WO2017170972A1 - アルミニウム合金製クラッド材、及びアルミニウム合金製クラッド材の製造方法 - Google Patents

アルミニウム合金製クラッド材、及びアルミニウム合金製クラッド材の製造方法 Download PDF

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勇樹 寺本
長谷川　学
道泰 山本
渉 成田
良彦 京
敦志 福元
良行 大谷
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株式会社デンソー
株式会社Uacj
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Definitions

  • the present invention relates to an aluminum alloy clad material and a method for producing an aluminum alloy clad material.
  • a heat exchanger such as a radiator provided in an automobile includes a plurality of flat tubes 1 and corrugated fins 2 arranged between the tubes 1.
  • the tube 1 and the fin 2 are joined to each other. Both ends of the tube 1 are respectively opened in spaces formed by the header 3 and the tank 4.
  • the heat exchanger sends a high-temperature refrigerant from the space of one tank 4 to the space of the other tank 4 through the tube 1 and circulates the low-temperature refrigerant through the tubes 1 and the fins 2 to the engine or the like.
  • a brazing sheet composed of an aluminum alloy clad material provided with a core material and an inner paste material and a brazing material affixed to the core material is usually used.
  • the core material for example, an aluminum alloy material having a composition (Al-0.15 mass% Cu-1.1 mass% Mn) defined in JIS 3003 is used.
  • an aluminum alloy material having a composition (Al-1 mass% Zn) defined in JIS7072 is pasted on the inner surface of the tube 1, that is, the surface that is in contact with the refrigerant. Attached.
  • an aluminum alloy material having a composition (Al-10 mass% Si) normally defined in JIS 4045 is attached to the outer surface of the tube 1.
  • the tubes 1 are joined to each other by brazing together with members such as fins 2 processed into a corrugated shape.
  • the brazing method include a flux brazing method and a Nocolok brazing method using a non-corrosive flux. Brazing is performed by heating each member to a temperature of about 600 ° C.
  • the brazing sheet is required to have high corrosion resistance.
  • the corrosion resistance effect is obtained by adding Zn to the inner adhesive material to lower the potential.
  • the internal paste added with Zn has a high corrosion rate, the sacrificial anticorrosive layer is consumed at an early stage when the tube is thinned, and the target corrosion resistance cannot be obtained.
  • the Zn added to the sacrificial anode material layer is expected to be depleted in the future, and the establishment of a corrosion prevention method that suppresses the amount of Zn used by controlling the metal structure of the sacrificial anticorrosion material layer. Is required.
  • Patent Document 1 discloses a clad material in which a skin layer of an Al-low Si alloy containing 1.5 to 3.0 mass% Si is disposed on at least one side of a core material containing Mn. The use is disclosed. This is because an aluminum alloy for a heat exchanger in which Si-based precipitated particles are dispersed with an appropriate size and density in the skin layer of an Al-low Si alloy by heat treatment after brazing is used as a brazing structure. Precipitation of Si-based particles reduces the amount of Si solid solution in the matrix of the Al-low Si alloy skin layer, and the anti-corrosion function is achieved by making the Al-low Si alloy skin layer baser than the core material. It is disclosed to exert.
  • the Si-based precipitated particles are noble, and the Si-based precipitated particles themselves have no sacrificial anticorrosive effect.
  • the Si-based precipitated particles accelerate the rate of corroding the matrix of the Al-low Si alloy skin layer.
  • this clad material may not have sufficient corrosion resistance if the Si concentration in the skin material exposed to the corrosive environment is too high.
  • Patent Document 2 discloses a brazing sheet in which an element that generates a noble intermetallic compound from a matrix is contained in a sacrificial anode material, and the noble intermetallic compound is dispersed in an appropriate size and density from the matrix. . Corrosion resistance is improved by the presence of many intermetallic compounds that are noble from the matrix of the sacrificial anode material as local cathode points. However, since the intermetallic compound that is noble than the matrix of the sacrificial anode material increases the corrosion rate, the anticorrosion effect cannot be obtained.
  • the brazing sheet is required to have high strength as well as high corrosion resistance.
  • the design concept conventionally used is to strengthen the material mainly by aging precipitation of Mg 2 Si. Therefore, in order to increase the strength, a method of increasing the content of Si or Mg in the core material has been used. However, increasing the Si content of the core material lowers the melting point. It is not desirable to increase the Si content because of brazing at a temperature around 600 ° C. For this reason, the increase in strength of the tube has reached its peak.
  • Patent Document 3 discloses the use of a brazing sheet made of an aluminum alloy clad with a brazing material made of an aluminum alloy material containing Cu.
  • an aluminum alloy material containing Cu as the brazing material, the melting point of the brazing material is lowered, and the brazing temperature can be lowered to 570 to 585 ° C.
  • the content of Si or Cu in the core material can be increased, and the tube can have high strength.
  • the potential of the brazing material becomes noble and the core material may corrode preferentially.
  • countermeasures are taken by adding an element that lowers the potential such as Zn to the brazing material.
  • the existence state of the intermetallic compound in the core material is unknown, and in some cases, the solid solution amount of Si and Cu may be lowered after brazing addition heat. In such a case, the aging strengthening after the brazing addition heat is not effectively exhibited, and the strength is also lowered.
  • the present invention has been made in view of the above problems, and is capable of brazing at a temperature near 600 ° C., has high strength, and has excellent corrosion resistance.
  • Manufacturing of an aluminum alloy clad material and an aluminum alloy clad material It aims to provide a method.
  • an aluminum alloy clad material comprises: In an aluminum alloy clad material comprising an aluminum alloy core material and a sacrificial anode material layer clad on one or both surfaces of the core material,
  • the core material is Si: more than 0 mass% and less than 0.2 mass%, Fe: 0.05 to 0.30 mass%, Cu: 1.0 to 2.5 mass%, Mn: 1.0 to 1.6 mass%, Mg: Containing 0.1 to 1.0 mass%, consisting of an aluminum alloy consisting of the balance Al and inevitable impurities
  • the sacrificial anode material layer contains Si: 0.1 to 1.5 mass%, Mg: 0.1 to 2.0 mass%, and consists of an aluminum alloy composed of the balance Al and inevitable impurities,
  • the number density of Al—Mn intermetallic compounds having an equivalent circle diameter of 0.1 ⁇ m or more is 1.0 ⁇ 10 5 pieces / mm 2 or more, and the equivalent circle diameter of 0.1 ⁇
  • the number density of Al 2 Cu is 1.0 ⁇ 10 5 pieces / mm 2 or less
  • the number density of Mg—Si based crystals having an equivalent circle diameter of 0.1 to 5.0 ⁇ m is 100 to 150,000 pieces / mm 2 , and exceeds 5.0 ⁇ m and 10.0 ⁇ m or less.
  • the core material is made of Ti: 0.05-0.20 mass%, Zr: 0.05-0.20 mass%, Cr: 0.05-0.20 mass%, and V: 0.05-0.20 mass%. It is good to consist of the aluminum alloy which further contains 1 type, or 2 or more types selected from these.
  • the sacrificial anode material layer has Fe: 0.05 to 1.00 mass%, Ni: 0.05 to 1.00 mass%, Cu: 0.05 to 1.00 mass%, Mn: 0.05 to 1.50 mass%. Zn: 0.05 to 1.00 mass%, Ti: 0.05 to 0.20 mass%, Zr: 0.05 to 0.30 mass%, Cr: 0.05 to 0.30 mass%, and V: 0.05 It may be made of an aluminum alloy further containing one or more selected from the group consisting of ⁇ 0.30 mass%.
  • the manufacturing method of the aluminum alloy clad material according to the second aspect of the present invention A method of manufacturing the aluminum alloy clad material, The steps of casting the aluminum alloy for the core material and the sacrificial anode material layer, the homogenization treatment step of homogenizing the ingot of the cast sacrificial anode material layer, and the ingot of the sacrificial anode material layer subjected to the homogenization treatment A hot rolling step of hot rolling to a predetermined thickness, and a mating step of combining a sacrificial anode material layer having a predetermined thickness by hot rolling on one or both surfaces of the core material ingot, Including a combined heating step for heating the laminated material, a hot clad rolling step for hot rolling the heated laminated material, and a cold rolling step for cold rolling the clad material that has been hot-clad rolled, In the casting process of the aluminum alloy for the sacrificial anode material layer, the cooling rate of the ingot surface by semi-continuous casting
  • the core material casting process After the core material casting process, it further includes a homogenization process step of homogenizing the core material ingot, and the core material ingot is preferably heat-treated at a temperature of 400 to 550 ° C. in the homogenization process step.
  • the method further includes one or more annealing steps for annealing the clad material during one or both of the cold rolling process and after the cold rolling process, and the clad material is heat-treated at a temperature of 200 to 320 ° C. in the annealing process. Good.
  • the clad material made of aluminum alloy according to the third aspect of the present invention In an aluminum alloy clad material comprising an aluminum alloy core material, a sacrificial anode material layer clad on one surface of the core material, and a brazing material clad on the other surface,
  • the core material is Si: more than 0 mass% and less than 0.2 mass%, Fe: 0.05 to 0.30 mass%, Cu: 1.0 to 2.5 mass%, Mn: 1.0 to 1.6 mass%, Mg: Containing 0.1 to 1.0 mass%, consisting of an aluminum alloy consisting of the balance Al and inevitable impurities
  • the sacrificial anode material layer contains Si: 0.1 to 1.5 mass%, Mg: 0.1 to 2.0 mass%, and consists of an aluminum alloy composed of the balance Al and inevitable impurities
  • the brazing material contains Si: 7.0 to 12.0 mass%, and consists of an Al—Si based alloy composed of the balance Al and inevitable impurities, In the core material, the number density of
  • the number density of Al 2 Cu is 1.0 ⁇ 10 5 pieces / mm 2 or less
  • the number density of Mg—Si based crystals having an equivalent circle diameter of 0.1 to 5.0 ⁇ m is 100 to 150,000 pieces / mm 2 , and exceeds 5.0 ⁇ m and 10.0 ⁇ m or less.
  • the core material is made of Ti: 0.05-0.20 mass%, Zr: 0.05-0.20 mass%, Cr: 0.05-0.20 mass%, and V: 0.05-0.20 mass%. It is good to consist of the aluminum alloy which further contains 1 type, or 2 or more types selected from these.
  • the sacrificial anode material layer has Fe: 0.05 to 1.00 mass%, Ni: 0.05 to 1.00 mass%, Cu: 0.05 to 1.00 mass%, Mn: 0.05 to 1.50 mass%. Zn: 0.05 to 1.00 mass%, Ti: 0.05 to 0.20 mass%, Zr: 0.05 to 0.30 mass%, Cr: 0.05 to 0.30 mass%, and V: 0.05 It may be made of an aluminum alloy further containing one or more selected from the group consisting of ⁇ 0.30 mass%.
  • the brazing material may be made of an Al—Si—Cu alloy further containing Cu: 0.5 to 2.5 mass%.
  • the brazing material may be made of an Al—Si—Cu—Zn alloy further containing Zn: 0.1 to 3.0 mass%.
  • the manufacturing method of the aluminum alloy clad material according to the fourth aspect of the present invention A method of manufacturing the aluminum alloy clad material, A step of casting aluminum alloys for the core material, sacrificial anode material layer and brazing material, a homogenization treatment step of homogenizing the ingot of the cast sacrificial anode material layer, and a sacrificial anode material subjected to the homogenization treatment
  • a hot rolling process in which the ingot of the layer and the ingot of the brazing material are each hot-rolled to a predetermined thickness, and a sacrificial anode material layer having a predetermined thickness by hot rolling on one side of the core material ingot,
  • a bonding process in which brazing materials having a predetermined thickness by hot rolling are combined on the surface to form a combined material, a combined heating process for heating the combined material, a hot clad rolling process for hot rolling the heated combined material, A cold rolling process for cold rolling the clad material that has been cold clad
  • Heat treatment at a temperature of ⁇ 570 ° C. for 1 hour or longer the heating temperature of the combined heating step is 420 to 550 ° C., and after the combined heating step, the holding time at 320 to 400 ° C. is 6 minutes or less, It is characterized by that.
  • the core material casting process After the core material casting process, it further includes a homogenization process step of homogenizing the core material ingot, and the core material ingot is preferably heat-treated at a temperature of 400 to 550 ° C. in the homogenization process step.
  • the method further includes one or more annealing steps of annealing the clad material during one or both of the cold rolling process and after the cold rolling process, and the clad material is heat-treated at a temperature of 200 to 320 ° C. in the annealing process. Good.
  • the aluminum alloy clad material according to the present invention has high strength and excellent corrosion resistance. Moreover, since the melting point of the core material included in the aluminum alloy clad material according to the present invention is high, the aluminum alloy clad material can be brazed at a temperature of around 600 ° C.
  • the inventors of the present application clad a sacrificial anode material layer having a density of Mg—Si based crystal precipitates within a predetermined range on a core material mainly focused on strengthening by an Al—Cu—Mg based aging precipitation phase.
  • Al—Cu—Mg aging precipitation in the core material can be utilized to the maximum.
  • the inventors of the present application have found that a clad material made of an aluminum alloy having high strength and excellent corrosion resistance can be obtained while suppressing a decrease in the melting point of the core material.
  • the corrosion rate of the core material can be suppressed.
  • the core material has high strength, and by suppressing the corrosion rate, an aluminum alloy clad material having both the strength of the core material and excellent corrosion resistance can be obtained.
  • Core material The core material of the clad material made of aluminum alloy according to the present embodiment is Si: more than 0% and less than 0.2%, Fe: 0.05 to 0.30%, Cu: 1.0 to 2.5%, It is made of an aluminum alloy containing Mn: 1.0 to 1.6%, Mg: 0.1 to 1.0%, the balance being Al and inevitable impurities.
  • This aluminum alloy is composed of Ti: 0.05 to 0.20%, Zr: 0.05 to 0.20%, V: 0.05 to 0.20%, and Cr: 0.05 to 0.20%. You may further contain 1 type, or 2 or more types selected from the group.
  • Si is mixed into the aluminum alloy as an inevitable impurity. Si dissolves in the matrix of the aluminum alloy and improves the strength of the aluminum alloy material by solid solution strengthening. Moreover, Si forms an intermetallic compound and improves the strength of the aluminum alloy material by precipitation strengthening. However, when a large amount of Cu coexists, single Si or Al—Cu—Si intermetallic compounds are precipitated. When the Si content is 0.2% or more, this intermetallic compound precipitates at the grain boundary to cause corrosion at the grain boundary, thereby reducing the corrosion resistance. Moreover, there exists a possibility that melting
  • Fe forms an intermetallic compound with Mn in the aluminum alloy. This intermetallic compound crystallizes or precipitates, and improves the strength of the material by dispersion strengthening. If the Fe content is less than 0.05%, this effect cannot be sufficiently obtained. On the other hand, if the Fe content exceeds 0.30%, Fe that does not form an intermetallic compound with Mn is generated, and this becomes a starting point of corrosion. Therefore, the Fe content is specified to be 0.05 to 0.30%, preferably 0.05 to 0.20%.
  • Mn reacts with Si, Fe, and Cu in the aluminum alloy to form Al—Fe—Mn, Al—Si—Fe—Mn, and Al—Cu—Mn intermetallic compounds.
  • These intermetallic compounds crystallize or precipitate, and improve the strength of the aluminum alloy material by dispersion strengthening.
  • these intermetallic compounds form an interface that is inconsistent with the parent phase, and this interface serves as an annihilation site for vacancies introduced into the aluminum alloy material during brazing.
  • the vacancies form dislocation loops during brazing cooling.
  • the S ′ phase precipitates unevenly on this dislocation loop.
  • the strength of the material is lowered.
  • the presence of Al—Fe—Mn, Al—Si—Fe—Mn, and Al—Cu—Mn intermetallic compounds can eliminate the voids that are the source of dislocation loops. Dislocation loops hardly remain in the material after heating. Thereby, non-uniform precipitation of the S ′ phase is suppressed and aging precipitation of Al 2 CuMg is promoted.
  • the Al 2 CuMg phase greatly contributes to strength. As described above, when Mn is added, the strength is improved. If the Mn content is less than 1.0%, this effect cannot be sufficiently obtained. On the other hand, if the Mn content exceeds 1.6%, coarse crystals are formed and the yield deteriorates. Therefore, the Mn content is specified to be 1.0 to 1.6%, preferably 1.2 to 1.5%.
  • Al 2 CuMg greatly improves the strength of the material by aging precipitation after brazing. If the Cu content is less than 1.0%, this effect cannot be sufficiently obtained. On the other hand, if the Cu content exceeds 2.5%, the melting point of the aluminum alloy material may be lowered. In addition, Al 2 Cu precipitates at the grain boundaries and causes intergranular corrosion. Therefore, the Cu content is specified to be 1.0 to 2.5%, preferably 1.5 to 2.5%.
  • Mg reacts with Cu in the aluminum alloy to form Al 2 CuMg.
  • Al 2 CuMg greatly improves the strength of the aluminum alloy material by aging precipitation after brazing. If the Mg content is less than 0.1%, this effect cannot be sufficiently obtained. On the other hand, if the Mg content exceeds 1.0%, when brazing is performed in an atmosphere using a non-corrosive flux, Mg diffuses on the surface of the brazing material and brazing performance is lowered. In addition, the elongation before brazing may decrease and the moldability may decrease. Therefore, the Mg content is specified to be 0.1 to 1.0%, preferably 0.1 to 0.5%.
  • Cr and Zr each form a fine intermetallic compound in the aluminum alloy to improve the strength of the material. If the contents of Cr and Zr are less than 0.05%, this effect cannot be obtained sufficiently. On the other hand, if the contents of Cr and Zr exceed 0.20%, a coarse intermetallic compound may be formed, which may reduce the formability of the aluminum alloy material. Accordingly, the Cr and Zr contents are each specified to be 0.05 to 0.20%, preferably 0.05 to 0.10%.
  • Ti and V each form a fine intermetallic compound in the aluminum alloy to improve the strength of the material.
  • this intermetallic compound is dispersed in layers. Since this intermetallic compound has a noble potential, although corrosion in the horizontal direction proceeds, the corrosion in the depth direction is less likely to progress. When the contents of Ti and V are less than 0.05%, these effects are insufficient. On the other hand, if the content of each of Ti and V exceeds 0.20%, a coarse intermetallic compound may be formed, and the workability at the time of forming the aluminum alloy material may be reduced. Therefore, the contents of Ti and V are respectively specified to be 0.05 to 0.20%, preferably 0.05 to 0.10%.
  • the phase of Cu and Mg contained in the aluminum alloy (Cu / Mg ratio) varies depending on the value, and the phase deposited after brazing heat is different.
  • Cu / Mg ratio is less than 1, Al 6 CuMg 4 precipitates after the brazing heat. Since Al 6 CuMg 4 has a small contribution to age hardening, the strength may decrease.
  • the Cu / Mg ratio is larger than 8, Al 2 Cu precipitates after the brazing heat. Since Al 2 Cu also contributes less to age hardening than Al 2 CuMg, the strength may be reduced.
  • the Cu / Mg ratio is preferably 1 to 8, and more preferably 3 to 6.
  • the aluminum alloy as the core of the aluminum clad alloy material of the present embodiment may further contain B having an effect of refining the ingot structure and other inevitable impurity elements.
  • the contents of these elements are each 0.05% or less, and preferably 0.2% or less as a whole.
  • the sacrificial anode material layer of the aluminum alloy clad material according to the present embodiment contains Si: 0.1 to 1.5%, Mg: 0.1 to 2.0%, and the balance Al and It consists of an aluminum alloy consisting of inevitable impurities.
  • This aluminum alloy is composed of Fe: 0.05 to 1.00%, Ni: 0.05 to 1.00%, Cu: 0.05 to 1.00%, Mn: 0.05 to 1.50%, Zn : 0.05 to 1.00%, Ti: 0.05 to 0.20%, Zr: 0.05 to 0.30%, Cr: 0.05 to 0.30%, and V: 0.05 to 0 It may further contain one or more selected from the group consisting of 30%.
  • Mg—Si based crystallized material is, for example, Mg 2 Si in which Mg and Si are composed of an atomic number ratio of 2: 1.
  • Mg 2 Si in which Mg and Si are composed of an atomic number ratio of 2: 1.
  • a ternary composition and a quaternary composition of Mg—Si—Fe—Cu are also included.
  • Mg 2 Si and these ternary and quaternary compositions are preferentially dissolved because the pitting corrosion potential is lower than that of the matrix. An effect can be expressed.
  • the Mg—Si based precipitate is a needle-like ⁇ ′′ phase (Mg 2 Si), and when Cu is added, it is a Q ′′ phase (Al—Mg—Si—Cu) of the same shape. is there. Since the Mg—Si-based precipitates are preferentially dissolved because the pitting potential is lower than that of the matrix, the sacrificial anticorrosive effect can be expressed without using a large amount of Zn by setting the distribution appropriately. Further, the Mg—Si based precipitate also has a function of preferentially eluting Mg at the time of dissolution to form a Si concentrated layer on the surface, thereby further improving the corrosion resistance.
  • the amount of the Mg—Si based crystallized substance and the Mg—Si based precipitate having a predetermined size is Since the amount is small, the effect of sacrificial anticorrosion and the effect of forming the Si concentrated layer cannot be sufficiently obtained. Since melting
  • the Si content of the sacrificial anode material layer is specified to be 0.10 to 1.50%, and the Mg content is specified to 0.10 to 2.00%.
  • the Si content is defined as 0.20 to 1.00% and the Mg content is defined as 0.30 to 1.00%.
  • the Si content and the Mg content in order to exert the effect of sacrificial corrosion protection by Mg-Si based crystallized substances and Mg-Si based precipitates, not only the content but also the ratio of Mg and Si is controlled. It is important to.
  • the Mg—Si based crystallized product and the Mg—Si based precipitate are Mg 2 Si when formed only with Mg and Si, and the atomic number ratio of Mg / Si is 2. The mass% ratio is 0.18. There is no problem if the Mg ratio increases and the Mg / Si ratio increases within the above composition range, but if the Si ratio increases and the Mg / Si ratio decreases, the corrosion resistance deteriorates.
  • Mg / Si is a value exceeding 0.18 in mass% ratio.
  • Fe and Ni contribute to improving the corrosion resistance of aluminum alloys. These elements have the effect of increasing the rate at which Al is corroded, but when Fe-based intermetallic compounds and Ni-based intermetallic compounds are uniformly distributed, the corrosion is dispersed, and as a result, the penetration life is improved. When the content of at least one of Fe and Ni is less than 0.05%, the effect of improving the penetrating life is insufficient. On the other hand, when the content of at least one of Fe and Ni exceeds 1.00%, the increase in corrosion rate becomes significant. As described above, the contents of Fe and Ni are respectively specified to be 0.05 to 1.00%, preferably 0.10 to 0.50%.
  • the Mg—Si based precipitate becomes a Q ′′ phase (Al—Mg—Si—Cu), and this precipitate can be finely dispersed.
  • the Cu content is set to 0.05% or more. However, if the Cu content exceeds 1.00%, the rate of corrosion increases remarkably. Accordingly, the Cu content is specified to be 0.05 to 1.00%, preferably 0.10 to 0.50%.
  • Mn crystallizes or precipitates as an Al—Mn intermetallic compound in the aluminum alloy and contributes to the improvement of strength.
  • the Al—Mn-based intermetallic compound takes in Fe, it has a function of suppressing the effect of increasing the corrosion rate by Fe as an unavoidable impurity and Fe added for the purpose of improving corrosion resistance.
  • the Mn content is set to 0.05% or more.
  • the Mn content is specified to be 0.05 to 1.50%, preferably 0.10 to 1.00%.
  • Zn does not have to be contained in the aluminum alloy, and when it is contained, even if the content is as small as 0.05 to 1.00%, the above-mentioned Mg—Si based crystallized substances and precipitates Excellent corrosion resistance can be obtained by this action. If the Zn content exceeds 1.00%, the corrosion rate increases and the sacrificial anode material layer disappears early.
  • Ti, Zr, Cr and V contribute to improvement of corrosion resistance, particularly pitting corrosion resistance in the aluminum alloy.
  • Ti, Zr, Cr, and V added to the aluminum alloy are divided into a high concentration region and a low concentration region, and they are alternately distributed in the thickness direction of the sacrificial anode material layer.
  • the low-concentration region corrodes preferentially over the high-concentration region, and the corrosion form becomes layered.
  • a partial slow speed occurs in the corrosion along the thickness direction of the sacrificial anode material layer, the progress of the corrosion is suppressed as a whole, and the pitting corrosion resistance is improved.
  • each content of Ti, Zr, Cr, and V is specified to be 0.05% or more.
  • the Ti content exceeds 0.20% and the respective contents of Zr, Cr, and V exceed 0.30%, coarse compounds may be generated during casting, which may impair manufacturability.
  • the Ti content is specified to be 0.05 to 0.20%, preferably 0.10 to 0.20%.
  • the contents of Zr, Cr, and V are each specified to be 0.05 to 0.30%, preferably 0.10 to 0.20%.
  • the sacrificial anode material may contain Na, Ca, etc. alone, each containing 0.05% or less, and 0.15% or less in total. It does not impair the action of the layer.
  • brazing material an aluminum alloy usually used in brazing of an aluminum alloy can be used.
  • an aluminum alloy containing Si: 7.0 to 12.0% and the balance being Al and inevitable impurities is used as the Al—Si alloy. If the Si content is less than 7.0%, the liquid phase ratio is insufficient at the time of subsequent brazing, and there is a possibility that unbonding with the fins may occur. On the other hand, when the Si content exceeds 12.0%, coarse single Si grains are crystallized and formability is deteriorated. Further, the Al—Si—Cu alloy in which Cu is added to this alloy contains Si: 7.0 to 12.0%, Cu: 0.5 to 2.5%, and the balance Al and unavoidable An aluminum alloy made of impurities is used.
  • Al—Si—Cu—Zn based alloys obtained by adding Zn to this alloy include Si: 7.0 to 12.0%, Cu: 0.5 to 2.5%, Zn: 0.1 An aluminum alloy containing ⁇ 3.0%, the balance being Al and inevitable impurities is used.
  • the potential of the fillet portion made noble by the addition of Cu can be reduced, and the core material can be prevented from preferentially corroding. If the Zn content is less than 0.1%, the above effect cannot be obtained. On the other hand, if the Zn content exceeds 3.0%, the potential of the fillet portion becomes too low and may corrode preferentially.
  • Al—Mn intermetallic compound having an equivalent circle diameter of 0.1 ⁇ m or more for example, Al—Mn, Al—Mn—Si, Al—Fe—Mn—Si, Al—Cu—Mn based intermetallic compounds
  • Al—Mn intermetallic compound Since the size of the compound) is relatively large, it is difficult to dissolve in the aluminum alloy at the time of brazing and remains after brazing.
  • the Al—Mn intermetallic compound has a lattice constant different from that of the parent phase Al, it forms an inconsistent interface with the parent phase, and this interface is a void that is introduced into the aluminum alloy material during brazing. It becomes an extinct site.
  • the S ′ phase precipitates unevenly on this dislocation loop.
  • the S ′ phase is an aging precipitation phase of an Al—Cu—Mg alloy, but its contribution to strength is small. Nevertheless, since the solid solution amount of Cu is reduced, the strength of the aluminum alloy is reduced.
  • the dislocation loops present in the aluminum alloy after brazing are reduced, so that the precipitation of S ′ phase can be suppressed, and aging precipitation of Al 2 CuMg. Can be used effectively. Thereby, the strength of the aluminum alloy material is improved. If the number density of the Al—Mn intermetallic compound having an equivalent circle diameter of 0.1 ⁇ m or more is less than 1.0 ⁇ 10 5 pieces / mm 2 , the effect of improving the strength becomes insufficient.
  • the number density of Al—Mn intermetallic compounds having an equivalent circle diameter (equivalent circle diameter) of 0.1 ⁇ m or more in the core material is specified to be 1.0 ⁇ 10 5 pieces / mm 2 or more, preferably 2. It is specified to be 0 ⁇ 10 5 pieces / mm 2 or more.
  • the upper limit of the number density depends on the alloy composition and the manufacturing method, but is about 1.0 ⁇ 10 8 pieces / mm 2 in the present embodiment.
  • an Al—Mn-based intermetallic compound having an equivalent circle diameter of 0.1 ⁇ m or more is used, the upper limit of the equivalent circle diameter also depends on the alloy composition and the manufacturing method, and in this embodiment is about 30 ⁇ m. Become.
  • the number density of Al—Mn intermetallic compounds having an equivalent circle diameter of 0.1 ⁇ m or more can be obtained by observing an aluminum alloy with a scanning electron microscope (SEM) and analyzing the image of the SEM image.
  • the observation location is an observation of an arbitrary portion of the core material, for example, an arbitrary cross section along the thickness direction or a cross section parallel to the plate material surface. From the viewpoint of simplicity, it is preferable to measure an arbitrary cross section along the thickness direction.
  • the number density is defined as an arithmetic average value of measured values at a plurality of locations.
  • Al 2 Cu having a circle-equivalent diameter of 0.1 ⁇ m or more is relatively large in size, so that it does not easily dissolve in the aluminum alloy at the time of brazing and remains after brazing. Thereby, the solid solution amount of Cu in the core material after brazing decreases.
  • Cu solid solution amount in the core material after brazing is small, on the effect of improving the strength of the aluminum alloy material by aging precipitation of Al 2 CuMg is not sufficiently obtained, Al 2 Cu as a starting point of the grain boundary corrosion Therefore, the corrosion resistance is also lowered.
  • the number density of Al 2 Cu having a circle-equivalent diameter of 0.1 ⁇ m or more in the core material is defined as 1.0 ⁇ 10 5 pieces / mm 2 or less, preferably 0.8 ⁇ 10 5 pieces / mm 2 or less. Stipulate.
  • the lower limit of the number density is about 1.0 ⁇ 10 3 pieces / mm 2 though it depends on the alloy composition and the manufacturing method.
  • Al 2 Cu having an equivalent circle diameter of 0.1 ⁇ m or more is used, the upper limit of the equivalent circle diameter is also about 10 ⁇ m depending on the composition of the alloy and the manufacturing method.
  • the number density of Al 2 Cu having a circle-equivalent diameter of 0.1 ⁇ m or more is determined by observing an aluminum alloy with a SEM and analyzing the image of the SEM image.
  • the observation location is an observation of an arbitrary portion of the core material, for example, an arbitrary cross section along the thickness direction or a cross section parallel to the plate material surface. From the viewpoint of simplicity, it is preferable to measure an arbitrary cross section along the thickness direction.
  • the number density is defined as an arithmetic average value of measured values at a plurality of locations.
  • the sacrificial anode material layer of the aluminum alloy clad material according to the present embodiment has a number density of Mg-Si based crystallized material having a circle equivalent diameter of 0.1 to 5.0 ⁇ m of 100 to 150,000. / Mm 2 , preferably 100 to 100,000 pieces / mm 2 . Furthermore, defining the number density of crystallized substances of Mg-Si system with the following equivalent circle diameter 10.0 ⁇ m exceed 5.0 ⁇ m to 5 / mm 2 or less, preferably three / mm 2 or less, most preferably 0 Specified to be pieces / mm 2 .
  • the Mg—Si-based crystallized product is basically composed of Mg and Si in an atomic number ratio of 2: 1.
  • the crystallized material contains Fe or Cu as an element to be selectively added to the sacrificial anode material layer, in addition to Mg 2 Si, Mg—Si—Fe, Mg—Si—Cu ternary
  • the composition and the quaternary composition of Mg—Si—Fe—Cu are also included.
  • the effect of sacrificial anticorrosion can be exhibited by defining the Mg—Si based crystallized substance having a predetermined equivalent circle diameter to a predetermined number density. Since the Mg—Si based crystals are distributed in a shape close to a sphere, the size thereof can be defined as an equivalent circle diameter.
  • the size of the Mg—Si based crystallized substance present in the sacrificial anode material layer is usually 0.1 to 10.0 ⁇ m as the equivalent circle diameter.
  • the equivalent circle diameter of the crystallized substance that can exhibit the effect of sacrificial corrosion protection is 0.1 to 5.0 ⁇ m, and the surface density of the crystallized substance of this size needs to be 100 to 150,000 pieces / mm 2. . If the number density is less than 100 / mm 2 , sufficient sacrificial anticorrosive effect is not exhibited. On the other hand, when the number density exceeds 150,000 pieces / mm 2 , the corrosion rate is too high and the corrosion resistance is lowered. Note that Mg—Si-based crystallized crystals having an equivalent circle diameter of less than 0.1 ⁇ m are not included because they hardly exist in the sacrificial anode material layer.
  • Mg—Si based crystallized crystals having an equivalent circle diameter of more than 5.0 ⁇ m and not more than 10.0 ⁇ m greatly reduce the function of sacrificial corrosion protection because corrosion concentrates on the crystallized substances.
  • the surface density of the Mg—Si based crystallized material of this size needs to be 5 pieces / mm 2 or less. Note that Mg—Si based crystallized crystals having an equivalent circle diameter exceeding 10 ⁇ m hardly exist because they are re-dissolved by heat treatment such as hot rolling or homogenization.
  • the number density of the Mg—Si based crystallized substance is measured by observing an arbitrary portion of the sacrificial anode material layer with an optical microscope or an electron microscope. For example, an arbitrary cross section along the thickness direction and a cross section parallel to the plate surface are observed. From the viewpoint of simplicity, it is preferable to measure an arbitrary cross section along the thickness direction.
  • the number density is defined as an arithmetic average value of measured values at a plurality of locations.
  • an aluminum alloy as a core material is cast. Specifically, an aluminum alloy material having the above-described composition is melted, and an ingot of an aluminum alloy for a core material is produced by a DC (Direct Chill) casting method.
  • the molten metal cooling rate is as fast as 0.5 to 20 ° C./second. Therefore, the intermetallic compound produced at the time of casting is fine, and the elements contained in the aluminum alloy are dissolved in supersaturation.
  • a large amount of coarse Al 2 Cu having an equivalent circle diameter of 0.1 ⁇ m or more may be generated in the ingot.
  • a homogenization treatment step may be provided. If the homogenization temperature is less than 400 ° C., the above effect cannot be obtained sufficiently. On the other hand, when the homogenization temperature exceeds 550 ° C., the density of the Al—Mn intermetallic compound decreases. For this reason, the homogenization treatment is not performed, or when it is performed, it is performed at a temperature of 400 to 550 ° C., preferably 400 to 500 ° C.
  • the homogenization treatment is performed for 2 to 20 hours, preferably 5 to 15 hours. Note that it is desirable to perform a chamfering process on the cooled ingot after the homogenization process.
  • an aluminum alloy is cast as a sacrificial anode material layer.
  • an aluminum alloy material having the above-described composition is melted, and an ingot of an aluminum alloy for a sacrificial anode material layer is produced by a DC casting method.
  • the cooling rate of the surface of the ingot of the aluminum alloy for the sacrificial anode material layer is specified to 1 ° C./second or more, preferably 1.5 ° C./second or more.
  • the cooling rate is less than 1 ° C./second, coarse Mg—Si-based crystallized substances are generated in the sacrificial anode material layer, and the above-described appropriate distribution of the Mg—Si-based crystallized substances cannot be obtained.
  • the upper limit value of the cooling rate is not particularly specified, but is set to 50 ° C./second.
  • the cooling rate can be calculated from dendrite arm spacing by observing the structure of the ingot.
  • the surface of the ingot refers to a range from the outermost surface to 30 mm.
  • the ingot of the aluminum alloy for the sacrificial anode material layer cast by the DC casting method is heat-treated at a temperature of 450 to 570 ° C. for 1 hour or longer, preferably at a temperature of 450 to 550 ° C. for 2 hours or longer. Take the process. As a result, the metal structure in the sacrificial anode material layer can be made uniform, and a coarse Mg—Si based crystallized product can be dissolved again.
  • the heat treatment temperature is less than 450 ° C. or when the heat treatment time is less than 1 hour, the effect of homogenizing the metal structure and the effect of re-dissolving coarse Mg—Si-based crystallized substances can be sufficiently obtained. Absent.
  • the heat treatment temperature exceeds 570 ° C.
  • the effect is not changed and the economical efficiency is lacking.
  • the upper limit of heat processing time is not specifically limited, From an economical viewpoint etc., it is preferable to set it as 20 hours or less.
  • an aluminum alloy used as the brazing material is cast to produce an aluminum alloy ingot for brazing material.
  • a generally used method may be adopted for the casting process of the brazing material.
  • the DC casting method it is preferable to use the DC casting method.
  • the aluminum alloy ingot for the sacrificial anode material layer is hot-rolled to a predetermined thickness.
  • the ingot of the aluminum alloy for the sacrificial anode material layer is preferably subjected to a chamfering process before the hot rolling process.
  • the hot-rolled sacrificial anode material is combined with the ingot of the core material aluminum alloy in the aligning step to obtain a combined material.
  • a hot-rolled sacrificial anode material is combined with one or both surfaces of the ingot for the core material.
  • the laminated material is thinned to a predetermined thickness by being subjected to a combined heating step for heating the laminated material and a hot clad rolling step.
  • the heating temperature of the laminated material exceeds 550 ° C.
  • Mn dissolved in the aluminum alloy ingot for the core material is equivalent to a circle of 0.1 ⁇ m or more without newly forming an Al—Mn intermetallic compound precipitate.
  • the number density of Al—Mn intermetallic compounds having a diameter does not increase.
  • the heating temperature in the combined heating step is regulated to 420 to 550 ° C., preferably 420 to 500 ° C.
  • the holding time in a heating process shall be 5 hours or less from an economical viewpoint.
  • the temperature of an aluminum alloy laminated material falls gradually as plate
  • Cu dissolved in the aluminum alloy for the core material precipitates as coarse Al 2 Cu. Therefore, if the temperature is maintained for more than 6 minutes, the number density of Al 2 Cu having an equivalent circle diameter of 0.1 ⁇ m or more in the core may exceed 1.0 ⁇ 10 5 pieces / mm 2 . For this reason, the holding time in the temperature range of 320 ° C. to 400 ° C. after the heating step is specified to be 6 minutes or less, preferably 5 minutes or less.
  • the laminating material is subjected to a hot clad rolling process.
  • the clad material that has been hot-clad rolled is cold-rolled to a target plate thickness by a cold rolling process to obtain an aluminum alloy clad material.
  • An intermediate annealing process may be performed in the middle of the cold rolling process, and a final annealing process may be performed after the cold rolling process. Only one or both of the intermediate annealing process and the final annealing process may be performed.
  • the annealing may be performed a plurality of times during the cold rolling operation.
  • the aluminum alloy clad material according to the present embodiment has a high strength of the aluminum alloy plate because of the high Cu content of the core material. For this reason, in order to ensure moldability, it is preferable to perform a final annealing process, and in addition to this, it is more preferable to perform an intermediate annealing process.
  • the annealing temperature is 200 to 320 ° C. When the annealing temperature exceeds 320 ° C., the number density of Al 2 Cu having an equivalent circle diameter of 0.1 ⁇ m or more may increase.
  • both the intermediate annealing treatment and the final annealing treatment are performed at a temperature of 200 to 320 ° C.
  • an aluminum alloy as a brazing material is cast to cast an ingot of an aluminum alloy for brazing material, which is hot-rolled to a predetermined thickness.
  • a sacrificial anode material and a brazing material that are hot-rolled into an ingot of the aluminum alloy for the core material in the matching step are combined to obtain a combined material.
  • a sacrificial anode material hot-rolled on one surface of an ingot for core material is combined with a brazing material hot-rolled on the other surface to form a combined material.
  • the cooling rate, heating temperature, heating time, and the like are the same as in the first embodiment.
  • the core material, the sacrificial anode material layer, and the brazing material were respectively produced according to the production conditions shown in Table 4 using alloys having the compositions shown in Tables 1 to 3.
  • “ ⁇ ” indicates that it is below the detection limit, and “remainder” includes inevitable impurities.
  • an aluminum alloy used for the core material shown in Table 1 an aluminum alloy used for the sacrificial anode material layer shown in Table 2, and an aluminum alloy used for the brazing material shown in Table 3 were cast by DC casting.
  • the homogenization process was performed to the ingot on the conditions of Table 4 after casting, and also the face-machining process was performed.
  • the ingot of the sacrificial anode material layer was subjected to heat treatment at 450 ° C. and then hot-rolled to a predetermined plate thickness.
  • the ingot of the brazing material layer was subjected to chamfering after casting, followed by heat treatment at 480 ° C.
  • a sacrificial anode material layer that was hot-rolled on one surface of the ingot for the core material and a brazing material on the other surface were combined to form a laminated material having a cladding ratio of 15%.
  • the laminated material was processed under the combined heat treatment conditions shown in Table 4, and rolled to 2.6 mm by hot clad rolling. Next, the obtained rolled material was subjected to cold rolling treatment to a sheet thickness of 0.2 mm, and subjected to final annealing treatment under the conditions described in Table 4 to obtain a test material.
  • the number density of Al—Mn-based intermetallic compounds having an equivalent circle diameter of 0.1 ⁇ m or more was measured by SEM observation of the core alloy.
  • the number density of Al-Mn intermetallic compounds before brazing heat is measured by observing 3 fields of view for each specimen and analyzing the SEM images of each field with A Image-kun (Asahi Kasei Engineering). Asked.
  • the number density shown in the table is an arithmetic average value obtained from each of the three visual fields.
  • the number density of Al 2 Cu having a circle-equivalent diameter of 0.1 ⁇ m or more was evaluated by SEM observation of the core material alloy in the same manner as the Al—Mn intermetallic compound. Three visual fields were observed for each specimen. The SEM images of each field by image analysis by the A image kun was determined the number density of the Al 2 Cu before heating brazing.
  • the number density shown in the table is an arithmetic average value obtained from each of the three visual fields.
  • the number density of Mg—Si based crystallized crystals having an equivalent circle diameter of 0.1 to 5.0 ⁇ m was evaluated by SEM observation of the core material alloy in the same manner as the Al—Mn based intermetallic compound in the core material. Three visual fields were observed for each specimen.
  • the number density of the Mg-Si-based crystallized material before brazing heat was determined by analyzing the SEM images of each field of view with A-image. The number density shown in the table is an arithmetic average value obtained from each of the three visual fields.
  • the number density of Mg—Si based crystals having an equivalent circle diameter of more than 5.0 ⁇ m and less than 10.0 ⁇ m is evaluated by SEM observation of the core material alloy in the same manner as the Al—Mn system intermetallic compound in the core material. did. Three visual fields were observed for each specimen.
  • the number density of the Mg-Si-based crystallized material before brazing heat was determined by analyzing the SEM images of each field of view with A-image. The number density shown in the table is an arithmetic average value obtained from each of the three visual fields.
  • each sample material produced as described above was heated at 600 ° C. corresponding to brazing for 3 minutes, and cooled at a cooling rate of 200 ° C./min. Then, each evaluation about "strength after 1 week of brazing", “corrosion resistance”, “formability”, and “brazing property” was performed by the method shown below with respect to each test material. The above evaluation results are also shown in Tables 5 to 9. When the alloy component of the brazing material was changed, evaluations of “strength after one week of brazing”, “external corrosion resistance”, “formability”, and “brazing property” were performed in the same manner. The results are shown in Table 10.
  • [G] Formability A JIS No. 5 test piece was cut out from each sample material, and this was heated corresponding to the brazing. The test piece subjected to heating corresponding to this brazing was measured for elongation at room temperature in accordance with JIS Z 2241: 2011 using a tensile tester. Elongation of 3% or more was considered good moldability, and less than that was considered poor.
  • [H] Brazing property The corrugated bare fin material was sandwiched between the two test materials and brazed at a temperature corresponding to the brazing heat. After brazing, the joining rate between each test material and the fin material was measured. When the joining rate was 90% or more, the brazing property was evaluated as good, and less than that was regarded as defective. Further, it was also observed whether erosion was observed at the joint between each test material and the fin material.
  • Examples 1 to 81 the conditions specified in the present embodiment were satisfied, and the strength, the (external) corrosion resistance, the formability and the brazing property after one week of brazing were all acceptable or good.
  • Comparative Example 1 the corrosion resistance was poor because of the high Si content of the core material. In addition, the core material solidus temperature decreased and erosion occurred.
  • Comparative Example 34 the homogenization time of the sacrificial anode material layer aluminum alloy was short, so that the number density of Mg—Si based crystallized crystals having an equivalent circle diameter of more than 5.0 ⁇ m and less than 10.0 ⁇ m was increased. As a result, corrosion was concentrated locally, resulting in poor corrosion resistance.
  • a clad material made of aluminum alloy that has high strength and excellent corrosion resistance and can be brazed at a temperature near 600 ° C.

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Abstract

アルミニウム合金製クラッド材は、心材と、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、を備える。心材および犠牲陽極材層は、それぞれ所定の組成を有する。心材において、０．１μｍ以上の円相当径を有するＡｌ－Ｍｎ系の金属間化合物の数密度が１．０×１０５個／ｍｍ２以上であり、かつ、０．１μｍ以上の円相当径を有するがＡｌ２Ｃｕの数密度が１．０×１０５個／ｍｍ２以下である。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／ｍｍ２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／ｍｍ２以下である。

Description

アルミニウム合金製クラッド材、及びアルミニウム合金製クラッド材の製造方法
　本発明は、アルミニウム合金製クラッド材、及びアルミニウム合金製クラッド材の製造方法に関する。
　自動車に備えられるラジエータなどの熱交換器は、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と、チューブ１の間に配置されるコルゲート状のフィン２と、を有する。チューブ１とフィン２とは互いに接合されている。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。熱交換器は、高温の冷媒をチューブ１を介して一方のタンク４の空間から他方のタンク４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エンジンなどに循環させる。
　このような熱交換器のチューブ１の製造には通常、心材と、心材に貼り付けられた内貼材とろう材とを備えたアルミニウム合金製クラッド材から構成される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に定められた組成（Ａｌ－０．１５ｍａｓｓ％Ｃｕ－１．１ｍａｓｓ％Ｍｎ）を有するアルミニウム合金材が用いられる。ブレージングシートがチューブ１に加工されたとき、チューブ１の内面、すなわち冷媒に触れている面には内貼材として、ＪＩＳ７０７２に定められた組成（Ａｌ－１ｍａｓｓ％Ｚｎ）を有するアルミニウム合金材が貼り付けられる。また、チューブ１の外面には、ろう材として通常ＪＩＳ４０４５に定められた組成（Ａｌ－１０ｍａｓｓ％Ｓｉ）を有するアルミニウム合金材などが貼り付けられる。チューブ１は、コルゲート状に加工したフィン２等の部材と共にろう付により互いに接合される。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１用のブレージングシートの薄肉化が求められており、それに伴いブレージングシートに高い耐食性が求められている。従来のＺｎによる犠牲防食では、内貼材にＺｎを添加することによって電位を卑にすることで耐食効果を得ている。しかしながら、Ｚｎを添加した内貼材は、腐食する速度が速いため、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、目標とする耐食性が得られない。また、犠牲陽極材層に添加されている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、特許文献１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を開示している。ろう付後の熱処理によって、Ａｌ－低Ｓｉ合金の皮材層内にＳｉ系の析出粒子を適正な大きさと密度で分散する熱交換器用のアルミニウム合金をろう付構造体として用いる為である。Ｓｉ系の粒子の析出により、Ａｌ－低Ｓｉ合金の皮材層のマトリックス中のＳｉ固溶量が減少し、Ａｌ－低Ｓｉ合金の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開示されている。つまり、Ｓｉ系の析出粒子は貴であり、Ｓｉ系の析出粒子そのものに犠牲防食の効果はない。また、Ｓｉ系の析出粒子はＡｌ－低Ｓｉ合金皮材層のマトリックスを腐食する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の濃度が高過ぎると十分な耐食性が得られない虞がある。
　特許文献２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たブレージングシートを開示している。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する速度を速めてしまうため、防食効果が得られない。
　また、ブレージングシートには、高い耐食性と共に高い強度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Ｍｇ２Ｓｉ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、強度を高めるために、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の含有量を増加することは望ましくない。このため、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は、Ｃｕを含有するアルミニウム合金材からなるろう材をクラッドしたアルミニウム合金製のブレージングシートを用いることを開示している。Ｃｕを含有するアルミニウム合金材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、チューブが高い強度を有することを可能とする。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、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、６００℃付近の温度でろう付可能であり、高い強度を有し、耐食性に優れたアルミニウム合金製クラッド材及びアルミニウム合金製クラッド材の製造方法を提供することを目的とする。
　上記目的を達成するため、本発明の第１の観点に係るアルミニウム合金製クラッド材は、
　アルミニウム合金の心材と、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：０ｍａｓｓ％超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系の金属間化合物の数密度が１．０×１０５個／ｍｍ２以上であり、かつ、０．１μｍ以上の円相当径を有するがＡｌ２Ｃｕの数密度が１．０×１０５個／ｍｍ２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／ｍｍ２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／ｍｍ２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。
　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とよい。
　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とよい。
　本発明の第２の観点に係るアルミニウム合金製クラッド材の製造方法は、
　前記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。
　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、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とよい。
　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、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とよい。
　本発明の第３の観点に係るアルミニウム合金製クラッド材は、
　アルミニウム合金の心材と、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：０ｍａｓｓ％超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系の金属間化合物の数密度が１．０×１０５個／ｍｍ２以上であり、かつ、０．１μｍ以上の円相当径を有するがＡｌ２Ｃｕの数密度が１．０×１０５個／ｍｍ２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／ｍｍ２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／ｍｍ２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。
　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とよい。
　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とよい。
　前記ろう材が、Ｃｕ：０．５～２．５ｍａｓｓ％を更に含有するＡｌ－Ｓｉ－Ｃｕ系合金からなるとよい。
　前記ろう材が、Ｚｎ：０．１～３．０ｍａｓｓ％を更に含有するＡｌ－Ｓｉ－Ｃｕ－Ｚｎ系合金からなるとよい。
　本発明の第４の観点に係るアルミニウム合金製クラッド材の製造方法は、
　前記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。
　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、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とよい。
　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、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とよい。
　本発明に係るアルミニウム合金製クラッド材は、高い強度を有し、優れた耐食性を有する。また、本発明に係るアルミニウム合金製クラッド材が備える心材の融点が高いので、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。
　本願発明者らは、Ｍｇ－Ｓｉ系の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系の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を見出した。これにより、本願発明者らは、心材の融点の低下を抑制しつつ高い強度で、耐食性に優れた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。
　以下、本発明を実施する為の形態に係るアルミニウム合金製クラッド材を説明する。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Ｍｇ２Ｓｉの時効析出を起こすことにより材料を強化している。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低下する為、６００℃付近の温度でのろう付を考慮すると、アルミニウム合金材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、本願発明者らは、Ａｌ２ＣｕＭｇの時効析出を利用することにより高い強度のアルミニウム合金材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、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製クラッド材を設計した。
　さらに、Ａｌ２ＣｕＭｇ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Ａｌ２Ｃｕの析出を抑制した。更に、Ａｌ２ＣｕＭｇ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系の金属間化合物は母相との界面で焼入れによる過剰な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系の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系の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系の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系の金属間化合物中に固溶することにより母相中のＣｕの固溶量が低下する。その結果、Ａｌ２ＣｕＭｇ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願発明者らは、ろう付加熱時にＳｉが皮材から心材に拡散すると、Ａｌ－Ｍｎ系の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の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Ａｌ２ＣｕＭｇの時効析出による強度の増加を更に有効に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系の合金やＡｌ－Ｚｎ－Ｍｇ系の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の含有率が高いと、心材自体の腐食する速度が速くなる。従って、Ｃｕの含有率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する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の固溶量を高くする効果により心材の強度が向上することに加えて、犠牲陽極材から心材へのＺｎの拡散がないため心材の腐食する速度を抑制することができる。その結果、心材が高い強度を有し、腐食する速度の抑制を達成することによって、心材の強化と優れた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
　本実施の形態に係るアルミニウム合金製のクラッド材の心材は、Ｓｉ：０％超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、不可避的不純物としてアルミニウム合金に混入するものである。Ｓｉは、アルミニウム合金の母相中に固溶して、固溶強化によりアルミニウム合金材の強度を向上させる。また、Ｓｉは、金属間化合物を形成し、析出強化によりアルミニウム合金材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系の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の腐食を発生させ、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％超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、０．０１％であるとよい。
　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、アルミニウム合金中においてＳｉ、Ｆｅ、Ｃｕと反応して、Ａｌ－Ｆｅ－Ｍｎ系、Ａｌ－Ｓｉ－Ｆｅ－Ｍｎ系、Ａｌ－Ｃｕ－Ｍｎ系の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、分散強化によりアルミニウム合金材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系、Ａｌ－Ｓｉ－Ｆｅ－Ｍｎ系、Ａｌ－Ｃｕ－Ｍｎ系の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にくい。これにより、Ｓ’相の不均一析出が抑制され、Ａｌ２ＣｕＭｇの時効析出が促進される。Ａｌ２ＣｕＭｇ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、アルミニウム合金中においてＭｇと反応して、Ａｌ２ＣｕＭｇを形成する。Ａｌ２ＣｕＭｇ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、Ａｌ２Ｃｕ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、アルミニウム合金中においてＣｕと反応して、Ａｌ２ＣｕＭｇを形成する。Ａｌ２ＣｕＭｇはろう付後において、時効析出によりアルミニウム合金材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、非腐食性のフラックスを用いた雰囲気下でのろう付の際、ろう材の表面にＭｇが拡散してろう付性が低下する。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時の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。
　アルミニウム合金中に含まれるＣｕとＭｇの比（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Ａｌ６ＣｕＭｇ４が析出する。Ａｌ６ＣｕＭｇ４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Ａｌ２Ｃｕが析出する。Ａｌ２ＣｕもＡｌ２ＣｕＭｇ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。
　本実施の形態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
　本実施の形態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：０．１～２．０％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、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、アルミニウム合金中において犠牲陽極材層中にＭｇとＳｉを主成分とするＭｇ－Ｓｉ系の晶出物及び微細なＭｇ－Ｓｉ系の析出物を形成する。Ｍｇ－Ｓｉ系の晶出物は、例えばＭｇとＳｉが原子個数比２対１で構成されるＭｇ２Ｓｉである。この晶出物には、犠牲陽極材層において選択的に添加する元素としてＦｅやＣｕが含有される場合には、Ｍｇ２Ｓｉ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。Ｍｇ２Ｓｉ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の効果を発現できる。
　一方、Ｍｇ－Ｓｉ系の析出物は、針状のβ”相（Ｍｇ２Ｓｉ）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の効果を発現できる。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。
　アルミニウム合金中において、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の効果及びＳｉ濃縮層を形成する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、アルミニウム合金材の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系の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の表面の酸化膜が厚くなり、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系の晶出物及びＭｇ－Ｓｉ系の析出物によって犠牲防食の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系の晶出物及びＭｇ－Ｓｉ系の析出物はＭｇとＳｉのみで形成される場合はＭｇ２Ｓｉ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。前述の組成の範囲内で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の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系の晶出物及びＭｇ－Ｓｉ系の析出物の犠牲防食の効果が作用しても、犠牲陽極材層の全体を防食する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、アルミニウム合金の耐食性の向上に寄与する。これらの元素はＡｌを腐食する速度を増大させる作用を有するが、Ｆｅ系の金属間化合物やＮｉ系の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は、アルミニウム合金に含有することによって、上記Ｍｇ－Ｓｉ系の析出物が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の含有量が１．００％を超えると、腐食する速度の増大が著しくなる。以上により、Ｃｕ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、アルミニウム合金中においてＡｌ－Ｍｎ系の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系の金属間化合物は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による腐食する速度を増大させる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の含有量が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は、アルミニウム合金に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、腐食する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、アルミニウム合金中において耐食性、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を向上させる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に添加する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系の合金、Ａｌ－Ｓｉ－Ｃｕ系の合金、Ａｌ－Ｓｉ－Ｃｕ－Ｚｎ系の合金、Ａｌ－Ｓｉ－Ｍｇ系の合金、Ａｌ－Ｓｉ－Ｍｇ－Ｂｉ系の合金が挙げられる。
　具体的に、Ａｌ－Ｓｉ系の合金としては、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系の合金としては、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、ろう付加熱後に高い強度を得ることができる。Ｃｕの含有量が０．５％未満では、上記効果が得られない。一方、Ｃｕの含有量が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系の合金としては、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系のろう材に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、心材が優先して腐食することを抑制することができる。Ｚｎの含有量が０．１％未満では、上記効果が得られない。一方、Ｚｎの含有量が３．０％を超えると、フィレット部の電位が卑になりすぎ、優先して腐食する虞がある。
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系の金属間化合物（例えば、Ａｌ－Ｍｎ、Ａｌ－Ｍｎ－Ｓｉ、Ａｌ－Ｆｅ－Ｍｎ－Ｓｉ、Ａｌ－Ｃｕ－Ｍｎ系の金属間化合物）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系の金属間化合物は、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系の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系の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、Ａｌ２ＣｕＭｇ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系の金属間化合物の数密度が１．０×１０５個／ｍｍ２未満では、この強度を向上させる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系の金属間化合物の数密度を１．０×１０５個／ｍｍ２以上に規定し、好ましくは２．０×１０５個／ｍｍ２以上に規定する。この数密度の上限値は合金の組成や製造方法に依存するが、本実施の形態では、１．０×１０８個／ｍｍ２程度である。また、０．１μｍ以上の円相当径を有するＡｌ－Ｍｎ系の金属間化合物としたが、円相当径の上限値もまた合金の組成や製造方法に依存し、本実施の形態では３０μｍ程度となる。
　円相当径０．１μｍ以上のＡｌ－Ｍｎ系の金属間化合物の数密度は、アルミニウム合金をＳＥＭ（Scanning Electron Microscope）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Ａｌ２Ｃｕ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、Ａｌ２ＣｕＭｇの時効析出によるアルミニウム合金材の強度を向上させる効果が十分に得られない上に、Ａｌ２Ｃｕ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Ａｌ２Ｃｕの数密度を１．０×１０５個／ｍｍ２以下に規定し、好ましくは０．８×１０５個／ｍｍ２以下に規定する。この数密度の下限値は合金の組成や製造方法に依存するが、１．０×１０３個／ｍｍ２程度である。また、０．１μｍ以上の円相当径を有するＡｌ２Ｃｕとしたが、円相当径の上限値もまた合金の組成や製造方法に依存し、１０μｍ程度となる。
　０．１μｍ以上の円相当径を有するＡｌ２Ｃｕ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
　本実施の形態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系の晶出物の数密度を１００～１５００００個／ｍｍ２に規定し、好ましくは１００～１０００００個／ｍｍ２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系の晶出物の数密度を５個／ｍｍ２以下に規定し、好ましくは３個／ｍｍ２以下、最も好ましくは０個／ｍｍ２に規定する。Ｍｇ－Ｓｉ系の晶出物とは、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に添加する元素としてＦｅやＣｕが含有される場合には、Ｍｇ２Ｓｉ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系の晶出物を所定の数密度に規定することにより、犠牲防食の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系の晶出物の大きさは、円相当径として通常０．１～１０．０μｍである。このうち犠牲防食の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／ｍｍ２とする必要がある。この数密度が１００個／ｍｍ２未満であると、十分な犠牲防食の効果が発揮されない。一方、この数密度が１５００００個／ｍｍ２を超えると腐食する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系の晶出物は、腐食が晶出物に集中して犠牲防食の機能を大きく低下させる。この犠牲防食の機能の大きな低下を防止する為には、この大きさのＭｇ－Ｓｉ系の晶出物の面密度を５個／ｍｍ２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系の晶出物は、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系の晶出物の数密度は、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の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の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の素材を融解し、ＤＣ（Ｄｉｒｅｃｔ　Ｃｈｉｌｌ）鋳造法により心材用アルミニウム合金の鋳塊を作製する。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Ａｌ２Ｃｕが大量に生成してしまうことがある。このＡｌ２Ｃｕが心材の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Ａｌ２Ｃｕ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Ａｌ２Ｃｕ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い強度を得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系の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、均質化処理の時間は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の素材を融解し、ＤＣ鋳造法により犠牲陽極材層用アルミニウム合金の鋳塊を作製する。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の表面の冷却速度を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系の晶出物が生成し、上述のＭｇ－Ｓｉ系の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、５０℃／秒とする。冷却速度は鋳塊の組織を観察し、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。ここで鋳塊の表面とは、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のアルミニウム合金の鋳塊は、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の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、金属の組織を均一化する効果や粗大なＭｇ－Ｓｉ系の晶出物の再固溶する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の鋳塊を作製する。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、犠牲陽極材層用のアルミニウム合金の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、犠牲陽極材層用のアルミニウム合金の鋳塊は、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の鋳塊と組み合わせて合わせ材とする。具体的には、心材用の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系の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系の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系の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系の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固溶しているＣｕが粗大なＡｌ２Ｃｕ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Ａｌ２Ｃｕの数密度が１．０×１０５個／ｍｍ２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冷間圧延処理され、アルミニウム合金製クラッド材が得られる。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。
　本実施の形態に係るアルミニウム合金製クラッド材は、心材のＣｕの含有量が多い為にアルミニウム合金板の強度が高い。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、２００～３２０℃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Ａｌ２Ｃｕ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製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の鋳塊を鋳造し、これを所定の厚さに熱間圧延処理する。合わせ工程において心材用アルミニウム合金の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。具体的には、心材用の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。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
　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層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。心材用の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系の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Ａｌ２Ｃｕの数密度」、「犠牲陽極材における０．１～５．０μｍの円相当径を有するＭｇ－Ｓｉ系の晶出物の数密度」、および「犠牲陽極材における５．０μｍを超え１０．０μｍ以下の円相当径を有するＭｇ－Ｓｉ系の晶出物の数密度」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。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000006
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000007
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000008
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000009
［ａ］心材における０．１μｍ以上の円相当径を有するＡｌ－Ｍｎ系の金属間化合物の数密度（個／ｍｍ２）
　０．１μｍ以上の円相当径を有するＡｌ－Ｍｎ系の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視野の観察を行い、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系の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Ａｌ２Ｃｕの数密度（個／ｍｍ２）
　０．１μｍ以上の円相当径を有するＡｌ２Ｃｕの数密度は、Ａｌ－Ｍｎ系の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視野の観察を行った。それぞれの視野のＳＥＭ像をＡ像くんにより画像解析することで、ろう付加熱前におけるＡｌ２Ｃｕ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系の晶出物の数密度（個／ｍｍ２）
　０．１～５．０μｍの円相当径を有するＭｇ－Ｓｉ系の晶出物の数密度は、心材におけるＡｌ－Ｍｎ系の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視野の観察を行った。それぞれの視野のＳＥＭ像をＡ像くんにより画像解析することで、ろう付加熱前におけるＭｇ－Ｓｉ系の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系の晶出物の数密度（個／ｍｍ２）
　５．０μｍを超え１０．０μｍ以下の円相当径を有するＭｇ－Ｓｉ系の晶出物の数密度は、心材におけるＡｌ－Ｍｎ系の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視野の観察を行った。それぞれの視野のＳＥＭ像をＡ像くんにより画像解析することで、ろう付加熱前におけるＭｇ－Ｓｉ系の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のろう付に相当する加熱を行い、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。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000010
［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。これに上記ろう付に相当する加熱を行った後、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
　ろう付に相当する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、ＳＯ４ ２－：６０ｐｐｍ、Ｃｕ２＋：１ｐｐｍ、Ｆｅ２＋：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／Ｃｍ２、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、これに上記ろう付に相当する加熱を行った。このろう付に相当する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、上記ろう付加熱に相当する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、上記ろう付加熱に相当する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。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000011
　実施例１～８１では、本実施の形態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の含有量が多かったため、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の含有量が少なかったため、晶析出物の密度が低下し、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の含有量が多かったため、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の含有量が少なかったため、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含有量が多かったため、粒界に析出するＡｌ２Ｃｕが増加し、内部の耐食性試験において粒界の腐食が発生した。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の含有量が少なかったため、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の含有量が多かったため、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の含有量が少なかったため、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の含有量が多かったため、ろう付性が不良となった。
　比較例１０では、心材のＴｉの含有量が多かったため、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の含有量が多かったため、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の含有量が多かったため、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の含有量が多かったため、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の含有量が少なかったため、０．１～５．０μｍの円相当径を有するＭｇ－Ｓｉ系の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、ろう付に相当する加熱中に犠牲陽極材から心材に供給されるＳｉの量が少なかったため、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の含有量が多かっ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の含有量が少なかったため、０．１～５．０μｍの円相当径を有するＭｇ－Ｓｉ系の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の含有量が多かったため、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の含有量が多かったため、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の含有量が多かったため、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の含有量が多かったため、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の含有量が多かったため、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の含有量が多かったため、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の含有量が多かったため、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の含有量が多かったため、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の含有量が多かったため、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の含有量が多かったため、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の含有量が少なかったため、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の含有量が多かったため、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の含有量が多かったため、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の含有量が多かったため、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の温度が高かったため、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かったため、５．０μｍを超え１０．０μｍ以下の円相当径を有するＭｇ－Ｓｉ系の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の温度が低かったため、５．０μｍを超え１０．０μｍ以下の円相当径を有するＭｇ－Ｓｉ系の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の時間が短かったため、５．０μｍを超え１０．０μｍ以下の円相当径を有するＭｇ－Ｓｉ系の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かったため、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かったため、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かったため、心材におけるＡｌ２Ｃｕ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の温度が高かったため、心材におけるＡｌ２Ｃｕ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。
　本発明は、本発明の広義の精神と範囲を逸脱することなく、様々な実施の形態及び変形が可能とされるものである。また、上述した実施の形態は、この発明を説明するためのものであり、本発明の範囲を限定するものではない。すなわち、本発明の範囲は、実施の形態ではなく、特許請求の範囲によって示される。そして、特許請求の範囲内及びそれと同等の発明の意義の範囲内で施される様々な変形が、この発明の範囲内とみなされる。
　本出願は、２０１６年３月３１日に出願された、日本国特許出願２０１６－７０７６２号に基づく。本明細書中に日本国特許出願２０１６－７０７６２号の明細書、特許請求の範囲、図面全体を参照して取り込むものとする。
　以上説明したように、本発明によれば、高い強度及び優れた耐食性を有し、６００℃付近の温度でろう付することが可能なアルミニウム合金製クラッド材を提供できる。
　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、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：０ｍａｓｓ％超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系の金属間化合物の数密度が１．０×１０５個／ｍｍ２以上であり、かつ、０．１μｍ以上の円相当径を有するがＡｌ２Ｃｕの数密度が１．０×１０５個／ｍｍ２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／ｍｍ２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／ｍｍ２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、
    　ことを特徴とする請求項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、
    　ことを特徴とする請求項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１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鋳造工程と、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、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、
    　ことを特徴とする請求項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、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、
    　ことを特徴とする請求項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、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：０ｍａｓｓ％超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系の金属間化合物の数密度が１．０×１０５個／ｍｍ２以上であり、かつ、０．１μｍ以上の円相当径を有するがＡｌ２Ｃｕの数密度が１．０×１０５個／ｍｍ２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／ｍｍ２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／ｍｍ２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、
    　ことを特徴とする請求項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、
    　ことを特徴とする請求項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、
    　ことを特徴とする請求項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、
    　ことを特徴とする請求項１０に記載のアルミニウム合金製クラッド材。
  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鋳造工程と、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、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、
    　ことを特徴とする請求項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、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、
    　ことを特徴とする請求項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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