WO2019225512A1 - アルミニウム合金製熱交換器 - Google Patents

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知浩 小路
良彦 京
敦志 福元
良行 大谷
貴弘 篠田
功一 中下
直人 後藤
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株式会社Uacj
株式会社デンソー
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    • F28F2275/04—Fastening; Joining by brazing

Definitions

  • the present invention relates to an aluminum alloy heat exchanger excellent in outer surface corrosion resistance in an environment where the atmosphere side is a dilute chloride ion environment.
  • a refrigerant passage tube of an aluminum alloy heat exchanger joined and integrated by brazing an aluminum alloy extruded tube or a tube formed by bending an aluminum alloy plate material is applied.
  • Zn spraying is performed on the outer surface side of the refrigerant passage tube, and Zn sprayed by brazing heating is used as the refrigerant.
  • Al-Zn alloy for tubes that diffuse from the surface of the passage tube to form a Zn diffusion layer or braze the end of the clad plate material into a coolant passage tube Is designed to aim at the sacrificial anode effect by the Zn diffusion layer.
  • a brazing sheet provided with a potential gradient so that the potential becomes noble from the outer surface side toward the inner surface side, Zn is added to the brazing material and Cu is added to the brazing material on the inner surface side, and the Zn and Cu concentration gradient formed by adding Zn and Cu to a specific addition ratio causes the potential to change from the outer surface to the inner surface of the brazing sheet.
  • a brazing sheet designed to be noble in the direction has also been proposed.
  • a clad material has been proposed in which the potential is noble from the outer surface to the inner surface side in an aluminum alloy consisting of three layers with the other surface clad with the endothelial material on the other surface.
  • an aluminum alloy clad material has been proposed in which the Si content of the inner surface layer on the inner side of the heat exchanger in contact with the refrigerant is 1.5% or less and the inner surface layer does not melt during brazing.
  • JP 2011-224656 A JP 2009-127121 A JP 2007-247021 A JP 2008-240084 A JP 2014-114506 A
  • the noble layer formed by Cu diffused from the brazing material is thin, and the potential difference between the noble layer and the core material is also small, so that the core material is almost consumed due to corrosion, and the through hole is formed. Immediately before the occurrence, the effect of suppressing the generation of through holes was not sufficient.
  • the effect of suppressing the generation of through holes in an environment where the atmosphere side is a dilute chloride ion environment is not sufficient only by the potential difference between the sacrificial anode material and the core material and between the core material and the endothelial material.
  • the conductivity of the water film is high, so when placed in a corrosive environment, the sacrificial anode effect extends to areas that are sufficiently distant from each other, so the potential difference between the sacrificial anode material and the core material that is to be protected. If a certain degree of corrosion resistance can be ensured, the anticorrosion effect was exhibited.
  • the core material has a high Cu content
  • Cu diffuses to the outer surface layer during brazing heating, and the sacrificial anode effect of the outer surface layer is reduced. Since the potential is too noble, there is a problem that the outer layer is consumed quickly.
  • an object of the present invention is to provide an aluminum alloy heat exchanger having excellent outer surface corrosion resistance in an environment where the atmosphere side of the heat exchanger is a dilute chloride ion environment.
  • the inventors relate to an aluminum heat exchanger in which a tube formed by molding an aluminum alloy clad material and an aluminum fin are brazed, and the aluminum alloy clad constituting the tube
  • the alloy composition of each layer of the clad material, the combination of the tube and the aluminum fin, and the corrosion resistance, 5% NaCl on the surface of the sacrificial anode material of the tube of the aluminum alloy heat exchanger By setting the pitting corrosion potential inside to -800 (mV vs Ag / AgCl) or less, even if corrosion occurs only on the surface of the sacrificial anode material of the tube, there is a sufficient potential difference from the core material, so stable sacrifice Anode effect works.
  • the corrosion potential of the aluminum fins is maintained above the pitting corrosion potential on the surface of the sacrificial anode material of the tube.
  • pitting corrosion can be stably generated on the surface of the sacrificial anode material.
  • the corrosion resistance of the outer surface (atmosphere side) of the aluminum alloy heat exchanger can be improved because the generation of through-holes in an environment where the atmosphere side is a dilute chloride ion environment can be suppressed ( 4 and 5).
  • a tube aluminum alloy clad two-layer material comprising a core material made of an aluminum alloy and a sacrificial anode material clad on one surface of the core material, the refrigerant passage side is a core material, It is an aluminum alloy heat exchanger in which a tube molded so that the atmosphere side becomes a sacrificial anode material and an aluminum fin are brazed,
  • the core material contains 0.60 to 2.00% by mass of Mn and 1.00% by mass or less of Cu, and consists of an aluminum alloy composed of the balance aluminum and inevitable impurities
  • the sacrificial anode material contains 2.50 to 10.00% by mass of Zn, and consists of an aluminum alloy composed of the balance aluminum and inevitable impurities
  • the pitting corrosion potential in a 5% NaCl solution on the surface of the sacrificial anode material of the tube of the aluminum alloy heat exchanger is ⁇ 800 (mV vs Ag / AgCl) or less, The pitting corrosion
  • the core material of the aluminum alloy clad double-layer material for a tube is further any one or two of Si of 1.50 mass% or less and Fe of 0.70 mass% or less.
  • the aluminum alloy heat exchanger according to (1) is provided, which contains a seed.
  • the present invention (3) is characterized in that the core material of the aluminum alloy clad double layer material for a tube further contains 0.01 to 0.30% by mass of Ti (1) or (2) An aluminum alloy heat exchanger is provided.
  • the sacrificial anode material of the aluminum alloy clad double-layer material for a tube further comprises 1.50% by mass or less of Si, 1.50% by mass or less of Fe and 1.50% by mass or less.
  • the present invention (5) is a tube comprising a core material made of an aluminum alloy, a sacrificial anode material clad on one surface of the core material, and an endothelial material clad on the other surface of the core material.
  • the aluminum alloy clad three-layer material is an aluminum alloy heat exchanger formed by brazing an aluminum fin and a tube formed such that the refrigerant passage side is an endothelial material and the air side is a sacrificial anode material
  • the core material contains 0.60 to 2.00% by mass of Mn and 0.60% by mass or less of Cu, and consists of an aluminum alloy composed of the balance aluminum and unavoidable impurities
  • the sacrificial anode material contains 2.50 to 10.00% by mass of Zn, and consists of an aluminum alloy composed of the balance aluminum and inevitable impurities
  • the endothelium material comprises an aluminum alloy containing 0.60 to 2.00% by mass of Mn and 0.20 to 1.50% by mass of Cu, the balance being aluminum and unavoidable impurities
  • the difference (Y ⁇ X) between the Cu content (Y) of the endothelial material of the aluminum alloy clad three-layer material for tubes and the Cu content (X) of the core material exceeds 0.00 mass%,
  • the core material of the aluminum alloy clad three-layer material for a tube is further any one or two of Si of 1.50 mass% or less and Fe of 0.70 mass% or less.
  • the aluminum alloy heat exchanger according to (5) is provided, which contains a seed.
  • the present invention (7) is characterized in that the core material of the aluminum alloy clad three-layer material for a tube further contains 0.01 to 0.30% by mass of Ti (5) or (6) An aluminum alloy heat exchanger is provided.
  • the sacrificial anode material of the aluminum alloy clad three-layer material for a tube further comprises 1.50% by mass or less of Si, 1.50% by mass or less of Fe, and 1.50% by mass or less.
  • the aluminum alloy clad three-layered endothelium material further comprises any one or two of Si of 1.50% by mass or less and Fe of 0.70% by mass or less.
  • the present invention (10) is characterized in that the endothelium material of the aluminum alloy clad three-layer material further contains 0.01 to 0.30% by mass of Ti (5) to (9) An aluminum alloy heat exchanger is provided.
  • the aluminum heat exchanger according to the first aspect of the present invention is an aluminum alloy clad double layer material for a tube comprising a core material made of an aluminum alloy and a sacrificial anode material clad on one surface of the core material.
  • the core material contains 0.60 to 2.00% by mass of Mn and 1.00% by mass or less of Cu, and consists of an aluminum alloy composed of the balance aluminum and inevitable impurities
  • the sacrificial anode material contains 2.50 to 10.00% by mass of Zn, and consists of an aluminum alloy composed of the balance aluminum and inevitable impurities
  • the pitting corrosion potential in a 5% NaCl solution on the surface of the sacrificial anode material of the tube of the aluminum alloy heat exchanger is ⁇ 800 (mV vs Ag
  • the aluminum alloy heat exchanger according to the first aspect of the present invention is an aluminum alloy heat exchanger that is used in a dilute chloride ion environment having an atmosphere side of 1000 ppm or less.
  • the aluminum alloy heat exchanger according to the first aspect of the present invention is obtained by brazing a tube, which is a formed body of an aluminum alloy clad material for a tube, and an aluminum fin.
  • the aluminum alloy clad material for a tube formed into a tube shape includes a core material made of an aluminum alloy and a sacrificial anode clad on one surface of the core material And an aluminum alloy clad double-layer material.
  • the core material for the aluminum alloy clad double-layer material for a tube contains 0.60 to 2.00% by mass of Mn and 1.00% by mass or less of Cu, and consists of an aluminum alloy composed of the balance aluminum and inevitable impurities.
  • Mn in the core material improves the strength of the core material and makes the pitting corrosion potential of the core material noble.
  • the Mn content in the core material of the aluminum alloy clad bilayer material for tubes is 0.60 to 2.00% by mass, preferably 1.00 to 2.00% by mass. If the Mn content of the core material is less than the above range, the effect of Mn is not sufficient, and if it exceeds the above range, rolling of the clad material becomes difficult.
  • Cu in the core material functions to make the pitting corrosion potential of the core material noble (to increase it), and can be contained for adjusting the balance of the pitting corrosion potential with the sacrificial anode material.
  • Cu in the core material diffuses into the sacrificial anode material during brazing heating, thereby reducing the potential difference from the sacrificial anode material and increasing the corrosion rate of the sacrificial anode material. Therefore, the content of Cu in the core material related to the aluminum alloy clad two-layer material for tubes is 1.0% by mass or less.
  • the core material according to the aluminum alloy clad double-layer material for tubes can further contain Si.
  • Si in the core material functions to improve the strength of the core material.
  • the Si content in the core material of the aluminum alloy clad two-layer material for tubes is 1.50% by mass or less, preferably 0.90% by mass or less. If the Si content in the core exceeds the above range, the melting point of the core will be low, and it will be easily melted during brazing.
  • the core material according to the aluminum alloy clad double-layer material for a tube can further contain Fe. Fe functions to improve the strength of the core material.
  • the Fe content of the core material related to the aluminum alloy clad two-layer material for tubes is 0.70% by mass or less. When the Fe content of the core exceeds the above range, the self-corrosion rate of the core increases.
  • the core material related to the aluminum alloy clad double-layer material for tubes can further contain Ti.
  • Ti is divided into a high-concentration region and a low region in the thickness direction of the core material, and they are layered alternately.
  • the low-Ti concentration region corrodes preferentially as compared to the high region.
  • the Ti content of the core material of the aluminum alloy clad double-layer material for tubes is 0.01 to 0.30 mass%. If the Ti content of the core material is less than the above range, the effect is not sufficient, and if it exceeds the above range, a huge crystallized product is generated and the formability of the tube is impaired.
  • the core material according to the aluminum alloy clad two-layer material for a tube may contain 0.30% by mass or less of V, Cr, Zr or B, as long as the effects of the present invention are not impaired.
  • the sacrificial anode material related to the aluminum alloy clad double-layer material for tubes contains 2.50 to 10.00% by mass of Zn, and consists of an aluminum alloy composed of the balance aluminum and inevitable impurities.
  • the sacrificial anode material for the aluminum alloy clad bilayer material for tubes has a Zn content of 2.50 to 10.00% by mass, preferably 3.50 to 10.00% by mass, and more preferably 4.50 to 10.4%. 00% by mass.
  • the pitting potential in the 5% NaCl solution on the surface of the sacrificial anode material does not become ⁇ 800 (mV vs. Ag / AgCl) or less, and exceeds the above range.
  • the pitting corrosion potential in the 5% NaCl solution on the surface of the sacrificial anode material becomes extremely low, and the self-corrosion rate of the sacrificial anode material is increased and the corrosion resistance life is shortened.
  • the sacrificial anode material according to the aluminum alloy clad double-layer material for tubes can further contain Si.
  • Si functions to improve the strength of the sacrificial anode material.
  • the Si content of the sacrificial anode material according to the aluminum alloy clad two-layer material for tubes is 1.50% by mass or less, preferably 0.50% by mass or less. If the Si content of the sacrificial anode material exceeds the above range, the self-corrosion rate of the sacrificial anode material increases.
  • the sacrificial anode material according to the aluminum alloy clad two-layer material for tubes can further contain Fe. Fe functions to improve the strength of the sacrificial anode material.
  • the Fe content of the sacrificial anode material according to the aluminum alloy clad two-layer material for tubes is 1.50% by mass or less. When the Fe content of the sacrificial anode material exceeds the above range, the self-corrosion rate of the sacrificial anode material increases.
  • the sacrificial anode material according to the aluminum alloy clad double-layer material for tubes can further contain Mn.
  • Mn functions to improve the strength of the sacrificial anode material.
  • the Mn content of the sacrificial anode material according to the aluminum alloy clad two-layer material for tubes is 1.50% by mass or less, preferably 0.50% by mass or less.
  • the sacrificial anode material according to the aluminum alloy clad two-layer material for tubes contains 0.30% by mass or less of In, Sn, Ti, V, Cr, Zr, or B within a range not impairing the effects of the present invention. You may contain.
  • the content of Si and Fe in the sacrificial anode material and the core material increases the production cost when using high-purity metal, so the content of Si and Fe Is less than 0.03% in any case.
  • the clad rate of the sacrificial anode material is preferably 5 to 30%, more preferably 10 to 30%. If the clad rate of the sacrificial anode material is less than the above range, the amount of Zn in the sacrificial anode material decreases due to diffusion during brazing, and the pitting corrosion potential on the surface of the sacrificial anode material is increased and sufficient sacrificial anode effect is achieved. If the clad rate of the sacrificial anode material exceeds the above range, rolling of the clad material becomes difficult. When the aluminum alloy clad double-layer material for tubes has a thickness exceeding 0.5 mm, the clad rate of the sacrificial anode material is preferably 3 to 30%.
  • the aluminum fin according to the aluminum alloy heat exchanger of the first aspect of the present invention is made of aluminum and is a plate-like aluminum compact.
  • As the aluminum fin one obtained by processing plate-like aluminum into a corrugated shape and forming a fin shape is used.
  • the material of the aluminum fin is pure aluminum or an aluminum alloy.
  • Examples of the aluminum fin material include a brazing sheet made of a core material made of a bare material, aluminum, or an aluminum alloy, and a brazing material clad on both surfaces of the core material.
  • the pitting corrosion potential in the 5% NaCl solution of the aluminum fin of the aluminum alloy heat exchanger becomes equal to or higher than the pitting corrosion potential in the 5% NaCl solution on the surface of the sacrificial anode material of the tube.
  • it is appropriately selected.
  • the pitting corrosion potential in a 5% NaCl solution of the aluminum fin can be made noble.
  • the content of Cu in the aluminum alloy constituting the aluminum fin is preferably 1.00% by mass or less, and the content of Mn is preferably 2.00% by mass or less.
  • the pitting corrosion potential in a 5% NaCl solution of the aluminum fin can be reduced.
  • the content of Zn in the aluminum alloy constituting the aluminum fin is preferably 10.00% by mass or less. If the pitting corrosion potential in the 5% NaCl solution of the aluminum fin is equal to or higher than the pitting corrosion potential in the 5% NaCl solution on the surface of the sacrificial anode material of the tube, the aluminum alloy constituting the aluminum fin further has 2.00. Less than mass% Si, less than 2.00 mass% Fe, less than 0.50 mass% Mg, less than 0.30 mass% Cr, less than 0.30 mass% Ti, less than 0.30 mass% Zr Any 1 type or 2 types or more of them can be contained.
  • the aluminum alloy heat exchanger according to the first aspect of the present invention is such that the aluminum alloy clad two-layer material for tubes is such that the core material is on the refrigerant passage side and the sacrificial anode material is on the atmosphere side (outer surface side).
  • the heat exchanger is formed into a shape, and aluminum fins are assembled and brazed and joined to the outer surface side (atmosphere side) of the tube, or to the outer surface side and the inner surface side (refrigerant channel side).
  • the tube material 1 As a method for producing the tube material 1, for example, as shown in FIG. 1, after forming an aluminum alloy clad two-layer material 2 into a tube shape, an inner fin 3 made of a brazing sheet with brazing material disposed on both sides is inserted. Then, the joint 4 of the tube 1 is brazed and joined with the brazing material of the inner fin 3, and as shown in FIG. 2, the paste brazing 5 is applied to the sacrificial anode material side of the aluminum alloy clad two-layer material 2 in advance. Or a paste solder 5 is applied after molding into a tube shape, and the joint 4 is brazed and joined by the paste solder 5.
  • the aluminum alloy heat exchanger according to the first aspect of the present invention has a tube-shaped aluminum alloy clad two-layer material in which the core material is on the refrigerant passage side and the sacrificial anode material is on the atmosphere side (outer surface side). After being formed, aluminum fins are assembled on the atmosphere side of this tube, for example, after applying a fluoride-based flux, it is brazed and heated in an inert gas atmosphere furnace at a temperature of 600 ° C. for 3 minutes. It is produced by doing. For example, in FIG.
  • an aluminum alloy heat exchanger 10 is made of a tube material such that the aluminum alloy clad double-layer material for a tube according to the present invention has a sacrificial anode material surface 12 on the outer surface side (atmosphere side).
  • the tubes 1 and the aluminum fins 11 formed into a shape are alternately laminated and assembled, and are heated by brazing.
  • the aluminum fin is a brazing sheet, the aluminum fin molded into a fin shape is used as it is, and the aluminum fin and the tube are brazed and joined.
  • FIG. 3 is a schematic perspective view showing a part of the embodiment of the aluminum alloy heat exchanger of the present invention.
  • the sacrificial anode material of the assembled tube material and the pitting potential of the core material are expressed as follows: “pitting corrosion potential of the sacrificial anode material ⁇ pitting corrosion potential of the core material” Since the sacrificial anode material exerts a sacrificial anode effect on the core material, the sacrificial anode layer can improve the corrosion resistance of the outer surface (atmosphere side) in a general corrosive environment.
  • the pitting corrosion potential of the surface of the sacrificial anode material of the tube and the pitting corrosion potential of the aluminum fin are defined as “pitting corrosion potential of the surface of the sacrificial anode material of the tube ⁇ ⁇ 800 (mV vs Ag / AgCl) ”and“ pitting corrosion potential of the sacrificial anode material surface of the tube ⁇ pitting corrosion potential of the aluminum fin ”.
  • the pitting corrosion potential of the sacrificial anode material surface of the tube ⁇ ⁇ 800 (mV vs Ag / AgCl)” and “the pores of the sacrificial anode material surface of the tube”
  • corrosion potential ⁇ pitting corrosion potential of aluminum fin the overall corrosion potential is maintained at or above the pitting corrosion potential of the sacrificial anode material surface of the tube, and the sacrificial anode effect is more stably acted on the tube surface.
  • the generation of through holes in an environment where the atmosphere side is a dilute chloride ion environment is suppressed, and the corrosion resistance of the outer surface (atmosphere side) in the dilute chloride ion environment is increased.
  • the aluminum heat exchanger according to the second aspect of the present invention includes a core material made of an aluminum alloy, a sacrificial anode material clad on one surface of the core material, and an endothelium clad on the other surface of the core material.
  • the core material contains 0.60 to 2.00% by mass of Mn and 0.60% by mass or less of Cu, and consists of an aluminum alloy composed of the balance aluminum and unavoidable impurities
  • the sacrificial anode material contains 2.50 to 10.00% by mass of Zn, and consists of an aluminum alloy composed of the balance aluminum and inevitable impurities
  • the endothelium material comprises an aluminum alloy containing 0.60 to 2.00% by mass of Mn and 0.20 to 1.50% by mass of Cu, the balance being aluminum and unavoidable impurities
  • the aluminum alloy heat exchanger according to the second aspect of the present invention is an aluminum alloy heat exchanger that is used in a dilute chloride ion environment where the atmosphere side is 1000 ppm or less.
  • the aluminum alloy heat exchanger according to the second aspect of the present invention is obtained by brazing a tube, which is a formed body of an aluminum alloy clad material for a tube, and an aluminum fin.
  • an aluminum alloy clad material for a tube formed into a tube shape includes a core material made of an aluminum alloy and a sacrificial anode clad on one surface of the core material
  • the core material for the aluminum alloy clad three-layer material for a tube contains 0.60 to 2.00% by mass of Mn and 0.60% by mass or less of Cu, and consists of an aluminum alloy composed of the balance aluminum and inevitable impurities.
  • Mn in the core material improves the strength of the core material and makes the pitting corrosion potential of the core material noble.
  • the Mn content of the core material of the aluminum alloy clad three-layer material for tubes is 0.60 to 2.00% by mass, preferably 1.00 to 2.00% by mass. If the Mn content of the core material is less than the above range, the effect of Mn is not sufficient, and if it exceeds the above range, rolling of the clad material becomes difficult.
  • Cu can be added to adjust the potential balance between the endothelial material and the heart material.
  • Cu in the core material diffuses into the sacrificial anode material during brazing heating, thereby reducing the potential difference from the sacrificial anode material and increasing the corrosion rate of the sacrificial anode material. Therefore, the content of Cu in the core material related to the aluminum alloy clad three-layer material for tubes is 1.00% by mass or less, preferably 0.40% by mass or less and less than the Cu content of the endothelial material, more preferably 0.8%. It is less than 05% by mass.
  • the core material according to the aluminum alloy clad three-layer material for tubes can further contain Si.
  • Si in the core material functions to improve the strength of the core material.
  • the Si content in the core material of the aluminum alloy clad three-layer material for tubes is 1.50% by mass or less, preferably 0.90% by mass or less. If the Si content in the core exceeds the above range, the melting point of the core will be low, and it will be easily melted during brazing.
  • the core material according to the aluminum alloy clad three-layer material for tubes can further contain Fe. Fe functions to improve the strength of the core material.
  • the Fe content of the core material related to the aluminum alloy clad three-layer material for tubes is 0.70% by mass or less. When the Fe content of the core exceeds the above range, the self-corrosion rate of the core increases.
  • the core material according to the aluminum alloy clad three-layer material for tubes can further contain Ti.
  • Ti is divided into a high-concentration region and a low region in the thickness direction of the core material of the tube, and they are layered alternately.
  • the low-Ti concentration region corrodes preferentially compared to the high region. It has the effect of layering the corrosion form, thereby preventing the corrosion of the core material in the tube plate thickness direction and improving the corrosion resistance.
  • the Ti content of the core material of the aluminum alloy clad three-layer material for tubes is 0.01 to 0.30 mass%. If the Ti content of the core material is less than the above range, the effect is not sufficient, and if it exceeds the above range, a huge crystallized product is generated and the formability of the tube is impaired.
  • the core material according to the aluminum alloy clad three-layer material for a tube may contain 0.30% by mass or less of V, Cr, Zr or B, as long as the effects of the present invention are not impaired.
  • the sacrificial anode material according to the aluminum alloy clad three-layer material for a tube contains 2.50 to 10.00% by mass of Zn, and consists of an aluminum alloy composed of the balance aluminum and inevitable impurities.
  • Zn in the sacrificial anode material functions to lower (lower) the potential of the sacrificial anode material, adjust the balance of the pitting corrosion potential with the core material and the endothelium material, and the sacrificial anode material of the tube after heat applied by brazing. Included in order to keep the surface pitting potential low.
  • the Zn content of the sacrificial anode material relating to the aluminum alloy clad three-layer material for tubes is 2.50 to 10.00% by mass, preferably 3.50 to 10.00% by mass, more preferably 4.50 to 10%. 0.000% by mass. If the Zn content of the sacrificial anode material is less than the above range, the effect is not sufficient. If the Zn content exceeds the above range, the self-corrosion rate of the sacrificial anode material increases and the corrosion resistance life is shortened.
  • the sacrificial anode material according to the aluminum alloy clad three-layer material for a tube can further contain Si.
  • Si functions to improve the strength of the sacrificial anode material.
  • the Si content of the sacrificial anode material according to the aluminum alloy clad three-layer material for tubes is 1.50% by mass or less, preferably 0.50% by mass or less. If the Si content of the sacrificial anode material exceeds the above range, the self-corrosion rate of the sacrificial anode material increases.
  • the sacrificial anode material according to the aluminum alloy clad three-layer material for a tube can further contain Fe. Fe functions to improve the strength of the sacrificial anode material.
  • the Fe content of the sacrificial anode material according to the aluminum alloy clad three-layer material for tubes is 1.50% by mass or less. When the Fe content of the sacrificial anode material exceeds the above range, the self-corrosion rate of the sacrificial anode material increases.
  • the sacrificial anode material according to the aluminum alloy clad three-layer material for a tube can further contain Mn.
  • Mn functions to improve the strength of the sacrificial anode material.
  • the Mn content of the sacrificial anode material according to the aluminum alloy clad three-layer material for tubes is 1.50% by mass or less, preferably 0.50% by mass or less.
  • the sacrificial anode material according to the aluminum alloy clad three-layer material for a tube contains 0.30% by mass or less of In, Sn, Ti, V, Cr, Zr, or B within a range not impairing the effects of the present invention. You may contain.
  • Endothelial material for aluminum alloy clad three-layer material for tubes contains 0.60 to 2.00% by mass of Mn and 0.20 to 1.50% by mass of Cu, and consists of the balance aluminum and inevitable impurities Consists of.
  • Mn in the endothelial material improves the strength of the endothelial material and makes the pitting corrosion potential noble.
  • the Mn content of the endothelial material of the aluminum alloy clad three-layer material for tubes is 0.60 to 2.00% by mass, preferably 1.00 to 2.00% by mass. If the Mn content of the endothelial material is less than the above range, the effect is not sufficient, and if it exceeds the above range, rolling of the clad material becomes difficult.
  • Cu in the endothelial material functions to make the potential of the endothelial material noble (to increase it), and is contained for adjusting the potential balance with the heart material.
  • the Cu content of the endothelium material related to the aluminum alloy clad three-layer material for tubes is 0.20 to 1.50 mass%, preferably 0.20 to 1.00 mass%. If the Cu content of the endothelial material is less than the above range, the effect is not sufficient. If the Cu content exceeds the above range, the melting point of the endothelial material is lowered and it is easily melted during brazing.
  • the difference (Y ⁇ X) between the Cu content (Y) of the endothelial material of the aluminum alloy clad three-layer material for tubes and the Cu content (X) of the core material exceeds 0.00% by mass, preferably 0.8%. It exceeds 00 mass% and is 0.40 mass% or less.
  • the endothelial material according to the aluminum alloy clad three-layer material for a tube can further contain Si.
  • Si functions to improve the strength of the endothelial material.
  • the Si content of the endothelial material related to the aluminum alloy clad three-layer material for tubes is 1.50% by mass or less, preferably 0.90% by mass or less. If the Si content of the endothelial material exceeds the above range, the melting point of the endothelial material is lowered, and it becomes easy to melt during brazing.
  • the endothelial material according to the aluminum alloy clad three-layer material for tubes can further contain Fe. Fe functions to improve the strength of the endothelial material.
  • the Fe content of the endothelial material according to the aluminum alloy clad three-layer material for tubes is 0.70% by mass or less. When the Fe content of the endothelial material exceeds 0.70% by mass, the self-corrosion rate of the endothelial material increases.
  • the endothelial material according to the aluminum alloy clad three-layer material for a tube can further contain Ti.
  • Ti is divided into a high-concentration region and a low region in the thickness direction of the endothelial material, and they are layered alternately.
  • the low-Ti concentration region corrodes preferentially as compared to the high region. It has the effect of layering the corrosion form, thereby preventing the progress of corrosion in the tube thickness direction and improving the corrosion resistance of the tube.
  • the Ti content of the endothelial material related to the aluminum alloy clad three-layer material for tubes is 0.01 to 0.30% by mass. If the Ti content of the endothelial material exceeds the above range, a huge crystallized product is generated and the moldability of the clad material is impaired.
  • the endothelial material according to the aluminum alloy clad three-layer material for a tube may contain 0.30% by mass or less of V, Cr, Zr or B, as long as the effects of the present invention are not impaired.
  • the contents of Si and Fe in the sacrificial anode material, the core material, and the endothelial material increase the manufacturing cost when using high-purity bare metal. It is not preferable that the content of each be less than 0.03%.
  • the clad rate of the sacrificial anode material is preferably 5 to 30%, more preferably 10 to 30%. If the clad rate of the sacrificial anode material is less than the above range, the amount of Zn in the sacrificial anode material decreases due to diffusion during brazing, and the surface pitting potential increases and it becomes difficult to obtain a sufficient sacrificial anode effect. Further, when the clad rate of the sacrificial anode material exceeds the above range, rolling of the clad material becomes difficult.
  • the clad rate of the sacrificial anode material is preferably 3 to 30%.
  • the clad rate of the endothelium material is preferably 5 to 30%, more preferably 10 to 30%. If the clad rate of the endothelium is less than the above range, the Cu concentration in the endothelium decreases due to diffusion during brazing, the potential difference with the core decreases, and the sacrificial anode effect of the core becomes difficult to obtain. If the cladding ratio of the material exceeds the above range, rolling of the cladding material becomes difficult.
  • the clad rate of the endothelial material is preferably 3 to 30%.
  • the aluminum fin according to the aluminum alloy heat exchanger of the second aspect of the present invention is made of aluminum and is a plate-like aluminum compact.
  • As the aluminum fin one obtained by processing plate-like aluminum into a corrugated shape and forming a fin shape is used.
  • the material of the aluminum fin is pure aluminum or an aluminum alloy.
  • Examples of the aluminum fin material include a brazing sheet made of a core material made of a bare material, aluminum, or an aluminum alloy, and a brazing material clad on both surfaces of the core material.
  • the pitting corrosion potential in the 5% NaCl solution of the aluminum fin of the aluminum alloy heat exchanger becomes equal to or higher than the pitting corrosion potential in the 5% NaCl solution on the surface of the sacrificial anode material of the tube.
  • it is appropriately selected.
  • the pitting corrosion potential in a 5% NaCl solution of the aluminum fin can be made noble.
  • the content of Cu in the aluminum alloy constituting the aluminum fin is preferably 1.00% by mass or less, and the content of Mn is preferably 2.00% by mass or less.
  • the pitting corrosion potential in a 5% NaCl solution of the aluminum fin can be reduced.
  • the content of Zn in the aluminum alloy constituting the aluminum fin is preferably 10.00% by mass or less. If the pitting corrosion potential in the 5% NaCl solution of the aluminum fin is equal to or higher than the pitting corrosion potential in the 5% NaCl solution on the surface of the sacrificial anode material of the tube, the aluminum alloy constituting the aluminum fin further has 2.00. Less than mass% Si, less than 2.00 mass% Fe, less than 0.50 mass% Mg, less than 0.30 mass% Cr, less than 0.30 mass% Ti, less than 0.30 mass% Zr Any 1 type or 2 types or more of them can be contained.
  • the aluminum alloy heat exchanger of the second aspect of the present invention is such that the aluminum alloy clad three-layer material for tubes is such that the endothelial material is on the refrigerant passage side and the sacrificial anode material is on the atmosphere side (outer surface side).
  • the heat exchanger is formed into the shape of the above, and aluminum fins are assembled and brazed and joined to the outer surface side (atmosphere side) of the tube, or to the outer surface side and the inner surface side (refrigerant channel side).
  • the manufacturing method of the tube in the aluminum alloy heat exchanger of the second aspect of the present invention is the same as the manufacturing method of the tube in the aluminum alloy heat exchanger of the first aspect of the present invention.
  • the aluminum alloy heat exchanger according to the second aspect of the present invention is such that the aluminum alloy clad three-layer material for a tube has a tube shape so that the endothelial material is on the refrigerant passage side and the sacrificial anode material is on the atmosphere side (outer surface side).
  • brazing heating is performed at a temperature of 600 ° C. for 3 minutes in an inert gas atmosphere furnace. It is produced by joining the two.
  • the method for producing the aluminum alloy heat exchanger according to the second aspect of the present invention is the same as the method for producing the aluminum alloy heat exchanger according to the first aspect of the present invention.
  • the pitting corrosion potential of the assembled sacrificial anode material, core material, and endothelial material of the tube material is “pitting corrosion potential of sacrificial anode material ⁇ core material Pitting corrosion potential ⁇ pitting corrosion potential of the endothelium material, and the sacrificial anode material exerts a sacrificial anode effect on the core material, and the core material exerts a sacrificial anode effect on the endothelium material.
  • the corrosion resistance of the outer surface (atmosphere side) in a typical corrosive environment is achieved.
  • the pitting corrosion potential of the surface of the sacrificial anode material of the tube and the pitting corrosion potential of the aluminum fin are expressed as “pitting corrosion potential of the surface of the sacrificial anode material of the tube ⁇ ⁇ 800 (mV vs Ag / AgCl) ”and“ pitting corrosion potential of the sacrificial anode material surface of the tube ⁇ pitting corrosion potential of the aluminum fin ”.
  • Example 1 The alloy for sacrificial anode material, the alloy for core material and the alloy for endothelium material having the composition shown in Table 1 are ingoted by semi-continuous casting, and among the ingots obtained, the alloy ingot for sacrificial anode material is 500 ° C. After performing the homogenization treatment for 8 hours, hot rolling at a starting temperature of 500 ° C. to a predetermined thickness, and for the core material and the alloy ingot for the endothelial material, after performing the homogenization treatment at 500 ° C. for 8 hours, the core material The alloy ingot for use was chamfered, and the alloy ingot for endothelial material was hot-rolled at a starting temperature of 500 ° C. to a predetermined thickness.
  • each aluminum alloy was superposed in the combination shown in Table 1, and hot rolled to a thickness of 3 mm at a starting temperature of 500 ° C., Further, after cold rolling, intermediate annealing was performed at a temperature of 400 ° C., and then cold rolling was performed to obtain 0.2 mm thick aluminum alloy clad plate materials (test materials 1 to 109).
  • an aluminum ingot core ingot and a braze alloy ingot having the composition shown in Table 1 were formed by semi-continuous casting. After performing the time homogenization treatment, it was hot-rolled at a starting temperature of 500 ° C. to a predetermined thickness.
  • the aluminum ingot core ingot for the core material was homogenized at 500 ° C. for 8 hours, and then the surface to be overlapped with the braze alloy ingot was chamfered, and the aluminum fin material for the core alloy cast A brazing alloy ingot was placed on both sides of the ingot and hot rolled at a starting temperature of 500 ° C. to obtain a clad material having a predetermined thickness.
  • the alloy ingot for the brazing filler metal of the aluminum fin material was made of an aluminum alloy containing 10.00 mass% Si and the balance aluminum and inevitable impurities, and the clad rate of the brazing filler metal was 10% per one side.
  • An alloy for sacrificial anode material having the composition shown in Table 2 and an alloy for core material and an alloy for endothelium material having the composition shown in Table 2 are formed by semi-continuous casting.
  • the ingot is homogenized at 500 ° C. for 8 hours, and then hot-rolled to a predetermined thickness at a starting temperature of 500 ° C., and the ingot for core material and endothelial material is homogenized at 500 ° C. for 8 hours.
  • the core ingot for core material was chamfered, and the alloy ingot for endothelial material was hot-rolled at a starting temperature of 500 ° C. to a predetermined thickness.
  • the hot rolled material of the sacrificial anode material alloy and the endothelium material alloy was cut into predetermined dimensions, and the aluminum alloys were superposed in the combinations shown in Table 2, and hot rolled up to a thickness of 3 mm at a starting temperature of 500 ° C.
  • intermediate annealing was performed at a temperature of 400 ° C., and then cold rolling was performed to obtain 0.2 mm thick aluminum alloy clad plate materials (test materials 201 to 220).
  • an aluminum ingot alloy ingot for the core material and an alloy ingot for brazing filler metal having the composition shown in Table 2 were formed by semi-continuous casting. After performing the time homogenization treatment, it was hot-rolled at a starting temperature of 500 ° C. to a predetermined thickness.
  • the aluminum ingot core ingot for the core material was homogenized at 500 ° C. for 8 hours, and then the surface to be overlapped with the braze alloy ingot was chamfered, and the aluminum fin material for the core alloy cast A brazing alloy ingot was placed on both sides of the ingot and hot rolled at a starting temperature of 500 ° C. to obtain a clad material having a predetermined thickness.
  • the alloy ingot for the brazing filler metal of the aluminum fin material was made of an aluminum alloy containing 10.00 mass% Si and the balance aluminum and inevitable impurities, and the clad rate of the brazing filler metal was 10% per one side.
  • the obtained test material was subjected to a tensile test by heating at 600 ° C. corresponding to brazing heating for 3 minutes.
  • a tensile test by heating at 600 ° C. corresponding to brazing heating for 3 minutes.
  • electric potential measurement and corrosion test were performed by the following methods. The results are shown in Tables 3-4.
  • Test material was molded into a JIS-5 test piece, a tensile test was performed in accordance with JIS Z2241, and a specimen having a tensile strength of 70 MPa or more was regarded as acceptable.
  • the pitting corrosion potential of the test material was measured at room temperature in a 5% NaCl aqueous solution.
  • the surface potential of the sacrificial anode material was measured by masking other than the sacrificial anode material side surface.
  • the potential of the core material is measured by masking the surface other than the core material when there is no endothelial material, and when there is an endothelial material, the test material is ground from the sacrificial anode material side to the center of the core material thickness, and the ground surface is ground. It measured by masking except.
  • the potential of the endothelium was measured by masking other than the endothelium-side surface.
  • test materials 1 to 109 of the examples had a tensile strength of 70 MPa or more after brazing equivalent heating, and the test materials 1 to 109 and aluminum fins were brazed in combination.
  • the pitting corrosion potential on the surface of the sacrificial anode material of the tube and the pitting corrosion potential of the aluminum fin were “pitting corrosion potential on the surface of the sacrificial anode material of the tube ⁇ ⁇ 800 (mV vs Ag / AgCl)”.
  • a relationship of “pitting corrosion potential on the surface of the sacrificial anode material of the tube ⁇ pitting corrosion potential of the aluminum fin” was established, and no through hole was generated even in the corrosion test.
  • the test material 201 of the comparative example has a low concentration of the sacrificial anode material Zn, the pitting corrosion potential on the sacrificial anode material surface after brazing exceeds ⁇ 800 mV, and the sacrificial anode effect is sufficient.
  • a through hole was formed in the tube. Since the test material 202 has a high Zn concentration in the sacrificial anode material and the pitting corrosion potential on the surface of the sacrificial anode material is lower than the pitting corrosion potential of the aluminum fin, the self-corrosion rate of the aluminum fin after brazing is increased, and the corrosion test is performed.
  • the test material 203 had a high Si concentration in the sacrificial anode material, the sacrificial anode material after brazing had a high self-corrosion rate, and a through hole was formed in the tube in the corrosion test.
  • the test material 204 had a high Fe concentration in the sacrificial anode material, the corrosion rate of the sacrificial anode material after brazing was large, and through holes were formed in the tube in the corrosion test.
  • the test material 205 had a high Mn concentration in the sacrificial anode material, the sacrificial anode material after brazing had a high corrosion rate, and through holes were formed in the tube in the corrosion test.
  • test material 206 had a high Cu concentration in the core material, the core material of the tube melted during brazing. Since the test material 207 had a low Mn concentration in the core material, the tensile strength after brazing equivalent heating was less than 70 MPa. Since the test material 208 had a high Mn concentration in the core material, cracking occurred during rolling of the clad material, and a sound material could not be obtained. Since the test material 209 had a high Si concentration in the core material, the core material of the tube melted during brazing. Since the test material 210 has a high Fe concentration in the core material, the self-corrosion rate of the core material increased, and through holes were formed in the tube in the corrosion test.
  • the Cu concentration of the endothelial material is lower than the core material Cu concentration, the core material does not work as the sacrificial anode layer of the endothelium material (the endothelium material acts as the sacrificial anode layer of the core material), and the tube has a through hole in the corrosion test. occured. Since the test material 212 had a high Cu concentration, the endothelial material melted during brazing. Since the test material 213 had a high Mn concentration in the endothelial material, cracking occurred during rolling, and a sound material could not be obtained. Since the test material 214 had a high endothelial material Si concentration, the endothelial material melted during brazing. Since the test material 215 had a high Fe concentration in the endothelium material, the self-corrosion rate of the endothelium material increased, and a through hole was formed in the tube in the corrosion test.
  • the clad rate of the sacrificial anode material was low, and the pitting corrosion potential on the surface of the sacrificial anode material after brazing exceeded ⁇ 800 (mV vs Ag / AgCl). .
  • the pitting corrosion potential on the surface of the sacrificial anode material after brazing became nobler than the aluminum fin pitting corrosion potential, through holes were formed in the tube in the corrosion test.
  • the pitting corrosion potential on the surface of the sacrificial anode material after brazing exceeded -800 mV, which was nobler than the aluminum fin pitting corrosion potential. Thus, through holes were formed in the tube in the corrosion test.
  • the pitting corrosion potential on the surface of the sacrificial anode material after brazing exceeded -800 mV, which was nobler than the aluminum fin pitting corrosion potential, so that a through hole was formed in the tube in the corrosion test.
  • the pitting corrosion potential on the surface of the sacrificial anode material after brazing became nobler than the aluminum fin pitting corrosion potential, so that through holes were formed in the tube in the corrosion test.

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Abstract

心材が、０．６０～２．００質量％のＭｎ及び１．００質量％以下のＣｕ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、犠牲陽極材が、２．５０～１０．００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、アルミニウム合金製熱交換器のチューブの犠牲陽極材表面の５％ＮａＣｌ溶液中における孔食電位が－８００（ｍＶ　ｖｓ　Ａｇ／ＡｇＣｌ）以下であり、該アルミニウム合金製熱交換器のアルミニウムフィンの５％ＮａＣｌ溶液中における孔食電位が、チューブの犠牲陽極材表面の５％ＮａＣｌ溶液中における孔食電位以上であること、を特徴とする大気側が１０００ｐｐｍ以下の希薄塩化物イオン環境下で用いられるアルミニウム合金製熱交換器。　本発明によれば、大気側が希薄塩化物イオン環境となる環境下において、外面の耐食性に優れるアルミニウム合金製熱交換器を提供することができる。

Description

アルミニウム合金製熱交換器
　本発明は、大気側が希薄塩化物イオン環境となる環境下における外面耐食性に優れたアルミニウム合金製熱交換器に関する。
　従来、ろう付けにより接合一体化されるアルミニウム合金製熱交換器の冷媒通路管としては、アルミニウム合金押出管又はアルミニウム合金板材を曲成してなるチューブが適用されている。これらの冷媒通路管は、外面（大気側）の耐食性向上のために、押出扁平多穴管については、冷媒通路管の外面となる側にＺｎ溶射を行い、ろう付け加熱により溶射したＺｎを冷媒通路管の表面から拡散させてＺｎ拡散層を形成したり、クラッド板材を曲成してなる端部をろう付け接合により冷媒通路管としたチューブについては、Ａｌ－Ｚｎ系合金（犠牲陽極材）をクラッドして、Ｚｎ拡散層による犠牲陽極効果を狙った設計がなされている。
　近年、とくに自動車用熱交換器においては、構成材料の薄肉化、ならびに一般的な海塩粒子や融雪剤に含まれる濃厚塩化物イオン環境だけではなく、凝縮水や雨水等の希薄塩化物イオン環境下における安定的な高耐食化が要請されている。従来の自動車用熱交換器の耐食性を評価する試験としては、５％ＮａＣｌ水溶液を用いるＣＡＳＳ試験や人工海水を用いるＳＷＡＡＴ試験等が行われていたために、それらの環境すなわち高濃度塩化物イオン環境において耐食性の良好なアルミニウム材料が開発されてきた。しかしながら、凝縮水や雨水等の希薄塩化物イオン環境においては、高濃度塩化物イオン環境とは腐食のメカニズムが異なるために、高濃度塩化物イオン環境下で耐食性が良好であるようなアルミニウム材料でも、大気側が希薄塩化物イオン環境となる環境下ではその耐食性が不十分であることが明らかとなった。
　また、従来の押出管では、均一なＺｎ溶射が難しく、Ｚｎが厚く溶射された部分では腐食速度が大きく、薄く溶射された部分ではろう付後の犠牲陽極層厚さが不十分となり、板材を曲成してなるチューブにおいては、腐食速度を低減するために犠牲陽極材のＺｎ量を低減すると、犠牲陽極効果を得るのに十分な電位差が確保できなくなるため、犠牲陽極材のＺｎ含有量を低減することは困難である。また、犠牲陽極層厚さの増大についても、製造コストの観点からクラッド率を増大することは難しい。
　そこで、内面側のろう材に心材より多くのＣｕを添加して、ろう付け後において、外面側から内面側に向かって電位が貴になるように電位勾配を付与したブレージングシートや、外面側のろう材にＺｎを添加するとともに内面側のろう材にＣｕを添加し、Ｚｎ、Ｃｕを特定の添加比率にすることによって形成されたＺｎとＣｕの濃度勾配により、電位がブレージングシートの外面から内面方向に貴になるようにしたブレージングシートも提案されている。
　また、犠牲陽極材とは他方の面に内皮材をクラッドした３層からなるアルミニウム合金において、外面から内面側に向かって電位が貴になるようにしたクラッド材も提案されている。
　また、冷媒に接する熱交換器内部側となる内面層のＳｉ含有量を１．５％以下として、ろう付け時に溶融しない内面層としたアルミニウム合金クラッド材も提案されている。
特開２０１１－２２４６５６号公報 特開２００９－１２７１２１号公報 特開２００７－２４７０２１号公報 特開２００８－２４００８４号公報 特開２０１４－１１４５０６号公報
　しかしながら、上記従来方法では、ろう材から拡散されるＣｕにより形成される電位が貴な層が薄く、電位が貴な層と心材の電位差も小さいため、腐食によって心材が殆ど消耗し、貫通孔が発生する直前の状態では、貫通孔の発生を抑制する効果は十分ではなかった。
　また、上記従来方法では、犠牲陽極材と心材、心材と内皮材との電位差によるだけでは、大気側が希薄塩化物イオン環境となる環境下において貫通孔の発生を抑制する効果は十分ではなかった。高濃度塩化物イオン環境では水膜の導電率が高いため、腐食環境に置かれた場合、犠牲陽極効果が十分離れた部位にまで及ぶので、犠牲陽極材と被防食部材となる心材との電位差がある程度確保できれば、防食効果が発揮されたが、希薄塩化物イオン環境となると、水膜の導電率が低いため、腐食環境に置かれた場合、犠牲陽極効果がごく近接した部位にしか及ばす、犠牲陽極材と被防食部材となる心材との電位差がある程度確保できていても、防食効果が発揮されないという問題があった。
　また、上記従来方法では、心材のＣｕ含有量が多いため、Ｃｕがろう付け加熱時に外面層に拡散し、外面層の犠牲陽極効果を低下させてしまうという問題、及び外面層に対して心材の電位が貴であり過ぎるため、外面層の消耗が早くなってしまうという問題があった。
　従って、本発明の目的は、熱交換器の大気側が希薄塩化物イオン環境となる環境下において、外面の耐食性に優れるアルミニウム合金製熱交換器を提供することにある。
　発明者らは、上記の問題を解決するために、アルミニウム合金クラッド材を成形してなるチューブと、アルミニウムフィンと、がろう付されてなるアルミニウム製熱交換器に関し、チューブを構成するアルミニウム合金クラッド材の構成、クラッド材各層の合金組成、チューブとアルミニウムフィンとの組み合わせと、耐食性との関連について、鋭意検討を行った結果、アルミニウム合金製熱交換器のチューブの犠牲陽極材表面の５％ＮａＣｌ中の孔食電位を－８００（ｍＶ　ｖｓ　Ａｇ／ＡｇＣｌ）以下とすることで、チューブの犠牲陽極材表面のみにおいて腐食が発生しても、心材との電位差が十分にあるため、安定的に犠牲陽極効果が作用する。更にアルミニウムフィンの孔食電位をチューブの犠牲陽極材表面の孔食電位以上にすることで、アルミニウム製熱交換器全体の腐食電位をチューブの犠牲陽極材表面の孔食電位以上に維持し、チューブの犠牲陽極材表面に安定的に孔食を発生させることができるようになる。大気側が希薄塩化物イオン環境となる環境での貫通孔の発生を抑制することができるので、アルミニウム合金製熱交換器の外面（大気側）の耐食性を向上させることができるということを見出した（図４、図５）。
　すなわち、本発明（１）は、アルミニウム合金からなる心材と、該心材の一方の面にクラッドされている犠牲陽極材と、からなるチューブ用アルミニウム合金クラッド２層材が、冷媒通路側が心材となり、大気側が犠牲陽極材となるように成形されたチューブと、アルミニウムフィンとがろう付けされてなるアルミニウム合金製熱交換器であり、
　該心材が、０．６０～２．００質量％のＭｎ及び１．００質量％以下のＣｕ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、
　該犠牲陽極材が、２．５０～１０．００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、
　該アルミニウム合金製熱交換器のチューブの犠牲陽極材表面の５％ＮａＣｌ溶液中における孔食電位が－８００（ｍＶ　ｖｓ　Ａｇ／ＡｇＣｌ）以下であり、
　該アルミニウム合金製熱交換器のアルミニウムフィンの５％ＮａＣｌ溶液中における孔食電位が、チューブの犠牲陽極材表面の５％ＮａＣｌ溶液中における孔食電位以上であること、
を特徴とする大気側が１０００ｐｐｍ以下の希薄塩化物イオン環境下で用いられるアルミニウム合金製熱交換器を提供するものである。
　また、本発明（２）は、前記チューブ用アルミニウム合金クラッド２層材の心材が、更に、１．５０質量％以下のＳｉ及び０．７０質量％以下のＦｅのうちのいずれか１種又は２種を含有することを特徴とする（１）のアルミニウム合金製熱交換器を提供するものである。
　また、本発明（３）は、前記チューブ用アルミニウム合金クラッド２層材の心材が、更に、０．０１～０．３０質量％のＴｉを含有することを特徴とする（１）又は（２）のアルミニウム合金製熱交換器を提供するものである。
　また、本発明（４）は、前記チューブ用アルミニウム合金クラッド２層材の犠牲陽極材が、更に、１．５０質量％以下のＳｉ、１．５０質量％以下のＦｅ及び１．５０質量％以下のＭｎのうちのいずれか１種又は２種以上を含有することを特徴とする（１）～（３）のいずれかのアルミニウム合金製熱交換器を提供するものである。
　また、本発明（５）は、アルミニウム合金からなる心材と、該心材の一方の面にクラッドされている犠牲陽極材と、該心材の他方の面にクラッドされている内皮材と、からなるチューブ用アルミニウム合金クラッド３層材が、冷媒通路側が内皮材となり、大気側が犠牲陽極材となるように成形されたチューブと、アルミニウムフィンとがろう付けされてなるアルミニウム合金製熱交換器であり、
　該心材が、０．６０～２．００質量％のＭｎ及び０．６０質量％以下のＣｕ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、
　該犠牲陽極材が、２．５０～１０．００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、
　該内皮材が、０．６０～２．００質量％のＭｎ及び０．２０～１．５０質量％のＣｕ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、
　該チューブ用アルミニウム合金クラッド３層材の内皮材のＣｕ含有量（Ｙ）と心材のＣｕ含有量（Ｘ）の差（Ｙ－Ｘ）が、０．００質量％を超えており、
　該アルミニウム合金製熱交換器のチューブの犠牲陽極材表面の５％ＮａＣｌ溶液中における孔食電位が－８００（ｍＶ　ｖｓ　Ａｇ／ＡｇＣｌ）以下であり、
　該アルミニウム合金製熱交換器のアルミニウムフィンの５％ＮａＣｌ溶液中における孔食電位が、チューブの犠牲陽極材表面の５％ＮａＣｌ溶液中における孔食電位以上であること、
を特徴とする大気側が１０００ｐｐｍ以下の希薄塩化物イオン環境下で用いられるアルミニウム合金製熱交換器を提供するものである。
　また、本発明（６）は、前記チューブ用アルミニウム合金クラッド３層材の心材が、更に、１．５０質量％以下のＳｉ及び０．７０質量％以下のＦｅのうちのいずれか１種又は２種を含有することを特徴とする（５）のアルミニウム合金製熱交換器を提供するものである。
　また、本発明（７）は、前記チューブ用アルミニウム合金クラッド３層材の心材が、更に、０．０１～０．３０質量％のＴｉを含有することを特徴とする（５）又は（６）いずれかのアルミニウム合金製熱交換器を提供するものである。
　また、本発明（８）は、前記チューブ用アルミニウム合金クラッド３層材の犠牲陽極材が、更に、１．５０質量％以下のＳｉ、１．５０質量％以下のＦｅ及び１．５０質量％以下のＭｎのうちのいずれか１種又は２種以上を含有することを特徴とする（５）～（７）のいずれかのアルミニウム合金製熱交換器を提供するものである。
　また、本発明（９）は、前記アルミニウム合金クラッド３層材の内皮材が、更に、１．５０質量％以下のＳｉ及び０．７０質量％以下のＦｅのうちのいずれか１種又は２種を含有することを特徴とする（５）～（８）いずれかのアルミニウム合金製熱交換器を提供するものである。
　また、本発明（１０）は、前記アルミニウム合金クラッド３層材の内皮材が、更に、０．０１～０．３０質量％のＴｉを含有することを特徴とする（５）～（９）いずれかのアルミニウム合金製熱交換器を提供するものである。
　本発明によれば、熱交換器の大気側が希薄塩化物イオン環境となる環境下において、大気側となる外面の耐食性に優れるアルミニウム合金製熱交換器を提供することができる。
本発明のアルミニウム合金製熱交換器に係るチューブの作製例を示す、模式的な断面図である。 本発明のアルミニウム合金製熱交換器に係るチューブの作製例を示す、模式的な断面図である。 本発明のアルミニウム合金製熱交換器の形態例の一部分を示す、模式的な斜視図である。 ろう付け後のチューブの犠牲陽極材からのＺｎの拡散状態と心材層からのＣｕの拡散状態、及び電位分布を示す図である。 ろう付け後のチューブの犠牲陽極材からのＺｎの拡散状態と心材層及び内皮材層からのＣｕの拡散状態、及び電位分布を示す図である。
　本発明の第一の形態のアルミニウム製熱交換器は、アルミニウム合金からなる心材と、該心材の一方の面にクラッドされている犠牲陽極材と、からなるチューブ用アルミニウム合金クラッド２層材が、冷媒通路側が心材となり、大気側が犠牲陽極材となるように成形されたチューブと、アルミニウムフィンとがろう付けされてなるアルミニウム合金製熱交換器であり、
　該心材が、０．６０～２．００質量％のＭｎ及び１．００質量％以下のＣｕ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、
　該犠牲陽極材が、２．５０～１０．００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、
　該アルミニウム合金製熱交換器のチューブの犠牲陽極材表面の５％ＮａＣｌ溶液中における孔食電位が－８００（ｍＶ　ｖｓ　Ａｇ／ＡｇＣｌ）以下であり、
　該アルミニウム合金製熱交換器のアルミニウムフィンの５％ＮａＣｌ溶液中における孔食電位が、チューブの犠牲陽極材表面の５％ＮａＣｌ溶液中における孔食電位以上であること、
を特徴とする大気側が１０００ｐｐｍ以下の希薄塩化物イオン環境下で用いられるアルミニウム合金製熱交換器である。
　本発明の第一の形態のアルミニウム合金製熱交換器は、大気側が１０００ｐｐｍ以下の希薄塩化物イオン環境下で用いられるアルミニウム合金製の熱交換器である。本発明の第一の形態のアルミニウム合金製熱交換器は、チューブ用アルミニウム合金クラッド材の成形体であるチューブと、アルミニウムフィンとを、ろう付けすることより得られたものである。
　本発明の第一の形態のアルミニウム合金製熱交換器において、チューブの形状に成形されるチューブ用アルミニウム合金クラッド材は、アルミニウム合金からなる心材と、心材の一方の面にクラッドされている犠牲陽極材と、からなるアルミニウム合金クラッド２層材である。
　チューブ用アルミニウム合金クラッド２層材に係る心材は、０．６０～２．００質量％のＭｎ及び１．００質量％以下のＣｕ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。
　心材中のＭｎは心材の強度を向上させ、心材の孔食電位を貴にする。チューブ用アルミニウム合金クラッド２層材に係る心材のＭｎの含有量は、０．６０～２．００質量％、好ましくは１．００～２．００質量％である。心材のＭｎ含有量が、上記範囲未満だと、Ｍｎの効果が十分でなく、また、上記範囲を超えると、クラッド材の圧延が困難となる。
　心材中のＣｕは心材の孔食電位を貴にするよう（高くするよう）機能し、犠牲陽極材との孔食電位のバランス調整のために含有させることができる。心材中のＣｕは、ろう付け加熱時に犠牲陽極材中に拡散することにより、犠牲陽極材との電位差を小さくするとともに、犠牲陽極材の腐食速度を大きくする。そのため、チューブ用アルミニウム合金クラッド２層材に係る心材中のＣｕの含有量は、１．０質量％以下である。
　チューブ用アルミニウム合金クラッド２層材に係る心材は、更に、Ｓｉを含有することができる。心材中のＳｉは心材の強度を向上させるよう機能する。チューブ用アルミニウム合金クラッド２層材に係る心材のＳｉの含有量は、１．５０質量％以下、好ましくは０．９０質量％以下である。心材中のＳｉ含有量が、上記範囲を超えると、心材の融点が低くなり、ろう付け時に溶融し易くなる。
　チューブ用アルミニウム合金クラッド２層材に係る心材は、更に、Ｆｅを含有することができる。Ｆｅは心材の強度を向上させるよう機能する。チューブ用アルミニウム合金クラッド２層材に係る心材のＦｅ含有量は、０．７０質量％以下である。心材のＦｅ含有量が上記範囲を超えると心材の自己腐食速度が増大する。
　チューブ用アルミニウム合金クラッド２層材に係る心材は、更に、Ｔｉを含有することができる。Ｔｉは、心材の板厚方向に濃度の高い領域と低い領域とに分かれ、それらが交互に分布する層状となり、Ｔｉ濃度の低い領域が高い領域に比べ優先的に腐食する結果、心材の腐食形態を層状にする効果を有し、それによりチューブの板厚方向への腐食の進行を妨げて耐食性を向上させる。チューブ用アルミニウム合金クラッド２層材に係る心材のＴｉ含有量は、０．０１～０．３０質量％である。心材のＴｉ含有量が、上記範囲未満ではその効果が十分でなく、また、上記範囲を超えると、巨大な晶出物が生成してチューブの成形性が害される。
　また、チューブ用アルミニウム合金クラッド２層材に係る心材には、本発明の効果を損なわない範囲で、それぞれ０．３０質量％以下のＶ、Ｃｒ、Ｚｒ又はＢを含有していてもよい。
　チューブ用アルミニウム合金クラッド２層材に係る犠牲陽極材は、２．５０～１０．００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。
　犠牲陽極材中のＺｎは、犠牲陽極材の孔食電位を卑にするよう（低くするよう）機能し、心材との孔食電位のバランス調整及びろう付加熱後の犠牲陽極材の表面孔食電位を低く維持するために含有させる。チューブ用アルミニウム合金クラッド２層材に係る犠牲陽極材のＺｎ含有量は、２．５０～１０．００質量％、好ましくは３．５０～１０．００質量％、さらに好ましくは４．５０～１０．００質量％である。犠牲陽極材のＺｎ含有量が、上記範囲未満だと、犠牲陽極材表面の５％ＮａＣｌ溶液中における孔食電位が－８００（ｍＶ　ｖｓ　Ａｇ／ＡｇＣｌ）以下にならず、また、上記範囲を超えると、犠牲陽極材表面の５％ＮａＣｌ溶液中における孔食電位が極めて卑になってしまい、犠牲陽極材の自己腐食速度が増大して耐食寿命が短くなる。
　チューブ用アルミニウム合金クラッド２層材に係る犠牲陽極材は、更に、Ｓｉを含有することができる。Ｓｉは犠牲陽極材の強度を向上させるよう機能する。チューブ用アルミニウム合金クラッド２層材に係る犠牲陽極材のＳｉ含有量は、１．５０質量％以下、好ましくは０．５０質量％以下である。犠牲陽極材のＳｉ含有量が、上記範囲を超えると犠牲陽極材の自己腐食速度が増大する。
　チューブ用アルミニウム合金クラッド２層材に係る犠牲陽極材は、更に、Ｆｅを含有することができる。Ｆｅは犠牲陽極材の強度を向上させるよう機能する。チューブ用アルミニウム合金クラッド２層材に係る犠牲陽極材のＦｅ含有量は、１．５０質量％以下である。犠牲陽極材のＦｅ含有量が、上記範囲を超えると、犠牲陽極材の自己腐食速度が増大する。
　チューブ用アルミニウム合金クラッド２層材に係る犠牲陽極材は、更に、Ｍｎを含有することができる。Ｍｎは犠牲陽極材の強度を向上させるよう機能する。チューブ用アルミニウム合金クラッド２層材に係る犠牲陽極材のＭｎ含有量は、１．５０質量％以下、好ましくは０．５０質量％以下である。犠牲陽極材のＭｎ含有量が、上記範囲を超えると、犠牲陽極材の自己腐食速度が増大し、犠牲陽極材の表面孔食電位が貴になる。
　また、チューブ用アルミニウム合金クラッド２層材に係る犠牲陽極材には、本発明の効果を損なわない範囲で、それぞれ０．３０質量％以下のＩｎ、Ｓｎ、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｚｒ又はＢを含有していてもよい。
　なお、チューブ用アルミニウム合金クラッド２層材においては、犠牲陽極材及び心材中のＳｉ及びＦｅの含有量については、高純度地金を用いると製造コストの上昇を招くので、Ｓｉ及びＦｅの含有量を、いずれも０．０３％未満とすることは好ましくない。
　チューブ用アルミニウム合金クラッド２層材において、厚みが０．５ｍｍ以下の場合、犠牲陽極材のクラッド率は、好ましくは５～３０％、より好ましくは１０～３０％である。犠牲陽極材のクラッド率が上記範囲未満だと、ろう付け時の拡散により、犠牲陽極材中のＺｎ量が低下して犠牲陽極材の表面の孔食電位が高くなるとともに十分な犠牲陽極効果が得難くなり、また、犠牲陽極材のクラッド率が、上記範囲を超えると、クラッド材の圧延が困難となる。また、チューブ用アルミニウム合金クラッド２層材において、厚みが０．５ｍｍを超える場合、犠牲陽極材のクラッド率は、好ましくは３～３０％である。
　本発明の第一の形態のアルミニウム合金製熱交換器に係るアルミニウムフィンは、アルミニウムからなり、板状のアルミニウムの成形体である。アルミニウムフィンは、板状のアルミニウムがコルゲート状に加工されてフィン形状に成形されたものが用いられる。アルミニウムフィンの材質は、純アルミニウム又はアルミニウム合金である。アルミニウムフィン材としては、ベア材、アルミニウム又はアルミニウム合金からなる心材と、心材の両面にクラッドされているろう材と、からなるブレージングシートが挙げられる。アルミニウムフィンに含有される元素としては、アルミニウム合金製熱交換器のアルミニウムフィンの５％ＮａＣｌ溶液中における孔食電位が、チューブの犠牲陽極材表面の５％ＮａＣｌ溶液中における孔食電位以上となるように、適宜選択される。例えば、アルミニウムフィンを構成するアルミニウム合金にＣｕ又はＭｎを多く含有させることで、アルミニウムフィンの５％ＮａＣｌ溶液中における孔食電位を貴にすることができる。アルミニウムフィンを構成するアルミニウム合金中のＣｕの含有量は、好ましくは１．００質量％以下であり、Ｍｎの含有量は、好ましくは２．００質量％以下である。また、アルミニウムフィンを構成するアルミニウム合金にＺｎを多く含有させることで、アルミニウムフィンの５％ＮａＣｌ溶液中における孔食電位を卑にすることができる。アルミニウムフィンを構成するアルミニウム合金中のＺｎの含有量は、好ましくは１０．００質量％以下である。また、アルミニウムフィンの５％ＮａＣｌ溶液中における孔食電位がチューブの犠牲陽極材表面の５％ＮａＣｌ溶液中における孔食電位以上であれば、アルミニウムフィンを構成するアルミニウム合金は、更に、２．００質量％以下のＳｉ、２．００質量％以下のＦｅ、０．５０質量％以下のＭｇ、０．３０質量％以下のＣｒ、０．３０質量％以下のＴｉ、０．３０質量％以下のＺｒのうちのいずれか１種又は２種以上を含有することができる。
　本発明の第一の形態のアルミニウム合金製熱交換器は、チューブ用アルミニウム合金クラッド２層材が、心材が冷媒通路側となり、犠牲陽極材が大気側（外面側）になるように、チューブの形状に成形され、このチューブの外面側（大気側）に、あるいは外面側と内面側（冷媒流路側）に、アルミニウムフィンが組み付けられ、ろう付け接合された熱交換器である。
　チューブ材１の作製方法としては、例えば、図１に示すように、アルミニウム合金クラッド２層材２をチューブの形状に成形後、両面にろう材を配したブレージングシートからなるインナーフィン３を装入し、チューブ１の継ぎ目４をインナーフィン３のろう材でろう付け接合する方法、図２に示すように、予めアルミニウム合金クラッド２層材２の犠牲陽極材側にペーストろう５を塗布してチューブの形状に成形し、又はチューブの形状へ成形後にペーストろう５を塗布し、ペーストろう５により継ぎ目４をろう付け接合する方法が挙げられる。
　本発明の第一の形態のアルミニウム合金製熱交換器は、チューブ用アルミニウム合金クラッド２層材が、心材が冷媒通路側、犠牲陽極材が大気側（外面側）になるようにチューブの形状に成形され、このチューブの大気側にアルミニウムフィンが組み付けられて、例えば、ふっ化物系フラックスを塗布した後、不活性ガス雰囲気炉中で、６００℃の温度で３分間ろう付け加熱され、両者が接合されることにより作製される。例えば、図３中、アルミニウム合金製熱交換器１０は、本発明に係るチューブ用アルミニウム合金クラッド２層材が、犠牲陽極材面１２が、外面側（大気側）になるように、チューブ材の形状に成形されたチューブ１と、アルミニウムフィン１１と、が交互に積層されて組み付けられ、ろう付け加熱されて作製される。アルミニウムフィンがブレージングシートの場合は、フィン形状に成形加工されたアルミニウムフィンがそのまま用いられ、アルミニウムフィンとチューブがろう付け接合される。アルミニウムフィンがベア材の場合には、アルミニウムフィンとろう付け接合されるチューブの犠牲陽極材側の表面にペーストろうが塗布され、フィン形状に成形加工されたアルミニウムフィンとチューブがろう付け接合される。なお、図３は、本発明のアルミニウム合金製熱交換器の形態例の一部分を示す、模式的な斜視図である。
　そして、本発明の第一の形態のアルミニウム合金製熱交換器において、組み付けられたチューブ材の犠牲陽極材及び心材の孔食電位については、「犠牲陽極材の孔食電位＜心材の孔食電位」であり、犠牲陽極材は心材に対して犠牲陽極効果を発揮するため、犠牲陽極層により一般的な腐食環境における外面（大気側）の耐食性の向上が達成される。
　また、本発明の第一の形態のアルミニウム合金製熱交換器において、チューブの犠牲陽極材表面の孔食電位とアルミニウムフィンの孔食電位については、「チューブの犠牲陽極材表面の孔食電位≦－８００（ｍＶ　ｖｓ　Ａｇ／ＡｇＣｌ）」、且つ、「チューブの犠牲陽極材表面の孔食電位≦アルミニウムフィンの孔食電位」である。本発明の第一の形態のアルミニウム合金製熱交換器では、「チューブの犠牲陽極材表面の孔食電位≦－８００（ｍＶ　ｖｓ　Ａｇ／ＡｇＣｌ）」、且つ、「チューブの犠牲陽極材表面の孔食電位≦アルミニウムフィンの孔食電位」であることにより、全体の腐食電位をチューブの犠牲陽極材表面の孔食電位以上に維持し、チューブ表面でより安定的に犠牲陽極効果を作用させることによって、大気側が希薄塩化物イオン環境となる環境下での貫通孔の発生が抑制され、希薄塩化物イオン環境下における外面（大気側）の耐食性が高くなる。
　本発明の第二の形態のアルミニウム製熱交換器は、アルミニウム合金からなる心材と、該心材の一方の面にクラッドされている犠牲陽極材と、該心材の他方の面にクラッドされている内皮材と、からなるチューブ用アルミニウム合金クラッド３層材が、冷媒通路側が内皮材となり、大気側が犠牲陽極材となるように成形されたチューブと、アルミニウムフィンとがろう付けされてなるアルミニウム合金製熱交換器であり、
　該心材が、０．６０～２．００質量％のＭｎ及び０．６０質量％以下のＣｕ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、
　該犠牲陽極材が、２．５０～１０．００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、
　該内皮材が、０．６０～２．００質量％のＭｎ及び０．２０～１．５０質量％のＣｕ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、
　該チューブ用アルミニウム合金クラッド３層材の内皮材のＣｕ含有量（Ｙ）と心材のＣｕ含有量（Ｘ）の差（Ｙ－Ｘ）が、０．００質量％を超えており、
　該アルミニウム合金製熱交換器のチューブの犠牲陽極材表面の５％ＮａＣｌ溶液中における孔食電位が－８００（ｍＶ　ｖｓ　Ａｇ／ＡｇＣｌ）以下であり、
　該アルミニウム合金製熱交換器のアルミニウムフィンの５％ＮａＣｌ溶液中における孔食電位が、チューブ表面の５％ＮａＣｌ溶液中における孔食電位以上であること、
を特徴とする大気側が１０００ｐｐｍ以下の希薄塩化物イオン環境下で用いられるアルミニウム合金製熱交換器である。
　本発明の第二の形態のアルミニウム合金製熱交換器は、大気側が１０００ｐｐｍ以下の希薄塩化物イオン環境下で用いられるアルミニウム合金製の熱交換器である。本発明の第二の形態のアルミニウム合金製熱交換器は、チューブ用アルミニウム合金クラッド材の成形体であるチューブと、アルミニウムフィンとを、ろう付けすることより得られたものである。
　本発明の第二の形態のアルミニウム合金製熱交換器において、チューブの形状に成形されるチューブ用アルミニウム合金クラッド材は、アルミニウム合金からなる心材と、心材の一方の面にクラッドされている犠牲陽極材と、心材の他方の面にクラッドされている内皮材と、からなるアルミニウム合金クラッド３層材である。
　チューブ用アルミニウム合金クラッド３層材に係る心材は、０．６０～２．００質量％のＭｎ及び０．６０質量％以下のＣｕ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。
　心材中のＭｎは心材の強度を向上させ、心材の孔食電位を貴にする。チューブ用アルミニウム合金クラッド３層材に係る心材のＭｎの含有量は、０．６０～２．００質量％、好ましくは１．００～２．００質量％である。心材のＭｎ含有量が、上記範囲未満だと、Ｍｎの効果が十分でなく、また、上記範囲を超えると、クラッド材の圧延が困難となる。
　Ｃｕは、内皮材と心材との電位のバランス調整のために含有させることができる。心材中のＣｕは、ろう付け加熱時に犠牲陽極材中に拡散することにより、犠牲陽極材との電位差を小さくするとともに、犠牲陽極材の腐食速度を大きくする。そのため、チューブ用アルミニウム合金クラッド３層材に係る心材中のＣｕの含有量は、１．００質量％以下、好ましくは０．４０質量％以下且つ内皮材のＣｕ含有量未満、より好ましくは０．０５質量％未満である。
　チューブ用アルミニウム合金クラッド３層材に係る心材は、更に、Ｓｉを含有することができる。心材中のＳｉは心材の強度を向上させるよう機能する。チューブ用アルミニウム合金クラッド３層材に係る心材のＳｉの含有量は、１．５０質量％以下、好ましくは０．９０質量％以下である。心材中のＳｉ含有量が、上記範囲を超えると、心材の融点が低くなり、ろう付け時に溶融し易くなる。
　チューブ用アルミニウム合金クラッド３層材に係る心材は、更に、Ｆｅを含有することができる。Ｆｅは心材の強度を向上させるよう機能する。チューブ用アルミニウム合金クラッド３層材に係る心材のＦｅ含有量は、０．７０質量％以下である。心材のＦｅ含有量が上記範囲を超えると心材の自己腐食速度が増大する。
　チューブ用アルミニウム合金クラッド３層材に係る心材は、更に、Ｔｉを含有することができる。Ｔｉは、チューブの心材の板厚方向に濃度の高い領域と低い領域とに分かれ、それらが交互に分布する層状となり、Ｔｉ濃度の低い領域が高い領域に比べ優先的に腐食する結果、心材の腐食形態を層状にする効果を有し、それによりチューブ板厚方向への心材の腐食の進行を妨げて耐食性を向上させる。チューブ用アルミニウム合金クラッド３層材に係る心材のＴｉ含有量は、０．０１～０．３０質量％である。心材のＴｉ含有量が、上記範囲未満ではその効果が十分でなく、また、上記範囲を超えると、巨大な晶出物が生成してチューブの成形性が害される。
　また、チューブ用アルミニウム合金クラッド３層材に係る心材には、本発明の効果を損なわない範囲で、それぞれ０．３０質量％以下のＶ、Ｃｒ、Ｚｒ又はＢを含有していてもよい。
　チューブ用アルミニウム合金クラッド３層材に係る犠牲陽極材は、２．５０～１０．００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。
　犠牲陽極材中のＺｎは、犠牲陽極材の電位を卑にするよう（低くするよう）機能し、心材、内皮材との孔食電位のバランス調整及びろう付加熱後のチューブの犠牲陽極材の表面孔食電位を低く維持するために含有させる。チューブ用アルミニウム合金クラッド３層材に係る犠牲陽極材のＺｎ含有量は、２．５０～１０．００質量％、好ましくは３．５０～１０．００質量％、さらに好ましいくは４．５０～１０．００質量％である。犠牲陽極材のＺｎ含有量が、上記範囲未満だと、その効果が十分でなく、また、上記範囲を超えると、犠牲陽極材の自己腐食速度が増大して耐食寿命が短くなる。
　チューブ用アルミニウム合金クラッド３層材に係る犠牲陽極材は、更に、Ｓｉを含有することができる。Ｓｉは犠牲陽極材の強度を向上させるよう機能する。チューブ用アルミニウム合金クラッド３層材に係る犠牲陽極材のＳｉ含有量は、１．５０質量％以下、好ましくは０．５０質量％以下である。犠牲陽極材のＳｉ含有量が、上記範囲を超えると犠牲陽極材の自己腐食速度が増大する。
　チューブ用アルミニウム合金クラッド３層材に係る犠牲陽極材は、更に、Ｆｅを含有することができる。Ｆｅは犠牲陽極材の強度を向上させるよう機能する。チューブ用アルミニウム合金クラッド３層材に係る犠牲陽極材のＦｅ含有量は、１．５０質量％以下である。犠牲陽極材のＦｅ含有量が、上記範囲を超えると、犠牲陽極材の自己腐食速度が増大する。
　チューブ用アルミニウム合金クラッド３層材に係る犠牲陽極材は、更に、Ｍｎを含有することができる。Ｍｎは犠牲陽極材の強度を向上させるよう機能する。チューブ用アルミニウム合金クラッド３層材に係る犠牲陽極材のＭｎ含有量は、１．５０質量％以下、好ましくは０．５０質量％以下である。犠牲陽極材のＭｎ含有量が、上記範囲を超えると、犠牲陽極材の自己腐食速度が増大し、犠牲陽極材の表面孔食電位が貴になる。
　また、チューブ用アルミニウム合金クラッド３層材に係る犠牲陽極材には、本発明の効果を損なわない範囲で、それぞれ０．３０質量％以下のＩｎ、Ｓｎ、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｚｒ又はＢを含有していてもよい。
　チューブ用アルミニウム合金クラッド３層材に係る内皮材は、０．６０～２．００質量のＭｎ及び０．２０～１．５０質量％のＣｕ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。
　内皮材中のＭｎは内皮材の強度を向上させ、孔食電位を貴にする。チューブ用アルミニウム合金クラッド３層材に係る内皮材のＭｎ含有量は、０．６０～２．００質量％、好ましくは１．００～２．００質量％である。内皮材のＭｎ含有量が、上記範囲未満だと、その効果が十分でなく、また、上記範囲を超えると、クラッド材の圧延が困難となる。
　内皮材中のＣｕは内皮材の電位を貴にするよう（高くするよう）機能し、心材との電位のバランス調整のために含有させる。チューブ用アルミニウム合金クラッド３層材に係る内皮材のＣｕ含有量は、０．２０～１．５０質量％、好ましくは０．２０～１．００質量％である。内皮材のＣｕ含有量が、上記範囲未満だと、その効果が十分でなく、また、上記範囲を超えると、内皮材の融点が低下して、ろう付け時に溶融し易くなる。
　チューブ用アルミニウム合金クラッド３層材の内皮材のＣｕ含有量（Ｙ）と心材のＣｕ含有量（Ｘ）の差（Ｙ－Ｘ）が、０．００質量％を超えており、好ましくは０．００質量％を超え且つ０．４０質量％以下である。
　チューブ用アルミニウム合金クラッド３層材に係る内皮材は、更に、Ｓｉを含有することができる。Ｓｉは内皮材の強度を向上させるよう機能する。チューブ用アルミニウム合金クラッド３層材に係る内皮材のＳｉ含有量は、１．５０質量％以下、好ましくは０．９０質量％以下である。内皮材のＳｉ含有量が、上記範囲を超えると内皮材の融点が低下して、ろう付け時に溶融し易くなる。
　チューブ用アルミニウム合金クラッド３層材に係る内皮材は、更に、Ｆｅを含有することができる。Ｆｅは内皮材の強度を向上させるよう機能する。チューブ用アルミニウム合金クラッド３層材に係る内皮材のＦｅ含有量は、０．７０質量％以下である。内皮材のＦｅ含有量が、０．７０質量％を超えると、内皮材の自己腐食速度が増大する。
　チューブ用アルミニウム合金クラッド３層材に係る内皮材は、更に、Ｔｉを含有することができる。Ｔｉは、内皮材の板厚方向に濃度の高い領域と低い領域とに分かれ、それらが交互に分布する層状となり、Ｔｉ濃度の低い領域が高い領域に比べ優先的に腐食する結果、内皮材の腐食形態を層状にする効果を有し、それによりチューブ板厚方向への腐食の進行を妨げてチューブの耐食性を向上させる。チューブ用アルミニウム合金クラッド３層材に係る内皮材のＴｉ含有量は、０．０１～０．３０質量％である。内皮材のＴｉ含有量が、上記範囲を超えると、巨大な晶出物が生成してクラッド材の成形性が害される。
　また、チューブ用アルミニウム合金クラッド３層材に係る内皮材は、本発明の効果を損なわない範囲で、それぞれ０．３０質量％以下のＶ、Ｃｒ、Ｚｒ又はＢを含有していてもよい。
　なお、チューブ用アルミニウム合金クラッド３層材においては、犠牲陽極材、心材及び内皮材中のＳｉ及びＦｅの含有量については、高純度地金を用いると製造コストの上昇を招くので、Ｓｉ及びＦｅの含有量を、いずれも０．０３％未満とすることは好ましくない。
　チューブ用アルミニウム合金クラッド３層材において、厚みが０．５ｍｍ以下の場合、犠牲陽極材のクラッド率は、好ましくは５～３０％、より好ましくは１０～３０％である。犠牲陽極材のクラッド率が上記範囲未満だと、ろう付け時の拡散により、犠牲陽極材中のＺｎ量が低下して表面の孔食電位が高くなるとともに十分な犠牲陽極効果が得難くなり、また、犠牲陽極材のクラッド率が、上記範囲を超えると、クラッド材の圧延が困難となる。また、チューブ用アルミニウム合金クラッド３層材において、厚みが０．５ｍｍを超える場合、犠牲陽極材のクラッド率は、好ましくは３～３０％である。
　チューブ用アルミニウム合金クラッド３層材において、厚みが０．５ｍｍ以下の場合、内皮材のクラッド率は、好ましくは５～３０％、より好ましくは１０～３０％である。内皮材のクラッド率が、上記範囲未満だと、ろう付け時の拡散により内皮材中のＣｕ濃度が低下して心材との電位差が小さくなり、心材の犠牲陽極効果が得難くなり、また、内皮材のクラッド率が上記範囲を超えると、クラッド材の圧延が困難となる。また、チューブ用アルミニウム合金クラッド３層材において、厚みが０．５ｍｍを超える場合、内皮材のクラッド率は、好ましくは３～３０％である。
　本発明の第二の形態のアルミニウム合金製熱交換器に係るアルミニウムフィンは、アルミニウムからなり、板状のアルミニウムの成形体である。アルミニウムフィンは、板状のアルミニウムがコルゲート状に加工されてフィン形状に成形されたものが用いられる。アルミニウムフィンの材質は、純アルミニウム又はアルミニウム合金である。アルミニウムフィン材としては、ベア材、アルミニウム又はアルミニウム合金からなる心材と、心材の両面にクラッドされているろう材と、からなるブレージングシートが挙げられる。アルミニウムフィンに含有される元素としては、アルミニウム合金製熱交換器のアルミニウムフィンの５％ＮａＣｌ溶液中における孔食電位が、チューブの犠牲陽極材表面の５％ＮａＣｌ溶液中における孔食電位以上となるように、適宜選択される。例えば、アルミニウムフィンを構成するアルミニウム合金にＣｕ又はＭｎを多く含有させることで、アルミニウムフィンの５％ＮａＣｌ溶液中における孔食電位を貴にすることができる。アルミニウムフィンを構成するアルミニウム合金中のＣｕの含有量は、好ましくは１．００質量％以下であり、Ｍｎの含有量は、好ましくは２．００質量％以下である。また、アルミニウムフィンを構成するアルミニウム合金にＺｎを多く含有させることで、アルミニウムフィンの５％ＮａＣｌ溶液中における孔食電位を卑にすることができる。アルミニウムフィンを構成するアルミニウム合金中のＺｎの含有量は、好ましくは１０．００質量％以下である。また、アルミニウムフィンの５％ＮａＣｌ溶液中における孔食電位がチューブの犠牲陽極材表面の５％ＮａＣｌ溶液中における孔食電位以上であれば、アルミニウムフィンを構成するアルミニウム合金は、更に、２．００質量％以下のＳｉ、２．００質量％以下のＦｅ、０．５０質量％以下のＭｇ、０．３０質量％以下のＣｒ、０．３０質量％以下のＴｉ、０．３０質量％以下のＺｒのうちのいずれか１種又は２種以上を含有することができる。
　本発明の第二の形態のアルミニウム合金製熱交換器は、チューブ用アルミニウム合金クラッド３層材が、内皮材が冷媒通路側となり、犠牲陽極材が大気側（外面側）になるように、チューブの形状に成形され、このチューブの外面側（大気側）に、あるいは外面側と内面側（冷媒流路側）に、アルミニウムフィンが組み付けられ、ろう付け接合された熱交換器である。
　本発明の第二の形態のアルミニウム合金製熱交換器におけるチューブの作製方法は、本発明の第一の形態のアルミニウム合金製熱交換器におけるチューブの作製方法と同様である。
　本発明の第二の形態のアルミニウム合金製熱交換器は、チューブ用アルミニウム合金クラッド３層材が、内皮材が冷媒通路側、犠牲陽極材が大気側（外面側）になるようにチューブの形状に成形され、このチューブの外面側（大気側）にアルミニウムフィンが組み付けられて、例えば、ふっ化物系フラックスを塗布した後、不活性ガス雰囲気炉中で、６００℃の温度で３分間ろう付け加熱され、両者が接合されることにより作製される。本発明の第二の形態のアルミニウム合金製熱交換器の作製方法は、本発明の第一の形態のアルミニウム合金製熱交換器の作製方法と同様である。
　そして、本発明の第二の形態のアルミニウム合金製熱交換器において、組み付けられたチューブ材の犠牲陽極材、心材及び内皮材の孔食電位については、「犠牲陽極材の孔食電位＜心材の孔食電位＜内皮材の孔食電位」であり、犠牲陽極材は心材に対して犠牲陽極効果を発揮し、心材が内皮材に対して犠牲陽極効果を発揮するため、各犠牲陽極層により一般的な腐食環境における外面（大気側）の耐食性の向上が達成される。
　また、本発明の第二の形態のアルミニウム合金製熱交換器において、チューブの犠牲陽極材表面の孔食電位とアルミニウムフィンの孔食電位については、「チューブの犠牲陽極材表面の孔食電位≦－８００（ｍＶ　ｖｓ　Ａｇ／ＡｇＣｌ）」、且つ、「チューブの犠牲陽極材表面の孔食電位≦アルミニウムフィンの孔食電位」である。本発明の第二の形態のアルミニウム合金製熱交換器では、「チューブの犠牲陽極材表面の孔食電位≦－８００（ｍＶ　ｖｓ　Ａｇ／ＡｇＣｌ）」、且つ、「チューブの犠牲陽極材表面の孔食電位≦アルミニウムフィンの孔食電位」であることにより、熱交換器全体の腐食電位をチューブ表面の孔食電位以上に維持し、チューブの犠牲陽極材表面でより安定的に犠牲陽極効果を作用させることによって、大気側が希薄塩化物イオン環境での貫通孔の発生が抑制され、希薄塩化物イオン環境下における外面（大気側）の耐食性が高くなる。
　以下、本発明の実施例を比較例と対比して説明し、その効果を実証する。これらの実施例は、本発明の一実施態様を示すものであり、本発明はこれらに限定されない。
（実施例１）
　半連続鋳造により表１に示す組成を有する犠牲陽極材用合金、心材用合金及び内皮材用合金を造塊し、得られた鋳塊のうち、犠牲陽極材用合金鋳塊については５００℃で８時間の均質化処理を行った後、開始温度５００℃で熱間圧延して所定厚さとし、心材及び内皮材用合金鋳塊については５００℃で８時間の均質化処理を行った後、心材用合金鋳塊は面削し、内皮材用合金鋳塊は開始温度５００℃で熱間圧延して所定厚さとした。
　次いで、犠牲陽極材用合金及び内皮材用合金の熱間圧延材を面削後、各アルミニウム合金を、表１に示す組み合わせで重ね合わせて、開始温度５００℃で３ｍｍ厚さまで熱間圧延し、さらに冷間圧延した後、４００℃の温度で中間焼鈍を行い、その後、冷間圧延を行って厚さ０．２ｍｍのアルミニウム合金クラッド板材（試験材１～１０９）を得た。
　次いで、半連続鋳造により表１に示す組成を有するアルミニウムフィン材の心材用合金鋳塊及びろう材用合金鋳塊を造塊し、アルミニウムフィン材のろう材用合金鋳塊については５００℃で１時間の均質化処理を行った後、開始温度５００℃で熱間圧延して所定厚さとした。また、アルミニウムフィン材の心材用合金鋳塊については５００℃で８時間の均質化処理を行った後、ろう材用合金鋳塊と重ね合わせる面を面削し、アルミニウムフィン材の心材用合金鋳塊の両側にろう材用合金鋳塊を重ね合わせ、開始温度５００℃で熱間圧延して所定厚さのクラッド材とした。更に、冷間圧延した後、４００℃の温度で中間焼鈍を行い、その後、冷間圧延を行って厚さ０．０８ｍｍのアルミニウムフィン材を得た。アルミニウムフィン材のろう材用合金鋳塊の成分を、１０．００質量％のＳｉを含有し、残部アルミニウムおよび不可避不純物からなるアルミニウム合金とし、ろう材のクラッド率を、片面当たり１０％とした。
（比較例１）
　半連続鋳造により表２に示す組成を有する犠牲陽極材用合金、表２に示す組成を有する心材用合金及び内皮材用合金を造塊し、これらの鋳塊のうち、犠牲陽極材用合金鋳塊については５００℃で８時間の均質化処理を行った後、開始温度５００℃で熱間圧延して所定厚さとし、心材及び内皮材用合金鋳塊については５００℃で８時間の均質化処理を行った後、心材用合金鋳塊は面削し、内皮材用合金鋳塊は開始温度５００℃で熱間圧延して所定厚さとした。
　次いで、犠牲陽極材用合金及び内皮材用合金の熱間圧延材を所定の寸法に切断し、各アルミニウム合金を、表２に示す組み合わせで重ね合わせて、開始温度５００℃で３ｍｍ厚さまで熱間圧延し、さらに冷間圧延した後、４００℃の温度で中間焼鈍を行い、その後、冷間圧延を行って厚さ０．２ｍｍのアルミニウム合金クラッド板材（試験材２０１～２２０）を得た。
　次いで、半連続鋳造により表２に示す組成を有するアルミニウムフィン材の心材用合金鋳塊及びろう材用合金鋳塊を造塊し、アルミニウムフィン材のろう材用合金鋳塊については５００℃で１時間の均質化処理を行った後、開始温度５００℃で熱間圧延して所定厚さとした。また、アルミニウムフィン材の心材用合金鋳塊については５００℃で８時間の均質化処理を行った後、ろう材用合金鋳塊と重ね合わせる面を面削し、アルミニウムフィン材の心材用合金鋳塊の両側にろう材用合金鋳塊を重ね合わせ、開始温度５００℃で熱間圧延して所定厚さのクラッド材とした。更に、冷間圧延した後、４００℃の温度で中間焼鈍を行い、その後、冷間圧延を行って厚さ０．０８ｍｍのアルミニウムフィン材を得た。アルミニウムフィン材のろう材用合金鋳塊の成分を、１０．００質量％のＳｉを含有し、残部アルミニウムおよび不可避不純物からなるアルミニウム合金とし、ろう材のクラッド率を、片面当たり１０％とした。
　得られた試験材について、ろう付け加熱相当の６００℃で３分間の加熱を加え引張試験を行った。また、得られた試験材の犠牲陽極材を外面とした状態にチューブ成形し、成形したチューブの間にアルミニウムフィンを組み付け、加えてタンク等を成形加工して組み立てた後、５８５～６３０℃で１～３０分間のろう付加熱を加えた後、以下の方法で電位測定、腐食試験を行った。結果を表３～４に示す。
（引張試験）
　試験材をＪＩＳ－５号試験片に成形し、ＪＩＳ　Ｚ２２４１に準拠して引張試験を行い、７０ＭＰａ以上の引張強さを有するものを合格とした。
（電位測定）
　試験材の孔食電位は、５％ＮａＣｌ水溶液中で室温にて測定した。犠牲陽極材の表面電位は、犠牲陽極材側表面以外をマスキングして測定した。また、心材の電位は、内皮材がない場合には心材表面以外をマスキングして測定し、内皮材がある場合には犠牲陽極材面側より心材厚さ中央まで試験材を研削し、研削面以外をマスキングして測定した。内皮材の電位は内皮材側表面以外をマスキングして測定した。
（腐食試験）
　試験材の犠牲陽極材を外面とした状態にチューブ成形し、成形したチューブの間にアルミニウムフィンを組み付け、加えてタンク等を成形加工して組み立てた後、ふっ化物系フラックスを塗布した後、不活性ガス雰囲気炉中で、６００℃で３分間のろう付加熱を加え、得られた熱交換器から、マスキングによりアルミニウムフィンおよびアルミニウムフィンと接合された犠牲陽極材面のみを露出させた試験片について、希薄塩化物イオン環境を模擬した０．１％ＮａＣｌ、０．１％ＮａＮＯ３、０．１％Ｎａ２ＳＯ４を混合し、ｐＨを３とした水溶液を用い、ＡＳＴＭ　Ｇ８５に準拠したサイクルにて噴霧試験を行って耐食性を評価し、３０００時間経過時点でチューブに貫通孔が生じず、腐食深さが０．１０ｍｍ未満のものを優良（◎）、３０００時間経過時点でチューブに貫通孔が生じなかったが、腐食深さが０．１０ｍｍ以上のものを良好（○）、３０００時間未満でチューブに貫通孔を生じたものを不良（×）と評価した。なお、０．１％ＮａＣｌは６０７ｐｐｍの塩化物イオン濃度に相当する環境である。
　表３にみられるように、実施例の試験材の１～１０９はいずれもろう付相当加熱後の引張強さは７０ＭＰａ以上であり、試験材１～１０９とアルミニウムフィンとを組合せてろう付した熱交換器試験片のいずれも、チューブの犠牲陽極材表面の孔食電位とアルミニウムフィンの孔食電位は、「チューブの犠牲陽極材表面の孔食電位≦－８００（ｍＶ　ｖｓ　Ａｇ／ＡｇＣｌ）」、且つ、「チューブの犠牲陽極材表面の孔食電位≦アルミニウムフィンの孔食電位」の関係となり、腐食試験においても貫通孔を生じなかった。
　一方、表４に示すように、比較例の試験材２０１は犠牲陽極材Ｚｎ濃度が低いため、ろう付後の犠牲陽極材表面の孔食電位が－８００ｍＶを超えており、犠牲陽極効果が十分に作用しなかったため、腐食試験にてチューブに貫通孔が生じた。試験材２０２は犠牲陽極材のＺｎ濃度が高く、犠牲陽極材表面の孔食電位がアルミニウムフィンの孔食電位以下となったため、ろう付後のアルミニウムフィンの自己腐食速度が大きくなり、腐食試験にてチューブに貫通孔が生じた。試験材２０３は犠牲陽極材のＳｉ濃度が高いため、ろう付後の犠牲陽極材の自己腐食速度が大きく、腐食試験にてチューブに貫通孔が生じた。試験材２０４は犠牲陽極材のＦｅ濃度が高いため、ろう付後の犠牲陽極材の腐食速度が大きく腐食試験にてチューブに貫通孔が生じた。試験材２０５は犠牲陽極材のＭｎ濃度が高いため、ろう付後の犠牲陽極材の腐食速度が大きく腐食試験にてチューブに貫通孔が生じた。
　試験材２０６は心材のＣｕ濃度が高いため、ろう付時にチューブの心材が溶融した。試験材２０７は心材のＭｎ濃度が低いため、ろう付相当加熱後の引張強さが７０ＭＰａ未満であった。試験材２０８は心材のＭｎ濃度が高いため、クラッド材の圧延時に割れが生じ、健全な材料を得ることができなかった。試験材２０９は心材のＳｉ濃度が高いため、ろう付時にチューブの心材が溶融した。試験材２１０は心材のＦｅ濃度が高いため、心材の自己腐食速度が大きくなり、腐食試験にてチューブに貫通孔が生じた。
　試験材２１１は内皮材のＣｕ濃度が心材Ｃｕ濃度よりも低く、心材が内皮材の犠牲陽極層として働かず（内皮材が心材の犠牲陽極層として働き）、腐食試験にてチューブに貫通孔が生じた。試験材２１２はＣｕ濃度が高いため、ろう付時に内皮材が溶融した。試験材２１３は内皮材のＭｎ濃度が高いため、圧延時に割れが生じ、健全な材料を得ることができなかった。試験材２１４は内皮材Ｓｉ濃度が高いため、ろう付け時に内皮材が溶融した。試験材２１５は内皮材のＦｅ濃度が高いため、内皮材の自己腐食速度が大きくなり、腐食試験にてチューブに貫通孔が生じた。
　試験材２１６は犠牲陽極材のクラッド率が低く、ろう付後の犠牲陽極材表面の孔食電位が－８００（ｍＶ　ｖｓ　Ａｇ／ＡｇＣｌ）を超えたため、腐食試験にてチューブに貫通孔が生じた。試験材２１７はろう付後の犠牲陽極材表面の孔食電位が、アルミニウムフィン孔食電位よりも貴となったため、腐食試験にてチューブに貫通孔が生じた。試験材２１８はろう付後の犠牲陽極材表面の孔食電位が－８００ｍＶを超えており、アルミニウムフィン孔食電位よりも貴となったため、腐食試験にてチューブに貫通孔が生じた。試験材２１９はろう付後の犠牲陽極材表面の孔食電位が－８００ｍＶを超えており、アルミニウムフィン孔食電位よりも貴となったため、腐食試験にてチューブに貫通孔が生じた。試験材２２０はろう付後の犠牲陽極材表面の孔食電位が、アルミニウムフィン孔食電位よりも貴となったため、腐食試験にてチューブに貫通孔が生じた。
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Claims (10)

  1. 　アルミニウム合金からなる心材と、該心材の一方の面にクラッドされている犠牲陽極材と、からなるチューブ用アルミニウム合金クラッド２層材が、冷媒通路側が心材となり、大気側が犠牲陽極材となるように成形されたチューブと、アルミニウムフィンとがろう付けされてなるアルミニウム合金製熱交換器であり、
    　該心材が、０．６０～２．００質量％のＭｎ及び１．００質量％以下のＣｕ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、
    　該犠牲陽極材が、２．５０～１０．００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、
    　該アルミニウム合金製熱交換器のチューブの犠牲陽極材表面の５％ＮａＣｌ溶液中における孔食電位が－８００（ｍＶ　ｖｓ　Ａｇ／ＡｇＣｌ）以下であり、
    　該アルミニウム合金製熱交換器のアルミニウムフィンの５％ＮａＣｌ溶液中における孔食電位が、チューブの犠牲陽極材表面の５％ＮａＣｌ溶液中における孔食電位以上であること、
    を特徴とする大気側が１０００ｐｐｍ以下の希薄塩化物イオン環境下で用いられるアルミニウム合金製熱交換器。
  2. 　前記チューブ用アルミニウム合金クラッド２層材の心材が、更に、１．５０質量％以下のＳｉ及び０．７０質量％以下のＦｅのうちのいずれか１種又は２種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製熱交換器。
  3. 　前記チューブ用アルミニウム合金クラッド２層材の心材が、更に、０．０１～０．３０質量％のＴｉ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製熱交換器。
  4. 　前記チューブ用アルミニウム合金クラッド２層材の犠牲陽極材が、更に、１．５０質量％以下のＳｉ、１．５０質量％以下のＦｅ及び１．５０質量％以下のＭｎのうちのいずれか１種又は２種以上を含有することを特徴とする請求項１～３のいずれか１項記載のアルミニウム合金製熱交換器。
  5. 　アルミニウム合金からなる心材と、該心材の一方の面にクラッドされている犠牲陽極材と、該心材の他方の面にクラッドされている内皮材と、からなるチューブ用アルミニウム合金クラッド３層材が、冷媒通路側が内皮材となり、大気側が犠牲陽極材となるように成形されたチューブと、アルミニウムフィンとがろう付けされてなるアルミニウム合金製熱交換器であり、
    　該心材が、０．６０～２．００質量％のＭｎ及び０．６０質量％以下のＣｕ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、
    　該犠牲陽極材が、２．５０～１０．００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、
    　該内皮材が、０．６０～２．００質量％のＭｎ及び０．２０～１．５０質量％のＣｕ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、
    　該チューブ用アルミニウム合金クラッド３層材の内皮材のＣｕ含有量（Ｙ）と心材のＣｕ含有量（Ｘ）の差（Ｙ－Ｘ）が、０．００質量％を超えており、
    　該アルミニウム合金製熱交換器のチューブの犠牲陽極材表面の５％ＮａＣｌ溶液中における孔食電位が－８００（ｍＶ　ｖｓ　Ａｇ／ＡｇＣｌ）以下であり、
    　該アルミニウム合金製熱交換器のアルミニウムフィンの５％ＮａＣｌ溶液中における孔食電位が、チューブの犠牲陽極材表面の５％ＮａＣｌ溶液中における孔食電位以上であること、
    を特徴とする大気側が１０００ｐｐｍ以下の希薄塩化物イオン環境下で用いられるアルミニウム合金製熱交換器。
  6. 　前記チューブ用アルミニウム合金クラッド３層材の心材が、更に、１．５０質量％以下のＳｉ及び０．７０質量％以下のＦｅのうちのいずれか１種又は２種を含有することを特徴とする請求項５記載のアルミニウム合金製熱交換器。
  7. 　前記チューブ用アルミニウム合金クラッド３層材の心材が、更に、０．０１～０．３０質量％のＴｉを含有することを特徴とする請求項５又は６いずれか１項記載のアルミニウム合金製熱交換器。
  8. 　前記チューブ用アルミニウム合金クラッド３層材の犠牲陽極材が、更に、１．５０質量％以下のＳｉ、１．５０質量％以下のＦｅ及び１．５０質量％以下のＭｎのうちのいずれか１種又は２種以上を含有することを特徴とする請求項５～７のいずれか１項記載のアルミニウム合金製熱交換器。
  9. 　前記アルミニウム合金クラッド３層材の内皮材が、更に、１．５０質量％以下のＳｉ及び０．７０質量％以下のＦｅのうちのいずれか１種又は２種を含有することを特徴とする請求項５～８いずれか１項記載のアルミニウム合金製熱交換器。
  10. 　前記アルミニウム合金クラッド３層材の内皮材が、更に、０．０１～０．３０質量％のＴｉを含有することを特徴とする請求項５～９いずれか１項記載のアルミニウム合金製熱交換器。
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