｎ−Ｓｉ、Ａｌ−Ｃｕ−Ｍｎ系金属間化合物）はそのサイズが比較的大きいため、ろう付時においてアルミニウム合金中に固溶し難くろう付後にも残存する。Ａｌ−Ｍｎ系金属間化合物は、母相のＡｌと格子定数が異なるため、母相と非整合な界面を形成し、この界面が、ろう付中にアルミニウム合金材に導入される空孔の消滅サイトとなる。ろう付中において、アルミニウム合金に空孔が導入されると、空孔はろう付の冷却中に転位ループを形成する。そして、ろう付後にＳ’相がこの転位ループ上に不均一に析出する。Ｓ’相はＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系合金の時効析出相ではあるが、強度への寄与が小さい。それにもかかわらず、Ｃｕの固溶量を低下させるので、アルミニウム合金の強度が低下してしまう。

しかしながら、Ａｌ−Ｍｎ系金属間化合物が一定量以上存在すると、ろう付後にアルミニウム合金に存在する転位ループが減少するため、Ｓ’相の析出を抑制することができ、Ａｌ_２ＣｕＭｇの時効析出を有効に利用することができる。これにより、アルミニウム合金材の強度が向上する。０．１μｍ以上の円相当径を有するＡｌ−Ｍｎ系金属間化合物の数密度が１．０×１０^５個／ｍｍ^２未満では、この強度向上効果が不十分となる。従って、心材における０．１μｍ以上の円相当径（円相当直径）を有するＡｌ−Ｍｎ系金属間化合物の数密度を１．０×１０^５個／ｍｍ^２以上に規定し、好ましくは２．０×１０^５個／ｍｍ^２以上に規定する。この数密度の上限値は合金組成や製造方法に依存するが、本発明では、１．０×１０^８個／ｍｍ^２程度である。また、０．１μｍ以上の円相当径を有するＡｌ−Ｍｎ系金属間化合物としたが、円相当径の上限値もまた合金組成や製造方法に依存し、本発明では３０μｍ程度となる。

円相当径０．１μｍ以上のＡｌ−Ｍｎ系金属間化合物の数密度は、アルミニウム合金をＳＥＭにより観察し、ＳＥＭ像を画像解析することにより求められる。観察箇所は、心材の任意の部分、例えば、厚さ方向に沿った任意断面や板材表面と平行な断面を観察するものである。簡便性の観点から、厚さ方向に沿った任意断面について測定するのが好ましい。なお、数密度は複数個所の測定値の算術平均値として規定される。

心材において、０．１μｍ以上の円相当径を有するＡｌ_２Ｃｕは、そのサイズが比較的大きいため、ろう付時にアルミニウム合金中に固溶し難く、ろう付後にも残存する。これにより、ろう付後の心材におけるＣｕの固溶量が低下する。ろう付後の心材におけるＣｕ固溶量が少ないと、Ａｌ_２ＣｕＭｇの時効析出による材料強度の向上効果が十分に得られない上に、Ａｌ_２Ｃｕが粒界腐食の起点となるため耐食性も低下する。従って、心材における０．１μｍ以上の円相当径を有するＡｌ_２Ｃｕの数密度を１．０×１０^５個／ｍｍ^２以下に規定し、好ましくは０．８×１０^５個／ｍｍ^２以下に規定する。この数密度の下限値は合金組成や製造方法に依存するが、本発明では、１．０×１０^３個／ｍｍ^２程度である。また、０．１μｍ以上の円相当径を有するＡｌ_２Ｃｕとしたが、円相当径の上限値もまた合金組成や製造方法に依存し、本発明では１０μｍ程度となる。

０．１μｍ以上の円相当径を有するＡｌ_２Ｃｕの数密度は、アルミニウム合金をＳＥＭにより観察し、ＳＥＭ像を画像解析することにより求められる。観察箇所は、心材の任意の部分、例えば、厚さ方向に沿った任意断面や板材表面と平行な断面を観察するものである。簡便性の観点から、厚さ方向に沿った任意断面について測定するのが好ましい。なお、数密度は複数個所の測定値の算術平均値として規定される。

２−２．犠牲陽極材層
本発明に係るアルミニウム合金製クラッド材の犠牲陽極材層には、０．１〜５．０μｍの円相当径を有するＭｇ−Ｓｉ系晶出物の数密度を１００〜１５００００個／ｍｍ^２に規定し、好ましくは１００〜１０００００個／ｍｍ^２に規定する。更に、５．０μｍを超え１０．０μｍ以下の円相当径を有するＭｇ−Ｓｉ系晶出物の数密度を５個／ｍｍ^２以下に規定し、好ましくは３個／ｍｍ^２以下、最も好ましくは０個／ｍｍ^２に規定する。Ｍｇ−Ｓｉ系晶出物とは、基本的にＭｇとＳｉが原子個数比２対１で構成されるものである。この晶出物には、犠牲陽極材層に選択的添加元素としてＦｅやＣｕが含有される場合には、Ｍｇ_２Ｓｉの他にＭｇ−Ｓｉ−Ｆｅ、Ｍｇ−Ｓｉ−Ｃｕの３元組成や、Ｍｇ−Ｓｉ−Ｆｅ−Ｃｕの４元組成も含まれる。

上述のように、所定の円相当径を有するＭｇ−Ｓｉ系晶出物を所定の数密度に規定することにより、犠牲防食効果を発揮させることができる。Ｍｇ−Ｓｉ系晶出物は、球に近い形状で分布している為その大きさは円相当径として規定することができる。犠牲陽極材層中に存在するＭｇ―Ｓｉ系晶出物の大きさは、円相当径として通常０．１〜１０．０μｍである。このうち犠牲防食効果を発揮できる晶出物の円相当径は０．１〜５．０μｍであり、この大きさの晶出物の面密度を１００〜１５００００個／ｍｍ^２とする必要がある。この数密度が１００個／ｍｍ^２未満であると、十分な犠牲防食効果が発揮されない。一方、この数密度が１５００００個／ｍｍ^２を超えると腐食速度が速過ぎて耐食性を低下させる。なお、円相当径が０．１μｍ未満のＭｇ−Ｓｉ系晶出物は、犠牲陽極材層中に殆ど存在しないので対象外とした。

また、５．０μｍを超え１０．０μｍ以下の円相当径を有するＭｇ−Ｓｉ系晶出物は、腐食が晶出物に集中して犠牲防食機能を大きく低下させる。この犠牲防食機能の大きな低下を防止する為には、この大きさのＭｇ−Ｓｉ系晶出物の面密度を５個／ｍｍ^２以下とする必要がある。なお、１０μｍを超える円相当径を有するＭｇ−Ｓｉ系晶出物は、熱間圧延等の加工や均質化処理などの熱処理によって再固溶するため殆ど存在しない。

上記Ｍｇ−Ｓｉ系晶出物の数密度は、犠牲陽極材層の任意の部分を光学顕微鏡や電子顕微鏡で観察することによって測定される。例えば、厚さ方向に沿った任意断面や板材表面と平行な断面を観察するものである。簡便性の観点から、厚さ方向に沿った任意断面について測定するのが好ましい。なお、数密度は複数個所の測定値の算術平均値として規定される。

３．アルミニウム合金製クラッド材の製造方法
第１の形態においては、まず、心材とするアルミニウム合金を鋳造する。具体的には、上述の組成を有するアルミニウム合金素材を融解し、ＤＣ（Ｄｉｒｅｃｔ Ｃｈｉｌｌ）鋳造法により心材用アルミニウム合金鋳塊を作製する。ＤＣ鋳造法では、溶湯の冷却速度が０．５〜２０℃／秒と非常に速い。そのため、鋳造の際に生じる金属間化合物は微細であり、アルミニウム合金中に含まれる元素は過飽和に固溶している。しかしながら、鋳造条件によっては、鋳塊に円相当径０．１μｍ以上の粗大なＡｌ_２Ｃｕが大量に生成してしまうことがある。このＡｌ_２Ｃｕが心材鋳塊に存在すると母相へのＣｕの固溶量が低下し、後のろう付加熱後における自然時効において、時効析出に寄与する固溶Ｃｕが不足する。その結果、ろう付加熱後の強度が低下する虞がある。

鋳造工程において、このような粗大なＡｌ_２Ｃｕの大量の生成に対しては、鋳塊に均質化処理を施すことによって粗大なＡｌ_２Ｃｕを母相へ固溶させ、それによって、ろう付加熱後の強度を安定化させて高強度とすることができるので、均質化処理工程を設けてもよい。均質化処理温度が４００℃未満では上記効果が十分に得られない。一方、均質化処理温度が５５０℃を超えると、Ａｌ−Ｍｎ系金属間化合物の密度が低下してしまう。このため、均質化処理は行わないか、或いは、行なう場合には４００〜５５０℃、好ましくは４００〜５００℃の温度で行う。均質化処理時間は２時間未満では上記効果が得られない。一方、２０時間を超えて実施しても効果に変化が見られず、不経済である。このため、均質化処理時間は２時間〜２０時間、好ましくは５時間〜１５時間行う。なお、均質化処理の後に、冷却した鋳塊に面削処理を行うのが望ましい。

次に、犠牲陽極材層とするアルミニウム合金を鋳造する。具体的には、上述の組成を有するアルミニウム合金素材を融解し、ＤＣ鋳造法により犠牲陽極材層用アルミニウム合金鋳塊を作製する。ＤＣ鋳造法において、犠牲陽極材層用のアルミニウム合金の鋳塊表面の冷却速度を１℃／秒以上に規定し、好ましくは１．５℃／秒以上に規定する。冷却速度が１℃／秒未満の場合は、犠牲陽極材層中に粗大なＭｇ−Ｓｉ系晶出物が生成し、上述のＭｇ−Ｓｉ系晶出物の適切分布が得られない。なお、冷却速度の上限値は特に規定するものではないが、本発明では５０℃／秒とする。冷却速度は鋳塊組織を観察し、デンドライトアームスペーシングから算出することができる。ここで鋳塊表面とは、最表面から３０ｍｍまでの範囲を言うものとする。

なお、ＤＣ鋳造法によって鋳造された犠牲陽極材層用アルミニウム合金鋳塊は、４５０〜５７０℃の温度で１時間以上、好ましくは４５０〜５５０℃の温度で２時間以上熱処理する均質化処理工程にかける。これにより、犠牲陽極材層における金属組織を均一化すると共に、粗大なＭｇ−Ｓｉ系の晶出物を再固溶させることができる。熱処理温度が４５０℃未満の場合や熱処理時間が１時間未満の場合には、金属組織の均一化効果や粗大なＭｇ−Ｓｉ系晶出物の再固溶効果が十分に得られない。また、熱処理温度が５７０℃を超えても効果に変化はなく、経済性に欠ける。なお、熱処理時間の上限値は特に限定されるものではないが、経済的な観点などから２０時間以下とするのが好ましい。

第２の形態においては、更にろう材もクラッドするために、ろう材とするアルミニウム合金を鋳造してろう材用アルミニウム合金鋳塊を作製する。ろう材の鋳造工程は、一般的に用いられる方法を採用してもよい。心材用や犠牲陽極材層用のアルミニウム合金と同様に、ＤＣ鋳造法を用いるのが好ましい。

まず、第１の形態においては、犠牲陽極材層用アルミニウム合金鋳塊に対して所定の厚さまで熱間圧延処理を行う。ここで、犠牲陽極材用アルミニウム合金鋳塊は、熱間圧延処理の前に面削処理を行うのが好ましい。次に、熱間圧延された犠牲陽極材を、合わせ工程において心材用アルミニウム合金鋳塊と組み合わせて合わせ材とする。具体的には、心材用鋳塊の一方の面又は両方の面に、熱間圧延された犠牲陽極材を組み合わせる。次いで、合わせ材を加熱する合わせ加熱工程と、熱間クラッド圧延工程にかけることにより所定の板厚まで薄くする。合わせ材の加熱温度が５５０℃を超えると、心材用アルミニウム合金鋳塊に固溶したＭｎが新たにＡｌ−Ｍｎ系金属間化合物の析出物を生成することなく、０．１μｍ以上の円相当径を有するＡｌ−Ｍｎ系金属間化合物の数密度が増加しない。一方、加熱温度が４２０℃未満では、Ｍｎの拡散速度が小さ過ぎる為に、Ａｌ−Ｍｎ系金属間化合物が新たに析出せず、０．１μｍ以上の円相当径を有するＡｌ−Ｍｎ系金属間化合物の数密度が増加しない。このように、合わせ加熱工程における加熱温度は４２０〜５５０℃に規定し、好ましくは４２０〜５００℃に規定する。なお、加熱工程における保持時間は、経済性の観点から５時間以下とするのが好ましい。

また、加熱工程の後に熱間圧延工程を実施するが、板厚が薄くなるにつれアルミニウム合金合わせ材の温度は徐々に低下する。３２０℃〜４００℃の温度域では、心材用アルミニウム合金中に雇用しているＣｕが粗大なＡｌ_２Ｃｕとして析出する。そのため、この温度域で６分を超えて保持すると、心材における円相当径０．１μｍ以上のＡｌ_２Ｃｕの数密度が１．０×１０^５個／ｍｍ^２を超える虞がある。このため、加熱工程後における３２０℃〜４００℃の温度域での保持時間は６分以下、好ましくは５分以下に規定する。

合わせ加熱工程の後に、合わせ材は熱間クラッド圧延工程にかけられる。次いで、熱間クラッド圧延したクラッド材は、冷間圧延工程によって目標の板厚になるまでを冷間圧延処理されアルミニウム合金製クラッド材とする。冷間圧延工程の途中に中間焼鈍処理を行ってもよく、冷間圧延工程の後に最終焼鈍処理を行っても良い。中間焼鈍処理と最終焼鈍処理は、いずれか一方のみを実施しても良く、両方を実施しても良い。なお、中間焼鈍処理においては、冷間圧延工程が複数回の冷間圧延操作を実施する場合には、冷間圧延操作の間に複数回の焼鈍を実施しても良い。

本発明に係るアルミニウム合金製クラッド材は、心材のＣｕ含有量が多い為に素板の強度が非常に高強度である。このため、成形性を確保すべく最終焼鈍処理の実施が好ましく、これに加えて中間焼鈍処理も実施するのがより好ましい。焼鈍温度は、２００〜３００℃とする。焼鈍温度が３２０℃を超えると、０．１μｍ以上の円相当径を有するＡｌ_２Ｃｕの数密度が増加する虞がある。一方、焼鈍温度が２００℃未満では、冷間圧延時に導入された格子欠陥が消滅せずアルミニウム合金性クラッド材の軟化が進まず、焼鈍の有効な効果が得られない。従って、本発明における焼鈍処理は、中間焼鈍処理及び最終焼鈍処理のいずれもが、２００〜３２０℃の温度で実施する。

第２の形態においては第１の形態に加えて、ろう材とするアルミニウム合金を鋳造してろう材用アルミニウム合金鋳塊を鋳造し、これを所定の厚さまで熱間圧延処理すること、合わせ工程において心材用アルミニウム合金鋳塊に熱間圧延された犠牲陽極材とろう材を組み合わせて合わせ材とすること、具体的には、心材用鋳塊の一方の面に熱間圧延された犠牲陽極材を、他方の面に熱間圧延されたろう材を組み合わせて合わせ材とするものである。なお、冷却速度、加熱温度や加熱時間などは、第１の形態と同じである。

次に、本発明を実施例に基づいて更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。

心材、犠牲陽極材層及びろう材をそれぞれ表１、表２及び表３に示す組成を有する合金を用いて、表４に示す製造条件によってそれぞれ製造した。なお、表１〜表３の合金組成において、「−」は検出限界以下であることを示すものであり、「残部」は不可避的不純物を含む。

まず、ＤＣ鋳造法により表１に記載の心材に用いるアルミニウム合金と、表２に記載の犠牲陽極材層に用いるアルミニウム合金と、表３に記載のろう材に用いるアルミニウム合金をそれぞれ鋳造した。心材及び犠牲陽極材に用いるアルミニウム合金については、鋳造後に表４に記載の条件で鋳塊に均質化処理を施し、更に面削処理を行った。犠牲陽極材層の鋳塊については４５０℃で加熱処理を行った後に、所定の板厚まで熱間圧延処理を行った。ろう材層の鋳塊については、鋳造後に面削処理を行い、続いて４８０℃で加熱処理を行った後に所定の板厚まで熱間圧延処理を行った。心材用鋳塊の一方の面に熱間圧延した犠牲陽極材層を、他方の面にろう材を組み合わせて、それぞれクラッド率１５％の合わせ材とした。合わせ材を表４に記載の合わせ加熱処理条件で処理し、熱間クラッド圧延処理により２．６ｍｍまで圧延した。次いで、得られた圧延材を冷間圧延処理により板厚０．２ｍｍとし、表４に記載の条件で最終焼鈍処理を施して供試材を得た。

上記のようにして作製した各供試材に対して、「心材における０．１μｍ以上の円相当径を有するＡｌ−Ｍｎ系金属間化合物の数密度」、「心材における０．１μｍ以上の円相当径を有するＡｌ_２Ｃｕの数密度」、「犠牲材における０．１〜５．０μｍの円相当径を有するＭｇ−Ｓｉ系晶出物の数密度」、ならびに、「犠牲材における５．０μｍを超え１０．０μｍ以下の円相当径を有するＭｇ−Ｓｉ系晶出物の数密度」を、下記に示す方法で測定した。以上の評価結果を、表５〜９に示す。

［ａ］心材における０．１μｍ以上の円相当径を有するＡｌ−Ｍｎ系金属間化合物の数密度（個／ｍｍ^２）
０．１μｍ以上の円相当径を有するＡｌ−Ｍｎ系金属間化合物の数密度は、心材合金のＳＥＭ観察を行うことで測定した。各供試材について３視野の観察は行い、それぞれの視野のＳＥＭ像をＡ像くん（旭化成エンジニアリング社）により画像解析することで、ろう付加熱前におけるＡｌ−Ｍｎ系金属間化合物の数密度を求めた。表に示す数密度は、各３視野より求めた数値の算術平均値である。

［ｂ］心材における０．１μｍ以上の円相当径を有するＡｌ_２Ｃｕの数密度（個／ｍｍ^２）
０．１μｍ以上の円相当径を有するＡｌ_２Ｃｕの数密度は、Ａｌ−Ｍｎ系金属間化合物と同様に、心材合金のＳＥＭ観察を行うことで評価した。各供試材について３視野の観察は行い、それぞれの視野のＳＥＭ像をＡ像くん（旭化成エンジニアリング社）により画像解析することで、ろう付加熱前におけるＡｌ_２Ｃｕの数密度を求めた。表に示す数密度は、各３視野より求めた数値の算術平均値である。

［ｃ］犠牲陽極材層における０．１〜５．０μｍの円相当径を有するＭｇ−Ｓｉ系晶出物の数密度（個／ｍｍ^２）
０．１〜５．０μｍの円相当径を有するＭｇ−Ｓｉ系晶出物の数密度は、心材におけるＡｌ−Ｍｎ系金属間化合物と同様に、心材合金のＳＥＭ観察を行うことで評価した。各供試材について３視野の観察は行い、それぞれの視野のＳＥＭ像をＡ像くん（旭化成エンジニアリング社）により画像解析することで、ろう付加熱前におけるＭｇ−Ｓｉ系晶出物の数密度を求めた。表に示す数密度は、各３視野より求めた数値の算術平均値である。

［ｄ］犠牲陽極材層における５．０μｍを超え１０．０μｍ以下の円相当径を有するＭｇ−Ｓｉ系晶出物の数密度（個／ｍｍ^２）
５．０μｍを超え１０．０μｍ以下の円相当径を有するＭｇ−Ｓｉ系晶出物の数密度は、心材におけるＡｌ−Ｍｎ系金属間化合物と同様に、心材合金のＳＥＭ観察を行うことで評価した。各供試材について３視野の観察は行い、それぞれの視野のＳＥＭ像をＡ像くん（旭化成エンジニアリング社）により画像解析することで、ろう付加熱前におけるＭｇ−Ｓｉ系晶出物の数密度を求めた。表に示す数密度は、各３視野より求めた数値の算術平均値である。

また、上記のようにして作製した各供試材に対して、６００℃で３ｍｉｎのろう付相当の加熱を行い、２００℃／ｍｉｎの冷却速度で冷却した。その後、各供試材に対して、「ろう付１週間後の強度」、「耐食性」、「成形性」及び「ろう付性」についての各評価を下記に示す方法で行なった。以上の評価結果も、表５〜９に示す。なお、ろう材の合金成分を変えた場合は、「ろう付１週間後の強度」、「外部耐食性」、「成形性」及び「ろう付性」についての各評価を同様の方法で行なった。結果を表１０に示す。

［ｅ］ろう付１週間後の強度（ＭＰａ）
各供試材より、ＪＩＳ５号試験片を切り出した。これに上記ろう付相当加熱を行った後、２５℃にて１週間自然時効を行い、ＪＩＳ Ｚ ２２４１：２０１１に準拠した引張試験を行った。引張強度が２２０ＭＰａ以上を優良とし、それ未満を不良とした。

［ｆ］耐食性
ろう付相当の加熱を行なった各供試材の犠牲陽極材面に対して、水系冷媒環境を模擬した循環サイクル試験を行った。Ｃｌ⁻：１９５ｐｐｍ、ＳＯ_４ ^２−：６０ｐｐｍ、Ｃｕ^２＋：１ｐｐｍ、Ｆｅ^２＋：３０ｐｐｍを含有し温度８８℃の水溶液を各供試材の試験片の試験面に対して比液量６ｍＬ／Ｃｍ^２、流速２ｍ／秒で８時間流通し、その後、試験片を１６時間放置した。このような加熱流通と放置からなるサイクルを３ヶ月間行った。循環サイクル試験後において、試験片の表面の腐食生成物を除去し腐食深さを測定した。測定箇所は各試験片において１０箇所とし、それらの最大値をもって腐食深さとした。腐食深さが７０μｍ未満の場合を◎（優良）とし、腐食深さが７０μｍ以上９０μｍ以下の場合を○（良好）とし、腐食深さが９０μｍを超える場合と貫通した場合及び粒界腐食が観察された場合を×（不良）とした。なお、試験面以外にはマスキングを施して、試験水溶液に接触しないようにした。

［ｇ］成形性
各供試材からＪＩＳ５号試験片を切り出し、これに上記ろう付相当加熱を行った。このろう付相当加熱を行った試験片に対して、引張試験機を用いてＪＩＳ Ｚ ２２４１：２０１１に準拠した常温の伸びを測定した。伸びが３％以上を成形性が良好とし、それ未満を不良とした。

［ｈ］ろう付性
コルゲート加工を施したベアフィン材を２枚の上記各供試材で挟み、上記ろう付加熱相当温度でろう付を行った。ろう付後において、各供試材とフィン材との接合率を測定し、接合率が９０％以上をろう付性が良好と評価し、それ未満を不良とした。また、各供試材とフィン材との接合部にエロージョンが観察されるか否かについても観察した。

［ｉ］外部耐食性
コルゲート加工を施したベアフィン材を２枚の上記各供試材ではさみ、上記ろう付加熱相当温度でろう付を行った。ろう付後において、各供試材のフィン間のチューブろう材表面の電位と心材の電位を測定した。心材―ろう材間の電位差を測定し、心材の電位がろう材より貴であれば○（良好）、１００ｍＶ以上貴であるか、または卑であれば×（不良）とした。

［ｊ］その他
さらに、ろう材をクラッドしない材料について、上記と同様の「ろう付１週間後の強度」、「耐食性」、「成形性」について評価を行った。以上の評価結果を表１１に示す。

実施例１〜８１では、本発明で規定する条件を満たしており、ろう付一週間後の強度、（外部）耐食性、成形性及びろう付性の何れも合格又は良好であった。

これに対して、比較例１では、心材のＳｉ含有量が多過ぎたため、耐食性が不良となった。また、心材固相線温度が低下し、エロージョンが発生した。

比較例２では、心材のＦｅ含有量が少な過ぎたため、晶析出物密度が低下し、ろう付一週間後の強度が不良となった。

比較例３では、心材のＦｅ含有量が多過ぎたため、粗大な晶出物が増え、成形性が不良となった。

比較例４では、心材のＣｕ含有量が少な過ぎたため、心材におけるＡｌ−Ｍｎ金属間化合物の数密度が小さくなり、これによりろう付一週間後の強度が不良となった。

比較例５では、心材のＣｕ含有量が多過ぎたため、粒界に析出するＡｌ_２Ｃｕが増加し、内部耐食性試験において粒界腐食が発生した。また、融点が低くなり、ろう付中に心材がエロージョンを起こした。

比較例６では、心材のＭｎ含有量が少な過ぎたため、心材におけるＡｌ−Ｍｎ金属間化合物の数密度が小さくなり、ろう付一週間後の強度が不良となった。

比較例７では、心材のＭｎ含有量が多過ぎたため、粗大な晶出物が増え、成形性が不良となった。

比較例８では、心材のＭｇ含有量が少な過ぎたため、ろう付一週間後の強度が不良となった。

比較例９では、心材のＭｇ含有量が多過ぎたため、ろう付性が不良となった。

比較例１０では、心材のＴｉ含有量が多過ぎたため、粗大な晶出物が増え、成形性が不良となった。

比較例１１では、心材のＺｒ含有量が多過ぎたため、粗大な晶出物が増え、成形性が不良となった。

比較例１２では、心材のＣｒ含有量が多過ぎたため、粗大な晶出物が増え、成形性が不良となった。

比較例１３では、心材のＶ含有量が多過ぎたため、粗大な晶出物が増え、成形性が不良となった。

比較例１４では、犠牲陽極材層のＳｉ含有量が少な過ぎたため、０．１〜５．０μｍの円相当径を有するＭｇ−Ｓｉ系晶出物の数密度が小さくなり、耐食性が不良となった。また、ろう付相当加熱中に犠牲陽極材から心材に供給されるＳｉ量が少ないため、ろう付一週間後の強度が不良となった。

比較例１５では、犠牲陽極材層のＳｉ含有量が多過ぎたため犠牲陽極材が製造途中で一部溶融し、クラッド材が製造できなかった。

比較例１６では、犠牲陽極材層のＭｇ含有量が少な過ぎたため、０．１〜５．０μｍの円相当径を有するＭｇ−Ｓｉ系晶出物の数密度が小さくなり、耐食性が不良となった。

比較例１７では、犠牲陽極材層のＭｇ含有量が多過ぎたため、熱延処理中に心材と接合されず、クラッド材が製造できなかった。

比較例１８では、犠牲陽極材層のＦｅ含有量が多過ぎたため、腐食速度が増大し、耐食性が不良となった。

比較例１９では、犠牲陽極材層のＮｉ含有量が多過ぎたため、腐食速度が増大し、耐食性が不良となった。

比較例２０では、犠牲陽極材層のＣｕ含有量が多過ぎたため、腐食速度が増大し、耐食性が不良となった。

比較例２１では、犠牲陽極材層のＭｎ含有量が多過ぎたため、粗大な晶出物が増え、成形性が不良となった。

比較例２２では、犠牲陽極材層のＺｎ含有量が多過ぎたため、腐食速度が増大し、耐食性が不良となった。

比較例２３では、犠牲陽極材層のＴｉ含有量が多過ぎたため、粗大な晶出物が増え、成形性が不良となった。

比較例２４では、犠牲陽極材層のＺｒ含有量が多過ぎたため、粗大な晶出物が増え、成形性が不良となった。

比較例２５では、犠牲陽極材層のＣｒ含有量が多過ぎたため、粗大な晶出物が増え、成形性が不良となった。

比較例２６では、犠牲陽極材層のＶ含有量が多過ぎたため、粗大な晶出物が増え、成形性が不良となった。

比較例２７では、ろう材層のＳｉ含有量が少な過ぎたため、６００℃における液相率が確保できず、ろう付性が不良となった。

比較例２８では、ろう材層のＳｉ含有量が多過ぎたため、粗大なＳｉ粒子が増え、成形性が不良となった。

比較例２９では、ろう材のＣｕ含有量が多過ぎたため、ろう材表面の電位が心材の電位よりも貴となり、外部耐食性が不良となった。

比較例３０では、ろう材のＺｎ含有量が多過ぎたため、フィレット部の電位が卑になりすぎ、外部耐食性が不良となった。

比較例３１では、心材用アルミニウム合金の均質化処理温度が高過ぎたため、心材におけるＡｌ−Ｍｎ金属間化合物の数密度が小さくなり、ろう付一週間後の強度が不良となった。

比較例３２では、犠牲陽極材層用アルミニウム合金の鋳造工程における冷却速度が遅過ぎたため、５．０μｍを超え１０．０μｍ以下の円相当径を有するＭｇ−Ｓｉ系晶出物の数密度が大きくなり、これにより腐食が局所的に集中し、耐食性が不良となった。

比較例３３では、犠牲陽極材層用アルミニウム合金の均質化処理温度が低過ぎたため、５．０μｍを超え１０．０μｍ以下の円相当径を有するＭｇ−Ｓｉ系晶出物の数密度が大きくなり、これにより腐食が局所的に集中し、耐食性が不良となった。

比較例３４では、犠牲陽極材層用アルミニウム合金の均質化処理時間が短過ぎたため、５．０μｍを超え１０．０μｍ以下の円相当径を有するＭｇ−Ｓｉ系晶出物の数密度が大きくなり、これにより腐食が局所的に集中し、耐食性が不良となった。

比較例３５では、合わせ加熱処理の加熱段階における加熱温度が低過ぎたため、心材におけるＡｌ−Ｍｎ金属間化合物の数密度が小さくなり、ろう付一週間後の強度が不良となった。

比較例３６では、合わせ加熱処理の加熱段階における加熱温度が高過ぎたため、心材におけるＡｌ−Ｍｎ金属間化合物の数密度が小さくなり、ろう付一週間後の強度が不良となった。

比較例３７では、合わせ加熱処理の保持段階における保持時間が長過ぎたため、心材におけるＡｌ_２Ｃｕの数密度が大きくなり、ろう付一週間後の強度が不良となり、成形性も不良となった。

比較例３８では、最終焼鈍における焼鈍温度が高過ぎたため、心材におけるＡｌ_２Ｃｕの数密度が大きくなり、ろう付一週間後の強度が不良となり、成形性も不良となった。

本発明のアルミニウム合金製クラッド材は高強度及び優れた耐食性を有し、高融点の心材を用いているので、６００℃付近の温度でろう付することが可能である。

１・・・チューブ
２・・・フィン
３・・・ヘッダー
４・・・タンク

Claims (14)

1. アルミニウム合金の心材と、当該心材の一方の面又は両方の面にクラッドされた犠牲陽極材層とを備え、ろう材を備えないアルミニウム合金製クラッド材において、前記心材が、Ｓｉ：０．２ｍａｓｓ％未満、Ｆｅ：０．０５〜０．３０ｍａｓｓ％、Ｃｕ：１．０〜２．５ｍａｓｓ％、Ｍｎ：１．０〜１．６ｍａｓｓ％、Ｍｇ：０．１〜１．０ｍａｓｓ％を含有し、残部Ａｌ及び不可避的不純物からなるアルミニウム合金からなり、前記犠牲陽極材層が、Ｓｉ：０．１〜１．５ｍａｓｓ％、Ｍｇ：０．１〜２．０ｍａｓｓ％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からなり、前記心材において、０．１μｍ以上の円相当径を有するＡｌ−Ｍｎ系金属間化合物の数密度が１．０×１０^５個／ｍｍ^２以上であり、かつ、０．１μｍ以上の円相当径を有するがＡｌ_２Ｃｕの数密度が１．０×１０^５個／ｍｍ^２以下であり、前記犠牲陽極材層において、０．１〜５．０μｍの円相当径を有するＭｇ−Ｓｉ系晶出物の数密度が１００〜１５００００個／ｍｍ^２であり、かつ、５．０μｍを超え１０．０μｍ以下の円相当径を有するＭｇ−Ｓｉ系晶出物の数密度が５個／ｍｍ^２以下であることを特徴とするアルミニウム合金製クラッド材。
2. 前記心材が、Ｔｉ：０．０５〜０．２０ｍａｓｓ％、Ｚｒ：０．０５〜０．２０ｍａｓｓ％、Ｃｒ：０．０５〜０．２０ｍａｓｓ％及びＶ：０．０５〜０．２０ｍａｓｓ％からなる群から選択される１種又は２種以上を更に含有するアルミニウム合金からなる、請求項１に記載のアルミニウム合金製クラッド材。
3. 前記犠牲陽極材層が、Ｆｅ：０．０５〜１．００ｍａｓｓ％、Ｎｉ：０．０５〜１．００ｍａｓｓ％、Ｃｕ：０．０５〜１．００ｍａｓｓ％、Ｍｎ：０．０５〜１．５０ｍａｓｓ％、Ｚｎ：０．０５〜１．００ｍａｓｓ％、Ｔｉ：０．０５〜０．２０ｍａｓｓ％、Ｚｒ：０．０５〜０．３０ｍａｓｓ％、Ｃｒ：０．０５〜０．３０ｍａｓｓ％及びＶ：０．０５〜０．３０ｍａｓｓ％からなる群から選択される１種又は２種以上を更に含有するアルミニウム合金からなる、請求項１又は２に記載のアルミニウム合金製クラッド材。
4. 請求項１〜３のいずれか一項に記載のアルミニウム合金製クラッド材の製造方法であって、前記心材用及び犠牲陽極材層用のアルミニウム合金をそれぞれ鋳造する工程と、鋳造した犠牲陽極材層の鋳塊を均質化処理する均質化処理工程と、均質化処理した犠牲陽極材層の鋳塊を所定の厚さまで熱間圧延する熱間圧延工程と、心材鋳塊の一方の面又は両方の面に熱間圧延により所定厚さとした犠牲陽極材層を組み合わせて合わせ材とする合わせ工程と、合わせ材を加熱する合わせ加熱工程と、加熱した合わせ材を熱間圧延する熱間クラッド圧延工程と、熱間クラッド圧延したクラッド材を冷間圧延する冷間圧延工程とを含み、前記犠牲陽極材層用のアルミニウム合金の鋳造工程において、半連続鋳造による鋳塊表面の冷却速度を１℃／秒以上とし、犠牲陽極材層の鋳塊の均質化処理工程において、鋳塊を４５０〜５７０℃の温度で１時間以上加熱処理し、前記合わせ加熱工程の加熱温度が４２０〜５５０℃であり、合わせ加熱工程後において、３２０〜４００℃における保持時間が６分以下であることを特徴とするアルミニウム合金製クラッド材の製造方法。
5. 前記心材の鋳造工程後において、心材の鋳塊を均質化処理する均質化処理工程を更に含み、当該均質化処理工程において、前記心材の鋳塊を４００〜５５０℃の温度で加熱処理する、請求項４に記載のアルミニウム合金製クラッド材の製造方法。
6. 前記冷間圧延工程の途中及び冷間圧延工程の後の一方又は両方においてクラッド材を焼鈍する１回以上の焼鈍工程を更に含み、当該焼鈍工程においてクラッド材を２００〜３２０℃の温度で加熱処理する、請求項４又は５に記載のアルミニウム合金製クラッド材の製造方法。
7. アルミニウム合金の心材と、当該心材の一方の面にクラッドされた犠牲陽極材層と、他方の面にクラッドされたろう材とを備えるアルミニウム合金製クラッド材において、前記心材が、Ｓｉ：０．２ｍａｓｓ％未満、Ｆｅ：０．０５〜０．３０ｍａｓｓ％、Ｃｕ：１．０〜２．５ｍａｓｓ％、Ｍｎ：１．０〜１．６ｍａｓｓ％、Ｍｇ：０．１〜１．０ｍａｓｓ％を含有し、残部Ａｌ及び不可避的不純物からなるアルミニウム合金からなり、前記犠牲陽極材層が、Ｓｉ：０．１〜１．５ｍａｓｓ％、Ｍｇ：０．１〜２．０ｍａｓｓ％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からなり、前記ろう材が、Ｓｉ：７．０〜１２．０ｍａｓｓ％を含有し、残部Ａｌ及び不可避的不純物からなるＡｌ−Ｓｉ系合金からなり、前記心材において、０．１μｍ以上の円相当径を有するＡｌ−Ｍｎ系金属間化合物の数密度が１．０×１０^５個／ｍｍ^２以上であり、かつ、０．１μｍ以上の円相当径を有するがＡｌ_２Ｃｕの数密度が１．０×１０^５個／ｍｍ^２以下であり、前記犠牲陽極材層において、０．１〜５．０μｍの円相当径を有するＭｇ−Ｓｉ系晶出物の数密度が１００〜１５００００個／ｍｍ^２であり、かつ、５．０μｍを超え１０．０μｍ以下の円相当径を有するＭｇ−Ｓｉ系晶出物の数密度が５個／ｍｍ^２以下であることを特徴とするアルミニウム合金製クラッド材。
8. 前記心材が、Ｔｉ：０．０５〜０．２０ｍａｓｓ％、Ｚｒ：０．０５〜０．２０ｍａｓｓ％、Ｃｒ：０．０５〜０．２０ｍａｓｓ％及びＶ：０．０５〜０．２０ｍａｓｓ％からなる群から選択される１種又は２種以上を更に含有するアルミニウム合金からなる、請求項７に記載のアルミニウム合金製クラッド材。
9. 前記犠牲陽極材層が、Ｆｅ：０．０５〜１．００ｍａｓｓ％、Ｎｉ：０．０５〜１．００ｍａｓｓ％、Ｃｕ：０．０５〜１．００ｍａｓｓ％、Ｍｎ：０．０５〜１．５０ｍａｓｓ％、Ｚｎ：０．０５〜１．００ｍａｓｓ％、Ｔｉ：０．０５〜０．２０ｍａｓｓ％、Ｚｒ：０．０５〜０．３０ｍａｓｓ％、Ｃｒ：０．０５〜０．３０ｍａｓｓ％及びＶ：０．０５〜０．３０ｍａｓｓ％からなる群から選択される１種又は２種以上を更に含有するアルミニウム合金からなる、請求項７又は８に記載のアルミニウム合金製クラッド材。
10. 前記ろう材が、Ｃｕ：０．５〜２．５ｍａｓｓ％を更に含有するＡｌ−Ｓｉ−Ｃｕ系合金からなる、請求項７〜９のいずれか一項に記載のアルミニウム合金製クラッド材。
11. 前記ろう材が、Ｚｎ：０．１〜３．０ｍａｓｓ％を更に含有するＡｌ−Ｓｉ−Ｃｕ−Ｚｎ系合金からなる、請求項１０に記載のアルミニウム合金クラッド材。
12. 請求項７〜１１のいずれか一項に記載のアルミニウム合金製クラッド材の製造方法であって、前記心材用、犠牲陽極材層用及びろう材用のアルミニウム合金をそれぞれ鋳造する工程と、鋳造した犠牲陽極材層の鋳塊を均質化処理する均質化処理工程と、均質化処理した犠牲陽極材層の鋳塊及びろう材の鋳塊をそれぞれ所定の厚さまで熱間圧延する熱間圧延工程と、心材鋳塊の一方の面に熱間圧延により所定厚さとした犠牲陽極材層を、他方の面に熱間圧延により所定厚さとしたろう材をそれぞれ組み合わせて合わせ材とする合わせ工程と、合わせ材を加熱する合わせ加熱工程と、加熱した合わせ材を熱間圧延する熱間クラッド圧延工程と、熱間クラッド圧延したクラッド材を冷間圧延する冷間圧延工程とを含み、前記犠牲陽極材層用のアルミニウム合金の鋳造工程において、半連続鋳造により鋳塊表面の冷却速度を１℃／秒以上とし、犠牲陽極材層の鋳塊の均質化処理工程において、鋳塊を４５０〜５７０℃の温度で１時間以上加熱処理し、前記合わせ加熱工程の加熱温度が４２０〜５５０℃であり、合わせ加熱工程後において、３２０〜４００℃における保持時間が６分以下であることを特徴とするアルミニウム合金製クラッド材の製造方法。
13. 前記心材の鋳造工程後において、心材の鋳塊を均質化処理する均質化処理工程を更に含み、当該均質化処理工程において、前記心材の鋳塊を４００〜５５０℃の温度で加熱処理する、請求項１２に記載のアルミニウム合金製クラッド材の製造方法。
14. 前記冷間圧延工程の途中及び冷間圧延工程の後の一方又は両方においてクラッド材を焼鈍する１回以上の焼鈍工程を更に含み、当該焼鈍工程においてクラッド材を２００〜３２０℃の温度で加熱処理する、請求項１２又は１３に記載のアルミニウム合金製クラッド材の製造方法。

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