WO2019172257A1 - フラックスフリーろう付用アルミニウム合金ブレージングシート - Google Patents

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core material
flux
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井手　達也
柳川　裕
詔悟 山田
貴弘 篠田
慎吾 大野
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株式会社Uacj
株式会社デンソー
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Definitions

  • the present invention relates to an aluminum alloy brazing sheet that is used for brazing in an inert gas atmosphere that does not use a flux, and that is excellent in strength and internal corrosion resistance.
  • a flux brazing method is often used in which flux is applied to the surface of the joint portion and brazing is performed. Therefore, depending on the use of aluminum products, these fluxes and their residues may cause problems. For example, in a heat exchanger on which electronic components are mounted, there is a possibility that problems such as deterioration of surface treatment property due to flux residue may occur during the manufacture. Further, for example, in a water-cooled heat exchanger, there is a possibility that problems such as clogging caused by flux or the like occur in the refrigerant passage. Further, in order to remove the flux and its residue, it is necessary to perform pickling treatment, and in recent years, the cost burden of the treatment has been regarded as a problem.
  • a so-called vacuum brazing method in which brazing is performed in a vacuum without applying flux to the surface of the joint may be employed.
  • the vacuum brazing method has a problem that the productivity is lower than that of the flux brazing method or the quality of the brazing joint is likely to deteriorate.
  • the brazing furnace used for the vacuum brazing method has higher equipment costs and maintenance costs than a general brazing furnace.
  • the brazing sheet used in the flux-free brazing method has an element having an action of weakening the oxide film or destroying the oxide film in at least one layer of the laminated structure.
  • Mg is frequently used.
  • Mg added to the brazing material reacts quickly with the oxide film existing on the brazing material surface in the initial stage of brazing during brazing in an inert gas atmosphere. Thereby, before the brazing material is melted, the oxide film present on the brazing material surface can be weakened.
  • the amount of Mg added in the brazing material is large, it reacts with oxygen in the inert gas atmosphere to form a strong oxide film on the surface of the brazing material, and the brazing property deteriorates.
  • Patent Document 1 discloses a heat exchanger used for cooling a semiconductor element, and the heat exchanger includes a plurality of cooling pipes formed by brazing and joining a pair of plate-like members.
  • the semiconductor element is arranged so as to sandwich the semiconductor element in a gap space formed between the cooling pipes, and the semiconductor element is cooled by circulating cooling water in the cooling pipe.
  • Patent Document 1 it brazes structural members, such as a plate-shaped member, using the brazing sheet which consists of a clad material which clad the brazing material which does not contain Mg through the sacrificial anode material which contains Mg in a core material. By joining, the heat exchanger is formed.
  • Mg in the sacrificial anode material layer diffuses during brazing and the oxide film is broken by the reducing action of Mg, so that it is not necessary to apply flux and brazing can be performed in a low oxygen concentration environment. It is said that. Further, in Patent Document 1, since Mg is not exposed in the surface layer exposed to air, the effect that Mg itself is not oxidized to form an oxide film is shown.
  • Patent Document 2 discloses a brazing sheet in which a brazing material containing Si and Li is clad through an intermediate layer containing Mg on one side of an aluminum alloy core material, and flux is not used in an inert gas. It is disclosed that aluminum can be brazed.
  • Patent Document 2 Li is contained in the brazing material.
  • an aluminum alloy containing Li there is a problem that cracks are likely to occur in the ingot.
  • an object of the present invention is an aluminum alloy brazing sheet used for brazing in an inert gas atmosphere that does not use a flux, and has a good brazing property when the core material and the brazing material are brazed. It is to provide a brazing sheet.
  • the present invention (1) is an aluminum alloy brazing sheet used for brazing in an inert gas atmosphere not using a flux, A core material, an intermediate material clad on one surface of the core material, and a brazing material clad on a surface of the intermediate material opposite to the core material,
  • the core material contains 0.50 to 0.90 mass% Si, 0.30 to 2.50 mass% Cu, 1.40 to 1.80 mass% Mn, and the Mg content is 0.05.
  • the intermediate material contains 0.40 to 1.00% by mass of Mg, 2.00 to 6.00% by mass of Zn, and consists of an aluminum alloy composed of the balance aluminum and unavoidable impurities
  • the brazing material contains 6.00 to 13.00 mass% Si, 0.05 to 0.40 mass% Mg, 0.010 to 0.050 mass% Bi, the balance aluminum and inevitable impurities
  • An aluminum alloy consisting of An aluminum alloy brazing sheet characterized by the above is provided.
  • the present invention (2) provides the aluminum alloy brazing sheet according to (1), wherein the brazing material further contains 0.001 to 0.05% by mass of Sr.
  • the present invention (3) is the aluminum alloy brazing sheet according to (1) or (2), wherein the brazing material further contains 0.02 to 1.20% by mass of Cu. It is to provide.
  • the present invention (4) provides the aluminum alloy brazing sheet according to any one of (1) to (3), wherein the intermediate material further contains 0.05 to 0.50% by mass of Mn. It is to provide.
  • an aluminum alloy brazing sheet that is used for brazing in an inert gas atmosphere that does not use a flux, the brazing sheet having good brazing properties when the core material and the brazing material are brazed. Can be provided.
  • the aluminum alloy brazing sheet of the present invention is an aluminum alloy brazing sheet used for brazing in an inert gas atmosphere without using a flux, A core material, an intermediate material clad on one surface of the core material, and a brazing material clad on a surface of the intermediate material opposite to the core material,
  • the core material contains 0.50 to 0.90 mass% Si, 0.30 to 2.50 mass% Cu, 1.40 to 1.80 mass% Mn, and the Mg content is 0.05.
  • the intermediate material contains 0.40 to 1.00% by mass of Mg, 2.00 to 6.00% by mass of Zn, and consists of an aluminum alloy composed of the balance aluminum and unavoidable impurities
  • the brazing material contains 6.00 to 13.00 mass% Si, 0.05 to 0.40 mass% Mg, 0.010 to 0.050 mass% Bi, the balance aluminum and inevitable impurities
  • the aluminum alloy brazing sheet of the present invention includes a core material, an intermediate material clad on one surface of the core material, and a brazing material clad on a surface opposite to the core material of the intermediate material. That is, the aluminum alloy brazing sheet of the present invention is a three-layer clad material in which a core material, an intermediate material, and a brazing material are clad in the order of the core material-intermediate material-brazing material.
  • the aluminum alloy brazing sheet of the present invention is an aluminum alloy brazing sheet used for brazing in an inert gas atmosphere that does not use a flux.
  • the aluminum alloy brazing sheet of the present invention is a clad material used for producing a product by forming an aluminum alloy brazing sheet into a product shape, then combining it with other parts, brazing and brazing. Therefore, the product is used for manufacturing a product in which a portion where the core material and the brazing material of the aluminum alloy brazing sheet are brazed exists.
  • the core material according to the aluminum alloy brazing sheet of the present invention contains 0.50 to 0.90 mass% Si, 0.30 to 2.50 mass% Cu, and 1.40 to 1.80 mass% Mn.
  • the Mg content is limited to 0.05% by mass or less, and consists of an aluminum alloy composed of the balance aluminum and inevitable impurities.
  • Si in the core material has a function of improving the strength of the core material by solid solution strengthening and fine precipitation hardening of Al-Mn-Si intermetallic compounds.
  • the content of Si in the core material is 0.50 to 0.90 mass%, preferably 0.60 to 0.80 mass%. If the Si content in the core material is less than the above range, the above effect is not sufficient, and if it exceeds the above range, the melting point of the core material becomes low, and local melting is likely to occur during brazing.
  • Cu in the core material improves the corrosion resistance by improving the strength of the core material, making the potential of the core material noble, increasing the potential difference with the intermediate material, and the potential difference with the brazing material. Furthermore, Cu in the core material diffuses into the intermediate material and the brazing material during the brazing heat, and forms a gentle Cu concentration gradient, so that the potential becomes noble on the core material side and the intermediate material surface side becomes base, A gentle potential distribution is formed in the thickness direction of the material, and these corrosion forms are made into a general corrosion type.
  • the content of Cu in the core material is 0.30 to 2.50% by mass, preferably 0.60 to 0.90% by mass. If the Cu content in the core material is less than the above range, the above effect is small, and if it exceeds the above range, the corrosion resistance of the core material is low, and the melting point is low, so that local melting occurs during heat brazing. Arise.
  • Mn in the core material functions to improve the corrosion resistance by improving the strength of the core material, making the potential of the core material noble, increasing the potential difference from the intermediate material.
  • the content of Mn in the core material is 1.40 to 1.80 mass%, preferably 1.50 to 1.70 mass%. If the content of Mn in the core material is less than the above range, the above effect is small, and if it exceeds the above range, a coarse compound is produced during casting, and the rolling processability is impaired, resulting in a healthy plate material. It becomes difficult.
  • the Mg content in the core material is limited to 0.05% by mass or less. And since the Mg content in the core material is 0.05% by mass or less, the core material is hardly oxidized by Mg, and when the core material and the brazing material are brazed, the brazing property due to oxidation of the core material surface. Deterioration is suppressed.
  • the brazing material according to the aluminum alloy brazing sheet of the present invention contains 6.00 to 13.00 mass% Si, 0.05 to 0.40 mass% Mg, and 0.01 to 0.05 mass% Bi. And it consists of aluminum alloy which consists of remainder aluminum and an unavoidable impurity.
  • ⁇ Si in the brazing material lowers the melting point of Al to increase fluidity and exert the function of brazing.
  • the content of Si in the brazing material is 6.00 to 13.0% by mass, preferably 9.00 to 12.50% by mass. If the content of Si in the brazing material is less than the above range, it will not work effectively because the fluidity tends to be low, and if it exceeds the above range, erosion to the core material or other bonded parts will increase. .
  • Mg in the brazing material has an action of destroying the oxide film existing on the surface of the brazing material or the oxide film of the brazed part at the stage of brazing, it can weaken the oxide film. Improves adhesion.
  • the content of Mg in the brazing material is 0.05 to 0.40% by mass, preferably 0.05 to 0.20% by mass. If the Mg content in the brazing material is less than the above range, the above effect is not sufficient, and if it exceeds the above range, oxygen in the brazing atmosphere and Mg react to form MgO, Deteriorating.
  • Bi in the brazing material can reduce the surface tension of the brazing and increase the fluidity of the brazing. Furthermore, when Mg and Bi coexist in the wax, these elements act synergistically to improve the fillet formation rate. As a result, when the brazing material contains Mg and Bi, a good fillet is quickly formed at the joint.
  • the content of Bi in the brazing material is 0.010 to 0.050 mass%, preferably 0.010 to 0.030 mass%. If the Bi content in the brazing material is less than the above range, the above effect is not sufficient, and if it exceeds the above range, a coarse Mg—Bi-based compound is produced at the time of casting, and the rolling processability is impaired. It becomes difficult to obtain a sound plate material.
  • the brazing material may further contain 0.001 to 0.05 mass%, preferably 0.01 to 0.03 mass% of Sr as required.
  • Sr content in the brazing material is within the above range, the particle diameter of the Si particles in the brazing material is reduced, and the local melting and penetration of the intermediate material during brazing additional heat are suppressed. If the Sr content in the brazing material is less than the above range, the above effect is not sufficient. If the Sr content exceeds the above range, the brazing material surface is oxidized and a strong oxide film is formed. Deteriorating.
  • the brazing material may further contain Cu in an amount of 0.02 to 1.20 mass%, preferably 0.10 to 0.50 mass%, if necessary.
  • Cu in the brazing material is concentrated to the joint when solidified in the process of brazing, and makes the pitting corrosion potential of the joint noble.
  • Al—Zn-based alloy for the intermediate layer material causes the problem that Zn is concentrated in the joint, the pitting corrosion potential is reduced, and the joint is preferentially corroded due to the concentration of Cu in the joint. By eliminating the pitting potential, the preferential corrosion is suppressed.
  • the above effect is not sufficient, and if it exceeds the above range, the strength of the brazing material is high, and does not join with the intermediate material at the time of clad rolling. It becomes difficult to obtain board materials.
  • the intermediate material according to the aluminum alloy brazing sheet of the present invention contains 0.40 to 1.00% by mass of Mg and 2.00 to 6.00% by mass of Zn, and consists of the balance aluminum and unavoidable impurities. Consists of.
  • Mg in the intermediate material diffuses slowly into the brazing material during the brazing heat, and at the same time as the melting of the brazing (strictly, partial melting of Al-Si-Mg ternary eutectic) simultaneously Diffuses rapidly toward. Therefore, the oxide film is weakened without forming MgO on the surface of the brazing material.
  • the Mg content in the intermediate material is 0.40 to 1.00% by mass, preferably 0.50 to 0.80% by mass. If the Mg content in the intermediate material is less than the above range, the above effect is not sufficient, and if it exceeds the above range, the melting point of the intermediate material becomes low and partial melting occurs.
  • Zn in the intermediate material lowers the potential of the intermediate material, maintains the sacrificial anode effect on the core material, and prevents pitting and crevice corrosion of the core material.
  • the content of Zn in the intermediate material is 2.00 to 6.00 mass%, preferably 2.00 to 5.00 mass%. If the Zn content in the intermediate material is less than the above range, the effect of Zn is not sufficient, and if it exceeds the above range, the corrosion rate becomes too fast and the intermediate material disappears early and the corrosion resistance is low. Become.
  • the intermediate material may further contain 0.05 to 0.50% by mass, preferably 0.20 to 0.40% by mass of Mn as required.
  • Mn in the intermediate material increases the strength of the intermediate material and improves the bondability during clad rolling. If the content of Mg in the intermediate material is less than the above range, the above effect is not sufficient, and if it exceeds the above range, the strength of the intermediate material becomes too high and the bonding property during clad rolling deteriorates. .
  • the aluminum alloy brazing sheet of the present invention is prepared by preparing an alloy ingot of the above composition, and forming an intermediate material made of an alloy of the above composition and a brazing material made of an alloy of the above composition on one surface of a core material formed into a plate shape. Are manufactured by cladding so that the layers are sequentially stacked.
  • an ingot is prepared by melting and casting aluminum alloys having desired component compositions used for the core material, intermediate material and brazing material. These melting and casting methods are not particularly limited, and ordinary methods are used.
  • the homogenization treatment is not performed, or the homogenization treatment is performed at 600 ° C. or less, and the aluminum alloy for the brazing material and the aluminum alloy for the intermediate material are obtained.
  • Each is hot-rolled at a temperature of 400 to 500 ° C. according to a conventional method to a predetermined thickness.
  • an aluminum alloy for the core material, an aluminum alloy for the intermediate material, and an aluminum alloy for the brazing material are combined in this order, and in accordance with a conventional method, a clad material is obtained by hot rolling at 400 to 500 ° C., and finally to a predetermined thickness.
  • the clad material may be annealed (intermediate annealing) during the cold rolling process, or may be annealed (final annealing) after the cold rolling process.
  • the aluminum alloy brazing sheet of the present invention suppresses oxidation of the brazing material surface during brazing in an inert gas atmosphere, and can weaken the oxide film on the brazing material surface in the initial stage of brazing.
  • the amount of Mg in the brazing material is set to an optimum range.
  • the core material of the aluminum alloy brazing sheet of the present invention has a Mg content limited to 0.05% by mass or less, so that the core material is hardly oxidized by Mg, and when the core material and the brazing material are brazed, Deterioration of brazing due to oxidation of the core material surface is suppressed.
  • the aluminum alloy brazing sheet of the present invention when brazing proceeds, a part of Mg in the intermediate material diffuses and moves into the brazing material, and the amount of Mg in the brazing material gradually increases.
  • Mg in the brazing reaches the surface of the brazing all at once.
  • the oxide film present on the surface of the brazing material is weakened in the initial stage of brazing, it is quickly destroyed by the brazing containing a large amount of Mg diffused from the intermediate material. As a result, a fillet is easily formed between the counterpart material.
  • the wax contains Bi having an effect of increasing the fluidity of the wax.
  • the molten brazing quickly wets the joint between the brazing sheet and the counterpart material due to the synergistic effect of the weakening of the oxide film at the initial stage of brazing and the effect of improving the flowability of the brazing by Bi. spread. And a good fillet is rapidly formed by destroying the oxide film in which a large amount of Mg moved from the intermediate material into the solder is present at the joint.
  • the brazing sheet of the present invention since the oxide film on the surface of the brazing material is weakened before the brazing material is melted, the brazing sheet and the mating material are joined by the molten brazing. A fillet is quickly formed in the part. Furthermore, since the fluidity is improved by Bi added to the brazing material, the brazing tends to collect at the joint. Thereby, for example, a sufficient amount of wax is supplied to a position where the fillet is difficult to be formed in the conventional brazing sheet such as the outer surface of the hollow structure, and a good fillet is quickly formed.
  • a core material, an intermediate material, and a brazing material were produced using alloys each having the composition shown in Table 1.
  • “ ⁇ ” 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 intermediate material shown in Table 1, and an aluminum alloy used for the brazing material shown in Table 1 were respectively cast by DC casting, Processed. After heat-treating the core material and the intermediate material at 600 ° C., the brazing material and the intermediate material were hot-rolled at 480 ° C. to a predetermined plate thickness.
  • An intermediate material aluminum alloy hot-rolled on one side of the core material ingot and a brazing material aluminum alloy are combined in the order of core material-intermediate material-brazing material, and the cladding ratio of the intermediate material is 10 %, And a clad rate of the brazing material was 10%.
  • the laminated material was heat-treated at 480 ° C. and then rolled to 2.6 mm by hot clad rolling. Next, the obtained rolled material was cold-rolled to 0.5 mm, and then subjected to final annealing to obtain a test material.
  • “ ⁇ ” indicates that the test piece could be manufactured as usual, and the material could be manufactured, but “ ⁇ ” indicates that it took longer than usual and the productivity was impaired. The case where there was not was set as "x". The results are shown in Table 2.
  • ⁇ Tensile strength> A JIS No. 5 test piece was cut out from each sample material. After performing the above brazing equivalent heating, this was left at room temperature for one week, and a tensile test based on JIS Z 2241: 2011 was performed. A tensile strength of 150 MPa or more was determined to be acceptable (O), and less than that was determined to be unacceptable (X).
  • ⁇ Brassability> In order to evaluate the brazing properties of the brazing material and the core material, a gap filling test was conducted. A horizontal plate having a width of 25 mm and a length of 60 mm was collected from each test material. The vertical plate was made of the same material as the horizontal plate, and the brazing material layer and the intermediate layer were removed by polishing to form a single core material layer. This sample was subjected to a gap filling test under the above brazing equivalent heating conditions. Thereafter, the filling length was measured, and “ ⁇ ” was given for a filling length of 30 mm or more, “ ⁇ ” was given for 25 mm or more and less than 30 mm, and “x” was given for less than 25 mm. Note that “ ⁇ ”and“ ⁇ ”indicate that the brazing property is acceptable, and“ ⁇ ”indicates that the brazing property is not acceptable.
  • ⁇ Inner surface joint corrosion resistance> A portion of the gap filling test sample where the fillet was formed was cut out and subjected to a 1000 hour CASS test based on JIS − H8502. In 1000 hours, if the corrosion reduction rate (volume ratio) of the joint is less than 10%, it is marked “ ⁇ ”, if the corrosion reduction rate is 10% or more and less than 30%, “ ⁇ ”, and the corrosion reduction rate is 30% or more. CASS corrosion resistance failure “x”.
  • Evaluation results are shown in Table 2.
  • the evaluation was successful in the evaluation of tensile strength after brazing, erosion, brazing, internal corrosion resistance of the general part and the joint part, and the production of test pieces was possible as usual.
  • Comparative Example 26 since the core material had a low Si concentration, the tensile strength after brazing was low and it was rejected.
  • Comparative Example 27 since the core material had a high Si concentration, the melting point of the core material was low, and the core material melted and was rejected.
  • Comparative Example 28 since the Cu concentration of the core material was low, the tensile strength after brazing was low and it was rejected.
  • Comparative Example 29 since the Cu concentration of the core material was high, the melting point of the core material was low, and the core material was melted and failed. Since the comparative example 30 had a low Mn concentration in the core material, the tensile strength after brazing was low and it was rejected.
  • the potential of the core material was low, the potential difference from the intermediate layer was small, and the general part corrosion resistance evaluation was also rejected. Since the comparative example 31 had high Mn density
  • Comparative Example 34 the Si concentration of the brazing material was high, the Si concentration diffusing into the core material was high, and the melting point of the core material was low.
  • Comparative Example 35 since the Cu concentration of the brazing material was high, the strength of the brazing material was high, and it was not joined to the intermediate material during clad rolling, it was not possible to manufacture a test piece.
  • Comparative Example 36 since the Mg concentration of the brazing material was low, the gap filling length was shortened, which was unacceptable.
  • Comparative Example 37 the Mg concentration in the brazing material was high, and oxidation progressed during heating in the brazing test, so that the gap filling length was shortened and was rejected.
  • Comparative Example 38 since the Bi concentration of the brazing filler metal was low, the gap filling length was shortened and it was rejected. In Comparative Example 39, since the Bi concentration of the brazing material was high, a coarse Mg—Bi-based compound was produced during casting, and the rolling processability was impaired, so that a test piece could not be produced. In Comparative Example 40, the brazing filler metal surface had a high Sr concentration, and oxidation of the brazing filler metal surface progressed during the brazing test. In Comparative Example 41, the Mn concentration of the intermediate material was low, the bondability at the time of clad rolling was poor, and it took twice as long as the production, and the productivity was impaired, but the test piece could be produced.
  • Comparative Example 42 the Mn concentration of the intermediate material was high, the strength of the intermediate material was high, and the bondability during clad rolling deteriorated, so that a test piece could not be manufactured.
  • Comparative Example 43 the Zn concentration in the intermediate material was low, the potential became noble, and the potential difference from the core material was small, so the corrosion resistance of the general part was rejected.
  • Comparative Example 44 the Zn concentration of the intermediate material was high, the melting point of the intermediate material was low, and the intermediate material was melted. Moreover, the corrosion rate was large and the corrosion resistance evaluation of the general part was also unacceptable.
  • Comparative Example 45 the Mg concentration of the intermediate material was low, and the effect of weakening the oxide film was small.
  • Comparative Example 46 the intermediate material had a high Mg concentration and the intermediate material had a low melting point.

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Abstract

０．５０～０．９０質量％のＳｉ、０．３０～２．５０質量％のＣｕ、１．４０～１．８０質量％のＭｎを含有し、Ｍｇ含有量が０．０５質量％以下に制限されており、残部アルミニウム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心材と、０．４０～１．００質量％のＭｇ、２．００～６．００質量％のＺｎを含有し、残部アルミニウム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中間材と、６．００～１３．００質量％のＳｉ、０．０５～０．４０質量％のＭｇ、０．０１０～０．０５０質量％のＢｉを含有し、残部アルミニウム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ろう材からなるフラックスフリーろう付用アルミニウム合金ブレージングシート。　本発明によれば、フラックスを使用しない不活性ガス雰囲気中でのろう付に用いられるアルミニウム合金ブレージングシートであって、心材とろう材がろう付される場合において、ろう付性が良好なブレージングシートを提供することができる。

Description

フラックスフリーろう付用アルミニウム合金ブレージングシート
　本発明は、フラックスを使用しない不活性ガス雰囲気中でのろう付に用いられるアルミニウム合金ブレージングシートであって、強度及び内面耐食性に優れたアルミニウム合金ブレージングシートに関する。
　アルミニウム材のろう付方法としては、接合部の表面にフラックスを塗布してろう付を行うフラックスろう付法が多用されているが、ろう付が完了した後に、フラックスやその残渣がアルミニウム製品の表面に付着するため、アルミニウム製品の用途によっては、これらのフラックスやその残渣が問題を起こすことがある。例えば、電子部品が搭載される熱交換器においては、その製造時にフラックス残渣により表面処理性が悪化するなどの問題が発生するおそれがある。また、例えば、水冷式の熱交換器では、冷媒通路にフラックス等に起因する目詰まりが発生するなどの問題が生じるおそれもある。さらに、フラックスやその残渣を除去するためには、酸洗処理を行う必要があり、近年では、当該処理のコスト負担が問題視されている。
　フラックスの使用に伴う上記の問題を回避するため、アルミニウム製品の用途によっては、接合部の表面にフラックスを塗布せずに真空中においてろう付を行う、いわゆる真空ろう付法を採用することもある。しかし、真空ろう付法は、フラックスろう付法に比べて生産性が低い、あるいはろう付接合の品質が悪化し易いという問題がある。また、真空ろう付法に用いるろう付炉は、一般的なろう付炉に比べて設備費やメンテナンス費が高くなる。
　そこで、不活性ガス雰囲気中で、接合部の表面にフラックスを塗布せずにろう付を行う、いわゆるフラックスフリーろう付法が提案されている。フラックスフリーろう付法に用いられるブレージングシートは、その積層構造のうち少なくとも１つの層に、酸化皮膜を脆弱化する、あるいは酸化皮膜を破壊する作用を有する元素を有している。この種の元素としては、Ｍｇが多用されている。
　ろう材に添加されたＭｇは、不活性ガス雰囲気中でのろう付において、ろう付の初期段階で、ろう材表面に存在する酸化皮膜と速やかに反応する。これにより、ろう材が溶融する前に、ろう材表面に存在する酸化皮膜を脆弱化することができる。しかし、ろう材中のＭｇ添加量が多いと、不活性ガス雰囲気中の酸素と反応して、ろう材表面に強固な酸化皮膜が形成され、ろう付性が悪化することが知られている。
　特許文献１には、半導体素子を冷却するために用いられる熱交換器が開示されており、この熱交換器は、一対のプレート状部材同士をろう付接合することによって形成される複数の冷却管を備え、各冷却管の間に形成される隙間空間に半導体素子を挟み込むように配置し、冷却管内に冷却水を流通させることによって半導体素子を冷却する構成になっている。
　そして、特許文献１では、心材にＭｇを含有する犠牲陽極材を介して、Ｍｇを含有しないろう材がクラッドされたクラッド材からなるブレージングシートを用いて、プレート状部材等の構成部材をろう付接合することによって、熱交換器が形成されている。特許文献１では、ろう付接合時に犠牲陽極材層のＭｇが拡散し、Ｍｇの還元作用によって酸化皮膜が破られるので、フラックスの塗布を必要とせず、低酸素濃度環境下でろう付接合ができるとされている。また、特許文献１では、空気にさらされる表層部にＭｇが露出しないので、Ｍｇ自体が酸化されて酸化皮膜を形成してしまうことがないという効果が示されている。
　特許文献２では、アルミニウム合金心材の片面にＭｇを含有する中間層を介して、ＳｉとＬｉを含有するろう材がクラッドされたブレージングシートが開示されており、不活性ガス中でフラックスを用いずにアルミニウムをろう付することができることが開示されている。
特開２０１３－００１９４１号公報 特開２０１３－２３３５５２号公報
　しかし、特許文献１に記載のブレージングシートは、本材料のろう材面と心材面がろう付される際、中間層からろう材表面に拡散するＭｇ量が少ないため、酸化皮膜を十分に破壊しきれない結果、ろう付不良が発生するという問題点があった。
　また、特許文献２には、ろう材にＬｉが含まれている。Ｌｉを含有するアルミニウム合金を鋳造する際には、鋳塊に割れが発生し易いという問題があった。
　従って、本発明の目的は、フラックスを使用しない不活性ガス雰囲気中でのろう付に用いられるアルミニウム合金ブレージングシートであって、心材とろう材がろう付される場合において、ろう付性が良好なブレージングシートを提供することにある。
　すなわち、本発明（１）は、フラックスを使用しない不活性ガス雰囲気中でのろう付に用いられるアルミニウム合金ブレージングシートであって、
　心材と、該心材の一方の面にクラッドされている中間材と、該中間材の該心材とは反対側の面にクラッドされているろう材と、を有し、
　該心材は、０．５０～０．９０質量％のＳｉ、０．３０～２．５０質量％のＣｕ、１．４０～１．８０質量％のＭｎを含有し、Ｍｇ含有量が０．０５質量％以下に制限されており、残部アルミニウム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、
　該中間材は、０．４０～１．００質量％のＭｇ、２．００～６．００質量％のＺｎを含有し、残部アルミニウム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、
　該ろう材は、６．００～１３．００質量％のＳｉ、０．０５～０．４０質量％のＭｇ、０．０１０～０．０５０質量％のＢｉを含有し、残部アルミニウム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と、
を特徴とするアルミニウム合金ブレージングシートを提供するものである。
　また、本発明（２）は、前記ろう材が、更に、０．００１～０．０５質量％のＳｒを含有することを特徴とする（１）のアルミニウム合金ブレージングシートを提供するものである。
　また、本発明（３）は、前記ろう材が、更に、０．０２～１．２０質量％のＣｕを含有することを特徴とする（１）又は（２）いずれかのアルミニウム合金ブレージングシートを提供するものである。
　また、本発明（４）は、前記中間材が、更に、０．０５～０．５０質量％のＭｎを含有することを特徴とする（１）～（３）いずれかのアルミニウム合金ブレージングシートを提供するものである。
　本発明によれば、フラックスを使用しない不活性ガス雰囲気中でのろう付に用いられるアルミニウム合金ブレージングシートであって、心材とろう材がろう付される場合において、ろう付性が良好なブレージングシートを提供することすることができる。
　本発明のアルミニウム合金ブレージングシートは、フラックスを使用しない不活性ガス雰囲気中でのろう付に用いられるアルミニウム合金ブレージングシートであって、
　心材と、該心材の一方の面にクラッドされている中間材と、該中間材の該心材とは反対側の面にクラッドされているろう材とを有し、
　該心材は、０．５０～０．９０質量％のＳｉ、０．３０～２．５０質量％のＣｕ、１．４０～１．８０質量％のＭｎを含有し、Ｍｇ含有量が０．０５質量％以下に制限されており、残部アルミニウム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、
　該中間材は、０．４０～１．００質量％のＭｇ、２．００～６．００質量％のＺｎを含有し、残部アルミニウム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、
　該ろう材は、６．００～１３．００質量％のＳｉ、０．０５～０．４０質量％のＭｇ、０．０１０～０．０５０質量％のＢｉを含有し、残部アルミニウム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と、
を特徴とするアルミニウム合金ブレージングシートである。
　本発明のアルミニウム合金ブレージングシートは、心材と、心材の一方の面にクラッドされている中間材と、中間材の心材とは反対側の面にクラッドされているろう材とを有する。つまり、本発明のアルミニウム合金ブレージングシートは、心材と中間材とろう材が、心材－中間材－ろう材の順にクラッドされている３層クラッド材である。
　本発明のアルミニウム合金ブレージングシートは、フラックスを使用しない不活性ガス雰囲気中でのろう付に用いられるアルミニウム合金ブレージングシートである。そして、本発明のアルミニウム合金ブレージングシートは、アルミニウム合金ブレージングシートを、製品の形状に成形し、次いで、他の部品と共に組み合わせ、ろう付加熱してろう付し製品を製造するために用いられるクラッド材であって、製品中に、アルミニウム合金ブレージングシートの心材とろう材とがろう付される部分が存在する製品の製造に用いられる。
　本発明のアルミニウム合金ブレージングシートに係る心材は、０．５０～０．９０質量％のＳｉ、０．３０～２．５０質量％のＣｕ、１．４０～１．８０質量％のＭｎを含有し、Ｍｇ含有量が０．０５質量％以下に制限されており、残部アルミニウム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。
　心材中のＳｉは、固溶強化とＡｌ－Ｍｎ－Ｓｉ系の金属間化合物の微細析出硬強化により、心材の強度を向上させる機能を有する。心材中のＳｉの含有量は、０．５０～０．９０質量％、好ましくは０．６０～０．８０質量％である。心材中のＳｉの含有量が、上記範囲未満だと、上記効果が十分でなく、また、上記範囲を超えると心材の融点が低くなり、ろう付時に局部溶融が生じ易くなる。
　心材中のＣｕは、心材の強度を向上させるとともに、心材の電位を貴にし、中間材との電位差、及びろう材との電位差を大きくして、耐食性を向上させる。更に、心材中のＣｕは、ろう付加熱時に中間材及びろう材に拡散して、なだらかなＣｕ濃度勾配を形成させることにより、電位が心材側が貴となり、中間材表面側が卑となって、中間材厚さ方向になだらかな電位分布が形成され、これらの腐食形態を全面腐食型にする。心材中のＣｕの含有量は、０．３０～２．５０質量％、好ましくは０．６０～０．９０質量％である。心材中のＣｕの含有量が、上記範囲未満だと、上記効果が小さく、また、上記範囲を超えると、心材の耐食性が低くなり、また、融点が低くなり加熱ろう付時に局部的な溶融が生じる。
　心材中のＭｎは、心材の強度を向上させるとともに、心材の電位を貴にし、中間材との電位差を大きくして、耐食性を高めるよう機能する。心材中のＭｎの含有量は、１．４０～１．８０質量％、好ましくは１．５０～１．７０質量％である。心材中のＭｎの含有量が、上記範囲未満だと、上記効果が小さく、また、上記範囲を超えると、鋳造時に粗大な化合物が生成し、圧延加工性が害される結果、健全な板材が得難くなる。
　心材中のＭｇ含有量は、０．０５質量％以下に制限されている。そして、心材中のＭｇ含有量が０．０５質量％以下であることにより、Ｍｇによる心材の酸化がされ難くなり、心材とろう材がろう付される際に、心材表面の酸化によるろう付性の悪化が抑制される。
　本発明のアルミニウム合金ブレージングシートに係るろう材は、６．００～１３．００質量％のＳｉ、０．０５～０．４０質量％のＭｇ、０．０１～０．０５質量％のＢｉを含有し、残部アルミニウム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。
　ろう材中のＳｉは、Ａｌの融点を下げて流動性を高め、ろうの機能を発揮させる。ろう材中のＳｉの含有量は、６．００～１３．０質量％、好ましくは９．００～１２．５０質量％である。ろう材中のＳｉの含有量が、上記範囲未満だと、流動性が低くなりろうとして有効に作用せず、また、上記範囲を超えると、心材又はその他の被接合部へのエロージョンが大きくなる。
　ろう材中のＭｇは、ろう付の段階で、ろう材表面に存在する酸化皮膜、あるいは被ろう付部の酸化皮膜を破壊する作用を有し、酸化皮膜を脆弱化することができるため、ろう付性を良好にする。ろう材中のＭｇの含有量は、０．０５～０．４０質量％、好ましくは０．０５～０．２０質量％である。ろう材中のＭｇ含有量が、上記範囲未満だと、上記効果が十分でなく、また、上記範囲を超えると、ろう付雰囲気中の酸素とＭｇが反応しＭｇＯが形成され、ろう付性の悪化を招く。
　ろう材中のＢｉは、ろうの表面張力を低下させ、ろうの流動性を高めることができる。更に、ろう中にＭｇとＢｉとが共存することにより、これらの元素が相乗的に作用し、フィレットの形成速度が向上する。これらの結果、ろう材がＭｇとＢｉを含有することにより、接合部に良好なフィレットが速やかに形成される。ろう材中のＢｉの含有量は０．０１０～０．０５０質量％、好ましくは０．０１０～０．０３０質量％である。ろう材中のＢｉ含有量が、上記範囲未満だと、上記効果が十分でなく、また、上記範囲を超えると、鋳造時に粗大なＭｇ－Ｂｉ系化合物が生成し、圧延加工性が害される結果、健全な板材が得難くなる。
　ろう材は、必要に応じて、更に、０．００１～０．０５質量％、好ましくは０．０１～０．０３質量％のＳｒを含有することができる。ろう材中のＳｒ含有量が上記範囲にあることにより、ろう材中のＳｉ粒子の粒子径を小さくし、ろう付加熱時の中間材の局部的な溶融や貫通を抑制する作用を有する。ろう材中のＳｒ含有量が、上記範囲未満だと上記効果が十分でなく、また、上記範囲を超えると、ろう材表面の酸化が進行し、強固な酸化皮膜が形成され、ろう付性の悪化を招く。
　ろう材は、必要に応じて、更に、Ｃｕを０．０２～１．２０質量％、好ましくは０．１０～０．５０質量％のＣｕを含有することができる。ろう材中のＣｕは、ろう付の過程で凝固する際に接合部へ濃縮され、接合部の孔食電位を貴にする。中間層材にＡｌ－Ｚｎ系合金が用いられていることで、接合部にＺｎが濃縮されて孔食電位が卑化し、接合部が優先腐食してしまう問題が、接合部におけるＣｕの濃縮による孔食電位の貴化によって解消され、優先腐食が抑制される。ろう材中のＣｕ含有量が、上記範囲を未満だと、上記効果が十分でなく、上記範囲を超えると、ろう材の強度が高くなり、クラッド圧延時において中間材と接合せず、健全な板材が得難くなる。
　本発明のアルミニウム合金ブレージングシートに係る中間材は、０．４０～１．００質量％のＭｇ、２．００～６．００質量％のＺｎを含有し、残部アルミニウム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。
　中間材中のＭｇは、ろう付加熱中に、ろう材中にゆっくりと拡散し、ろうの溶融（厳密にはＡｌ－Ｓｉ－Ｍｇの三元共晶の部分溶融）の開始と同時に、ろう材表面に向けて急速に拡散する。そのため、ろう材表面でＭｇＯが形成されることなく、酸化皮膜が脆弱化される。中間材中のＭｇ含有量は、０．４０～１．００質量％、好ましくは０．５０～０．８０質量％である。中間材中のＭｇ含有量が、上記範囲未満だと、上記効果が十分でなく、また、上記範囲を超えると、中間材の融点が低くなり、部分的な溶融が生じる。
　中間材中のＺｎは、中間材の電位を卑にして、心材に対する犠牲陽極効果を保持し、心材の孔食や隙間腐食を防止する。中間材中のＺｎの含有量は、２．００～６．００質量％、好ましくは２．００～５．００質量％である。中間材中のＺｎ含有量が、上記範囲未満だと、Ｚｎの効果が十分ではなく、また、上記範囲を超えると、腐食速度が速くなり過ぎて、早期に中間材が消失して耐食性が低くなる。
　中間材は、必要に応じて、更に、０．０５～０．５０質量％、好ましくは０．２０～０．４０質量％のＭｎを含有することができる。中間材中のＭｎは、中間材の強度を上昇させるとともに、クラッド圧延時の接合性を良好にする。中間材中のＭｇの含有量が、上記範囲未満だと、上記効果が十分でなく、また、上記範囲を超えると、中間材の強度が高くなりすぎて、クラッド圧延時の接合性が悪くなる。
　本発明のアルミニウム合金ブレージングシートの製造方法について説明する。本発明のアルミニウム合金ブレージングシートは、上記組成の合金鋳塊を調製し、板状に成形した心材の一方の面に、上記組成の合金からなる中間材と、上記組成の合金からなるろう材とが順に積層されるように、クラッドすることによって製造される。
　先ず、心材、中間材及びろう材に用いる所望の成分組成を有するアルミニウム合金を、それぞれ溶解、鋳造することによって鋳塊を作製する。これら溶解、鋳造の方法は、特に限定されるものではなく通常の方法が用いられる。
　次いで、心材用のアルミニウム合金及び中間材用のアルミニウム合金については、均質化処理を行わないか、又は６００℃以下で均質化処理を行い、ろう材用のアルミニウム合金及び中間材用のアルミニウム合金を、それぞれ所定の厚さまで常法に従って、４００～５００℃で熱間圧延する。次いで、心材用のアルミニウム合金、中間材用のアルミニウム合金及びろう材用のアルミニウム合金を順に組み合わせ、常法に従って、４００～５００℃にて、熱間圧延によりクラッド材とし、最終的に所定厚さまで冷間圧延して、本発明のアルミニウム合金ブレージングシートを製造する。なお、クラッド材を、冷間圧延工程の途中において焼鈍（中間焼鈍）してもよく、あるいは、冷間圧延工程の後において焼鈍（最終焼鈍）してもよい。
　本発明のアルミニウム合金ブレージングシートは、不活性ガス雰囲気中でのろう付において、ろう材表面の酸化が抑制され、且つ、ろう付の初期段階においてろう材表面の酸化皮膜を脆弱化することができるように、ろう材中のＭｇ量が最適な範囲に設定されている。また、本発明のアルミニウム合金ブレージングシートの心材は、Ｍｇ含有量が０．０５質量％以下に制限されているため、Ｍｇによる心材の酸化が起こり難く、心材とろう材がろう付される際、心材表面の酸化によるろう付性の悪化が抑制される。
　本発明のアルミニウム合金ブレージングシートでは、ろう付が進行すると、中間材中のＭｇの一部が拡散してろう材中に移動し、ろう材中のＭｇ量が次第に増加する。そして、ろう材が溶融すると、ろう中のＭｇが一気にろうの表面に到達する。このとき、ろう材表面に存在する酸化皮膜は、ろう付の初期段階において脆弱化されているため、中間材から拡散した多量のＭｇを含むろうによって速やかに破壊される。その結果、相手材との間にフィレットが形成され易くなる。更に、ろう中には、ろうの流動性を高める効果を有するＢｉが含まれている。そのため、溶融したろうは、ろう付の初期段階における酸化皮膜の脆弱化の効果と、Ｂｉによるろうの流動性向上の効果との相乗効果により、ブレージングシートと相手材との接合部に速やかに濡れ広がる。そして、中間材からろう中に移動した多量のＭｇが接合部に存在する酸化皮膜を一気に破壊することにより、良好なフィレットが速やかに形成される。
　また、本発明のアルミニウム合金ブレージングシートでは、上述したように、ろう材が溶融する前にろう材表面の酸化皮膜が脆弱化されているため、溶融したろうにより、ブレージングシートと相手材との接合部に速やかにフィレットが形成される。更に、ろう材中に添加されたＢｉによって流動性が向上するため、ろうが接合部に集まりやすくなっている。これにより、例えば、中空構造体の外表面などの従来のブレージングシートではフィレットが形成され難かった位置に、十分な量のろうが供給され、良好なフィレットが速やかに形成される。
　以下に、実施例を示して、本発明を具体的に説明するが、本発明は、以下に示す実施例に限定されるものではない。
（実施例及び比較例）
　心材、中間材及びろう材を、それぞれ表１に示す組成を有する合金を用いて製造した。なお、表１の合金組成において、「－」は検出限界以下であることを示すものであり、「残部」は不可避的不純物を含む。
　まず、ＤＣ鋳造法により表１に記載の心材に用いるアルミニウム合金と、表１に記載の中間材に用いるアルミニウム合金と、表１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、更に面削処理を行った。心材及び中間材を６００℃で加熱処理した後に、ろう材及び中間材を所定の板厚まで４８０℃で熱間圧延した。心材用の鋳塊の一方の面に熱間圧延した中間材用のアルミニウム合金と、ろう材用のアルミニウム合金とを、心材－中間材－ろう材の順に組み合わせて、中間材のクラッド率が１０％、ろう材のクラッド率が１０％の合わせ材（クラッド材）とした。合わせ材を４８０℃で加熱処理した後に、熱間クラッド圧延により２．６ｍｍまで圧延した。次いで、得られた圧延材を冷間圧延し、０．５ｍｍとした後に、最終焼鈍を施し供試材とした。なお、上記製造工程で、試験片の製造が通常通りできた場合を「〇」、材料の製造はできたが、通常より時間がかかり、生産性が損なわれた場合を「△」、製造できなかった場合を「×」とした。その結果を表２に示す。
　上記のようにして作製した各供試材に、６００℃で３分のろう付相当加熱を行い、５０℃／分の速度で冷却した。その後、各供試材の「引張強さ」、「ろう付性」、「エロージョン発生有無」、「内面一般部耐食性」、「内面接合部耐食性」を、下記に示す方法で評価した。その結果を表２に示す。
＜引張強さ＞
　各供試材より、ＪＩＳ５号試験片を切り出した。これに上記ろう付相当加熱を行った後、室温にて１週間放置し、ＪＩＳ　Ｚ　２２４１：２０１１に準拠した引張試験を行った。引張強度が１５０ＭＰａ以上を合格（○）とし、それ未満を不合格（×）とした。
＜ろう付性＞
　ろう材と心材のろう付性を評価するために、隙間充填試験を実施した。各供試材から、幅２５ｍｍ、長さ６０ｍｍの水平板を採取した。また、垂直板には、水平板と同じ材質を用い、ろう材層と中間層を研磨によって除去し、心材単層としたものを用いた。このサンプルに対し、上記ろう付相当加熱条件にて隙間充填試験を実施した。その後充填長さを計測し、充填長さ３０ｍｍ以上のものを「◎」、２５ｍｍ以上３０ｍｍ未満のものを「〇」、２５ｍｍ未満のものを「×」とした。なお、「◎」及び「〇」が、ろう付性合格であり、「×」が、ろう付性不合格である。
＜エロージョン及び材料溶融発生有無＞
　上記で作製した隙間充填試験サンプルの、水平板のフィレットが形成されていない箇所の断面のミクロ観察を行い、心材や犠牲陽極材におけるエロージョン（ろう拡散）及び材料溶融の発生の有無を確認した。エロージョン及び材料溶融がともに発生しなかった場合を合格（○）とし、エロージョン及び材料溶融の少なくともいずれかが発生した場合を不合格（×）とした。
＜内面一般部耐食性＞
　ろう付相当の加熱を行った各供試材のろう材面に対して、水系冷媒での環境を模擬した浸漬試験を行った。
　ＪＩＳ－Ｈ８５０２に基づいて１０００時間のＣＡＳＳ試験に供した。その結果、１０００時間でクラッド材に腐食貫通の生じなかったものをＣＡＳＳの耐食性合格（○）とし、１０００時間で腐食貫通が生じたものをＣＡＳＳの耐食性不合格（×）とした。
＜内面接合部耐食性＞
　上記隙間充填試験サンプルの、フィレットが形成されている箇所を切り出し、ＪＩＳ−Ｈ８５０２に基づいて１０００時間のＣＡＳＳ試験に供した。１０００時間で接合部の腐食減少率（体積割合）が１０％未満のものを「◎」とし、腐食減少率１０％以上３０％未満のものを「○」とし、腐食減少率３０％以上ものをＣＡＳＳの耐食性不合格「×」とした。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　評価結果を表２に示す。実施例１～２５においては、ろう付後の引張強さ、エロージョン、ろう付性、一般部と接合部の内面耐食性の評価において合格であり、かつ試験片の製造が通常通り可能であった。
　これに対して比較例２６は、心材のＳｉ濃度が低いため、ろう付後引張強さが低く不合格であった。比較例２７は、心材のＳｉ濃度が高いため、心材の融点が低く心材の溶融が生じ不合格であった。比較例２８は心材のＣｕ濃度が低いため、ろう付後引張強さが低く不合格であった。比較例２９は、心材のＣｕ濃度が高いため、心材の融点が低く心材の溶融が生じ不合格であった。比較例３０は、心材のＭｎ濃度が低いため、ろう付後引張強さが低く不合格であった。また心材の電位が低いために中間層との電位差が小さく、一般部耐食性評価でも不合格であった。比較例３１は、心材のＭｎ濃度が高く、鋳造時に粗大な化合物が生成し、圧延加工性が害されたため、試験片を製造することができなかった。比較例３２は、心材のＭｇ濃度が高く、ろう付性試験の加熱中に酸化が進行したため、間隙充填長さが短くなり不合格であった。比較例３３は、ろう材のＳｉ濃度が低いため、ろうの流動性が低く間隙充填長さが短くなり不合格であった。比較例３４は、ろう材のＳｉ濃度が高く、心材に拡散するＳｉ濃度が高くなり、心材の融点が低くなったため、心材の溶融が生じ不合格であった。比較例３５は、ろう材のＣｕ濃度が高く、ろう材の強度が高くなり、クラッド圧延時において中間材と接合しなかったため、試験片を製造することができなかった。比較例３６は、ろう材のＭｇ濃度が低いため、間隙充填長さが短くなり不合格であった。比較例３７は、ろう材中のＭｇ濃度が高く、ろう付性試験の加熱中に酸化が進行したため、間隙充填長さが短くなり不合格であった。比較例３８は、ろう材のＢｉ濃度が低いため、間隙充填長さが短くなり不合格であった。比較例３９は、ろう材のＢｉ濃度が高く、鋳造時に粗大なＭｇ－Ｂｉ系化合物が生成し、圧延加工性が害されたため、試験片を製造することができなかった。比較例４０は、ろう材のＳｒ濃度が高く、ろう付性試験の加熱中にろう材表面の酸化が進行したため、間隙充填長さが短くなり不合格であった。比較例４１は、中間材のＭｎ濃度が低く、クラッド圧延時の接合性が悪く、製造に通常の２倍の時間がかかり、生産性を損ねたものの、試験片の製造は可能であった。比較例４２は、中間材のＭｎ濃度が高く、中間材の強度が高くなり、クラッド圧延時の接合性が悪くなったため試験片を製造できなかった。比較例４３は中間材のＺｎ濃度が低く、電位が貴になり心材との電位差が小さいため、一般部の耐食性が不合格であった。比較例４４は、中間材のＺｎ濃度が高く、中間材の融点が低くなり中間材の溶融が生じ不合格であった。また、腐食速度が大きく一般部の耐食性評価でも不合格であった。比較例４５は、中間材のＭｇ濃度が低く、酸化皮膜を脆弱化する効果が小さいために、間隙充填長さが短くなり不合格であった。比較例４６は、中間材のＭｇ濃度が高く、中間材の融点が低いため、中間材の溶融が生じ不合格であった。

Claims (4)

  1. 　フラックスを使用しない不活性ガス雰囲気中でのろう付に用いられるアルミニウム合金ブレージングシートであって、
    　心材と、該心材の一方の面にクラッドされている中間材と、該中間材の該心材とは反対側の面にクラッドされているろう材とを有し、
    　該心材は、０．５０～０．９０質量％のＳｉ、０．３０～２．５０質量％のＣｕ、１．４０～１．８０質量％のＭｎを含有し、Ｍｇ含有量が０．０５質量％以下に制限されており、残部アルミニウム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、
    　該中間材は、０．４０～１．００質量％のＭｇ、２．００～６．００質量％のＺｎを含有し、残部アルミニウム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、
    　該ろう材は、６．００～１３．００質量％のＳｉ、０．０５～０．４０質量％のＭｇ、０．０１０～０．０５０質量％のＢｉを含有し、残部アルミニウム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と、
    を特徴とするアルミニウム合金ブレージングシート。
  2. 　前記ろう材が、更に、０．００１～０．０５質量％のＳｒを含有することを特徴とする請求項１記載のアルミニウム合金ブレージングシート。
  3. 　前記ろう材が、更に、０．０２～１．２０質量％のＣｕを含有することを特徴とする請求項１又は２いずれか１項記載のアルミニウム合金ブレージングシート。
  4. 　前記中間材が、更に、０．０５～０．５０質量％のＭｎを含有することを特徴とする請求項１～３いずれか１項記載のアルミニウム合金ブレージングシート。
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