JP7440325B2 - 無フラックスろう付用アルミニウムブレージングシート - Google Patents
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Description
本発明は、無フラックスろう付用などとして好適なアルミニウムブレージングシートに関する。
コンデンサやエバポレーターなどのアルミニウム製自動車用熱交換器は、これまでの小型軽量化と共にアルミニウム材料の薄肉高強度化が進んできている。アルミニウム製熱交換器の製造では、継手を接合するろう付が行われるが、現在主流のフッ化物系フラックスを使用するろう付方法では、フラックスが材料中のＭｇと反応して不活性化しろう付不良を生じ易いため、Ｍｇ添加高強度部材の利用が制限される。このため、フラックスを使用せずにＭｇ添加アルミニウム合金を接合するろう付方法が望まれている。
Ａｌ－Ｓｉ－Ｍｇ系ろう材を用いるフラックスフリーろう付（無フラックスろう付）では、溶融して活性となったろう材中のＭｇが接合部表面のＡｌ酸化皮膜（Ａｌ２Ｏ３）を還元分解することで接合が可能となる。閉塞的な面接合継手などにおいては、Ｍｇによる酸化皮膜の分解作用によりろう材を有するブレージングシート同士を組合せた継手や、ブレージングシートとろう材を有さない被接合部材（ベア材）を組合せた継手において良好な接合状態が得られる（特許文献１参照）。
しかし、コンデンサやエバポレーターなど、一般的な熱交換器の代表的な継手形状であるチューブとフィン接合部などにおいては、ろう付時の雰囲気の影響を受け易く、Ｍｇ添加ろう材の表面でＭｇＯ皮膜が成長し易くなる。ＭｇＯ皮膜は分解され難い安定な酸化皮膜であるため、ＭｇＯ皮膜が存在すると接合が著しく阻害される。
このため、一般的な熱交換器にフラックスフリー技術を適用するためには、開放部を有する継手で安定した接合状態が得られるフラックスフリーろう付用ブレージングシートが強く望まれている。
このため、一般的な熱交換器にフラックスフリー技術を適用するためには、開放部を有する継手で安定した接合状態が得られるフラックスフリーろう付用ブレージングシートが強く望まれている。
フラックスフリーろう付の接合状態を安定させる方法として、本発明者らは、例えば特許文献２などに示すＡｌ－Ｓｉ－Ｍｇ－Ｂｉ系ろう材を用い、このろう材中のＢｉ粒子やＭｇ－Ｂｉ化合物粒子の分布状態を制御する技術について研究している。この技術によれば、円相当径５．０～５０μｍの単体ＢｉあるいはＢｉ－Ｍｇ化合物をろう材中に分散させておくことで、これら化合物が材料製造時にろう材表面に露出し、化合物の露出部において酸化皮膜形成を抑制することにより、短時間のろう付加熱時間でフラックスフリーろう付性を向上できる見込みが得られている。
しかし、現在主流のフッ化物系フラックスを使用するろう付方法を代替できるほどに安定した接合性が得られているとは言い難く、一般的な熱交換器に広く適用するためにはさらなる技術の向上が必要である。
しかし、現在主流のフッ化物系フラックスを使用するろう付方法を代替できるほどに安定した接合性が得られているとは言い難く、一般的な熱交換器に広く適用するためにはさらなる技術の向上が必要である。
そこで本発明者らは上記課題に鑑み、Ｂｉを添加したＡｌ-Ｓｉ-Ｍｇ系ろう材のろう付過程におけるＢｉの挙動とろう付性を精査した。
その結果、従来知見に加え、Ｂｉを添加したＡｌ-Ｓｉ-Ｍｇ系ろう材であってもＭｇＯが多量に生成した場合にはろう付性が低下すること、すなわち、酸化皮膜中のＭｇＯの割合が少ない場合にろう付性が向上することを知見した。
さらに、本発明者らの研究の結果、Ｂｉを添加したＡｌ-Ｓｉ-Ｍｇ系ろう材の場合には、ろう付昇温過程において生成した溶融金属Ｂｉが酸化皮膜（ＭｇＯ）中に濃化し、ＭｇＯが脆弱化することが、ろう付性が良化する原因であることを知見した。
その結果、従来知見に加え、Ｂｉを添加したＡｌ-Ｓｉ-Ｍｇ系ろう材であってもＭｇＯが多量に生成した場合にはろう付性が低下すること、すなわち、酸化皮膜中のＭｇＯの割合が少ない場合にろう付性が向上することを知見した。
さらに、本発明者らの研究の結果、Ｂｉを添加したＡｌ-Ｓｉ-Ｍｇ系ろう材の場合には、ろう付昇温過程において生成した溶融金属Ｂｉが酸化皮膜（ＭｇＯ）中に濃化し、ＭｇＯが脆弱化することが、ろう付性が良化する原因であることを知見した。
さらに、本発明者らの研究の結果、ＭｇＯ中への溶融金属Ｂｉの濃化のし易さはＭｇＯの膜質によって異なり、結晶性を有する場合には生成した溶融金属Ｂｉが酸化皮膜内に浸透しにくく、一方、結晶性を有さないＭｇＯの場合には、溶融金属Ｂｉが皮膜内に浸透しやすく、よりＭｇＯが脆弱化しやすいことを知見した。
すなわち、本発明らは、Ｂｉを添加したＡｌ-Ｓｉ-Ｍｇ系ろう材のろう付性を向上させるためには、ＭｇＯの膜質を制御することが重要であることを見出した。
なお、先に説明したＢｉを濃化させる技術において、ＭｇＯの膜質を制御できていない場合、ＭｇＯへＢｉを浸透させるため、より多量の溶融金属Ｂｉを生成させる必要がある。このため、先に説明したＢｉを濃化させる技術においては、ろう付前のＭｇ-Ｂｉ化合物の分散状態を制御する必要があると推測している。
さらに、本発明者らの研究により、ＭｇＯ中に濃化してＭｇＯを脆弱化させる元素を探索した結果、Ｇａ、Ｓｎ、Ｉｎ、ＰｂもＢｉと同様の効果があることを見出した。
すなわち、本発明らは、Ｂｉを添加したＡｌ-Ｓｉ-Ｍｇ系ろう材のろう付性を向上させるためには、ＭｇＯの膜質を制御することが重要であることを見出した。
なお、先に説明したＢｉを濃化させる技術において、ＭｇＯの膜質を制御できていない場合、ＭｇＯへＢｉを浸透させるため、より多量の溶融金属Ｂｉを生成させる必要がある。このため、先に説明したＢｉを濃化させる技術においては、ろう付前のＭｇ-Ｂｉ化合物の分散状態を制御する必要があると推測している。
さらに、本発明者らの研究により、ＭｇＯ中に濃化してＭｇＯを脆弱化させる元素を探索した結果、Ｇａ、Ｓｎ、Ｉｎ、ＰｂもＢｉと同様の効果があることを見出した。
本願発明は、以上説明の背景に鑑みなされたもので、フラックスフリーろう付けにおいて良好な接合性が得られる無フラックスろう付用アルミニウムブレージングシートを提供することを目的とする。
（１）本形態に係る無フラックスろう付用アルミニウムブレージングシートは、少なくとも二層以上の複層構造を有するアルミニウムブレージングシートであって、質量％で、Ｍｇを０．０５～２．０％、Ｓｉを２．０～１４．０％含有し、さらに０．０１～０．３％のＢｉ、Ｇａ、Ｓｎ、Ｉｎ、Ｐｂのうち、１種または２種以上を含有し、かつ、Ｂｉ、Ｇａ、Ｓｎ、Ｉｎ、Ｐｂの総量が０．５％以下であり、残部Ａｌ及び不純物の組成を有するＡｌ－Ｓｉ－Ｍｇ－Ｘ系ろう材が心材の片面または両面の最表面に位置し、前記Ａｌ－Ｓｉ－Ｍｇ－Ｘ系ろう材の表面の酸化皮膜中のＭｇＯの割合が面積率で２％以下であり、かつ、前記酸化皮膜中のＭｇＯの内、結晶性を有する領域が面積率で４％以下であることを特徴とする。ただし、前記ＸはＢｉ、Ｇａ、Ｓｎ、Ｉｎ、Ｐｂのうち、１種または２種以上を示す。
（２）本形態に係る無フラックスろう付用アルミニウムブレージングシートにおいて、前記ろう材が、質量％で、Ｍｇを０．１～１．５％、Ｓｉを３．０～１２．５％含有し、さらに、Ｂｉ、Ｇａ、Ｓｎ、Ｉｎ、Ｐｂのうち、１種または２種以上を総量で０．０３～０．２５％含有することが好ましい。
（３）本形態に係る無フラックスろう付用アルミニウムブレージングシートにおいて、前記心材が、質量％で、Ｓｉ：０．０５～１．２％、Ｍｇ：０．０１～２．０％、Ｍｎ：０．１～２．５％、Ｃｕ：０．０１～２．５％、Ｆｅ：０．０５～１．５％、Ｚｒ：０．０１～０．３％、Ｔｉ：０．０１～０．３％、Ｃｒ：０．０１～０．５％、Ｂｉ：０．００５～１．５％およびＺｎ：０．１～９．０％のうち、１種または２種以上を含有することが好ましい。
（４）本形態に係る無フラックスろう付用アルミニウムブレージングシートにおいて、前記心材が、質量％で、Ｓｉ：０．０５～１．２％、Ｍｇ：０．０１～２．０％を含有し、さらにＭｎ：０．１～２．５％、Ｃｕ：０．０１～２．５％、Ｆｅ：０．０５～１．５％、Ｚｒ：０．０１～０．３％、Ｔｉ：０．０１～０．３％、Ｃｒ：０．０１～０．５％、Ｂｉ：０．００５～１．５％およびＺｎ：０．１～９．０％のうち、１種または２種以上を含有することが好ましい。
（５）本形態に係る無フラックスろう付用アルミニウムブレージングシートにおいて、前記心材に犠牲材がクラッドされ、前記犠牲材が質量％で、Ｚｎ：０．１～９．０％を含有し、さらに、Ｓｉ：０．０５～１．２％、Ｍｇ：０．０１～２．０％、Ｍｎ：０．１～２．５％、Ｆｅ：０．０５～１．５％、Ｚｒ：０．０１～０．３％、Ｔｉ：０．０１～０．３％、Ｃｒ：０．０１～０．５％、Ｂｉ：０．００５～１．５％のうち、１種または２種以上を含有することが好ましい。
本発明によれば、良好で安定した無フラックスろう付接合を行うことが可能になる。
以下、実施形態に基づいて本発明を詳細に説明する。
第１実施形態の無フラックスろう付用ブレージングシートは、少なくとも二層以上の複層構造を有するアルミニウムブレージングシートであって、心材と心材の片面または両面にクラッドされて最表面に位置するＡｌ－Ｓｉ系ろう材を具備する。
本実施形態のブレージングシートは、心材の片面にろう材をクラッドし、心材の他面に犠牲材をクラッドした三層構造のブレージングシートであっても良い。
また、ブレージングシートは、ろう材/心材/犠牲材/ろう材の四層構造でも良いし、ろう材/犠牲材/心材/犠牲材/ろう材の五層構造であっても良く、クラッド構成は特に限定されるものではない。
前記Ａｌ－Ｓｉ系ろう材は、質量％で、Ｍｇを０．０５～２．０％、Ｓｉを２．０～１４．０％含有し、さらに０．０１～０．３％のＢｉ、Ｇａ、Ｓｎ、Ｉｎ、Ｐｂのうち、１種あるいは２種以上を含有し、かつ、Ｂｉ、Ｇａ、Ｓｎ、Ｉｎ、Ｐｂの総量が０．５％以下であり、残部Ａｌの組成を有する。
また、前記Ａｌ－Ｓｉ－Ｍｇ－Ｘ系ろう材の表面に生成している酸化皮膜中のＭｇＯの割合が２％以下であり、かつ、前記酸化皮膜中のＭｇＯの内、結晶性を有する領域が４％以下であることを特徴とする。ただし、前記ＸはＢｉ、Ｇａ、Ｓｎ、Ｉｎ、Ｐｂのうち、１種または２種以上を示す。
第１実施形態の無フラックスろう付用ブレージングシートは、少なくとも二層以上の複層構造を有するアルミニウムブレージングシートであって、心材と心材の片面または両面にクラッドされて最表面に位置するＡｌ－Ｓｉ系ろう材を具備する。
本実施形態のブレージングシートは、心材の片面にろう材をクラッドし、心材の他面に犠牲材をクラッドした三層構造のブレージングシートであっても良い。
また、ブレージングシートは、ろう材/心材/犠牲材/ろう材の四層構造でも良いし、ろう材/犠牲材/心材/犠牲材/ろう材の五層構造であっても良く、クラッド構成は特に限定されるものではない。
前記Ａｌ－Ｓｉ系ろう材は、質量％で、Ｍｇを０．０５～２．０％、Ｓｉを２．０～１４．０％含有し、さらに０．０１～０．３％のＢｉ、Ｇａ、Ｓｎ、Ｉｎ、Ｐｂのうち、１種あるいは２種以上を含有し、かつ、Ｂｉ、Ｇａ、Ｓｎ、Ｉｎ、Ｐｂの総量が０．５％以下であり、残部Ａｌの組成を有する。
また、前記Ａｌ－Ｓｉ－Ｍｇ－Ｘ系ろう材の表面に生成している酸化皮膜中のＭｇＯの割合が２％以下であり、かつ、前記酸化皮膜中のＭｇＯの内、結晶性を有する領域が４％以下であることを特徴とする。ただし、前記ＸはＢｉ、Ｇａ、Ｓｎ、Ｉｎ、Ｐｂのうち、１種または２種以上を示す。
以下に、本実施形態のブレージングシートにおいて規定される組成等について説明する。なお、含有量の記載はいずれも質量比で示され、質量比の範囲について「～」を用いて表記する場合、特に指定しない限り、下限と上限を含む表記とする。よって、例えば、０．０５～２．０％は、０．０５質量％以上２．０質量％以下を意味する。
「ろう材」
「Ｍｇ：０．０５～２．０％」
Ｍｇは、Ａｌ酸化皮膜(Ａｌ２Ｏ３)を還元分解するために添加される。Ｍｇ含有量が下限未満であると、効果が不十分であり、上限超えであると、ろう付雰囲気中の酸素と反応して接合を阻害するＭｇＯが生成する（酸化皮膜中のＭｇＯの割合が増加する）。Ｍｇ含有量が少ない場合、結晶性のＭｇＯが生成しやすい。このため、Ｍｇの含有量を上記範囲に定める。
なお、同様の理由でＭｇ含有量を、０．１～１．５％の範囲とするのが望ましい。さらに望ましくは、Ｍｇ含有量０．２～１．５％の範囲である。
「Ｍｇ：０．０５～２．０％」
Ｍｇは、Ａｌ酸化皮膜(Ａｌ２Ｏ３)を還元分解するために添加される。Ｍｇ含有量が下限未満であると、効果が不十分であり、上限超えであると、ろう付雰囲気中の酸素と反応して接合を阻害するＭｇＯが生成する（酸化皮膜中のＭｇＯの割合が増加する）。Ｍｇ含有量が少ない場合、結晶性のＭｇＯが生成しやすい。このため、Ｍｇの含有量を上記範囲に定める。
なお、同様の理由でＭｇ含有量を、０．１～１．５％の範囲とするのが望ましい。さらに望ましくは、Ｍｇ含有量０．２～１．５％の範囲である。
「Ｂｉ、Ｇａ、Ｓｎ、Ｉｎ、Ｐｂ：０．００５～０．３％：総量で０．５％以下」
Ｂｉ、Ｇａ、Ｓｎ、Ｉｎ、Ｐｂのうち、１種または２種以上をＸと称する。
Ｘは、ろう付昇温過程でＭｇＯ皮膜中に浸透・濃化し、ＭｇＯを脆弱化することでろう付性を向上させる。Ｘの含有量が下限未満であると、効果が不十分であり、上限超えであると効果が飽和することに加えて、酸化皮膜中のＭｇＯの割合が増加する。また、Ｘの総量が０．５％を超えると材料表面においてＸの酸化物が生成し易くなり、ろう付け接合性が阻害される。このため、Ｘである個々の元素の含有量と総量を上記範囲に定めることが望ましい。なお、同様の理由でＸの含有量を０．０３～０．２５％の範囲とするのがより望ましい。
Ｂｉ、Ｇａ、Ｓｎ、Ｉｎ、Ｐｂのうち、１種または２種以上をＸと称する。
Ｘは、ろう付昇温過程でＭｇＯ皮膜中に浸透・濃化し、ＭｇＯを脆弱化することでろう付性を向上させる。Ｘの含有量が下限未満であると、効果が不十分であり、上限超えであると効果が飽和することに加えて、酸化皮膜中のＭｇＯの割合が増加する。また、Ｘの総量が０．５％を超えると材料表面においてＸの酸化物が生成し易くなり、ろう付け接合性が阻害される。このため、Ｘである個々の元素の含有量と総量を上記範囲に定めることが望ましい。なお、同様の理由でＸの含有量を０．０３～０．２５％の範囲とするのがより望ましい。
Ｓｉ：２．０～１４．０％
Ｓｉは、ろう付時に溶融ろうを形成し、接合部のフィレットを形成するために添加される。Ｓｉ含有量が下限未満であると、溶融ろう量が不足する。一方、Ｓｉ含有量が上限超であると、粗大なＳｉが形成され、素材製造が困難になる。あるいは、粗大なＳｉ粒子が多く析出する。このため、Ｓｉの含有量を上記範囲に定めることが望ましい。なお、同様の理由でＳｉ含有量を、３．０～１２．５％の範囲とするのがより望ましい。
鋳造起因の粗大Ｓｉ粒子は塊状、あるいは板状で熱間圧延でも破砕されずにブレージングシートにそのまま残存することがある。この粗大Ｓｉ粒子はろう付時にエロージョンと呼ばれる局所溶融を引きおこし、穴あきの原因となる。
Ｓｉは、ろう付時に溶融ろうを形成し、接合部のフィレットを形成するために添加される。Ｓｉ含有量が下限未満であると、溶融ろう量が不足する。一方、Ｓｉ含有量が上限超であると、粗大なＳｉが形成され、素材製造が困難になる。あるいは、粗大なＳｉ粒子が多く析出する。このため、Ｓｉの含有量を上記範囲に定めることが望ましい。なお、同様の理由でＳｉ含有量を、３．０～１２．５％の範囲とするのがより望ましい。
鋳造起因の粗大Ｓｉ粒子は塊状、あるいは板状で熱間圧延でも破砕されずにブレージングシートにそのまま残存することがある。この粗大Ｓｉ粒子はろう付時にエロージョンと呼ばれる局所溶融を引きおこし、穴あきの原因となる。
なお、ろう材にはＭｇとＳｉ、あるいは、上述の元素の他、Ｆｅ、Ｍｎ、Ｃｕなどの不純物元素を０．３％以下、例えば０．０１～０．２％程度、含んでいても良い。あるいは、ろう材には、前述の不純物元素が含まれていても、本実施形態において目的とする作用には影響しない。また、前記した不純物元素については本発明の効果を妨げず許容されるので積極的に添加しても差し支えない。
「酸化皮膜表面のＭｇＯの割合：面積率２％以下」
ろう付はろう溶融前に酸化皮膜を分解してアルミ新生面が露出することで接合がなされる。ＭｇＯはＡｌ2Ｏ3などよりも緻密で強固な酸化皮膜であり、ろう付中に分解しにくいため、ＭｇＯの生成量が多いとろう付性が低下する。そのため、ＭｇＯは所定量以下にする必要がある。
ろう付昇温中のＭｇＯの生成はろう付雰囲気（Ｏ2濃度）やろう付条件によっても変わるが、ろう付前の状態にも影響される。すなわち、ろう付前の酸化皮膜のＭｇＯの割合が高い場合、もともと存在したＭｇＯが成長する形でＭｇＯが生成するため、同じろう付条件であってもＭｇＯの生成量が増加する。したがって、ろう付中のＭｇＯの生成を抑制するためにはろう付前の酸化皮膜のＭｇＯの割合を低減しておくことが重要である。
ろう付前の酸化皮膜表面のＭｇＯの割合はろう材およびクラッド材の製造条件によって制御することができる。
ろう付はろう溶融前に酸化皮膜を分解してアルミ新生面が露出することで接合がなされる。ＭｇＯはＡｌ2Ｏ3などよりも緻密で強固な酸化皮膜であり、ろう付中に分解しにくいため、ＭｇＯの生成量が多いとろう付性が低下する。そのため、ＭｇＯは所定量以下にする必要がある。
ろう付昇温中のＭｇＯの生成はろう付雰囲気（Ｏ2濃度）やろう付条件によっても変わるが、ろう付前の状態にも影響される。すなわち、ろう付前の酸化皮膜のＭｇＯの割合が高い場合、もともと存在したＭｇＯが成長する形でＭｇＯが生成するため、同じろう付条件であってもＭｇＯの生成量が増加する。したがって、ろう付中のＭｇＯの生成を抑制するためにはろう付前の酸化皮膜のＭｇＯの割合を低減しておくことが重要である。
ろう付前の酸化皮膜表面のＭｇＯの割合はろう材およびクラッド材の製造条件によって制御することができる。
「ＭｇＯの内、結晶性を有する領域：面積率４％以下」
Ｂｉ、Ｇａ、Ｓｎ、Ｉｎ、ＰｂはＭｇＯ皮膜中に浸透し、ＭｇＯを脆弱化させることでろう付性を向上させるが、浸透の程度はＭｇＯの膜質によって異なり、結晶性の部分では浸透しにくく、非結晶性の部分では容易に浸透することができる。そのため、ＭｇＯの内、結晶性を有する領域が少なく、非結晶性の部分が多いほうがろう付性が向上する。そのため、ＭｇＯの内、結晶性を有する領域の面積率を所定量以下にする必要がある。
ＭｇＯの膜質はろう付雰囲気（Ｏ2濃度）やろう付条件によっても変わるが、ろう付前の状態に影響される。すなわち、ろう付前の酸化皮膜中のＭｇＯが結晶性の場合、もともと存在した結晶性のＭｇＯが成長するため、同じろう付条件であっても結晶性のＭｇＯの割合が増加する。したがって、ＭｇＯの内、結晶性を有する領域を少なくするためには、ろう付前のＭｇＯ内の結晶性を有する領域を少なくしておくことが重要である。
ろう付前のＭｇＯ内の結晶性を有する領域の面積率の大小は素材製造条件によって制御することができる。
Ｂｉ、Ｇａ、Ｓｎ、Ｉｎ、ＰｂはＭｇＯ皮膜中に浸透し、ＭｇＯを脆弱化させることでろう付性を向上させるが、浸透の程度はＭｇＯの膜質によって異なり、結晶性の部分では浸透しにくく、非結晶性の部分では容易に浸透することができる。そのため、ＭｇＯの内、結晶性を有する領域が少なく、非結晶性の部分が多いほうがろう付性が向上する。そのため、ＭｇＯの内、結晶性を有する領域の面積率を所定量以下にする必要がある。
ＭｇＯの膜質はろう付雰囲気（Ｏ2濃度）やろう付条件によっても変わるが、ろう付前の状態に影響される。すなわち、ろう付前の酸化皮膜中のＭｇＯが結晶性の場合、もともと存在した結晶性のＭｇＯが成長するため、同じろう付条件であっても結晶性のＭｇＯの割合が増加する。したがって、ＭｇＯの内、結晶性を有する領域を少なくするためには、ろう付前のＭｇＯ内の結晶性を有する領域を少なくしておくことが重要である。
ろう付前のＭｇＯ内の結晶性を有する領域の面積率の大小は素材製造条件によって制御することができる。
「心材」
本形態における心材の組成は特定のものに限定されるものではないが、 以下の成分が好適に示される。
心材は、一例として、質量％で、Ｓｉ：０．０５～１．２％、Ｍｇ：０．０１～２．０％、Ｍｎ：０．１～２．５％、Ｃｕ：０．０１～２．５％、Ｆｅ：０．０５～１．５％、Ｚｒ：０．０１～０．３％、Ｔｉ：０．０１～０．３％、Ｃｒ：０．０１～０．５％、Ｂｉ：０．００５～ １．５％およびＺｎ：０．１～９．０％の内１種または２種以上を含有し、残部Ａｌと不可避不純物からなるアルミニウム合金で構成できる。
また、心材は、他の例として、質量％で、Ｓｉ：０．０５～１．２％、Ｍｇ：０．０１～２．０％を含有し、さらにＭｎ：０．１～２．５％、Ｃｕ：０．０１～２．５％、Ｆｅ：０．０５～１．５％、Ｚｒ：０．０１～０．３％、Ｔｉ：０．０１～０．３％、Ｃｒ：０．０１～０．５％、Ｂｉ：０．００５～１．５％およびＺｎ：０．１～９．０％の内１種または２種以上を含有し、残部Ａｌと不可避不純物からなるアルミニウム合金で構成できる。
本形態における心材の組成は特定のものに限定されるものではないが、 以下の成分が好適に示される。
心材は、一例として、質量％で、Ｓｉ：０．０５～１．２％、Ｍｇ：０．０１～２．０％、Ｍｎ：０．１～２．５％、Ｃｕ：０．０１～２．５％、Ｆｅ：０．０５～１．５％、Ｚｒ：０．０１～０．３％、Ｔｉ：０．０１～０．３％、Ｃｒ：０．０１～０．５％、Ｂｉ：０．００５～ １．５％およびＺｎ：０．１～９．０％の内１種または２種以上を含有し、残部Ａｌと不可避不純物からなるアルミニウム合金で構成できる。
また、心材は、他の例として、質量％で、Ｓｉ：０．０５～１．２％、Ｍｇ：０．０１～２．０％を含有し、さらにＭｎ：０．１～２．５％、Ｃｕ：０．０１～２．５％、Ｆｅ：０．０５～１．５％、Ｚｒ：０．０１～０．３％、Ｔｉ：０．０１～０．３％、Ｃｒ：０．０１～０．５％、Ｂｉ：０．００５～１．５％およびＺｎ：０．１～９．０％の内１種または２種以上を含有し、残部Ａｌと不可避不純物からなるアルミニウム合金で構成できる。
Ｓｉ：０．０５～１．２％
Ｓｉは、固溶により材料強度を向上させる他、Ｍｇ２ＳｉやＡｌ－Ｍｎ－Ｓ ｉ化合物として析出し材料強度を向上させる効果がある。但し、含有量が過小であると、効果が不十分となる。一方、含有量が過大であると、心材の固相線温度が低下し、ろう付時に溶融する。これらのため、心材にＳｉを含有させる場合、Ｓｉ含有量は前記範囲とする。なお、同様の理由で、Ｓｉ含有量を下限で０．１％、上限で１．０％とするのが望ましい。なお、Ｓｉを積極的に含有しない場合でも、不可避不純物として、例えば０．０５％以下心材に含有してもよい。
Ｓｉは、固溶により材料強度を向上させる他、Ｍｇ２ＳｉやＡｌ－Ｍｎ－Ｓ ｉ化合物として析出し材料強度を向上させる効果がある。但し、含有量が過小であると、効果が不十分となる。一方、含有量が過大であると、心材の固相線温度が低下し、ろう付時に溶融する。これらのため、心材にＳｉを含有させる場合、Ｓｉ含有量は前記範囲とする。なお、同様の理由で、Ｓｉ含有量を下限で０．１％、上限で１．０％とするのが望ましい。なお、Ｓｉを積極的に含有しない場合でも、不可避不純物として、例えば０．０５％以下心材に含有してもよい。
Ｍｇ：０．０１～２．０％
Ｍｇは、Ｓｉなどとの化合物が析出することで材料強度を向上する。一部はろう材に拡散し、酸化皮膜(Ａｌ２Ｏ３)を還元分解する。ただし、含有量が過小であると効果が不十分であり、一方、過大に含有すると、効果が飽和するだけでなく、材料が硬く脆くなるため、素材製造が困難になる。これらのため、心材にＭｇを含有させる場合、Ｍｇ含有量は前記範囲とする。なお、同様の理由で、Ｍｇ含有量を、下限で０．０５％、上限で１．０％とするのが望ましい。なお、Ｍｇを積極的に含有しない場合でも、不可避不純物として、例えば０．０１％以下含有する心材であってもよい。
Ｍｇは、Ｓｉなどとの化合物が析出することで材料強度を向上する。一部はろう材に拡散し、酸化皮膜(Ａｌ２Ｏ３)を還元分解する。ただし、含有量が過小であると効果が不十分であり、一方、過大に含有すると、効果が飽和するだけでなく、材料が硬く脆くなるため、素材製造が困難になる。これらのため、心材にＭｇを含有させる場合、Ｍｇ含有量は前記範囲とする。なお、同様の理由で、Ｍｇ含有量を、下限で０．０５％、上限で１．０％とするのが望ましい。なお、Ｍｇを積極的に含有しない場合でも、不可避不純物として、例えば０．０１％以下含有する心材であってもよい。
Ｍｎ：０．１～２．５％
Ｍｎは、金属間化合物として析出して材料強度を向上させる。さらに固溶により材料の電位を貴にして耐食性を向上させる。ただし、含有量が過小であると効果が不十分であり、一方、過大に含有すると、材料が硬くなり素材圧延性が低下する。これらのため、心材にＭｎを含有させる場合、Ｍｎ含有量は前記範囲とする。なお、同様の理由で、Ｍｎ含有量を下限で０．３％、上限で １．８％とするのが望ましい。なお、Ｍｎを積極的に含有しない場合でも、 不可避不純物として、例えば０．１％以下含有する心材であってもよい。
Ｍｎは、金属間化合物として析出して材料強度を向上させる。さらに固溶により材料の電位を貴にして耐食性を向上させる。ただし、含有量が過小であると効果が不十分であり、一方、過大に含有すると、材料が硬くなり素材圧延性が低下する。これらのため、心材にＭｎを含有させる場合、Ｍｎ含有量は前記範囲とする。なお、同様の理由で、Ｍｎ含有量を下限で０．３％、上限で １．８％とするのが望ましい。なお、Ｍｎを積極的に含有しない場合でも、 不可避不純物として、例えば０．１％以下含有する心材であってもよい。
Ｃｕ：０．０１～２．５％
Ｃｕは、固溶して材料強度を向上させる。ただし、含有量が過小であると効果が不十分であり、一方、過大に含有すると、心材の固相線温度が低下し、ろう付時に溶融する。これらのため、心材にＣｕを含有させる場合、Ｃｕ含有量は前記範囲とする。なお、同様の理由で、Ｃｕ含有量を下限で０．０２％、上限で１．２％とするのが望ましい。なお、Ｃｕを積極的に含有しない場合でも、不可避不純物として、例えば０．０１％以下含有する心材であってもよい。
Ｃｕは、固溶して材料強度を向上させる。ただし、含有量が過小であると効果が不十分であり、一方、過大に含有すると、心材の固相線温度が低下し、ろう付時に溶融する。これらのため、心材にＣｕを含有させる場合、Ｃｕ含有量は前記範囲とする。なお、同様の理由で、Ｃｕ含有量を下限で０．０２％、上限で１．２％とするのが望ましい。なお、Ｃｕを積極的に含有しない場合でも、不可避不純物として、例えば０．０１％以下含有する心材であってもよい。
Ｆｅ：０．０５～１．５％
Ｆｅは、金属間化合物として析出して材料強度を向上させる。ただし、含有量が下限未満であると、効果が不十分であり、一方、過大であると、ろう付後の腐食速度が速くなる。これらのため、心材にＦｅを含有させる場合、Ｆｅ含有量を前記範囲とする。
なお、同様の理由で、Ｆｅ含有量を下限で０．１％、上限で０．６％とするのが望ましい。なお、Ｆｅを積極的に含有しない場合でも、不可避不純物として、例えば０．０５％以下含有する心材であってもよい。
Ｆｅは、金属間化合物として析出して材料強度を向上させる。ただし、含有量が下限未満であると、効果が不十分であり、一方、過大であると、ろう付後の腐食速度が速くなる。これらのため、心材にＦｅを含有させる場合、Ｆｅ含有量を前記範囲とする。
なお、同様の理由で、Ｆｅ含有量を下限で０．１％、上限で０．６％とするのが望ましい。なお、Ｆｅを積極的に含有しない場合でも、不可避不純物として、例えば０．０５％以下含有する心材であってもよい。
Ｚｒ：０．０１～０．３％
Ｚｒは、微細な金属間化合物を形成し材料強度を向上させる。ただし、含有量が下限未満であると、効果が不十分であり、一方、過大であると、材料が硬くなり加工性が低下する。これらのため、心材にＺｒを含有させる場合、Ｚｒ含有量を前記範囲とする。なお、同様の理由で、Ｚｒ含有量を下限で０．０５％、上限で０．２％とするのが望ましい。なお、Ｚｒを積極的に含有しな い場合でも、不可避不純物として、例えば０．０１％以下含有する心材であってもよい。
Ｚｒは、微細な金属間化合物を形成し材料強度を向上させる。ただし、含有量が下限未満であると、効果が不十分であり、一方、過大であると、材料が硬くなり加工性が低下する。これらのため、心材にＺｒを含有させる場合、Ｚｒ含有量を前記範囲とする。なお、同様の理由で、Ｚｒ含有量を下限で０．０５％、上限で０．２％とするのが望ましい。なお、Ｚｒを積極的に含有しな い場合でも、不可避不純物として、例えば０．０１％以下含有する心材であってもよい。
Ｔｉ：０．０１～０．３％
Ｔｉは、微細な金属間化合物を形成し材料強度を向上させる。ただし、含有量が下限未満であると、効果が不十分であり、一方、過大であると、材料が硬くなり加工性が低下する。これらのため、心材にＴｉを含有させる場合、Ｔｉ含有量を前記範囲とする。なお、同様の理由で、Ｔｉ含有量を下限で０．０５％、上限で０．２％とするのが望ましい。なお、Ｔｉを積極的に含有しない場合でも、不可避不純物として、例えば０．０１％以下含有する心材であってもよい。
Ｔｉは、微細な金属間化合物を形成し材料強度を向上させる。ただし、含有量が下限未満であると、効果が不十分であり、一方、過大であると、材料が硬くなり加工性が低下する。これらのため、心材にＴｉを含有させる場合、Ｔｉ含有量を前記範囲とする。なお、同様の理由で、Ｔｉ含有量を下限で０．０５％、上限で０．２％とするのが望ましい。なお、Ｔｉを積極的に含有しない場合でも、不可避不純物として、例えば０．０１％以下含有する心材であってもよい。
Ｃｒ：０．０１～０．５％
Ｃｒは、微細な金属間化合物を形成し、材料強度を向上させる。ただし、 含有量が下限未満であると、効果が不十分であり、一方、過大であると、材料が硬くなり加工性が低下する。これらのため、心材にＣｒを含有させる場合、Ｃｒ含有量を前記範囲とする。なお、同様の理由で、Ｃｒ含有量を下限で０． ０５％、上限で０．３％とするのが望ましい。なお、Ｃｒを積極的に含有し ない場合でも、不可避不純物として、例えば０．０１％以下含有する心材であってもよい。
Ｃｒは、微細な金属間化合物を形成し、材料強度を向上させる。ただし、 含有量が下限未満であると、効果が不十分であり、一方、過大であると、材料が硬くなり加工性が低下する。これらのため、心材にＣｒを含有させる場合、Ｃｒ含有量を前記範囲とする。なお、同様の理由で、Ｃｒ含有量を下限で０． ０５％、上限で０．３％とするのが望ましい。なお、Ｃｒを積極的に含有し ない場合でも、不可避不純物として、例えば０．０１％以下含有する心材であってもよい。
Ｂｉ：０．００５～１．５％
Ｂｉは、一部がろう材層に拡散することで溶融ろうの表面張力を低下させる。また、材料表面の緻密な酸化皮膜成長を抑制する。ただし、含有量が下限未満であると、効果が不十分であり、一方、過大であると効果が飽和するとともに、材料表面でＢｉの酸化物が生成し易くなり接合が阻害される。これらのため、心材にＢｉを含有させる場合、Ｂｉ含有量を前記範囲とする。なお、同様の理由で、Ｂｉ含有量を下限で０．０５％、上限で０．５％とするのが望ましい。なお、Ｂｉを積極的に含有しない場合でも、不可避不純物として、例えば０．００５％以下含有する心材であってもよい。
Ｂｉは、一部がろう材層に拡散することで溶融ろうの表面張力を低下させる。また、材料表面の緻密な酸化皮膜成長を抑制する。ただし、含有量が下限未満であると、効果が不十分であり、一方、過大であると効果が飽和するとともに、材料表面でＢｉの酸化物が生成し易くなり接合が阻害される。これらのため、心材にＢｉを含有させる場合、Ｂｉ含有量を前記範囲とする。なお、同様の理由で、Ｂｉ含有量を下限で０．０５％、上限で０．５％とするのが望ましい。なお、Ｂｉを積極的に含有しない場合でも、不可避不純物として、例えば０．００５％以下含有する心材であってもよい。
Ｚｎ：０．１～９．０％
Ｚｎは、材料の孔食電位を他部材よりも卑にし、犠牲防食効果を発揮する。ただし、含有量が下限未満であると、効果が不十分であり、一方、過大であると効果が飽和する。これらのため、心材にＺｎを含有させる場合、Ｚｎ含有量を前記範囲とする。なお、同様の理由で、Ｚｎ含有量を下限で０．５％、上限で７．０％とするのが望ましい。なお、Ｚｎを積極的に含有しない場合でも、不可避不純物として、例えば０．１％以下含有する心材であってもよい。
Ｚｎは、材料の孔食電位を他部材よりも卑にし、犠牲防食効果を発揮する。ただし、含有量が下限未満であると、効果が不十分であり、一方、過大であると効果が飽和する。これらのため、心材にＺｎを含有させる場合、Ｚｎ含有量を前記範囲とする。なお、同様の理由で、Ｚｎ含有量を下限で０．５％、上限で７．０％とするのが望ましい。なお、Ｚｎを積極的に含有しない場合でも、不可避不純物として、例えば０．１％以下含有する心材であってもよい。
「犠牲材」
本形態では、心材に犠牲材をクラッドしたアルミニウムブレージングシートとすることができる。
本形態における犠牲材の組成は特定のものに限定されるものではないが、以下の成分が好適に示される。
Ｚｎ：０．１～９．０％
Ｚｎは、材料の自然電位を他部材よりも卑にし、犠牲防食効果を発揮させ、クラッド材の耐孔食性を向上させるために犠牲材に添加される。含有量が下限未満であると、効果が不十分であり、上限超えであると電位が卑となりすぎて犠牲材の腐食消耗速度が速くなり、犠牲材の早期消失によってクラッド材の耐孔食性が低下する。なお、同様の理由で、犠牲材に含まれるＺｎ量を下限で１.０％、上限で８.０％とするのが望ましい。
本形態では、心材に犠牲材をクラッドしたアルミニウムブレージングシートとすることができる。
本形態における犠牲材の組成は特定のものに限定されるものではないが、以下の成分が好適に示される。
Ｚｎ：０．１～９．０％
Ｚｎは、材料の自然電位を他部材よりも卑にし、犠牲防食効果を発揮させ、クラッド材の耐孔食性を向上させるために犠牲材に添加される。含有量が下限未満であると、効果が不十分であり、上限超えであると電位が卑となりすぎて犠牲材の腐食消耗速度が速くなり、犠牲材の早期消失によってクラッド材の耐孔食性が低下する。なお、同様の理由で、犠牲材に含まれるＺｎ量を下限で１.０％、上限で８.０％とするのが望ましい。
Ｓｉ：０．０５～１．２％
Ｓｉは、Ａｌ－Ｍｎ－Ｓｉ、Ａｌ－Ｍｎ－Ｓｉ－Ｆｅなどの金属間化合物として析出して腐食の起点を分散させることでクラッド材の耐孔食性を向上させるため、所望により犠牲材に添加される。含有量が下限未満であると、効果が不十分であり、上限超えであると腐食速度が速くなり、犠牲材の早期消失によってクラッド材の耐孔食性が低下する。なお、同様の理由で、犠牲材に含まれるＳｉ量を下限で０．３％、上限で１．０％とするのが望ましい。
Ｓｉは、Ａｌ－Ｍｎ－Ｓｉ、Ａｌ－Ｍｎ－Ｓｉ－Ｆｅなどの金属間化合物として析出して腐食の起点を分散させることでクラッド材の耐孔食性を向上させるため、所望により犠牲材に添加される。含有量が下限未満であると、効果が不十分であり、上限超えであると腐食速度が速くなり、犠牲材の早期消失によってクラッド材の耐孔食性が低下する。なお、同様の理由で、犠牲材に含まれるＳｉ量を下限で０．３％、上限で１．０％とするのが望ましい。
Ｍｇ：０．０１～２．０％
Ｍｇは、酸化皮膜を強固にすることで耐食性を向上させるため、所望により犠牲材に添加される。含有量が下限未満であると、効果が不十分であり、上限超えであると材料が硬くなりすぎて圧延製造性が低下する。なお、同様の理由で、犠牲材に含まれるＭｇ量を下限で０．０５％、上限で１．５％とするのが望ましい。
Ｍｇは、酸化皮膜を強固にすることで耐食性を向上させるため、所望により犠牲材に添加される。含有量が下限未満であると、効果が不十分であり、上限超えであると材料が硬くなりすぎて圧延製造性が低下する。なお、同様の理由で、犠牲材に含まれるＭｇ量を下限で０．０５％、上限で１．５％とするのが望ましい。
Ｍｎ：０．１～２．５％
Ｍｎは、Ａｌ－Ｍｎ、Ａｌ－Ｍｎ－Ｓｉ、Ａｌ－Ｍｎ－Ｆｅ、Ａｌ－Ｍｎ－Ｓｉ－Ｆｅなどの金属間化合物として析出して腐食の起点を分散させることでクラッド材の耐孔食性を向上させるため、所望により犠牲材に添加される。含有量が下限未満であると、効果が不十分であり、上限超えであると腐食速度が速くなり、犠牲材の早期消失によってクラッド材の耐孔食性が低下する。なお、同様の理由で、犠牲材に含まれるＭｎ量を下限で０．４％、上限で１．８％とするのが望ましい。
Ｍｎは、Ａｌ－Ｍｎ、Ａｌ－Ｍｎ－Ｓｉ、Ａｌ－Ｍｎ－Ｆｅ、Ａｌ－Ｍｎ－Ｓｉ－Ｆｅなどの金属間化合物として析出して腐食の起点を分散させることでクラッド材の耐孔食性を向上させるため、所望により犠牲材に添加される。含有量が下限未満であると、効果が不十分であり、上限超えであると腐食速度が速くなり、犠牲材の早期消失によってクラッド材の耐孔食性が低下する。なお、同様の理由で、犠牲材に含まれるＭｎ量を下限で０．４％、上限で１．８％とするのが望ましい。
Ｆｅ：０．０５～１．５％
Ｆｅは、Ａｌ－Ｍｎ－Ｆｅ、Ａｌ－Ｍｎ－Ｓｉ－Ｆｅなどの金属間化合物として析出して腐食の起点を分散させることでクラッド材の耐孔食性を向上させるため、所望により犠牲材に添加される。含有量が下限未満であると、効果が不十分であり、上限超えであると腐食速度が速くなり、犠牲材の早期消失によってクラッド材の耐孔食性が低下する。なお、同様の理由で、犠牲材に含まれるＦｅ量を下限で０．１％、上限で０．７％とするのが望ましい。
Ｆｅは、Ａｌ－Ｍｎ－Ｆｅ、Ａｌ－Ｍｎ－Ｓｉ－Ｆｅなどの金属間化合物として析出して腐食の起点を分散させることでクラッド材の耐孔食性を向上させるため、所望により犠牲材に添加される。含有量が下限未満であると、効果が不十分であり、上限超えであると腐食速度が速くなり、犠牲材の早期消失によってクラッド材の耐孔食性が低下する。なお、同様の理由で、犠牲材に含まれるＦｅ量を下限で０．１％、上限で０．７％とするのが望ましい。
Ｚｒ：０．０１～０．３％
Ｚｒは、Ａｌ－Ｚｒ系金属間化合物として析出して腐食の起点を分散させることや、固溶Ｚｒの濃淡部を形成させることで腐食形態を層状とすることでクラッド材の耐孔食性を向上させるため、所望により犠牲材に添加される。含有量が下限未満であると、効果が不十分であり、上限超えであると鋳造時に巨大な金属間化合物を形成し圧延性が低下する。なお、同様の理由で、犠牲材に含まれるＺｒ量を下限で０．０５％、上限で０．２５％とするのが望ましい。
Ｚｒは、Ａｌ－Ｚｒ系金属間化合物として析出して腐食の起点を分散させることや、固溶Ｚｒの濃淡部を形成させることで腐食形態を層状とすることでクラッド材の耐孔食性を向上させるため、所望により犠牲材に添加される。含有量が下限未満であると、効果が不十分であり、上限超えであると鋳造時に巨大な金属間化合物を形成し圧延性が低下する。なお、同様の理由で、犠牲材に含まれるＺｒ量を下限で０．０５％、上限で０．２５％とするのが望ましい。
Ｔｉ：０．０１～０．３％
Ｔｉは、Ａｌ－Ｔｉ系金属間化合物として析出して腐食の起点を分散させることや、固溶Ｔｉの濃淡部を形成させることで腐食形態を層状とすることでクラッド材の耐孔食性を向上させるため、所望により犠牲材に添加される。含有量が下限未満であると、効果が不十分であり、上限超えであると鋳造時に巨大な金属間化合物を形成し圧延性が低下する。なお、同様の理由で、犠牲材に含まれるＴｉ量を下限で０．０５％、上限で０．２５％とするのが望ましい。
Ｔｉは、Ａｌ－Ｔｉ系金属間化合物として析出して腐食の起点を分散させることや、固溶Ｔｉの濃淡部を形成させることで腐食形態を層状とすることでクラッド材の耐孔食性を向上させるため、所望により犠牲材に添加される。含有量が下限未満であると、効果が不十分であり、上限超えであると鋳造時に巨大な金属間化合物を形成し圧延性が低下する。なお、同様の理由で、犠牲材に含まれるＴｉ量を下限で０．０５％、上限で０．２５％とするのが望ましい。
Ｃｒ：０．０１～０．５％
Ｃｒは、Ａｌ－Ｃｒ系金属間化合物として析出して腐食の起点を分散させることや固溶Ｃｒの濃淡部を形成させることで腐食形態を層状とすることでクラッド材の耐孔食性を向上させるため、所望により犠牲材に添加される。含有量が下限未満であると、効果が不十分であり、上限超えであると鋳造時に巨大な金属間化合物を形成し圧延性が低下する。なお、同様の理由で、犠牲材に含まれるＣｒ量を下限で０．１％、上限で０．４％とするのが望ましい。
Ｃｒは、Ａｌ－Ｃｒ系金属間化合物として析出して腐食の起点を分散させることや固溶Ｃｒの濃淡部を形成させることで腐食形態を層状とすることでクラッド材の耐孔食性を向上させるため、所望により犠牲材に添加される。含有量が下限未満であると、効果が不十分であり、上限超えであると鋳造時に巨大な金属間化合物を形成し圧延性が低下する。なお、同様の理由で、犠牲材に含まれるＣｒ量を下限で０．１％、上限で０．４％とするのが望ましい。
Ｂｉ：０．００５～１．５％
Ｂｉは、溶融ろうが犠牲材表面に接触した際に溶融ろうに拡散することで溶融ろうの表面張力を低下させ、また、材料表面の緻密な酸化皮膜成長を抑制するので、所望により犠牲材に添加される。ただし、含有量が下限未満であると、効果が不十分であり、一方、過大であると効果が飽和するとともに、材料表面でＢｉの酸化物が生成し易くなり接合が阻害される。これらのため、犠牲材に含まれるＢｉ含有量を前記範囲とする。なお、同様の理由で、Ｂｉ含有量を下限で０．０５％、上限で０．５％とするのが望ましい。ただし、Ｂｉを積極的に添加しない場合でも、不可避不純物として、例えば０．００５％以下含有する犠牲材であってもよい。
Ｂｉは、溶融ろうが犠牲材表面に接触した際に溶融ろうに拡散することで溶融ろうの表面張力を低下させ、また、材料表面の緻密な酸化皮膜成長を抑制するので、所望により犠牲材に添加される。ただし、含有量が下限未満であると、効果が不十分であり、一方、過大であると効果が飽和するとともに、材料表面でＢｉの酸化物が生成し易くなり接合が阻害される。これらのため、犠牲材に含まれるＢｉ含有量を前記範囲とする。なお、同様の理由で、Ｂｉ含有量を下限で０．０５％、上限で０．５％とするのが望ましい。ただし、Ｂｉを積極的に添加しない場合でも、不可避不純物として、例えば０．００５％以下含有する犠牲材であってもよい。
「クラッドする前のろう材の製造方法」
本実施形態で望ましいろう材組成に調製してアルミニウム合金を溶製する。該溶製は半連続鋳造法によって行うことができる。得られたアルミニウム合金鋳塊に対し、必要に応じて所定条件で均質化処理を行う。均質化処理温度は４４０℃以下で行うことが望ましい。
本実施形態で望ましいろう材組成に調製してアルミニウム合金を溶製する。該溶製は半連続鋳造法によって行うことができる。得られたアルミニウム合金鋳塊に対し、必要に応じて所定条件で均質化処理を行う。均質化処理温度は４４０℃以下で行うことが望ましい。
アルミニウム合金鋳塊に対し、熱間圧延と冷間圧延を行うことでシート状のろう材を得ることができる。
なお、ろう材用のアルミニウム合金鋳塊の表面は、面削しておくことが望ましい。例えば、Ｒａで２．０μｍ以下とする。Ｒａが２．０μｍ超であるとＭｇＯが生成しやすく、また、ＭｇＯが結晶化しやすくなると考えられる。
熱間圧延の温度と時間はＭｇＯの結晶化に影響があると考えられ、熱間圧延を４４０℃超で行う場合にＭｇＯが結晶化しやすいので、４４０℃超の熱間圧延の時間は５分以下とすることが望ましい。
なお、ろう材用のアルミニウム合金鋳塊の表面は、面削しておくことが望ましい。例えば、Ｒａで２．０μｍ以下とする。Ｒａが２．０μｍ超であるとＭｇＯが生成しやすく、また、ＭｇＯが結晶化しやすくなると考えられる。
熱間圧延の温度と時間はＭｇＯの結晶化に影響があると考えられ、熱間圧延を４４０℃超で行う場合にＭｇＯが結晶化しやすいので、４４０℃超の熱間圧延の時間は５分以下とすることが望ましい。
「クラッド材の熱間圧延」
次に、前記ろう材を心材などと組み付けて熱間でクラッド圧延するが、このとき、本実施形態では、均熱処理温度、熱間圧延時間、焼鈍温度、焼鈍時Ｏ２濃度を適宜制御することが望ましい。
また、クラッド時に均熱処理する場合、４００℃以上５２０℃以下の温度範囲で行うことが望ましい。均熱温度が５２０℃を超えるとＭｇＯが生成しやすくなると考えられる。
具体的には、熱間圧延時に４４０℃超の圧延時間を５分以下とする条件が望ましい。４４０℃超の圧延時間が５分を超えるようではＭｇＯが結晶化しやすくなると考えられる。
次に、前記ろう材を心材などと組み付けて熱間でクラッド圧延するが、このとき、本実施形態では、均熱処理温度、熱間圧延時間、焼鈍温度、焼鈍時Ｏ２濃度を適宜制御することが望ましい。
また、クラッド時に均熱処理する場合、４００℃以上５２０℃以下の温度範囲で行うことが望ましい。均熱温度が５２０℃を超えるとＭｇＯが生成しやすくなると考えられる。
具体的には、熱間圧延時に４４０℃超の圧延時間を５分以下とする条件が望ましい。４４０℃超の圧延時間が５分を超えるようではＭｇＯが結晶化しやすくなると考えられる。
また、焼鈍温度は４００℃以下とすることが望ましい。焼鈍温度が４００℃を超えるとＭｇＯが結晶化しやすくなる。また、焼鈍雰囲気の酸素濃度については、０．２％以下とすることが望ましい。酸素濃度（Ｏ２濃度）が高い場合にＭｇＯが生成しやすく、また、ＭｇＯが結晶化しやすいと考えられる。
その後、冷間圧延などを経て、本形態のブレージングシートが得られる。
冷間圧延では、例えば、７５％以上の総圧下率で冷間圧延を行い、温度３００～４００℃にて中間焼鈍を行い、その後圧延率４０％の最終圧延を行うことができる。冷間圧延の条件は特に限定されるものではないが一例として上述の条件を採用できる。また、中間焼鈍は行わなくてもよい。また、冷間圧延後に最終焼鈍する工程を採用することもできる。
冷間圧延では、例えば、７５％以上の総圧下率で冷間圧延を行い、温度３００～４００℃にて中間焼鈍を行い、その後圧延率４０％の最終圧延を行うことができる。冷間圧延の条件は特に限定されるものではないが一例として上述の条件を採用できる。また、中間焼鈍は行わなくてもよい。また、冷間圧延後に最終焼鈍する工程を採用することもできる。
本形態の材料を得るには、鋳造後の面削条件、均質化条件、熱間圧延条件、および、焼鈍条件を適正に組み合わせることが望ましい。
熱間圧延、冷間圧延を行って心材の一方または両方の面にろう材が重ね合わされて接合されたクラッド材を得ることができる。
熱間圧延、冷間圧延を行って心材の一方または両方の面にろう材が重ね合わされて接合されたクラッド材を得ることができる。
前記工程を経ることにより、図１に示すように、アルミニウム合金心材２の一方の面にアルミニウム合金ろう材３がクラッドされたろう付け用のアルミニウムブレージングシート１が得られる。なお、図１では、心材の片面にろう材がクラッドされているアルミニウムブレージングシート１が記載されているが、心材の両面にろう材がクラッドされているアルミニウムブレージングシートであってもよい。また、心材の片面にろう材がクラッドされ、心材の他の面に犠牲材などがクラッドされているアルミニウムブレージングシートであってもよい。
ろう付対象部材４として、例えば、質量％で、Ｍｇ：０．１～０．８％、Ｓｉ：０．１～１．２％を含有し、残部がＡｌと不可避不純物からなる組成などのアルミニウム合金を調製し、フィン材などの適宜形状に加工される。なお、本形態としては、ろう付対象部材の組成が特に限定されるものではない。
前記冷間圧延などによって熱交換機用のフィン材を得た場合には、その後、必要に応じてコルゲート加工などを施す。コルゲート加工は、回転する２つの金型の間を通すことによって行うことができ、良好に加工を行うことを可能とし、優れた成形性を示す。
前記冷間圧延などによって熱交換機用のフィン材を得た場合には、その後、必要に応じてコルゲート加工などを施す。コルゲート加工は、回転する２つの金型の間を通すことによって行うことができ、良好に加工を行うことを可能とし、優れた成形性を示す。
前記工程で得られたフィン材は、熱交換器の構成部材として、他の構成部材（チューブやヘッダーなど）と組み合わされた組み付け体として、ろう付に供される。
前記組み付け体は、常圧下の非酸化性雰囲気とされた加熱炉内に配置される。非酸化性雰囲気は、窒素ガス、あるいは、アルゴンなどの不活性ガス、または、水素、アンモニアなどの還元性ガス、あるいはこれらの混合ガスを用いて構成することができる。ろう付炉内雰囲気の圧力は常圧を基本とする。また、例えば、製品内部のガス置換効率を向上させるために、ろう付炉内雰囲気をろう材溶融前の温度域で１００ｋＰａ～０．１Ｐａ程度の中低真空とすることや、炉内への外気（大気）混入を抑制するために、大気圧よりも５～１００Ｐａ程度陽圧としてもよい。これらの圧力範囲は、本形態における「減圧を伴わない」の範囲に含まれる。
前記組み付け体は、常圧下の非酸化性雰囲気とされた加熱炉内に配置される。非酸化性雰囲気は、窒素ガス、あるいは、アルゴンなどの不活性ガス、または、水素、アンモニアなどの還元性ガス、あるいはこれらの混合ガスを用いて構成することができる。ろう付炉内雰囲気の圧力は常圧を基本とする。また、例えば、製品内部のガス置換効率を向上させるために、ろう付炉内雰囲気をろう材溶融前の温度域で１００ｋＰａ～０．１Ｐａ程度の中低真空とすることや、炉内への外気（大気）混入を抑制するために、大気圧よりも５～１００Ｐａ程度陽圧としてもよい。これらの圧力範囲は、本形態における「減圧を伴わない」の範囲に含まれる。
加熱炉は密閉した空間を有することを必要とせず、ろう付材の搬入口、搬出口を有するトンネル型であってもよい。このような加熱炉でも、不活性ガスを炉内に吹き出し続けることで非酸化性雰囲気が維持される。該非酸化性雰囲気としては、酸素濃度として体積比で５０ｐｐｍ以下が望ましい。
前記非酸化性雰囲気下で、例えば、昇温速度１０～２００℃／ｍｉｎで加熱して、 組み付け体の到達温度が５５９～６３０℃となる熱処理条件にてろう付接合を行う。
ろう付条件において、昇温速度が速くなるほどろう付時間が短くなるため、材料表面の酸化皮膜成長が抑制されてろう付性が向上する。到達温度は少なくともろう材の固相線温度以上とすればろう付可能であるが、液相線温度に近づけることで流動ろう材が増加し、開放部を有する継手で良好な接合状態が得られ易くなる。ただし、あまり高温にするとろう浸食が進み易く、ろう付後の組付け体の構造寸法精度が低下するため好ましくない。
ろう付条件において、昇温速度が速くなるほどろう付時間が短くなるため、材料表面の酸化皮膜成長が抑制されてろう付性が向上する。到達温度は少なくともろう材の固相線温度以上とすればろう付可能であるが、液相線温度に近づけることで流動ろう材が増加し、開放部を有する継手で良好な接合状態が得られ易くなる。ただし、あまり高温にするとろう浸食が進み易く、ろう付後の組付け体の構造寸法精度が低下するため好ましくない。
このとき、Ａｌ－Ｓｉ－Ｍｇ系の共晶温度は５６０～５７０℃程度であり、前記ろう付条件では共晶部が溶融する。なお、ろう材（Ａｌ－Ｓｉ－Ｍｇ－Ｘ系ろう材）表面に存在する酸化皮膜中のＭｇＯの割合が２％以下であり、かつ、前記酸化皮膜中のＭｇＯの内、結晶性を有する領域が４％以下であることが好ましい。
図２は、前記アルミニウムブレージングシート１を用いてフィン６を形成し、ろう付対象材としてアルミニウム合金製のチューブ７を用いたアルミニウム製熱交換器５を示している。フィン６、チューブ７を、補強材８、ヘッダプレート９と組み込んで、フラックスフリーろう付によって自動車用などのアルミニウム製熱交換器５を得ることができる。
図３は、フィン６の湾曲部とチューブ７との間に形成されたフィレットからなる接合部１０の幅Ｗ（フィン６の湾曲部頂点とチューブ７の接点部分を挟むようにチューブ７の長さ方向に沿って存在するフィレットの全幅）を示す。
図３は接合部１０の幅Ｗが大きく形成された例と小さく形成された例について、左右に対比して示す。
図３に示すように接合部１０の幅Ｗが大きいならば、良好なろう付け接合ができたこととなる。
本実施形態に係るブレージングシート１からなるフィン６を用いてろう付け接合し、製造された熱交換器５であるならば、ろう付け接合部分に十分に大きなフレットを形成できるので、良好なろう付け接合部分を有する熱交換器５を提供できる。
図３は接合部１０の幅Ｗが大きく形成された例と小さく形成された例について、左右に対比して示す。
図３に示すように接合部１０の幅Ｗが大きいならば、良好なろう付け接合ができたこととなる。
本実施形態に係るブレージングシート１からなるフィン６を用いてろう付け接合し、製造された熱交換器５であるならば、ろう付け接合部分に十分に大きなフレットを形成できるので、良好なろう付け接合部分を有する熱交換器５を提供できる。
表１、表２に示す組成（残部：Ａｌと不可避不純物）のＡｌ合金ろう材を用いた各種ブレージングシートを表３に示す鋳造条件、および熱間圧延条件にて得た熱間圧延板から作製する。心材は全ての試料でＡｌ－１．０Ｍｎ－０．２Ｓｉ－０．１５Ｃｕ－０．３Ｍｇなる組成のアルミニウム合金板である。なお、クラッド率は心材に対しろう材１０％である。
その後、中間焼鈍を含む冷間圧延によって、Ｈ１４相当調質の０．２０ｍｍ厚の冷間圧延板を作製する。
その後、中間焼鈍を含む冷間圧延によって、Ｈ１４相当調質の０．２０ｍｍ厚の冷間圧延板を作製する。
また、ろう付対象部材としてＡ３００３合金、Ｈ１４のアルミニウムベア材（０．０６ｍｍ厚）のコルゲートフィンを用いる。
前記アルミニウムクラッド材を用いて幅２５ｍｍのチューブを製作し、該チューブとコルゲートフィンとを該チューブろう材とコルゲートフィンが接するように組み合わせ、ろう付評価モデルとしてチューブ１５段、長さ３００ｍｍの評価用コアとする。
前記評価用コアを、窒素雰囲気中（酸素含有量１５ｐｐｍ）のろう付炉にて、６００℃まで加熱してろう付けすることで、該評価用コアのろう付状態を評価する。その際の昇温と冷却は、それぞれ、室温から６００℃までの平均昇温速度が３０℃／ｍｉｎ、ろう付終了後の冷却速度が１００℃／ｍｉｎである。
なお、ろう付条件は上記に限定されるものではない。以下に各評価項目について説明する。
前記アルミニウムクラッド材を用いて幅２５ｍｍのチューブを製作し、該チューブとコルゲートフィンとを該チューブろう材とコルゲートフィンが接するように組み合わせ、ろう付評価モデルとしてチューブ１５段、長さ３００ｍｍの評価用コアとする。
前記評価用コアを、窒素雰囲気中（酸素含有量１５ｐｐｍ）のろう付炉にて、６００℃まで加熱してろう付けすることで、該評価用コアのろう付状態を評価する。その際の昇温と冷却は、それぞれ、室温から６００℃までの平均昇温速度が３０℃／ｍｉｎ、ろう付終了後の冷却速度が１００℃／ｍｉｎである。
なお、ろう付条件は上記に限定されるものではない。以下に各評価項目について説明する。
「酸化皮膜中のＭｇＯの面積率の測定」
酸化皮膜中のＭｇＯの面積率は、ろう付け前の評価用コアから、任意に選択した１０箇所を切り出し、個々の断面をＦＩＢ加工（収束イオンビーム加工）し、ＴＥＭ-ＡＳＴＡＲ（透過電子顕微鏡ベース結晶方位解析システム）、およびＥＤＳ（エネルギー分散型Ｘ線分光器）を用いて測定する。
ＴＥＭの明視野像観察およびＥＤＳ分析（エネルギー分散型Ｘ線分析）から、酸化皮膜面積を算出する。さらに、酸化皮膜面積からＡｌ２Ｏ３皮膜領域とＭｇＡｌＯ4皮膜領域を差し引いた領域をＭｇＯ領域と判定し（解析不能領域を含む）、酸化皮膜中のＭｇＯの割合（面積率：％）を算出する。酸化皮膜中のＭｇＯの面積率は、１０箇所の測定箇所の平均値とする。
酸化皮膜中のＭｇＯの面積率は、ろう付け前の評価用コアから、任意に選択した１０箇所を切り出し、個々の断面をＦＩＢ加工（収束イオンビーム加工）し、ＴＥＭ-ＡＳＴＡＲ（透過電子顕微鏡ベース結晶方位解析システム）、およびＥＤＳ（エネルギー分散型Ｘ線分光器）を用いて測定する。
ＴＥＭの明視野像観察およびＥＤＳ分析（エネルギー分散型Ｘ線分析）から、酸化皮膜面積を算出する。さらに、酸化皮膜面積からＡｌ２Ｏ３皮膜領域とＭｇＡｌＯ4皮膜領域を差し引いた領域をＭｇＯ領域と判定し（解析不能領域を含む）、酸化皮膜中のＭｇＯの割合（面積率：％）を算出する。酸化皮膜中のＭｇＯの面積率は、１０箇所の測定箇所の平均値とする。
「ＭｇＯ内の結晶性を有する領域の測定」
ＭｇＯ内の結晶性を有する領域の測定は、ろう付け前の評価用コアから、任意に選択した１０箇所を切り出し、個々の断面をＦＩＢ加工して、ＴＥＭ-ＡＳＴＡＲ、およびＥＤＳを用いて測定する。
ＴＥＭの明視野像観察およびＥＤＳ分析から酸化皮膜面積を算出する。さらに、酸化皮膜面積からＡｌ２Ｏ３皮膜領域とＭｇＡｌＯ4皮膜領域を差し引いた領域をＭｇＯ領域と判定する（解析不能領域を含む）。さらに、ＭｇＯ領域において電子線回折パターンが得られる領域を結晶性ＭｇＯと判断し、ＭｇＯ内の結晶性を有する領域（面積率）を算出する。
ＭｇＯ内の結晶性を有する領域の測定は、ろう付け前の評価用コアから、任意に選択した１０箇所を切り出し、個々の断面をＦＩＢ加工して、ＴＥＭ-ＡＳＴＡＲ、およびＥＤＳを用いて測定する。
ＴＥＭの明視野像観察およびＥＤＳ分析から酸化皮膜面積を算出する。さらに、酸化皮膜面積からＡｌ２Ｏ３皮膜領域とＭｇＡｌＯ4皮膜領域を差し引いた領域をＭｇＯ領域と判定する（解析不能領域を含む）。さらに、ＭｇＯ領域において電子線回折パターンが得られる領域を結晶性ＭｇＯと判断し、ＭｇＯ内の結晶性を有する領域（面積率）を算出する。
「ろう付性の評価」
「接合率」
以下の式による接合率（フィン接合率）を求め、各ろう付け評価用コア間の優劣を評価した。
フィン接合率＝（フィンとチューブの総ろう付長さ／フィンとチューブの総接触長さ）×１００（％）
フィン接合率では、９５％以上が○、９５％未満を×である。
フィンとチューブの総接触長さとは、上述のように組み付けた評価用コアにおいて、組み付けた時点におけるフィンとチューブの接触長の合計を意味する。
総ろう付長さとは、ろう付後、実際にフィンとチューブがろう付接合されている箇所の合計長さを意味する。ろう付接合箇所の特定と未接合箇所の特定は、ろう付け後のチューブからフィンをはぎ取り、ろう付されている箇所とろう付されていない箇所を目視判定し、区別した。ろう付されていない箇所は、溶融ろうの回り込みがない部分であるので目視で容易に判別することができる。
フィン接合率１００％の場合、総接触長さ＝総ろう付長さとなり、ろう付接合性が悪い場合に、総接触長さ＞総ろう付長さ（フィンとチューブが接しているが接合されていない領域がある）となる。
「接合率」
以下の式による接合率（フィン接合率）を求め、各ろう付け評価用コア間の優劣を評価した。
フィン接合率＝（フィンとチューブの総ろう付長さ／フィンとチューブの総接触長さ）×１００（％）
フィン接合率では、９５％以上が○、９５％未満を×である。
フィンとチューブの総接触長さとは、上述のように組み付けた評価用コアにおいて、組み付けた時点におけるフィンとチューブの接触長の合計を意味する。
総ろう付長さとは、ろう付後、実際にフィンとチューブがろう付接合されている箇所の合計長さを意味する。ろう付接合箇所の特定と未接合箇所の特定は、ろう付け後のチューブからフィンをはぎ取り、ろう付されている箇所とろう付されていない箇所を目視判定し、区別した。ろう付されていない箇所は、溶融ろうの回り込みがない部分であるので目視で容易に判別することができる。
フィン接合率１００％の場合、総接触長さ＝総ろう付長さとなり、ろう付接合性が悪い場合に、総接触長さ＞総ろう付長さ（フィンとチューブが接しているが接合されていない領域がある）となる。
「フィレット長さ」
ろう付けコアサンプルを樹脂包埋、鏡面研磨し、光学顕微鏡を用いて図３に示す接合部におけるフィレット長さを測定し、優劣を評価する。
フィレット長さでは、７００μｍ以上が○○、６００μｍ以上７００μｍ未満が○、６００μｍ未満が×である。
以上の評価結果を以下の表１、表２に記載する。
ろう付けコアサンプルを樹脂包埋、鏡面研磨し、光学顕微鏡を用いて図３に示す接合部におけるフィレット長さを測定し、優劣を評価する。
フィレット長さでは、７００μｍ以上が○○、６００μｍ以上７００μｍ未満が○、６００μｍ未満が×である。
以上の評価結果を以下の表１、表２に記載する。
表１に示す結果が示すように、実施例Ｎｏ.１～２６は、質量％で、Ｍｇを０．０５～２．０％、Ｓｉを２．０～１４．０％含有し、さらに０．０１～０．３０％のＢｉ、Ｇａ、Ｓｎ、Ｉｎ、Ｐｂのうち、１種あるいは２種以上を含有し、かつ、Ｂｉ、Ｇａ、Ｓｎ、Ｉｎ、Ｐｂの総量が０．５％以下であるＡｌ－Ｓｉ－Ｍｇ－Ｘ系ろう材が心材の片面または両面にクラッドされて最表面に位置し、前記Ａｌ－Ｓｉ－Ｍｇ－Ｘ系ろう材の表面に生成した酸化皮膜表面のＭｇＯの割合が面積率で２％以下であり、かつ、前記酸化皮膜表面のＭｇＯの内、結晶性を有する領域が面積率で４％以下のブレージングシートである。
このため、上述のブレージングシートを用いてろう付けした場合、エロージョンの生じ難い、ろう付け接合性に優れた熱交換器などのろう付け接合物を得ることができる。
また、表１に示す実施例Ｎｏ.１～２６の試料の作製方法は、表３に示すＡ、Ｂ、Ｃ（条件１）の何れかの方法による。
このため、上述のブレージングシートを用いてろう付けした場合、エロージョンの生じ難い、ろう付け接合性に優れた熱交換器などのろう付け接合物を得ることができる。
また、表１に示す実施例Ｎｏ.１～２６の試料の作製方法は、表３に示すＡ、Ｂ、Ｃ（条件１）の何れかの方法による。
実施例試料に対し、表２に示す比較例１の試料は、ろう材のＭｇ含有量が少ない試料であり、比較例２の試料はろう材のＭｇ含有量が多い試料であるが、結晶性ＭｇＯの割合あるいはＭｇＯの割合が多くなり、ろう付けの接合率が悪く、フィレット長さが不足している。
比較例３の試料は、ろう材のＳｉ含有量が少ない試料であるが、ろう付けの接合率が悪く、フィレット長さが不足している。
比較例４の試料は、ろう材のＳｉ含有量が多い試料であるが、粗大Ｓｉ粒子が多く発生することで、著しいエロージョンを生じている。
比較例３の試料は、ろう材のＳｉ含有量が少ない試料であるが、ろう付けの接合率が悪く、フィレット長さが不足している。
比較例４の試料は、ろう材のＳｉ含有量が多い試料であるが、粗大Ｓｉ粒子が多く発生することで、著しいエロージョンを生じている。
比較例５の試料は、ろう材のＢｉ含有量が少ない試料であるが、ろう付けの接合率が悪く、フィレット長さが不足している。
比較例６の試料はろう材のＢｉ含有量が多い試料であるが、ＭｇＯの割合が多く、フィレット長さが不足している。
比較例７の試料はろう材のＸ含有量（総量）が多い試料であるが、ＭｇＯの割合が多く、ろう付けの接合率が悪く、フィレット長さが不足している。
比較例８の成分含有量は良好な範囲であるが、製造方法として表３に示すＤを採用しているため、結晶性ＭｇＯの面積割合が多くなり、フィレット長さが不足している。Ｄは面削のＲａを３.０μｍとして表面を粗くして製造する方法である。
比較例６の試料はろう材のＢｉ含有量が多い試料であるが、ＭｇＯの割合が多く、フィレット長さが不足している。
比較例７の試料はろう材のＸ含有量（総量）が多い試料であるが、ＭｇＯの割合が多く、ろう付けの接合率が悪く、フィレット長さが不足している。
比較例８の成分含有量は良好な範囲であるが、製造方法として表３に示すＤを採用しているため、結晶性ＭｇＯの面積割合が多くなり、フィレット長さが不足している。Ｄは面削のＲａを３.０μｍとして表面を粗くして製造する方法である。
比較例９の成分含有量は良好な範囲であるが、製造方法として表３に示すＥを採用しているため、ＭｇＯの割合と結晶性ＭｇＯの面積割合がいずれも多くなり、フィレット長さが短い。Ｅはろう材の均質化処理を５００℃で行う製造方法である。
比較例１０の成分含有量は良好な範囲であるが、製造方法として表３に示すＦを採用しているため、ＭｇＯの割合と結晶性ＭｇＯの面積割合がいずれも多くなり、フィレット長さが短い。Ｆはろう材の熱間圧延時間が８分と長い製造方法である。
比較例１１の成分含有量は良好な範囲であるが、製造方法として表３に示すＧを採用しているため、ＭｇＯの割合と結晶性ＭｇＯの面積割合がいずれも多くなり、フィレット長さが短い。Ｇはクラッド時の熱間圧延時間が７分と長い製造方法である。
比較例１０の成分含有量は良好な範囲であるが、製造方法として表３に示すＦを採用しているため、ＭｇＯの割合と結晶性ＭｇＯの面積割合がいずれも多くなり、フィレット長さが短い。Ｆはろう材の熱間圧延時間が８分と長い製造方法である。
比較例１１の成分含有量は良好な範囲であるが、製造方法として表３に示すＧを採用しているため、ＭｇＯの割合と結晶性ＭｇＯの面積割合がいずれも多くなり、フィレット長さが短い。Ｇはクラッド時の熱間圧延時間が７分と長い製造方法である。
比較例１２の成分含有量は良好な範囲であるが、製造方法として表３に示すＨを採用しているため、ＭｇＯの割合と結晶性ＭｇＯの面積割合がいずれも多くなり、フィレット長さが短い。Ｈは焼鈍時の酸素濃度が０.３％の製造方法である。
比較例１３の成分含有量は良好な範囲であるが、製造方法として表３に示すＩを採用しているため、ＭｇＯの割合と結晶性ＭｇＯの面積割合がいずれも多くなり、フィレット長さが短い。Ｉは面削のＲａが２.２μｍ、ろう材の均質化処理が５００℃、ろう材の熱間圧延時間が６分、クラッド時の均熱処理温度が５５０℃、クラッド時の熱間圧延時間が７.３分である。
比較例１３の成分含有量は良好な範囲であるが、製造方法として表３に示すＩを採用しているため、ＭｇＯの割合と結晶性ＭｇＯの面積割合がいずれも多くなり、フィレット長さが短い。Ｉは面削のＲａが２.２μｍ、ろう材の均質化処理が５００℃、ろう材の熱間圧延時間が６分、クラッド時の均熱処理温度が５５０℃、クラッド時の熱間圧延時間が７.３分である。
比較例１４～１９は、成分含有量は良好な範囲であるが、比較例８～比較例１３と同様に製造方法として表３に示すＥ～Ｉのいずれかを採用しているため、ＭｇＯの割合と結晶性ＭｇＯの面積割合がいずれも多くなり、フィレット長さが短い。
比較例８～１３と比較例１４～１９が示すように、ろう材の成分含有量が上述した望ましい範囲であっても、製造工程においてろう材を製造するための鋳塊の面削条件と、ろう材の均質化処理温度と、ろう材の熱間圧延時間と、クラッド時の均熱処理温度と、クラッド時の熱間圧延時間と、焼鈍時の酸素濃度を上述のように好適な範囲とすることが重要であることがわかる。
これは、上述の製造条件により酸化皮膜の状態が変わり、酸化皮膜におけるＭｇＯの割合が変わり、ＭｇＯ内の結晶性ＭｇＯの割合が変わるので、ろう付け時の接合率に影響が及び、ろう付け時に生成するフィレット長さに影響が及ぶことがわかる。
これは、上述の製造条件により酸化皮膜の状態が変わり、酸化皮膜におけるＭｇＯの割合が変わり、ＭｇＯ内の結晶性ＭｇＯの割合が変わるので、ろう付け時の接合率に影響が及び、ろう付け時に生成するフィレット長さに影響が及ぶことがわかる。
本発明のブレージングシートは、空調設備の室内機、室外機などの熱交換器あるいは自動車用熱交換器などのろう付けに広く用いることができる。
１…アルミニウムブレージングシート、２…アルミニウム合金心材、３…アルミニウム合金ろう材、４…対象部材、５…アルミニウム製熱交換器、６…フィン、７…チューブ、
１０…接合部。
１０…接合部。
Claims (5)
- 少なくとも二層以上の複層構造を有するアルミニウムブレージングシートであって、
質量％で、Ｍｇを０．０５～２．０％、Ｓｉを２．０～１４．０％含有し、
さらに０．０１～０．３％のＢｉ、Ｇａ、Ｓｎ、Ｉｎ、Ｐｂのうち、１種または２種以上を含有し、かつ、Ｂｉ、Ｇａ、Ｓｎ、Ｉｎ、Ｐｂの総量が０．５％以下であり、
残部Ａｌ及び不純物の組成を有するＡｌ－Ｓｉ－Ｍｇ－Ｘ系ろう材が心材の片面または両面の最表面に位置し、
前記Ａｌ－Ｓｉ－Ｍｇ－Ｘ系ろう材の表面の酸化皮膜中のＭｇＯの割合が面積率で２％以下であり、かつ、前記酸化皮膜中のＭｇＯの内、結晶性を有する領域が面積率で４％以下であることを特徴とする無フラックスろう付用アルミニウムブレージングシート。
ただし、前記ＸはＢｉ、Ｇａ、Ｓｎ、Ｉｎ、Ｐｂのうち、１種または２種以上を示す。 - 前記ろう材が、質量％で、Ｍｇを０．１～１．５％、Ｓｉを３．０～１２．５％含有し、さらに、Ｂｉ、Ｇａ、Ｓｎ、Ｉｎ、Ｐｂのうち、１種または２種以上を総量で０．０３～０．２５％含有することを特徴とする請求項１に記載の無フラックスろう付用アルミニウムブレージングシート。
- 前記心材が、質量％で、Ｓｉ：０．０５～１．２％、Ｍｇ：０．０１～２．０％、Ｍｎ：０．１～２．５％、Ｃｕ：０．０１～２．５％、Ｆｅ：０．０５～１．５％、Ｚｒ：０．０１～０．３％、Ｔｉ：０．０１～０．３％、Ｃｒ：０．０１～０．５％、Ｂｉ：０．００５～１．５％およびＺｎ：０．１～９．０％のうち、１種または２種以上を含有する請求項１または請求項２に記載の無フラックスろう付用アルミニウムブレージングシート。
- 前記心材が、質量％で、Ｓｉ：０．０５～１．２％、Ｍｇ：０．０１～２．０％を含有し、さらにＭｎ：０．１～２．５％、Ｃｕ：０．０１～２．５％、Ｆｅ：０．０５～１．５％、Ｚｒ：０．０１～０．３％、Ｔｉ：０．０１～０．３％、Ｃｒ：０．０１～０．５％、Ｂｉ：０．００５～１．５％およびＺｎ：０．１～９．０％のうち、１種または２種以上を含有する請求項１または請求項２に記載の無フラックスろう付用アルミニウムブレージングシート。
- 前記心材に犠牲材がクラッドされ、前記犠牲材が質量％で、Ｚｎ：０．１～９．０％を含有し、さらに、Ｓｉ：０．０５～１．２％、Ｍｇ：０．０１～２．０％、Ｍｎ：０．１～２．５％、Ｆｅ：０．０５～１．５％、Ｚｒ：０．０１～０．３％、Ｔｉ：０．０１～０．３％、Ｃｒ：０．０１～０．５％、Ｂｉ：０．００５～１．５％のうち、１種または２種以上を含有する請求項１または請求項２に記載の無フラックスろう付用アルミニウムブレージングシート。
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