WO2021199733A1 - アルミニウムブレージングシート - Google Patents
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Definitions
- the present invention relates to an aluminum brazing sheet suitable for flux-free brazing and the like.
- the present application claims priority based on Japanese Patent Application No. 2020-065305 filed in Japan on March 31, 2020, the contents of which are incorporated herein by reference.
- Aluminum heat exchangers for automobiles such as radiators are being made smaller and lighter, and aluminum materials are being made thinner and stronger.
- brazing is used to join the joints.
- the flux reacts with Mg in the material and is inactivated, which tends to cause brazing defects, so that the use of the Mg-added high-strength member is restricted. Therefore, a brazing method for joining Mg-added aluminum alloys without using flux is desired.
- the present inventors As a method for stabilizing the bonded state of flux-free brazing, the present inventors have, for example, with respect to the Al—Si—Mg—Bi-based brazing material shown in Patent Document 2, Bi particles and Mg-Bi compound particles in the brazing material. I am studying the technology to control the distribution state of particles. However, it cannot be said that these conventional techniques have obtained stable bondability enough to replace the brazing method using the currently mainstream fluoride-based flux, and are widely applied to general heat exchangers. For that purpose, it is necessary to further improve the technology.
- the present inventors have made Bi uniform on the surface at the time of brazing in order to improve the brazing property of the Al—Si—Mg-based brazing material to which Bi has been added. We found it important to exist. Further, the present inventors may crystallize coarse Si such as primary crystal Si in Al—Si—Mg—Bi-based brazing material even if it is Al—Si based and has a subeutectic composition. I found that. The particles of the coarse Si crystallized product are relatively harder than Al, and are not crushed even in the rolling process after casting, and remain coarse in the brazing material. The coarsely remaining Si crystallized particles diffuse into Al during brazing and increase the Si concentration, which lowers the melting point of Al and causes erosion that locally melts during brazing. .. Therefore, it is necessary to prevent coarse Si from crystallizing.
- the present inventors studied the coarse Si crystallized material in the above-mentioned Al-Si-Mg-Bi-based brazing material, it was found that the coarse Si crystallized product grew with the AlP compound as a nucleus. It is considered that P is contained as an unavoidable impurity in a trace amount in the molten aluminum alloy used when manufacturing an aluminum brazing sheet. Therefore, the present inventors have attempted to add an element that reduces the activity of P in the molten aluminum alloy in order to exclude the influence of P contained in the molten aluminum alloy, and have reached the present invention.
- the present invention has been made in view of the background of the above description, and an object of the present invention is to provide an aluminum brazing sheet for flux-free brazing that can obtain good bondability in flux-free brazing.
- the aluminum brazing sheet according to the present embodiment is an aluminum brazing sheet having a multi-layer structure including at least one core material layer and one layer of brazing material layer, and the brazing material layer is the core material layer.
- the brazing material layer is located on one side or both sides of the brazing sheet and on the outermost surface of the brazing sheet. It contains .005 to 1.5% and contains at least one kind of additive element of 0.01 to 0.5% satisfying the following formula (1) in the thermodynamic calculation, and contains one or more kinds of additive elements. It was composed of an Al-Si-Mg-Bi-based brazing material having a total content in the range of 0.05 to 1.5% including other unavoidable impurity elements, and the outermost surface of the brazing material layer was observed on a rolled surface.
- the number of coarse Si particles is is 50 ⁇ m or more the length of the long side, characterized in that more than 10 per 1,000,000 2.
- ⁇ x indicates the activity coefficient of P when an additive element having a target concentration of 0.01 to 0.5% by mass is added, and ⁇ 0 is P when no element is added.
- 3x indicates the activity coefficient of P when each additive element is set to 3 times the target concentration, and 1.002 indicates the coefficient.
- the additive element is any one of Cr, Ni, Cu, Mo, Fe, Pb, Hg, Tl, In, Au, Ir, Sb, Re, Lu, and Sn. It is preferably a species or two or more species.
- the additive element is any one or more of Cr, Ni, Cu, and Mo.
- flux-free brazing enables good and stable brazing bonding with a small number of coarsely precipitated Si particles that cause erosion.
- the brazing sheet of the first embodiment is an aluminum brazing sheet having a multi-layer structure of at least two layers, and is an Al-Si-Mg-Bi system which is clad on one or both sides of the core material and the core material and is located on the outermost surface. It is equipped with a brazing material.
- it may be a brazing sheet having a three-layer structure in which an Al—Si—Mg—Bi-based brazing material is clad on one side of the core material and a sacrificial material is clad on the other surface of the core material.
- the Al-Si-Mg-Bi-based brazing material contains 0.01 to 2.0% of Mg, 1.5 to 14.0% of Si, and 0.005 to 1.5% of Bi in mass%. Further, in the thermodynamic calculation, at least one kind of additive element of 0.01 to 0.5% satisfying the following formula (1) is contained. In addition, it may contain unavoidable impurities described later.
- ⁇ x indicates the activity coefficient of P when an additive element having a target concentration (0.01 to 0.5% by mass) is added
- ⁇ 0 is a case where no element is added.
- ⁇ 3x indicates the activity coefficient of P when each additive element is set to 3 times the target concentration
- 1.002 indicates the coefficient.
- the total content of the one or more kinds of additive elements contained in the Al-Si-Mg-Bi-based brazing material is in the range of 0.05 to 1.5% including other unavoidable impurity elements.
- the length of the long side is 50 ⁇ m or more, and the number of coarse Si particles is 10 per 1,000,000 ⁇ m 2. Less than or equal to.
- compositions and the like specified in the brazing sheet of this embodiment will be described below.
- the description of the content is indicated by the mass ratio, and when the range of the mass ratio is expressed using "-", the notation including the lower limit and the upper limit is used unless otherwise specified. Therefore, as an example, 0.01 to 2.0% means a content of 0.01% or more and 2.0% or less.
- the Mg content in the brazing material of this embodiment is set within the above range. For the same reason, it is desirable that the Mg content is 0.05% at the lower limit and 1.5% at the upper limit.
- Si 1.5 to 14.0% Si forms molten brazing during brazing and forms fillets at the junction.
- the Si content is set within the above range.
- it is desirable that the Si content is 3.0% at the lower limit and 12.0% at the upper limit.
- Bi 0.005-1.5% Bi thickens on the surface of the material in the process of raising the temperature with brazing, and suppresses the growth of a dense oxide film. Further, the gap filling property is improved by reducing the surface tension of the molten wax.
- the Bi content in the brazing material of this embodiment is set within the above range. For the same reason, it is desirable that the Bi content is 0.05% at the lower limit and 0.5% at the upper limit.
- Ca 100 mass ppm or less Ca is usually contained in an unavoidable impurity of several hundred mass ppm or less, but it is desirable to limit the content because it forms a refractory compound with Bi and reduces the action of Bi. .. If it exceeds 100 mass ppm, the action of Bi is reduced and the brazing property becomes insufficient, so it is desirable to set the upper limit at 100 mass ppm. For the same reason, it is more desirable that the Ca content in the brazing material of this embodiment is 10 mass ppm or less.
- Zn 0.1-9.0% Since the sacrificial anticorrosion effect can be obtained by lowering the potential of the material, Zn is contained in the brazing material as desired. However, when Zn is contained, if the content is too small, the sacrificial anticorrosion effect becomes insufficient, while if it is excessive, the effect is saturated. Therefore, when Zn is contained in the brazing material of this embodiment, the content is within the above range. For the same reason, it is desirable that the Zn content is 0.5% at the lower limit and 7.0% at the upper limit. Further, even when Zn is not positively added, Zn may be contained as an impurity in an amount of less than 0.1%.
- the brazing material of the present embodiment contains Cr, Ni, Cu, Mo, Fe, Pb, Hg, Tl, In, Au, Ir, Sb, Re, as elements that reduce the activity of P in the molten aluminum alloy. Any one or more of Lu and Sn are contained. For example, in terms of mass%, an aluminum alloy having a target composition of Al: 87.259%, Si: 12%, Mg: 0.5%, Bi: 0.2%, P: 0.001%, and the balance 0.004%. In the molten metal, the activity coefficient of P in the absence of the above-mentioned additive elements is 1.44 ⁇ 10 -3 .
- Cr has a large effect of reducing the activity coefficient of P
- Cr has a large effect.
- the effect of reducing the activity coefficient of P gradually decreases in the order of Ni, Cu, Mo, Fe ...
- the molten aluminum alloy contains a small amount of P.
- AlP compound is less likely to precipitate during casting.
- a large amount of AlP compound is precipitated during casting, a large amount of primary crystal Si is precipitated with the AlP compound as a nucleus. Therefore, when a slab that is a base of a brazing material is produced by casting from a molten aluminum alloy containing the above-mentioned elements, precipitation of an AlP compound in the slab can be suppressed.
- the brazing material has coarse primary crystal Si. No precipitation occurs, or even if precipitation occurs, the number is small.
- Table 1 The calculation example shown in Table 1 is aimed at an aluminum alloy having a composition of Al: 87.259%, Si: 12%, Mg: 0.5%, Bi: 0.2%, P: 0.001%. It is a table which shows the result of having compared the activity coefficient at the time of adding 0.04% element of, and the case of adding 0.12% element of 3 times, and calculating the difference between the two.
- any one or more of Fe, Pb, Hg, Tl, In, Au, Ir, Sb, Re, Lu and Sn may be adopted. .. Based on this result, any one of Cr, Ni, Cu, Mo, Fe, Pb, Hg, Tl, In, Au, Ir, Sb, Re, Lu, and Sn is used with respect to the Al—Si—Mg—Bi alloy.
- a brazing sheet provided with a brazing material having a long side length of 50 ⁇ m or more and a small number of coarse Si particles precipitated is provided. can.
- Fine Mg-Bi-based compound contains more than 10 fine Mg-Bi-based compounds having a diameter equivalent to a circle and having a diameter of 0.01 ⁇ m or more and less than 5.0 ⁇ m per 10000 ⁇ m 2 field of view.
- the brazing material of this embodiment contains more than 10 fine Mg-Bi-based compounds having a diameter equivalent to a circle and having a diameter of 0.01 ⁇ m or more and less than 5.0 ⁇ m per 10000 ⁇ m 2 field of view.
- the surface of the brazing material of the produced material is mirror-treated with 0.1 ⁇ m abrasive grains, and fully automatic particle analysis using EPMA (electron microanalyzer) is performed.
- EPMA electron microanalyzer
- a thin film is prepared by mechanical polishing and electrolytic polishing from the surface of the cut-out brazing material layer, and observed with a TEM (transmission electron microscope). , It is obtained by counting the number of particles of a fine Mg-Bi-based compound of 0.01 ⁇ m or more and 5.0 ⁇ m or less in an observation field of 10000 ⁇ m 2 (100 ⁇ m square) in the surface direction.
- the first means is to cast at a high cooling rate from a place where the molten metal temperature is high at the time of casting.
- the second means is to take a large total reduction amount above a certain level during hot spreading.
- the third means is to increase the rolling time in the high temperature region.
- the fourth means is to lower the hot spread finish temperature by a certain level or more and increase the subsequent cooling rate.
- Coarse Mg-Bi compound Less than 2 coarse Mg-Bi compounds with a diameter equivalent to a circle and a diameter of 5.0 ⁇ m or more per 10000 ⁇ m 2 field of view (100 ⁇ m square)"
- the coarse Mg-Bi compound is difficult to melt in the process of raising the temperature with brazing, and it is difficult for Bi to be uniformly concentrated on the surface of the material, so that the effect of suppressing the growth of the oxide film is low. Further, since the coarse Mg-Bi compound is formed, the amount of the fine Mg-Bi compound having a size of less than 5.0 ⁇ m is reduced, so that the effect of suppressing the growth of the oxide film is reduced.
- the number of coarse Mg-Bi compounds on the surface of the brazing material can be determined by the above-mentioned fully automatic particle analysis by EPMA. Further, as a means for suppressing the formation of the coarse Mg-Bi-based compound, it can be adjusted by appropriately combining the means described below in the same manner as the above-mentioned conditions.
- the first means is to cast at a high cooling rate from a place where the molten metal temperature is high at the time of casting.
- the second means is to take a large total reduction amount above a certain level during hot spreading.
- the third means is to increase the rolling time in the high temperature region.
- the fourth means is to lower the hot spread finish temperature by a certain level or more and increase the subsequent cooling rate.
- Coarse Bi single particles Less than 5 coarse Bi single particles with a diameter equivalent to a circle of 5.0 ⁇ m or more per 10000 ⁇ m 2 field of view (100 ⁇ m square)" If coarse Bi single particles are present in the brazing material, they melt from the melting point of Bi at 271 ° C. and thicken on the surface of the material in the process of raising the temperature of the brazing. It is a low temperature range. For this reason, Bi is oxidized and deposited on the surface of the material before the brazing material is melted, and the oxide film becomes unstable at an early stage and reoxidation is likely to proceed, so that bonding is hindered and good bonding is performed. It becomes difficult to obtain the condition. Further, since Bi is consumed by oxidation, the effect of lowering the surface tension of the molten wax is reduced.
- the number of coarse Bi single particles on the surface of the brazing material is determined by mirror-treating the surface of the brazing material of the produced material with 0.1 ⁇ m abrasive grains and performing fully automatic particle analysis using EPMA (electron probe microanalyzer). be able to.
- EPMA electron probe microanalyzer
- the aluminum brazing sheet according to the present embodiment is contained in the Al-Si-Mg-Bi-based brazing material, and is 0.01 ⁇ m or more and less than 5.0 ⁇ m in diameter equivalent to a circle according to observation in the surface layer surface (RD-TD) direction.
- there many fine Mg-Bi compound is from 10 per 2 field 10000 having a diameter and coarse Mg-Bi based compounds with diameters of more than 5.0 ⁇ m is less than two per 10000 2 field, further ,
- the coarse Bi single particles contained in the Al—Si—Mg—Bi-based brazing material and having a diameter equivalent to a circle of 5.0 ⁇ m or more in the observation in the surface layer direction are less than 5 per 10,000 ⁇ m 2 visual field. Is more preferable.
- Coarse Si particles 10 or less coarse Si particles with a long side length of 50 ⁇ m or more per 1,000,000 ⁇ m 2
- Coarse Si particles due to casting remain in the brazing sheet as they are without being crushed by hot rolling in the form of agglomerates or plates. Often. These coarse Si particles cause local melting called erosion during brazing, which causes holes during brazing. Further, these coarse Si particles are generated at the time of casting, and for example, since the solidification conditions are different between the surface side and the center side at the time of DC casting, there is a possibility that the distribution state will be different. Further, the brazing sheet is usually cut out from the coil in both the width direction and the length direction.
- the height direction during casting (in the case of horizontal continuous casting) is also included in the length direction so that each is included when divided into three in the width direction during casting. It is preferable to observe the outermost surface of the brazing filler metal layer on the rolled surface so that each of the brazing materials layers is included in the case of being divided into three in the length direction) to form a 1000000 ⁇ m 2 visual field (1000 ⁇ m square) as an observation visual field.
- the composition of the core material in this embodiment is not limited to a specific one, but the following components are preferably shown.
- the core material is, in mass%, Si: 0.05 to 1.2%, Mg: 0.01 to 2.0%, Mn: 0.1 to 2.5%, Cu: 0.01 to 2 .5%, Fe: 0.05 to 1.5%, Zr: 0.01 to 0.3%, Ti: 0.01 to 0.3%, Cr: 0.01 to 0.5%, Bi: It can be composed of an aluminum alloy containing one or more of 0.005 to 1.5% and Zn: 0.1 to 9.0%, and the balance Al and unavoidable impurities.
- the core material contains Si: 0.05 to 1.2%, Mg: 0.01 to 2.0%, and Mn: 0.1 to 2.5% in mass%. , Cu: 0.01-2.5%, Fe: 0.05-1.5%, Zr: 0.01-0.3%, Ti: 0.01-0.3%, Cr: 0.01 Consists of one or more of ⁇ 0.5%, Bi: 0.005 ⁇ 1.5% and Zn: 0.1 ⁇ 9.0%, and is composed of an aluminum alloy consisting of the balance Al and unavoidable impurities. can.
- Si 0.05-1.2%
- Si has the effect of precipitating as Mg 2 Si or Al—Mn—Si compound to improve the material strength.
- the content is too small, the effect will be insufficient.
- the content is excessive, the solidus temperature of the core material decreases and melts during brazing. Therefore, when Si is contained in the core material, the Si content is within the above range. For the same reason, it is desirable that the Si content is 0.1% at the lower limit and 1.0% at the upper limit.
- the core material may contain, for example, 0.05% or less as an unavoidable impurity.
- Mg 0.01-2.0% Mg improves the material strength by precipitating a compound with Si or the like. Part of it diffuses into the brazing material and reduces and decomposes the oxide film (Al 2 O 3). However, if the content is too small, the effect is insufficient, while if the content is too large, not only the effect is saturated, but also the material becomes hard and brittle, which makes it difficult to manufacture the material. Therefore, when Mg is contained in the core material, the Mg content is within the above range. For the same reason, it is desirable that the Mg content is 0.05% at the lower limit and 1.0% at the upper limit. Even when Mg is not positively contained, the core material may contain, for example, 0.01% or less as an unavoidable impurity.
- Mn 0.1-2.5% Mn precipitates as an intermetallic compound to improve the material strength. Furthermore, the solid solution makes the potential of the material noble and improves the corrosion resistance. However, if the content is too small, the effect is insufficient, while if the content is too large, the material becomes hard and the material rollability deteriorates. Therefore, when Mn is contained in the core material, the Mn content is within the above range. For the same reason, it is desirable that the Mn content is 0.3% at the lower limit and 1.8% at the upper limit. Even when Mn is not positively contained, the core material may contain, for example, 0.1% or less as an unavoidable impurity.
- Cu 0.01-2.5% Cu dissolves in solid solution to improve material strength. However, if the content is too small, the effect is insufficient, while if it is too large, the solidus temperature of the core material decreases and it melts during brazing. Therefore, when Cu is contained in the core material, the Cu content is within the above range. For the same reason, it is desirable that the Cu content is 0.02% at the lower limit and 1.2% at the upper limit. Even when Cu is not positively contained, the core material may contain, for example, 0.01% or less as an unavoidable impurity.
- Fe 0.05-1.5% Fe precipitates as an intermetallic compound to improve the material strength. Furthermore, it promotes recrystallization during brazing and suppresses brazing erosion. However, if the content is less than the lower limit, the effect is insufficient, while if it is excessive, the corrosion rate after brazing becomes high. Therefore, when Fe is contained in the core material, the Fe content is within the above range. For the same reason, it is desirable that the Fe content is 0.1% at the lower limit and 0.6% at the upper limit. Even when Fe is not positively contained, the core material may contain, for example, 0.05% or less as an unavoidable impurity.
- Zr 0.01-0.3%
- Zr forms fine intermetallic compounds to improve material strength.
- the content is less than the lower limit, the effect is insufficient, while if it is excessive, the material becomes hard and the workability deteriorates. Therefore, when Zr is contained in the core material, the Zr content is within the above range. For the same reason, it is desirable that the Zr content is 0.05% at the lower limit and 0.2% at the upper limit.
- the core material may contain, for example, 0.01% or less as an unavoidable impurity.
- Ti 0.01-0.3%
- Ti forms fine intermetallic compounds to improve material strength.
- the content is less than the lower limit, the effect is insufficient, while if it is excessive, the material becomes hard and the workability deteriorates. Therefore, when Ti is contained in the core material, the Ti content is within the above range. For the same reason, it is desirable that the Ti content is 0.05% at the lower limit and 0.2% at the upper limit.
- the core material may contain, for example, 0.01% or less as an unavoidable impurity.
- Cr 0.01-0.5% Cr forms fine intermetallic compounds and improves material strength. However, if the content is less than the lower limit, the effect is insufficient, while if it is excessive, the material becomes hard and the workability deteriorates. Therefore, when Cr is contained in the core material, the Cr content is set within the above range. For the same reason, it is desirable that the Cr content is 0.05% at the lower limit and 0.3% at the upper limit. Even when Cr is not positively contained, the core material may contain, for example, 0.01% or less as an unavoidable impurity.
- Bi 0.005-1.5%
- Bi reduces the surface tension of molten brazing by partially diffusing into the brazing filler metal layer. In addition, it suppresses the growth of a dense oxide film on the surface of the material. However, if the content is less than the lower limit, the effect is insufficient, while if it is excessive, the effect is saturated and Bi oxide is easily formed on the surface of the material, which hinders bonding. Therefore, when Bi is contained in the core material, the Bi content is within the above range. For the same reason, it is desirable that the Bi content is 0.05% at the lower limit and 0.5% at the upper limit. Even when Bi is not positively contained, the core material may contain, for example, 0.005% or less as an unavoidable impurity.
- Zn 0.1-9.0% Zn makes the pitting potential of the material lower than that of other members, and exerts a sacrificial anticorrosion effect. However, if the content is less than the lower limit, the effect is insufficient, while if it is excessive, the effect is saturated. Therefore, when Zn is contained in the core material, the Zn content is within the above range. For the same reason, it is desirable that the Zn content is 0.5% at the lower limit and 7.0% at the upper limit. Even when Zn is not positively contained, the core material may contain, for example, 0.1% or less as an unavoidable impurity.
- “Sacrificial material” in this embodiment, it can be an aluminum brazing sheet in which a sacrificial material is clad on a core material.
- the composition of the sacrificial material in this embodiment is not limited to a specific one, but the following components are preferably shown.
- Zn 0.1-9.0% Zn is added to the sacrificial material in order to make the natural potential of the material lower than that of other members, exert a sacrificial corrosion protection effect, and improve the pitting corrosion resistance of the clad material.
- the amount of Zn contained in the sacrificial material is 1.0% at the lower limit and 8.0% at the upper limit.
- Si 0.05-1.2% Si is added to the sacrificial material as desired in order to improve the pitting corrosion resistance of the clad material by precipitating it as an intermetallic compound such as Al-Mn-Si and Al-Mn-Si-Fe and dispersing the starting point of corrosion. Will be done. If the content is less than the lower limit, the effect is insufficient, and if it exceeds the upper limit, the corrosion rate becomes high, and the pitting corrosion resistance of the clad material is lowered due to the early disappearance of the sacrificial material. For the same reason, it is desirable that the amount of Si contained in the sacrificial material is 0.3% at the lower limit and 1.0% at the upper limit.
- Mg 0.01-2.0% Mg is added to the sacrificial material as desired in order to improve the corrosion resistance by strengthening the oxide film. If the content is less than the lower limit, the effect is insufficient, and if it exceeds the upper limit, the material becomes too hard and the rolling manufacturability is lowered. For the same reason, it is desirable that the amount of Mg contained in the sacrificial material is 0.05% at the lower limit and 1.5% at the upper limit.
- Mn 0.1-2.5%
- Mn is precipitated as an intermetallic compound such as Al-Mn, Al-Mn-Si, Al-Mn-Fe, and Al-Mn-Si-Fe to disperse the origin of corrosion, thereby improving the pitting corrosion resistance of the clad material.
- it is added to the sacrificial material to improve it. If the content is less than the lower limit, the effect is insufficient, and if it exceeds the upper limit, the corrosion rate becomes high, and the pitting corrosion resistance of the clad material is lowered due to the early disappearance of the sacrificial material. For the same reason, it is desirable that the amount of Mn contained in the sacrificial material is 0.4% at the lower limit and 1.8% at the upper limit.
- Fe 0.05-1.5% Fe is added to the sacrificial material as desired in order to improve the pitting corrosion resistance of the clad material by precipitating it as an intermetallic compound such as Al-Mn-Fe and Al-Mn-Si-Fe and dispersing the starting point of corrosion. Will be done. If the content is less than the lower limit, the effect is insufficient, and if it exceeds the upper limit, the corrosion rate becomes high, and the pitting corrosion resistance of the clad material is lowered due to the early disappearance of the sacrificial material. For the same reason, it is desirable that the amount of Fe contained in the sacrificial material is 0.1% at the lower limit and 0.7% at the upper limit.
- Zr 0.01-0.3%
- Zr is precipitated as an Al—Zr-based intermetallic compound to disperse the starting point of corrosion, and by forming a shaded portion of solid-dissolved Zr, the corrosion form is layered to improve the pitting corrosion resistance of the clad material. If desired, it is added to the sacrificial material. If the content is less than the lower limit, the effect is insufficient, and if it exceeds the upper limit, a huge intermetallic compound is formed at the time of casting and the rollability is lowered. For the same reason, it is desirable that the amount of Zr contained in the sacrificial material is 0.05% at the lower limit and 0.25% at the upper limit.
- Ti 0.01-0.3%
- Ti precipitates as an Al-Ti intermetallic compound to disperse the origin of corrosion, and by forming shades of solid-dissolved Ti, the corrosion form is layered to improve the pitting corrosion resistance of the clad material. If desired, it is added to the sacrificial material. If the content is less than the lower limit, the effect is insufficient, and if it exceeds the upper limit, a huge intermetallic compound is formed at the time of casting and the rollability is lowered. For the same reason, it is desirable that the amount of Ti contained in the sacrificial material is 0.05% at the lower limit and 0.25% at the upper limit.
- Cr 0.01-0.5% Cr is precipitated as an Al—Cr-based intermetallic compound to disperse the origin of corrosion, and to form a shaded portion of solid solution Cr to form a layered corrosion form, thereby improving the pitting corrosion resistance of the clad material. Therefore, it is added to the sacrificial material if desired. If the content is less than the lower limit, the effect is insufficient, and if it exceeds the upper limit, a huge intermetallic compound is formed at the time of casting and the rollability is lowered. For the same reason, it is desirable that the amount of Cr contained in the sacrificial material is 0.1% at the lower limit and 0.4% at the upper limit.
- Bi 0.005-1.5%
- Bi diffuses into the molten wax when it comes into contact with the surface of the sacrificial material, thereby reducing the surface tension of the molten wax and suppressing the growth of a dense oxide film on the surface of the material. Is added. However, if the content is less than the lower limit, the effect is insufficient, while if it is excessive, the effect is saturated and Bi oxide is easily formed on the surface of the material, which hinders bonding. For these reasons, the Bi content contained in the sacrificial material is within the above range. For the same reason, it is desirable that the Bi content is 0.05% at the lower limit and 0.5% at the upper limit. However, even when Bi is not positively added, it may be a sacrificial material containing, for example, 0.005% or less as an unavoidable impurity.
- the sacrificial material is clad with the core material, the sacrificial material contains Zn: 0.1 to 9.0% in mass%, and Si: 0.05 to 1 .2%, Mg: 0.01-2.0%, Mn: 0.1-2.5%, Fe: 0.05-1.5%, Zr: 0.01-0.3%, Ti : 0.01 to 0.3%, Cr: 0.01 to 0.5%, Bi: 0.005 to 1.5%, preferably one or more.
- the composition of this embodiment is prepared and the aluminum alloy is melted.
- the melting can be carried out by a semi-continuous casting method.
- Mg and Bi are supersaturated in the ingot by quenching from a high molten metal temperature at the time of casting the brazing material.
- the solid solubility of Mg and Bi can be increased by setting the molten metal temperature to 700 ° C. or higher.
- the obtained aluminum alloy ingot is homogenized under predetermined conditions.
- the treatment is carried out at a treatment temperature of 400 ° C. or higher for 1 to 10 hours. Is desirable.
- a sheet-shaped brazing material can be obtained by hot-rolling and cold-rolling an aluminum alloy ingot.
- an aluminum alloy ingot since ordinary eutectic Si crystallizes in a needle shape, it is easily crushed by hot rolling or the like, but coarse Si particles crystallized like primary crystals have a shape of a mass or a plate. Due to the difference, it is hard to be crushed. Therefore, the coarse Si particles that are not needle-shaped often remain in the form of being sunk from the brazing material into the clad material even if the reduction rate is increased. Therefore, crystallization of coarse Si particles must be prevented, but as will be described later, crystallization of coarse Si particles can be suppressed by adding an element that reduces the activity of P.
- the brazing material is assembled with a core material or the like and clad-rolled hot.
- the temperature and cooling rate after hot rolling are controlled to adjust the Mg-Bi compound to a predetermined size and number density.
- precipitation of a predetermined size Mg-Bi compound defined in this embodiment is promoted in an environment where dynamic strain is applied.
- the precipitation of the fine Mg-Bi compound is promoted by setting the rolling time between the material temperature of 400 to 500 ° C. during hot rolling to 10 min or more.
- the coarse Mg-Bi crystallized product generated at the time of casting can be crushed and made finer.
- the Mg—Bi crystallized product can be sufficiently refined by adjusting the slab thickness and the finishing thickness so that the equivalent strain ⁇ represented by the following equation (2) becomes ⁇ > 5.0.
- ⁇ (2 / ⁇ 3) ln (t0 / t)... Equation (2)
- t0 hot-rolled start thickness (slab thickness)
- t hot-rolled finish thickness.
- the hot rolling finish temperature is lowered to a predetermined temperature and a cooling rate of a certain level or higher is secured to suppress the precipitation of the coarse Mg-Bi compound.
- the hot-rolled finishing temperature is set to 250 to 350 ° C., and the cooling rate from the finishing temperature to 200 ° C. is controlled to be faster than 20 ° C./hr to suppress the precipitation of coarse Mg-Bi compounds. do.
- the brazing sheet of this embodiment is obtained through cold rolling and the like.
- cold rolling for example, cold rolling can be performed at a total rolling reduction of 75% or more, intermediate annealing can be performed at a temperature of 300 to 400 ° C., and then final rolling at a rolling ratio of 40% can be performed.
- cold rolling the Mg-Bi compound is crushed and miniaturization progresses to some extent, but the conditions are not particularly limited because the size and number density do not deviate from the target size and number density in this embodiment. Further, intermediate annealing may not be performed.
- coarse Bi single particles having a diameter equivalent to a circle and having a diameter of 5.0 ⁇ m or more contained in the Al—Si—Mg—Bi brazing material are observed in the surface layer (RD-TD) direction in a field of view ( 10000 ⁇ m 2). It is desirable that the number is less than 5 per 100 ⁇ m square).
- the material of this embodiment can be adjusted by appropriately combining the molten metal temperature and cooling rate at the time of casting and the homogenization treatment conditions. In casting, the production of Mg-Bi compound can be promoted by making the cooling rate slower than 10 ° C./sec. Further, in the homogenization treatment, the formation of the Mg-Bi compound in the ingot can be promoted by performing the homogenization treatment at a high temperature of 400 ° C. or higher.
- Hot rolling and cold rolling can be performed to obtain a clad material in which brazing materials are superposed on one or both surfaces of the core material and joined.
- an aluminum brazing sheet 1 for a heat exchanger in which an aluminum alloy brazing material 3 is clad on one surface of an aluminum alloy core material 2 is obtained.
- FIG. 1 shows an aluminum brazing sheet 1 in which a brazing material is clad on one side of the core material
- an aluminum brazing sheet in which a brazing material is clad on both sides of the core material may be used.
- it may be an aluminum brazing sheet in which a sacrificial material or the like is clad on the other surface of the core material.
- the brazing target member 4 for example, aluminum having a composition such that Mg: 0.1 to 0.8% and Si: 0.1 to 1.2% are contained in mass%, and the balance is Al and unavoidable impurities.
- An alloy is prepared and processed into an appropriate shape such as a fin material.
- the composition of the brazing target member is not particularly limited in this embodiment.
- corrugation processing or the like is performed after that, if necessary. Corrugated processing can be performed by passing between two rotating dies, which enables good processing and exhibits excellent moldability.
- the fin material obtained in the above step is used for brazing as a component of a heat exchanger and as an assembly combined with other components (tube, header, etc.).
- the assembly is placed in a heating furnace in a non-oxidizing atmosphere under normal pressure.
- the non-oxidizing atmosphere can be formed by using a nitrogen gas, an inert gas such as argon, a reducing gas such as hydrogen or ammonia, or a mixed gas thereof.
- the pressure in the atmosphere inside the brazing furnace is basically normal pressure, but for example, in order to improve the gas replacement efficiency inside the product, a medium-low vacuum of about 100 kPa to 0.1 Pa should be set in the temperature range before melting the brazing material.
- the positive pressure may be about 5 to 100 Pa higher than the atmospheric pressure.
- the heating furnace does not need to have a closed space, and may be a tunnel type having an inlet and an outlet for brazed lumber. Even in such a heating furnace, the non-oxidizing atmosphere is maintained by continuously blowing the inert gas into the furnace. As the non-oxidizing atmosphere, it is desirable that the oxygen concentration is 100 ppm or less in terms of volume ratio.
- brazing bonding is performed under heat treatment conditions in which the ultimate temperature of the assembled body is 559 to 630 ° C.
- the faster the rate of temperature rise the shorter the brazing time, so the growth of the oxide film on the surface of the material is suppressed and the brazing property is improved.
- Brazing is possible if the ultimate temperature is at least above the solidus temperature of the brazing material, but as the temperature approaches the liquidus temperature, the amount of fluid brazing material increases, and a good joint state can be obtained with a joint having an open portion. It will be easier. However, if the temperature is too high, brazing erosion is likely to proceed, and the structural dimensional accuracy of the assembled body after brazing is lowered, which is not preferable.
- the eutectic temperature of the Al—Si system is 577 ° C., and the eutectic portion melts under the brazing conditions.
- the presence of coarse Si particles is not preferable because local melting occurs especially when the plate thickness is thin, and it is preferable to add an element that lowers the activity coefficient of P to the brazing material as described above. ..
- FIG. 2 shows an aluminum heat exchanger 5 in which fins 6 are formed by using the aluminum brazing sheet 1 and a tube 7 having a flat cross section made of an aluminum alloy is used as a brazing target material.
- the fin 6 and the tube 7 are incorporated with the reinforcing material 8 and the header plate 9, and an aluminum heat exchanger 5 for automobiles or the like can be obtained by flux-free brazing.
- FIG. 3 shows the width W of the joint portion 10 formed of a fillet formed between the curved portion of the fin 6 and the tube 7 (the length of the tube 7 so as to sandwich the apex of the curved portion of the fin 6 and the contact portion of the tube 7). The full width of the fillet that exists along the direction) is shown.
- FIG. 3 shows an example in which the width W of the joint portion 10 is formed large and an example in which the width W is formed small in comparison with the left and right. If the width W of the joint portion 10 is large as shown in FIG. 3, it means that a good brazing joint has been completed.
- the heat exchanger 5 is manufactured by brazing and joining using the fins 6 made of the brazing sheet 1 according to the present embodiment, a sufficiently large fret can be formed at the brazing joint portion, so that good brazing is performed.
- a heat exchanger 5 having a joint can be provided.
- the number of coarse Si particles generated in the brazing material can be suppressed to 10 or less, brazing bonding with a low possibility of causing erosion during brazing can be performed.
- a brazing sheet provided with a brazing material in which 10 or less coarse Si particles are present per 100,000 ⁇ m 2 since the number of coarse Si particles generated in the brazing material can be suppressed to 10 or less, brazing bonding with a low possibility of causing erosion during brazing can be performed.
- a brazing sheet provided with a brazing material in which 10 or less coarse Si particles are present per 100,000 ⁇ m 2 strictly speaking, there is a possibility of causing erosion at the position where the coarse Si particles are present.
- the ratio of the presence of the joint portion 10 made of the fillet shown in FIG. 3 to the total area of the brazing sheet is extremely low. Therefore, if the number of coarse Si particles is 10 or less per 100,000 ⁇ m 2 , it can be judged that the possibility of causing a problem in the joint portion 10 is substantially low and a sufficiently excellent bra
- brazing sheets using brazing materials having the compositions shown in Tables 2 to 4 (remaining: Al and unavoidable impurities) were prepared from hot-rolled plates obtained under the casting conditions and hot-rolling conditions shown in Table 5.
- the clad ratio was 10% of the brazing material with respect to the core material.
- a cold rolled plate having a thickness equivalent to H14 and having a thickness of 0.30 mm was produced by cold rolling including intermediate annealing.
- the outermost surface of the brazing material is polished with abrasive grains of about 0.1 ⁇ m, and fully automatic particle analysis using EPMA (electron probe microanalyzer) is performed from the surface direction for each sample 10000 ⁇ m 2 (equivalent to 100 ⁇ m square). It was carried out in the observation field of.
- EPMA electron probe microanalyzer
- the purpose of polishing with the above abrasive grains is to improve the accuracy of particle analysis by removing the rolled grain (surface unevenness) and making the surface of the brazing material smoother.
- Mg is 0.01 to 2.0%
- Si is 1.5 to 14.0%
- Bi is 0.005 to 1 in mass%. It contains 5.5%, and in the thermodynamic calculation, it contains at least one kind of additive element of 0.01 to 0.5% by mass satisfying the above formula (1), and the total content of the one or more kinds of additive elements.
- Al-Si-Mg-Bi-based brazing material containing an amount in the range of 0.05 to 1.5% by mass including other unavoidable impurity elements is clad on one side or both sides of the core material and is located on the outermost surface. It is a brazing sheet.
- the brazing sheets of Examples 1 to 61 are contained in the Al—Si—Mg—Bi-based brazing material, and are observed in the surface layer surface (RD-TD) direction (the outermost surface is rolled).
- the number of coarse Si particles having a long side length of 50 ⁇ m or more according to (observed on the surface) is 10 or less per 1,000,000 ⁇ m 2. Therefore, when brazing using the above-mentioned brazing sheet, it is possible to obtain a brazed object such as a heat exchanger which is less likely to cause erosion and has excellent corrosion resistance.
- any of J, K, L, M, and N of the production condition 2 shown in Table 5 was adopted, so that the fine Mg-Bi was adopted. This is a sample in which the number of compounds is small, the number of coarse Mg-Bi compounds is large, or the number of coarse Bi single particles is large.
- Comparative Examples 74 and 75 and Comparative Examples 79 to 84 do not contain an element that lowers the activity coefficient of P, or the content is insufficient, so that coarse Si of 50 ⁇ m or more is shown in Table 8. The number of single particles increased, causing a problem in erosion resistance. As shown in Table 4, Comparative Examples 76 to 78 contained too many elements that lowered the activity coefficient of P, so that a coarse compound was generated and caused breakage during rolling, and as shown in Table 8, it was impossible to manufacture. became.
- the brazing sheet of the present invention can be widely used for flux-free brazing of heat exchangers such as indoor units and outdoor units of air conditioners or heat exchangers for automobiles.
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Abstract
本発明のブレージングシートは、ろう材層は心材層の片面または両面でかつブレージングシート最表面に位置し、ろう材層は、質量％で、Ｍｇを０．０１～２．０％、Ｓｉを１．５～１４．０％、Ｂｉを０．００５～１．５％含有し、熱力学計算において、以下の式（１）を満たす０．０１～０．５％の添加元素を少なくとも１種類以上含有し、１種類以上の添加元素の合計含有量がその他不可避不純物元素を含めて０．０５～１．５％の範囲で含まれるＡｌ－Ｓｉ－Ｍｇ－Ｂｉ系ろう材からなり、ろう材層の最表面を圧延面で観察した場合、１００００００μｍ２の観察視野に含まれる、長辺の長さが５０μｍ以上である粗大Ｓｉ粒子の個数が、１００００００μｍ２あたり１０個以下である。 γｘ＜γ０、かつ、γ３ｘ＜１．００２×γｘ …式（１）
Description
本発明は、フラックスフリーろう付用などとして好適なアルミニウムブレージングシートに関する。
本願は、２０２０年０３月３１日に、日本国に出願された特願２０２０－０６５３０５号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。
本願は、２０２０年０３月３１日に、日本国に出願された特願２０２０－０６５３０５号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。
ラジエータなどのアルミニウム製自動車用熱交換器にあっては、小型軽量化とともにアルミニウム材料の薄肉高強度化が進められている。アルミニウム製熱交換器の製造では、継手を接合するろう付が行われる。
現在主流のフッ化物系フラックスを用いるろう付方法においては、フラックスが材料中のＭｇと反応し、不活性化してろう付不良を生じ易いため、Ｍｇ添加高強度部材の利用が制限される。このため、フラックスを使用することなくＭｇ添加アルミニウム合金を接合するろう付方法が望まれている。
現在主流のフッ化物系フラックスを用いるろう付方法においては、フラックスが材料中のＭｇと反応し、不活性化してろう付不良を生じ易いため、Ｍｇ添加高強度部材の利用が制限される。このため、フラックスを使用することなくＭｇ添加アルミニウム合金を接合するろう付方法が望まれている。
フラックスフリーろう付け技術の先行例として、Ｍｇを含有する心材にＳｉとＢｉを含有するろう材を被覆したブレージングシートを用い、５６０～６２０℃に加熱してろう付けする方法が知られている（特許文献１参照）。
フラックスフリーろう付の接合状態を安定させる方法として、本発明者らは、例えば特許文献２に示すＡｌ－Ｓｉ－Ｍｇ－Ｂｉ系ろう材に関し、このろう材中のＢｉ粒子やＭｇ－Ｂｉ化合物粒子の分布状態を制御する技術について研究している。
しかし、これらの従来技術において、現在主流のフッ化物系フラックスを使用するろう付方法を代替できるほどに安定した接合性が得られているとは言い難く、一般的な熱交換器に広く適用するためには、さらなる技術の向上が必要である。
しかし、これらの従来技術において、現在主流のフッ化物系フラックスを使用するろう付方法を代替できるほどに安定した接合性が得られているとは言い難く、一般的な熱交換器に広く適用するためには、さらなる技術の向上が必要である。
そこで本発明者らは、前記課題に鑑み鋭意検討を重ねた結果、Ｂｉを添加したＡｌ－Ｓｉ－Ｍｇ系ろう材においてろう付性を向上させるためには、ろう溶融時に表面にＢｉを均一に存在させることが重要であることを見出した。
また、本発明者らは、Ａｌ－Ｓｉ－Ｍｇ－Ｂｉ系ろう材において、Ａｌ－Ｓｉ系で亜共晶組成であってもあたかも初晶Ｓｉのような粗大なＳｉが晶出する場合があることを知見した。この粗大なＳｉ晶出物の粒子は、Ａｌより相対的に硬く、鋳造後の圧延工程でも破砕されずに、ろう材に粗大なまま残存してしまう。粗大に残存したＳｉ晶出物の粒子は、ろう付時にＡｌ中に拡散し、Ｓｉ濃度を上昇させるので、Ａｌの融点を低下させ、ろう付時に局所的に溶融するエロージョンが発生する原因となる。そのため、粗大なＳｉが晶出しないようにしなければならない。
また、本発明者らは、Ａｌ－Ｓｉ－Ｍｇ－Ｂｉ系ろう材において、Ａｌ－Ｓｉ系で亜共晶組成であってもあたかも初晶Ｓｉのような粗大なＳｉが晶出する場合があることを知見した。この粗大なＳｉ晶出物の粒子は、Ａｌより相対的に硬く、鋳造後の圧延工程でも破砕されずに、ろう材に粗大なまま残存してしまう。粗大に残存したＳｉ晶出物の粒子は、ろう付時にＡｌ中に拡散し、Ｓｉ濃度を上昇させるので、Ａｌの融点を低下させ、ろう付時に局所的に溶融するエロージョンが発生する原因となる。そのため、粗大なＳｉが晶出しないようにしなければならない。
本発明者らが上述のＡｌ－Ｓｉ－Ｍｇ－Ｂｉ系ろう材における粗大Ｓｉ晶出物について研究したところ、粗大Ｓｉ晶出物がＡｌＰ化合物を核として成長していることを知見した。Ｐはアルミニウムブレージングシートを製造する場合に用いるアルミニウム合金溶湯中に微量ながら不可避不純物として含まれていると思量される。そこで、本発明者らが、アルミニウム合金溶湯中に含まれているＰの影響を除外するために、アルミニウム合金溶湯におけるＰの活量を低下させる元素の添加を試み、本願発明に到達した。
本願発明は、以上説明の背景に鑑みなされたもので、フラックスフリーろう付において良好な接合性が得られるフラックスフリーろう付用アルミニウムブレージングシートを提供することを目的とする。
（１）本形態に係るアルミニウムブレージングシートは、少なくとも一層の心材層と一層のろう材層とを含む二層以上の複層構造を有するアルミニウムブレージングシートであって、前記ろう材層は前記心材層の片面または両面でかつ前記ブレージングシート最表面に位置し、前記ろう材層は、質量％で、Ｍｇを０．０１～２．０％、Ｓｉを１．５～１４．０％、Ｂｉを０．００５～１．５％含有し、熱力学計算において、以下の式（１）を満たす０．０１～０．５％の添加元素を少なくとも１種類以上含有し、前記１種類以上の添加元素の合計含有量がその他不可避不純物元素を含めて０．０５～１．５％の範囲で含まれるＡｌ－Ｓｉ－Ｍｇ－Ｂｉ系ろう材からなり、前記ろう材層の最表面を圧延面で観察した場合、１００００００μｍ２の観察視野に含まれる、長辺の長さが５０μｍ以上である粗大Ｓｉ粒子の個数が、１００００００μｍ２あたり１０個以下であることを特徴とする。
γｘ＜γ０、かつ、γ３ｘ＜１．００２×γｘ …式（１）
ただし、式（１）において、γｘは、狙い濃度０．０１～０．５質量％の添加元素を加えた際のＰの活量係数を示し、γ０は、元素添加なしの場合のＰの活量係数を示し、γ３ｘは、各添加元素を狙い濃度の３倍とした際のＰの活量係数を示し、１.００２は係数を示す。
γｘ＜γ０、かつ、γ３ｘ＜１．００２×γｘ …式（１）
ただし、式（１）において、γｘは、狙い濃度０．０１～０．５質量％の添加元素を加えた際のＰの活量係数を示し、γ０は、元素添加なしの場合のＰの活量係数を示し、γ３ｘは、各添加元素を狙い濃度の３倍とした際のＰの活量係数を示し、１.００２は係数を示す。
（２）本形態に係るアルミニウムブレージングシートにおいて、前記添加元素が、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｍｏ、Ｆｅ、Ｐｂ、Ｈｇ、Ｔｌ、Ｉｎ、Ａｕ、Ｉｒ、Ｓｂ、Ｒｅ、Ｌｕ、Ｓｎのいずれか１種または２種以上であることが好ましい。
（３）本形態に係るアルミニウムブレージングシートにおいて、前記添加元素が、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｍｏのいずれか１種または２種以上であることが好ましい。
（３）本形態に係るアルミニウムブレージングシートにおいて、前記添加元素が、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｍｏのいずれか１種または２種以上であることが好ましい。
本形態によれば、非酸化性雰囲気において、フラックスフリーろう付けにより、エロージョンの原因となる粗大析出Ｓｉ粒子の析出数が少なく、良好で安定したろう付接合を行うことが可能になる。
以下、実施形態に基づいて本発明を詳細に説明する。
第１実施形態のブレージングシートは、少なくとも二層以上の複層構造を有するアルミニウムブレージングシートであって、心材と心材の片面または両面にクラッドされて最表面に位置するＡｌ－Ｓｉ－Ｍｇ－Ｂｉ系ろう材を具備する。あるいは、心材の片面にＡｌ－Ｓｉ－Ｍｇ－Ｂｉ系ろう材をクラッドし、心材の他面に犠牲材をクラッドした三層構造のブレージングシートであっても良い。
前記Ａｌ－Ｓｉ－Ｍｇ－Ｂｉ系ろう材は、質量％で、Ｍｇを０．０１～２．０％、Ｓｉを１．５～１４．０％、Ｂｉを０．００５～１．５％含有し、さらに熱力学計算において、以下の式（１）を満たす０．０１～０．５％の添加元素を少なくとも１種類以上含有する。なお、後述する不可避不純物を含有していても良い。
第１実施形態のブレージングシートは、少なくとも二層以上の複層構造を有するアルミニウムブレージングシートであって、心材と心材の片面または両面にクラッドされて最表面に位置するＡｌ－Ｓｉ－Ｍｇ－Ｂｉ系ろう材を具備する。あるいは、心材の片面にＡｌ－Ｓｉ－Ｍｇ－Ｂｉ系ろう材をクラッドし、心材の他面に犠牲材をクラッドした三層構造のブレージングシートであっても良い。
前記Ａｌ－Ｓｉ－Ｍｇ－Ｂｉ系ろう材は、質量％で、Ｍｇを０．０１～２．０％、Ｓｉを１．５～１４．０％、Ｂｉを０．００５～１．５％含有し、さらに熱力学計算において、以下の式（１）を満たす０．０１～０．５％の添加元素を少なくとも１種類以上含有する。なお、後述する不可避不純物を含有していても良い。
γｘ＜γ０、かつ、γ３ｘ＜１．００２×γｘ …式（１）
ただし、式（１）において、γｘは、狙い濃度（０．０１～０．５質量％）の添加元素を加えた際のＰの活量係数を示し、γ０は、元素添加なしの場合のＰの活量係数を示し、γ３ｘは、各添加元素を狙い濃度の３倍とした際のＰの活量係数を示し、１.００２は係数を示す。
ただし、式（１）において、γｘは、狙い濃度（０．０１～０．５質量％）の添加元素を加えた際のＰの活量係数を示し、γ０は、元素添加なしの場合のＰの活量係数を示し、γ３ｘは、各添加元素を狙い濃度の３倍とした際のＰの活量係数を示し、１.００２は係数を示す。
また、前記Ａｌ－Ｓｉ－Ｍｇ－Ｂｉ系ろう材に含まれる前記１種類以上の添加元素の合計含有量は、その他不可避不純物元素を含めて０．０５～１．５％の範囲であり、前記Ａｌ－Ｓｉ－Ｍｇ－Ｂｉ系ろう材の表層面（ＲＤ－ＴＤ）方向の観察（最表面を圧延面で観察）による長辺の長さが５０μｍ以上である粗大Ｓｉ粒子が、１００００００μｍ２あたり１０個以下である。
以下に、本実施形態のブレージングシートにおいて規定される組成等について説明する。なお、含有量の記載はいずれも質量比で示され、質量比の範囲について「～」を用いて表記する場合、特に指定しない限り、下限と上限を含む表記とする。よって、一例として０．０１～２．０％は、０．０１％以上２．０％以下の含有量を意味する。
「ろう材」
Ｍｇ：０．０１～２．０％
Ｍｇは、Ａｌ酸化皮膜(Ａｌ２Ｏ３)を還元分解する。但し、ろう材におけるＭｇ含有量が過小であると、効果が不十分であり、一方、過剰に含有すると、ろう付雰囲気中の酸素と反応して接合を阻害するＭｇＯが生成することや、材料が硬く脆くなるため、素材製造が困難になる。このため、本形態のろう材におけるＭｇの含有量を前記範囲に定める。
なお、同様の理由でＭｇ含有量を、下限で０．０５％、上限で１．５％とするのが望ましい。
Ｍｇ：０．０１～２．０％
Ｍｇは、Ａｌ酸化皮膜(Ａｌ２Ｏ３)を還元分解する。但し、ろう材におけるＭｇ含有量が過小であると、効果が不十分であり、一方、過剰に含有すると、ろう付雰囲気中の酸素と反応して接合を阻害するＭｇＯが生成することや、材料が硬く脆くなるため、素材製造が困難になる。このため、本形態のろう材におけるＭｇの含有量を前記範囲に定める。
なお、同様の理由でＭｇ含有量を、下限で０．０５％、上限で１．５％とするのが望ましい。
Ｓｉ：１．５～１４．０％
Ｓｉは、ろう付時に溶融ろうを形成し、接合部のフィレットを形成する。但し、Ｓｉ含有量が過小であると、フィレットを形成するための溶融ろうが不足する。一方、Ｓｉを過剰に含有すると、効果が飽和するだけでなく、材料が硬く脆くなるため、素材製造が困難になる。このため、本実施形態のろう材において、Ｓｉの含有量を前記範囲に定める。
なお、同様の理由でＳｉ含有量を、下限で３．０％、上限で１２．０％とするのが望ましい。
Ｓｉは、ろう付時に溶融ろうを形成し、接合部のフィレットを形成する。但し、Ｓｉ含有量が過小であると、フィレットを形成するための溶融ろうが不足する。一方、Ｓｉを過剰に含有すると、効果が飽和するだけでなく、材料が硬く脆くなるため、素材製造が困難になる。このため、本実施形態のろう材において、Ｓｉの含有量を前記範囲に定める。
なお、同様の理由でＳｉ含有量を、下限で３．０％、上限で１２．０％とするのが望ましい。
Ｂｉ：０．００５～１．５％
Ｂｉは、ろう付昇温過程で材料表面に濃化し、緻密な酸化皮膜の成長を抑制する。さらに、溶融ろうの表面張力を低下させることで隙間充填性が向上する。但し、Ｂｉ含有量が過小であると、効果が不十分であり、一方、Ｂｉを過剰に含有すると、効果が飽和するだけでなく、材料表面でＢｉの酸化物が生成し易くなり接合が阻害される。このため、本形態のろう材においてＢｉの含有量を前記範囲に定める。
なお、同様の理由でＢｉ含有量を、下限で０．０５％、上限で０．５％とするのが望ましい。
Ｂｉは、ろう付昇温過程で材料表面に濃化し、緻密な酸化皮膜の成長を抑制する。さらに、溶融ろうの表面張力を低下させることで隙間充填性が向上する。但し、Ｂｉ含有量が過小であると、効果が不十分であり、一方、Ｂｉを過剰に含有すると、効果が飽和するだけでなく、材料表面でＢｉの酸化物が生成し易くなり接合が阻害される。このため、本形態のろう材においてＢｉの含有量を前記範囲に定める。
なお、同様の理由でＢｉ含有量を、下限で０．０５％、上限で０．５％とするのが望ましい。
Ｃａ：１００質量ｐｐｍ以下
Ｃａは、不可避不純物としては、通常数百質量ｐｐｍ程度以下で含有するが、 Ｂｉと高融点化合物を形成し、Ｂｉの作用を低下させるので含有量を制限するのが望ましい。１００質量ｐｐｍを超えると、Ｂｉの作用が低下しろう付性が不十分となるので、１００質量ｐｐｍを上限とするのが望ましい。なお、同様の理由で本形態のろう材におけるＣａ含有量を１０質量ｐｐｍ以下とするのが一層望ましい。
Ｃａは、不可避不純物としては、通常数百質量ｐｐｍ程度以下で含有するが、 Ｂｉと高融点化合物を形成し、Ｂｉの作用を低下させるので含有量を制限するのが望ましい。１００質量ｐｐｍを超えると、Ｂｉの作用が低下しろう付性が不十分となるので、１００質量ｐｐｍを上限とするのが望ましい。なお、同様の理由で本形態のろう材におけるＣａ含有量を１０質量ｐｐｍ以下とするのが一層望ましい。
Ｚｎ：０．１～９．０％
Ｚｎは、材料の電位を卑にすることで犠牲防食効果が得られるので、所望によりろう材に含有させる。ただし、Ｚｎを含有させる場合、含有量が過小であると 犠牲防食効果が不十分となり、一方、過大であると効果が飽和する。このため、本形態のろう材においてＺｎを含有する場合は、含有量を前記範囲とする。
なお、同様の理由でＺｎ含有量を、下限で０．５％、上限で７．０％とするのが望ましい。また、Ｚｎを積極添加しない場合でも、Ｚｎを不純物とし て０．１％未満で含有するものであってもよい。
Ｚｎは、材料の電位を卑にすることで犠牲防食効果が得られるので、所望によりろう材に含有させる。ただし、Ｚｎを含有させる場合、含有量が過小であると 犠牲防食効果が不十分となり、一方、過大であると効果が飽和する。このため、本形態のろう材においてＺｎを含有する場合は、含有量を前記範囲とする。
なお、同様の理由でＺｎ含有量を、下限で０．５％、上限で７．０％とするのが望ましい。また、Ｚｎを積極添加しない場合でも、Ｚｎを不純物とし て０．１％未満で含有するものであってもよい。
「Ｐの活量を低下させる元素」
本実施形態のろう材には、アルミニウム合金溶湯中のＰの活量を低下させる元素として、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｍｏ、Ｆｅ、Ｐｂ、Ｈｇ、Ｔｌ、Ｉｎ、Ａｕ、Ｉｒ、Ｓｂ、Ｒｅ、Ｌｕ、Ｓｎのいずれか１種または２種以上が含有されている。
例えば、質量％で、Ａｌ：８７．２５９％、Ｓｉ：１２％、Ｍｇ：０．５％、Ｂｉ：０．２％、Ｐ：０．００１％、残部０．００４％のねらい組成のアルミニウム合金溶湯において、上述の添加元素がない場合のＰの活量係数は１．４４×１０-３である。
これに対し、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｍｏ、Ｆｅ、Ｐｂ、Ｈｇ、Ｔｌ、Ｉｎ、Ａｕ、Ｉｒ、Ｓｂ、Ｒｅ、Ｌｕ、Ｓｎにおいて、ＣｒがＰの活量係数を小さくする効果が大きく、Ｃｒから順にＮｉ、Ｃｕ、Ｍｏ、Ｆｅ…の並びとなる順にＰの活量係数を小さくする効果が徐々に小さくなる。
本実施形態のろう材には、アルミニウム合金溶湯中のＰの活量を低下させる元素として、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｍｏ、Ｆｅ、Ｐｂ、Ｈｇ、Ｔｌ、Ｉｎ、Ａｕ、Ｉｒ、Ｓｂ、Ｒｅ、Ｌｕ、Ｓｎのいずれか１種または２種以上が含有されている。
例えば、質量％で、Ａｌ：８７．２５９％、Ｓｉ：１２％、Ｍｇ：０．５％、Ｂｉ：０．２％、Ｐ：０．００１％、残部０．００４％のねらい組成のアルミニウム合金溶湯において、上述の添加元素がない場合のＰの活量係数は１．４４×１０-３である。
これに対し、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｍｏ、Ｆｅ、Ｐｂ、Ｈｇ、Ｔｌ、Ｉｎ、Ａｕ、Ｉｒ、Ｓｂ、Ｒｅ、Ｌｕ、Ｓｎにおいて、ＣｒがＰの活量係数を小さくする効果が大きく、Ｃｒから順にＮｉ、Ｃｕ、Ｍｏ、Ｆｅ…の並びとなる順にＰの活量係数を小さくする効果が徐々に小さくなる。
よって、ろう材を構成する上述の添加元素を含むアルミニウム合金の溶湯を作製し、該アルミニウム合金溶湯に対しこれらの元素を添加することで、アルミニウム合金の溶湯に微量のＰを含んでいた場合、鋳造時にＡｌＰ化合物が析出し難くなる。鋳造時にＡｌＰ化合物が多く析出すると、ＡｌＰ化合物を核として初晶Ｓｉが多く析出する。
従って、前述の元素を含有させたアルミニウム合金溶湯からの鋳造により、ろう材の基となる鋳片を製造した場合、鋳片におけるＡｌＰ化合物の析出を抑制できる。
従って、鋳片を必要な厚さまで圧延してクラッド材とするろう材シートを形成し、心材とろう材シートをクラッド圧延してブレージングシートを製造した場合、ろう材には粗大な初晶Ｓｉの析出が生じないか、析出したとしてもその個数は少ない。
従って、前述の元素を含有させたアルミニウム合金溶湯からの鋳造により、ろう材の基となる鋳片を製造した場合、鋳片におけるＡｌＰ化合物の析出を抑制できる。
従って、鋳片を必要な厚さまで圧延してクラッド材とするろう材シートを形成し、心材とろう材シートをクラッド圧延してブレージングシートを製造した場合、ろう材には粗大な初晶Ｓｉの析出が生じないか、析出したとしてもその個数は少ない。
「活量係数の計算例」
Ａｌ：８７．２５９％、Ｓｉ：１２％、Ｍｇ：０．５％、Ｂｉ：０．２％、Ｐ：０．００１％の組成を有するアルミニウム合金に対し０．０４％の元素を添加した場合の９００℃におけるＰの活量と活量係数を計算した。計算には、熱力学計算ソフトウエアのFact Stage 7,X（データベース ＳＧＴＥｂ：（株）計算力学研究センター）を用いた。
結果を以下の表１に記載する。
Ａｌ：８７．２５９％、Ｓｉ：１２％、Ｍｇ：０．５％、Ｂｉ：０．２％、Ｐ：０．００１％の組成を有するアルミニウム合金に対し０．０４％の元素を添加した場合の９００℃におけるＰの活量と活量係数を計算した。計算には、熱力学計算ソフトウエアのFact Stage 7,X（データベース ＳＧＴＥｂ：（株）計算力学研究センター）を用いた。
結果を以下の表１に記載する。
表１に示す計算例は、Ａｌ：８７．２５９％、Ｓｉ：１２％、Ｍｇ：０．５％、Ｂｉ：０．２％、Ｐ：０．００１％の組成を有するアルミニウム合金に対しねらい組成の０．０４％の元素を添加した場合と、３倍の０．１２％の元素を添加した場合の活量係数を比較し、両者の差分を計算した結果を示す表である。
表１に示すように、計算結果によれば、ＣｒとＮｉとＣｕとＭｏがＰの活量を抑制する場合に特に抗力の大きな元素と推定できる。
また、ＣｒとＮｉとＣｕとＭｏとの他に、Ｆe、Ｐｂ、Ｈｇ、Ｔｌ、Ｉｎ、Ａｕ、Ｉｒ、Ｓｂ、Ｒｅ、Ｌｕ、Ｓｎのいずれか１種または２種以上を採用しても良い。
この結果に基づき、Ａｌ－Ｓｉ－Ｍｇ－Ｂｉ系合金に対し、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｍｏ、Ｆe、Ｐｂ、Ｈｇ、Ｔｌ、Ｉｎ、Ａｕ、Ｉｒ、Ｓｂ、Ｒｅ、Ｌｕ、Ｓｎのいずれか１種または２種以上を採用し、残部Ａｌと不可避不純物の組成のアルミニウム合金ろう材を用いることで、長辺長さ５０μｍ以上の粗大Ｓｉ粒子の析出数の少ないろう材を備えたブレージングシートを提供できる。
また、ＣｒとＮｉとＣｕとＭｏとの他に、Ｆe、Ｐｂ、Ｈｇ、Ｔｌ、Ｉｎ、Ａｕ、Ｉｒ、Ｓｂ、Ｒｅ、Ｌｕ、Ｓｎのいずれか１種または２種以上を採用しても良い。
この結果に基づき、Ａｌ－Ｓｉ－Ｍｇ－Ｂｉ系合金に対し、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｍｏ、Ｆe、Ｐｂ、Ｈｇ、Ｔｌ、Ｉｎ、Ａｕ、Ｉｒ、Ｓｂ、Ｒｅ、Ｌｕ、Ｓｎのいずれか１種または２種以上を採用し、残部Ａｌと不可避不純物の組成のアルミニウム合金ろう材を用いることで、長辺長さ５０μｍ以上の粗大Ｓｉ粒子の析出数の少ないろう材を備えたブレージングシートを提供できる。
「微細Ｍｇ－Ｂｉ系化合物」
微細Ｍｇ－Ｂｉ系化合物：本形態のろう材には、円相当径で、０．０１μｍ以上５．０μｍ未満の微細Ｍｇ－Ｂｉ系化合物が１００００μｍ２視野あたり１０個よりも多く含まれている。
微細Ｍｇ－Ｂｉ系化合物が分散することで、ろう付昇温過程で化合物が溶融した際に、Ｂｉが材料表面に均一に濃縮し易くなり、緻密な酸化皮膜の成長が抑制される。ろう材に含まれる微細Ｍｇ－Ｂｉ系化合物が１０個以下であると、緻密な酸化皮膜の抑制効果が不十分となり、ろう付性が低下する。同様の理由で、本形態のろう材に含まれる微細Ｍｇ－Ｂｉ系化合物は、２０個以上であることが望ましい。
微細Ｍｇ－Ｂｉ系化合物：本形態のろう材には、円相当径で、０．０１μｍ以上５．０μｍ未満の微細Ｍｇ－Ｂｉ系化合物が１００００μｍ２視野あたり１０個よりも多く含まれている。
微細Ｍｇ－Ｂｉ系化合物が分散することで、ろう付昇温過程で化合物が溶融した際に、Ｂｉが材料表面に均一に濃縮し易くなり、緻密な酸化皮膜の成長が抑制される。ろう材に含まれる微細Ｍｇ－Ｂｉ系化合物が１０個以下であると、緻密な酸化皮膜の抑制効果が不十分となり、ろう付性が低下する。同様の理由で、本形態のろう材に含まれる微細Ｍｇ－Ｂｉ系化合物は、２０個以上であることが望ましい。
なお、ろう材表面の微細Ｍｇ－Ｂｉ系化合物の数は、作製した材料のろう材表面を０．１μｍの砥粒で鏡面処理し、ＥＰＭＡ（電子線マイクロアナライザ）を用いた全自動粒子解析を行うと共に、さらに、１μｍ以下の微細Ｍｇ－Ｂｉ系化合物を測定するため、切出したろう材層の表面から機械研磨、および電解研磨を行って薄膜を作製し、ＴＥＭ（透過型電子顕微鏡）で観察し、表面方向１００００μｍ２（１００μｍ角）の観察視野において、０．０１μｍ以上５．０μｍ以下の微細Ｍｇ－Ｂｉ系化合物の粒子数をカウントすることで求められる。
また、Ｍｇ－Ｂｉ系化合物を細かく密に分布させる手段として、以下に記載する手段を適正に組み合わせることで調整することができる。第１の手段は、鋳造時に、溶湯温度が高いところから早い冷却速度で鋳込むこと。第２の手段は、熱延時に、一定以上の大きな総圧下量をとること。第３の手段は、高温域での圧延時間を長くとること。第４の手段は、熱延仕上り温度を一定以上低く、かつ、その後の冷却速度を早くすることである。
「粗大Ｍｇ－Ｂｉ系化合物：円相当径で、５．０μｍ径以上の粗大Ｍｇ－Ｂｉ系化合物が１００００μｍ２視野（１００μｍ角）あたり２個未満」
粗大Ｍｇ－Ｂｉ系化合物は、ろう付昇温過程で溶融し難く、材料表面にＢｉが均一に濃化しにくくなるため、酸化皮膜成長の抑制効果が低い。また、粗大Ｍｇ－Ｂｉ系化合物ができることで５．０μｍ未満の微細Ｍｇ－Ｂｉ化合物の生成量が減るため、酸化皮膜成長の抑制効果が低下する。
なお、ろう材表面の粗大Ｍｇ－Ｂｉ系化合物の数は、前述したＥＰＭＡによる全自動粒子解析により求められる。
また、粗大Ｍｇ－Ｂｉ系化合物の生成を抑制する手段としては、前述の条件と同様に以下に記載する手段を適正に組み合わせることで調整することができる。
第１の手段は、鋳造時に溶湯温度が高いところから早い冷却速度で鋳込むこと。第２の手段は、熱延時には、一定以上の大きな総圧下量をとること。第３の手段は、高温域での圧延時間を長くとること。第４の手段は、熱延仕上り温度を一定以上低く、かつ、その後の冷却速度を早くすることである。
粗大Ｍｇ－Ｂｉ系化合物は、ろう付昇温過程で溶融し難く、材料表面にＢｉが均一に濃化しにくくなるため、酸化皮膜成長の抑制効果が低い。また、粗大Ｍｇ－Ｂｉ系化合物ができることで５．０μｍ未満の微細Ｍｇ－Ｂｉ化合物の生成量が減るため、酸化皮膜成長の抑制効果が低下する。
なお、ろう材表面の粗大Ｍｇ－Ｂｉ系化合物の数は、前述したＥＰＭＡによる全自動粒子解析により求められる。
また、粗大Ｍｇ－Ｂｉ系化合物の生成を抑制する手段としては、前述の条件と同様に以下に記載する手段を適正に組み合わせることで調整することができる。
第１の手段は、鋳造時に溶湯温度が高いところから早い冷却速度で鋳込むこと。第２の手段は、熱延時には、一定以上の大きな総圧下量をとること。第３の手段は、高温域での圧延時間を長くとること。第４の手段は、熱延仕上り温度を一定以上低く、かつ、その後の冷却速度を早くすることである。
「粗大Ｂｉ単体粒子：円相当径で５．０μｍ以上の粗大Ｂｉ単体粒子が１００００μｍ２視野（１００μｍ角）あたり５個未満」
ろう材中に粗大Ｂｉ単体粒子が存在すると、ろう付昇温過程でＢｉの融点である２７１℃から溶融して材料表面に濃化するが、濃化が始まる温度域は、ろう付昇温過程の低い温度域である。このため、ろう材が溶融するまでに材料表面でＢｉが酸化して堆積することや、早い段階で酸化皮膜が不安定となり、再酸化が進み易くなることで、接合が阻害され、良好な接合状態が得られ難くなる。また、酸化によりＢｉが消耗するため、溶融ろうの表面張力を低下させる効果が低下する。
ろう材中に粗大Ｂｉ単体粒子が存在すると、ろう付昇温過程でＢｉの融点である２７１℃から溶融して材料表面に濃化するが、濃化が始まる温度域は、ろう付昇温過程の低い温度域である。このため、ろう材が溶融するまでに材料表面でＢｉが酸化して堆積することや、早い段階で酸化皮膜が不安定となり、再酸化が進み易くなることで、接合が阻害され、良好な接合状態が得られ難くなる。また、酸化によりＢｉが消耗するため、溶融ろうの表面張力を低下させる効果が低下する。
このとき、ろう材中で粗大Ｂｉ単体粒子が殆ど存在しないように材料を作製することでこれら問題を防止することが可能となる。具体的には、前記Ａｌ－Ｓｉ－Ｍｇ－Ｂｉ系ろう材に含まれる円相当径で５．０μｍ径以上の粗大Ｂｉ単体粒子を、ろう付前の表層面（ＲＤ－ＴＤ）方向の観察において、１００００μｍ２視野あたり５個未満とすることで、酸化などによるＢｉの消耗が殆どなく、Ｂｉ添加によるろう付性向上効果を大きくできる。
ろう材表面の粗大Ｂｉ単体粒子の数は、作製した材料のろう材表面を０．１μｍの砥粒で鏡面処理し、ＥＰＭＡ（電子線マイクロアナライザ）を用いた全自動粒子解析を行うことで求めることができる。
ろう材表面の粗大Ｂｉ単体粒子の数は、作製した材料のろう材表面を０．１μｍの砥粒で鏡面処理し、ＥＰＭＡ（電子線マイクロアナライザ）を用いた全自動粒子解析を行うことで求めることができる。
なお、粗大Ｂｉ単体粒子の発生を抑制する手段としては、合金のＭｇとＢｉの配合比率や、鋳造時の溶湯温度と冷却速度、および、均質化処理条件を適正に組み合わせることで調整することができる。鋳造時の溶湯温度が低いほど、また、鋳造時の冷却速度が遅いほど、粗大Ｂｉ単体粒子の数が増加する傾向があり、均質化処理条件が低温で短時間であるほど、同様に粗大Ｂｉ単体粒子の数が増加する傾向にある。
本実施形態に係るアルミニウムブレージングシートは、前記Ａｌ－Ｓｉ－Ｍｇ－Ｂｉ系ろう材に含まれ、表層面（ＲＤ－ＴＤ）方向の観察により、円相当径で０．０１μｍ以上５．０μｍ未満の径を有する微細Ｍｇ－Ｂｉ系化合物が１００００μｍ２視野あたり１０個よりも多く存在し、かつ、５．０μｍ以上の径を有する粗大Ｍｇ－Ｂｉ系化合物が１００００μｍ２視野あたり２個未満であり、さらに、前記Ａｌ－Ｓｉ－Ｍｇ－Ｂｉ系ろう材に含まれ、前記表層面方向の観察において、 円相当径で５．０μｍ以上の径を有する粗大Ｂｉ単体粒子が１００００μｍ２視野あたり５個未満であることがより好ましい。
「ろう材表層面におけるＳｉ粒子の分布」
粗大Ｓｉ粒子：長辺の長さが５０μｍ以上の粗大Ｓｉ粒子が１００００００μｍ２あたり１０個以下
鋳造起因の粗大Ｓｉ粒子は塊状、あるいは板状で熱間圧延でも破砕されずにブレージングシートにそのまま残存することが多い。この粗大Ｓｉ粒子はろう付時にエロージョンと呼ばれる局所溶融を引きおこし、ろう付け時の穴あきの原因となる。
また、この粗大Ｓｉ粒子は鋳造時に生じるものであり、例えば、ＤＣ鋳造時の表面側と中心側とで凝固条件が異なることから、分布状態に差が出る可能性がある。また、ブレージングシートは、通常はコイルから幅方向および長さ方向ともに分割して切り出されて供される。そのため、異なる鋳造条件でも生じていないことを確認するため、鋳造時の幅方向に３分割した場合にそれぞれが含まれるように、さらに長さ方向でも鋳造時の高さ方向（横型連鋳の場合は長さ方向）に３分割した場合にそれぞれが含まれるようにろう材層最表面を圧延面で観察し、観察視野として１００００００μｍ２視野（１０００μｍ角）を構成することが好ましい。
粗大Ｓｉ粒子：長辺の長さが５０μｍ以上の粗大Ｓｉ粒子が１００００００μｍ２あたり１０個以下
鋳造起因の粗大Ｓｉ粒子は塊状、あるいは板状で熱間圧延でも破砕されずにブレージングシートにそのまま残存することが多い。この粗大Ｓｉ粒子はろう付時にエロージョンと呼ばれる局所溶融を引きおこし、ろう付け時の穴あきの原因となる。
また、この粗大Ｓｉ粒子は鋳造時に生じるものであり、例えば、ＤＣ鋳造時の表面側と中心側とで凝固条件が異なることから、分布状態に差が出る可能性がある。また、ブレージングシートは、通常はコイルから幅方向および長さ方向ともに分割して切り出されて供される。そのため、異なる鋳造条件でも生じていないことを確認するため、鋳造時の幅方向に３分割した場合にそれぞれが含まれるように、さらに長さ方向でも鋳造時の高さ方向（横型連鋳の場合は長さ方向）に３分割した場合にそれぞれが含まれるようにろう材層最表面を圧延面で観察し、観察視野として１００００００μｍ２視野（１０００μｍ角）を構成することが好ましい。
「心材」
本形態における心材の組成は特定のものに限定されるものではないが、 以下の成分が好適に示される。
心材は、一例として、質量％で、Ｓｉ：０．０５～１．２％、Ｍｇ：０．０１～２．０％、Ｍｎ：０．１～２．５％、Ｃｕ：０．０１～２．５％、Ｆｅ：０．０５～１．５％、Ｚｒ：０．０１～０．３％、Ｔｉ：０．０１～０．３％、Ｃｒ：０．０１～０．５％、Ｂｉ：０．００５～ １．５％およびＺｎ：０．１～９．０％の内１種または２種以上を含有し、残部Ａｌと不可避不純物からなるアルミニウム合金で構成できる。
また、心材は、他の例として、質量％で、Ｓｉ：０．０５～１．２％、Ｍｇ：０．０１～２．０％を含有し、さらにＭｎ：０．１～２．５％、Ｃｕ：０．０１～２．５％、Ｆｅ：０．０５～１．５％、Ｚｒ：０．０１～０．３％、Ｔｉ：０．０１～０．３％、Ｃｒ：０．０１～０．５％、Ｂｉ：０．００５～１．５％およびＺｎ：０．１～９．０％の内１種または２種以上を含有し、残部Ａｌと不可避不純物からなるアルミニウム合金で構成できる。
本形態における心材の組成は特定のものに限定されるものではないが、 以下の成分が好適に示される。
心材は、一例として、質量％で、Ｓｉ：０．０５～１．２％、Ｍｇ：０．０１～２．０％、Ｍｎ：０．１～２．５％、Ｃｕ：０．０１～２．５％、Ｆｅ：０．０５～１．５％、Ｚｒ：０．０１～０．３％、Ｔｉ：０．０１～０．３％、Ｃｒ：０．０１～０．５％、Ｂｉ：０．００５～ １．５％およびＺｎ：０．１～９．０％の内１種または２種以上を含有し、残部Ａｌと不可避不純物からなるアルミニウム合金で構成できる。
また、心材は、他の例として、質量％で、Ｓｉ：０．０５～１．２％、Ｍｇ：０．０１～２．０％を含有し、さらにＭｎ：０．１～２．５％、Ｃｕ：０．０１～２．５％、Ｆｅ：０．０５～１．５％、Ｚｒ：０．０１～０．３％、Ｔｉ：０．０１～０．３％、Ｃｒ：０．０１～０．５％、Ｂｉ：０．００５～１．５％およびＺｎ：０．１～９．０％の内１種または２種以上を含有し、残部Ａｌと不可避不純物からなるアルミニウム合金で構成できる。
Ｓｉ：０．０５～１．２％
Ｓｉは、固溶により材料強度を向上させる他、Ｍｇ２ＳｉやＡｌ－Ｍｎ－Ｓ ｉ化合物として析出し材料強度を向上させる効果がある。
但し、含有量が過小であると、効果が不十分となる。一方、含有量が過大であると、心材の固相線温度が低下し、ろう付時に溶融する。これらのため、心材にＳｉを含有させる場合、Ｓｉ含有量は前記範囲とする。なお、同様の理由で、Ｓｉ含有量を下限で０．１％、上限で１．０％とするのが望ましい。なお、Ｓｉを積極的に含有しない場合でも、不可避不純物として、例えば０．０５％以下含有する心材であってもよい。
Ｓｉは、固溶により材料強度を向上させる他、Ｍｇ２ＳｉやＡｌ－Ｍｎ－Ｓ ｉ化合物として析出し材料強度を向上させる効果がある。
但し、含有量が過小であると、効果が不十分となる。一方、含有量が過大であると、心材の固相線温度が低下し、ろう付時に溶融する。これらのため、心材にＳｉを含有させる場合、Ｓｉ含有量は前記範囲とする。なお、同様の理由で、Ｓｉ含有量を下限で０．１％、上限で１．０％とするのが望ましい。なお、Ｓｉを積極的に含有しない場合でも、不可避不純物として、例えば０．０５％以下含有する心材であってもよい。
Ｍｇ：０．０１～２．０％
Ｍｇは、Ｓｉなどとの化合物が析出することで材料強度を向上する。一部はろう材に拡散し、酸化皮膜(Ａｌ２Ｏ３)を還元分解する。ただし、含有量が過小であると効果が不十分であり、一方、過大に含有すると、効果が飽和するだけでなく、材料が硬く脆くなるため、素材製造が困難になる。これらのため、心材にＭｇを含有させる場合、Ｍｇ含有量は前記範囲とする。
なお、同様の理由で、Ｍｇ含有量を下限で０．０５％、上限で１．０％とするのが望ましい。なお、Ｍｇを積極的に含有しない場合でも、不可避不純物として、例えば０．０１％以下含有する心材であってもよい。
Ｍｇは、Ｓｉなどとの化合物が析出することで材料強度を向上する。一部はろう材に拡散し、酸化皮膜(Ａｌ２Ｏ３)を還元分解する。ただし、含有量が過小であると効果が不十分であり、一方、過大に含有すると、効果が飽和するだけでなく、材料が硬く脆くなるため、素材製造が困難になる。これらのため、心材にＭｇを含有させる場合、Ｍｇ含有量は前記範囲とする。
なお、同様の理由で、Ｍｇ含有量を下限で０．０５％、上限で１．０％とするのが望ましい。なお、Ｍｇを積極的に含有しない場合でも、不可避不純物として、例えば０．０１％以下含有する心材であってもよい。
Ｍｎ：０．１～２．５％
Ｍｎは、金属間化合物として析出して材料強度を向上させる。さらに固溶により材料の電位を貴にして耐食性を向上させる。ただし、含有量が過小であると効果が不十分であり、一方、過大に含有すると、材料が硬くなり素材圧延性が低下する。これらのため、心材にＭｎを含有させる場合、Ｍｎ含有量は前記範囲とする。
なお、同様の理由で、Ｍｎ含有量を下限で０．３％、上限で １．８％とするのが望ましい。なお、Ｍｎを積極的に含有しない場合でも、 不可避不純物として、例えば０．１％以下含有する心材であってもよい。
Ｍｎは、金属間化合物として析出して材料強度を向上させる。さらに固溶により材料の電位を貴にして耐食性を向上させる。ただし、含有量が過小であると効果が不十分であり、一方、過大に含有すると、材料が硬くなり素材圧延性が低下する。これらのため、心材にＭｎを含有させる場合、Ｍｎ含有量は前記範囲とする。
なお、同様の理由で、Ｍｎ含有量を下限で０．３％、上限で １．８％とするのが望ましい。なお、Ｍｎを積極的に含有しない場合でも、 不可避不純物として、例えば０．１％以下含有する心材であってもよい。
Ｃｕ：０．０１～２．５％
Ｃｕは、固溶して材料強度を向上させる。ただし、含有量が過小であると効果が不十分であり、一方、過大に含有すると、心材の固相線温度が低下し、ろう付時に溶融する。これらのため、心材にＣｕを含有させる場合、Ｃｕ含有量は前記範囲とする。
なお、同様の理由で、Ｃｕ含有量を下限で０．０２％、上限で１．２％とするのが望ましい。なお、Ｃｕを積極的に含有しない場合でも、不可避不純物として、例えば０．０１％以下含有する心材であってもよい。
Ｃｕは、固溶して材料強度を向上させる。ただし、含有量が過小であると効果が不十分であり、一方、過大に含有すると、心材の固相線温度が低下し、ろう付時に溶融する。これらのため、心材にＣｕを含有させる場合、Ｃｕ含有量は前記範囲とする。
なお、同様の理由で、Ｃｕ含有量を下限で０．０２％、上限で１．２％とするのが望ましい。なお、Ｃｕを積極的に含有しない場合でも、不可避不純物として、例えば０．０１％以下含有する心材であってもよい。
Ｆｅ：０．０５～１．５％
Ｆｅは、金属間化合物として析出して材料強度を向上させる。さらに、ろう付時の再結晶を促進させ、ろう侵食を抑制する。ただし、含有量が下限未満であると、効果が不十分であり、一方、過大であると、ろう付後の腐食速度が速くなる。これらのため、心材にＦｅを含有させる場合、Ｆｅ含有量を前記範囲とする。
なお、同様の理由で、Ｆｅ含有量を下限で０．１％、上限で０．６％とするのが望ましい。なお、Ｆｅを積極的に含有しない場合でも、不可避不純物として、例えば０．０５％以下含有する心材であってもよい。
Ｆｅは、金属間化合物として析出して材料強度を向上させる。さらに、ろう付時の再結晶を促進させ、ろう侵食を抑制する。ただし、含有量が下限未満であると、効果が不十分であり、一方、過大であると、ろう付後の腐食速度が速くなる。これらのため、心材にＦｅを含有させる場合、Ｆｅ含有量を前記範囲とする。
なお、同様の理由で、Ｆｅ含有量を下限で０．１％、上限で０．６％とするのが望ましい。なお、Ｆｅを積極的に含有しない場合でも、不可避不純物として、例えば０．０５％以下含有する心材であってもよい。
Ｚｒ：０．０１～０．３％
Ｚｒは、微細な金属間化合物を形成し材料強度を向上させる。ただし、含有量が下限未満であると、効果が不十分であり、一方、過大であると、材料が硬くなり加工性が低下する。これらのため、心材にＺｒを含有させる場合、Ｚｒ含有量を前記範囲とする。
なお、同様の理由で、Ｚｒ含有量を下限で０．０５％、上限で０．２％とするのが望ましい。なお、Ｚｒを積極的に含有しない場合でも、不可避不純物として、例えば０．０１％以下含有する心材であってもよい。
Ｚｒは、微細な金属間化合物を形成し材料強度を向上させる。ただし、含有量が下限未満であると、効果が不十分であり、一方、過大であると、材料が硬くなり加工性が低下する。これらのため、心材にＺｒを含有させる場合、Ｚｒ含有量を前記範囲とする。
なお、同様の理由で、Ｚｒ含有量を下限で０．０５％、上限で０．２％とするのが望ましい。なお、Ｚｒを積極的に含有しない場合でも、不可避不純物として、例えば０．０１％以下含有する心材であってもよい。
Ｔｉ：０．０１～０．３％
Ｔｉは、微細な金属間化合物を形成し材料強度を向上させる。ただし、含有量が下限未満であると、効果が不十分であり、一方、過大であると、材料が硬くなり加工性が低下する。これらのため、心材にＴｉを含有させる場合、Ｔｉ含有量を前記範囲とする。なお、同様の理由で、Ｔｉ含有量を下限で０．０５％、上限で０．２％とするのが望ましい。なお、Ｔｉを積極的に含有しない場合でも、不可避不純物として、例えば０．０１％以下含有する心材であってもよい。
Ｔｉは、微細な金属間化合物を形成し材料強度を向上させる。ただし、含有量が下限未満であると、効果が不十分であり、一方、過大であると、材料が硬くなり加工性が低下する。これらのため、心材にＴｉを含有させる場合、Ｔｉ含有量を前記範囲とする。なお、同様の理由で、Ｔｉ含有量を下限で０．０５％、上限で０．２％とするのが望ましい。なお、Ｔｉを積極的に含有しない場合でも、不可避不純物として、例えば０．０１％以下含有する心材であってもよい。
Ｃｒ：０．０１～０．５％
Ｃｒは、微細な金属間化合物を形成し、材料強度を向上させる。ただし、 含有量が下限未満であると、効果が不十分であり、一方、過大であると、材料が硬くなり加工性が低下する。これらのため、心材にＣｒを含有させる場合、Ｃｒ含有量を前記範囲とする。なお、同様の理由で、Ｃｒ含有量を下限で０．０５％、上限で０．３％とするのが望ましい。なお、Ｃｒを積極的に含有しない場合でも、不可避不純物として、例えば０．０１％以下含有する心材であってもよい。
Ｃｒは、微細な金属間化合物を形成し、材料強度を向上させる。ただし、 含有量が下限未満であると、効果が不十分であり、一方、過大であると、材料が硬くなり加工性が低下する。これらのため、心材にＣｒを含有させる場合、Ｃｒ含有量を前記範囲とする。なお、同様の理由で、Ｃｒ含有量を下限で０．０５％、上限で０．３％とするのが望ましい。なお、Ｃｒを積極的に含有しない場合でも、不可避不純物として、例えば０．０１％以下含有する心材であってもよい。
Ｂｉ：０．００５～１．５％
Ｂｉは、一部がろう材層に拡散することで溶融ろうの表面張力を低下させる。また、材料表面の緻密な酸化皮膜成長を抑制する。ただし、含有量が下限未満であると、効果が不十分であり、一方、過大であると効果が飽和するとともに、材料表面でＢｉの酸化物が生成し易くなり接合が阻害される。これらのため、心材にＢｉを含有させる場合、Ｂｉ含有量を前記範囲とする。
なお、同様の理由で、Ｂｉ含有量を下限で０．０５％、上限で０．５％とするのが望ましい。なお、Ｂｉを積極的に含有しない場合でも、不可避不純物として、例えば０．００５％以下含有する心材であってもよい。
Ｂｉは、一部がろう材層に拡散することで溶融ろうの表面張力を低下させる。また、材料表面の緻密な酸化皮膜成長を抑制する。ただし、含有量が下限未満であると、効果が不十分であり、一方、過大であると効果が飽和するとともに、材料表面でＢｉの酸化物が生成し易くなり接合が阻害される。これらのため、心材にＢｉを含有させる場合、Ｂｉ含有量を前記範囲とする。
なお、同様の理由で、Ｂｉ含有量を下限で０．０５％、上限で０．５％とするのが望ましい。なお、Ｂｉを積極的に含有しない場合でも、不可避不純物として、例えば０．００５％以下含有する心材であってもよい。
Ｚｎ：０．１～９．０％
Ｚｎは、材料の孔食電位を他部材よりも卑にし、犠牲防食効果を発揮する。ただし、含有量が下限未満であると、効果が不十分であり、一方、過大であると効果が飽和する。これらのため、心材にＺｎを含有させる場合、Ｚｎ含有量を前記範囲とする。
なお、同様の理由で、Ｚｎ含有量を下限で０．５％、上限で７．０％とするのが望ましい。なお、Ｚｎを積極的に含有しない場合でも、不可避不純物として、例えば０．１％以下含有する心材であってもよい。
Ｚｎは、材料の孔食電位を他部材よりも卑にし、犠牲防食効果を発揮する。ただし、含有量が下限未満であると、効果が不十分であり、一方、過大であると効果が飽和する。これらのため、心材にＺｎを含有させる場合、Ｚｎ含有量を前記範囲とする。
なお、同様の理由で、Ｚｎ含有量を下限で０．５％、上限で７．０％とするのが望ましい。なお、Ｚｎを積極的に含有しない場合でも、不可避不純物として、例えば０．１％以下含有する心材であってもよい。
「犠牲材」
本形態では、心材に犠牲材をクラッドしたアルミニウムブレージングシートとすることができる。
本形態における犠牲材の組成は特定のものに限定されるものではないが、以下の成分が好適に示される。
Ｚｎ：０．１～９．０％
Ｚｎは、材料の自然電位を他部材よりも卑にし、犠牲防食効果を発揮させ、クラッド材の耐孔食性を向上させるために犠牲材に添加される。含有量が下限未満であると、効果が不十分であり、上限超えであると電位が卑となりすぎて犠牲材の腐食消耗速度が速くなり、犠牲材の早期消失によってクラッド材の耐孔食性が低下する。なお、同様の理由で、犠牲材に含まれるＺｎ量を下限で１．０％、上限で８．０％とするのが望ましい。
本形態では、心材に犠牲材をクラッドしたアルミニウムブレージングシートとすることができる。
本形態における犠牲材の組成は特定のものに限定されるものではないが、以下の成分が好適に示される。
Ｚｎ：０．１～９．０％
Ｚｎは、材料の自然電位を他部材よりも卑にし、犠牲防食効果を発揮させ、クラッド材の耐孔食性を向上させるために犠牲材に添加される。含有量が下限未満であると、効果が不十分であり、上限超えであると電位が卑となりすぎて犠牲材の腐食消耗速度が速くなり、犠牲材の早期消失によってクラッド材の耐孔食性が低下する。なお、同様の理由で、犠牲材に含まれるＺｎ量を下限で１．０％、上限で８．０％とするのが望ましい。
Ｓｉ：０．０５～１．２％
Ｓｉは、Ａｌ－Ｍｎ－Ｓｉ、Ａｌ－Ｍｎ－Ｓｉ－Ｆｅなどの金属間化合物として析出して腐食の起点を分散させることでクラッド材の耐孔食性を向上させるため、所望により犠牲材に添加される。含有量が下限未満であると、効果が不十分であり、上限超えであると腐食速度が速くなり、犠牲材の早期消失によってクラッド材の耐孔食性が低下する。なお、同様の理由で、犠牲材に含まれるＳｉ量を下限で０．３％、上限で１．０％とするのが望ましい。
Ｓｉは、Ａｌ－Ｍｎ－Ｓｉ、Ａｌ－Ｍｎ－Ｓｉ－Ｆｅなどの金属間化合物として析出して腐食の起点を分散させることでクラッド材の耐孔食性を向上させるため、所望により犠牲材に添加される。含有量が下限未満であると、効果が不十分であり、上限超えであると腐食速度が速くなり、犠牲材の早期消失によってクラッド材の耐孔食性が低下する。なお、同様の理由で、犠牲材に含まれるＳｉ量を下限で０．３％、上限で１．０％とするのが望ましい。
Ｍｇ：０．０１～２．０％
Ｍｇは、酸化皮膜を強固にすることで耐食性を向上させるため、所望により犠牲材に添加される。含有量が下限未満であると、効果が不十分であり、上限超えであると材料が硬くなりすぎて圧延製造性が低下する。なお、同様の理由で、犠牲材に含まれるＭｇ量を下限で０．０５％、上限で１．５％とするのが望ましい。
Ｍｇは、酸化皮膜を強固にすることで耐食性を向上させるため、所望により犠牲材に添加される。含有量が下限未満であると、効果が不十分であり、上限超えであると材料が硬くなりすぎて圧延製造性が低下する。なお、同様の理由で、犠牲材に含まれるＭｇ量を下限で０．０５％、上限で１．５％とするのが望ましい。
Ｍｎ：０．１～２．５％
Ｍｎは、Ａｌ－Ｍｎ、Ａｌ－Ｍｎ－Ｓｉ、Ａｌ－Ｍｎ－Ｆｅ、Ａｌ－Ｍｎ－Ｓｉ－Ｆｅなどの金属間化合物として析出して腐食の起点を分散させることでクラッド材の耐孔食性を向上させるため、所望により犠牲材に添加される。含有量が下限未満であると、効果が不十分であり、上限超えであると腐食速度が速くなり、犠牲材の早期消失によってクラッド材の耐孔食性が低下する。なお、同様の理由で、犠牲材に含まれるＭｎ量を下限で０．４％、上限で１．８％とするのが望ましい。
Ｍｎは、Ａｌ－Ｍｎ、Ａｌ－Ｍｎ－Ｓｉ、Ａｌ－Ｍｎ－Ｆｅ、Ａｌ－Ｍｎ－Ｓｉ－Ｆｅなどの金属間化合物として析出して腐食の起点を分散させることでクラッド材の耐孔食性を向上させるため、所望により犠牲材に添加される。含有量が下限未満であると、効果が不十分であり、上限超えであると腐食速度が速くなり、犠牲材の早期消失によってクラッド材の耐孔食性が低下する。なお、同様の理由で、犠牲材に含まれるＭｎ量を下限で０．４％、上限で１．８％とするのが望ましい。
Ｆｅ：０．０５～１．５％
Ｆｅは、Ａｌ－Ｍｎ－Ｆｅ、Ａｌ－Ｍｎ－Ｓｉ－Ｆｅなどの金属間化合物として析出して腐食の起点を分散させることでクラッド材の耐孔食性を向上させるため、所望により犠牲材に添加される。含有量が下限未満であると、効果が不十分であり、上限超えであると腐食速度が速くなり、犠牲材の早期消失によってクラッド材の耐孔食性が低下する。なお、同様の理由で、犠牲材に含まれるＦｅ量を下限で０．１％、上限で０．７％とするのが望ましい。
Ｆｅは、Ａｌ－Ｍｎ－Ｆｅ、Ａｌ－Ｍｎ－Ｓｉ－Ｆｅなどの金属間化合物として析出して腐食の起点を分散させることでクラッド材の耐孔食性を向上させるため、所望により犠牲材に添加される。含有量が下限未満であると、効果が不十分であり、上限超えであると腐食速度が速くなり、犠牲材の早期消失によってクラッド材の耐孔食性が低下する。なお、同様の理由で、犠牲材に含まれるＦｅ量を下限で０．１％、上限で０．７％とするのが望ましい。
Ｚｒ：０．０１～０．３％
Ｚｒは、Ａｌ－Ｚｒ系金属間化合物として析出して腐食の起点を分散させることや、固溶Ｚｒの濃淡部を形成させることで腐食形態を層状とすることでクラッド材の耐孔食性を向上させるため、所望により犠牲材に添加される。含有量が下限未満であると、効果が不十分であり、上限超えであると鋳造時に巨大な金属間化合物を形成し圧延性が低下する。なお、同様の理由で、犠牲材に含まれるＺｒ量を下限で０．０５％、上限で０．２５％とするのが望ましい。
Ｚｒは、Ａｌ－Ｚｒ系金属間化合物として析出して腐食の起点を分散させることや、固溶Ｚｒの濃淡部を形成させることで腐食形態を層状とすることでクラッド材の耐孔食性を向上させるため、所望により犠牲材に添加される。含有量が下限未満であると、効果が不十分であり、上限超えであると鋳造時に巨大な金属間化合物を形成し圧延性が低下する。なお、同様の理由で、犠牲材に含まれるＺｒ量を下限で０．０５％、上限で０．２５％とするのが望ましい。
Ｔｉ：０．０１～０．３％
Ｔｉは、Ａｌ－Ｔｉ系金属間化合物として析出して腐食の起点を分散させることや、固溶Ｔｉの濃淡部を形成させることで腐食形態を層状とすることでクラッド材の耐孔食性を向上させるため、所望により犠牲材に添加される。含有量が下限未満であると、効果が不十分であり、上限超えであると鋳造時に巨大な金属間化合物を形成し圧延性が低下する。なお、同様の理由で、犠牲材に含まれるＴｉ量を下限で０．０５％、上限で０．２５％とするのが望ましい。
Ｔｉは、Ａｌ－Ｔｉ系金属間化合物として析出して腐食の起点を分散させることや、固溶Ｔｉの濃淡部を形成させることで腐食形態を層状とすることでクラッド材の耐孔食性を向上させるため、所望により犠牲材に添加される。含有量が下限未満であると、効果が不十分であり、上限超えであると鋳造時に巨大な金属間化合物を形成し圧延性が低下する。なお、同様の理由で、犠牲材に含まれるＴｉ量を下限で０．０５％、上限で０．２５％とするのが望ましい。
Ｃｒ：０．０１～０．５％
Ｃｒは、Ａｌ－Ｃｒ系金属間化合物として析出して腐食の起点を分散させることや固溶Ｃｒの濃淡部を形成させることで腐食形態を層状とすることでクラッド材の耐孔食性を向上させるため、所望により犠牲材に添加される。含有量が下限未満であると、効果が不十分であり、上限超えであると鋳造時に巨大な金属間化合物を形成し圧延性が低下する。なお、同様の理由で、犠牲材に含まれるＣｒ量を下限で０．１％、上限で０．４％とするのが望ましい。
Ｃｒは、Ａｌ－Ｃｒ系金属間化合物として析出して腐食の起点を分散させることや固溶Ｃｒの濃淡部を形成させることで腐食形態を層状とすることでクラッド材の耐孔食性を向上させるため、所望により犠牲材に添加される。含有量が下限未満であると、効果が不十分であり、上限超えであると鋳造時に巨大な金属間化合物を形成し圧延性が低下する。なお、同様の理由で、犠牲材に含まれるＣｒ量を下限で０．１％、上限で０．４％とするのが望ましい。
Ｂｉ：０．００５～１．５％
Ｂｉは、溶融ろうが犠牲材表面に接触した際に溶融ろうに拡散することで溶融ろうの表面張力を低下させ、また、材料表面の緻密な酸化皮膜成長を抑制するので、所望により犠牲材に添加される。ただし、含有量が下限未満であると、効果が不十分であり、一方、過大であると効果が飽和するとともに、材料表面でＢｉの酸化物が生成し易くなり接合が阻害される。これらのため、犠牲材に含まれるＢｉ含有量を前記範囲とする。
なお、同様の理由で、Ｂｉ含有量を下限で０．０５％、上限で０．５％とするのが望ましい。ただし、Ｂｉを積極的に添加しない場合でも、不可避不純物として、例えば０．００５％以下含有する犠牲材であってもよい。
Ｂｉは、溶融ろうが犠牲材表面に接触した際に溶融ろうに拡散することで溶融ろうの表面張力を低下させ、また、材料表面の緻密な酸化皮膜成長を抑制するので、所望により犠牲材に添加される。ただし、含有量が下限未満であると、効果が不十分であり、一方、過大であると効果が飽和するとともに、材料表面でＢｉの酸化物が生成し易くなり接合が阻害される。これらのため、犠牲材に含まれるＢｉ含有量を前記範囲とする。
なお、同様の理由で、Ｂｉ含有量を下限で０．０５％、上限で０．５％とするのが望ましい。ただし、Ｂｉを積極的に添加しない場合でも、不可避不純物として、例えば０．００５％以下含有する犠牲材であってもよい。
本実施形態に係るアルミニウムブレージングシートにおいて、前記心材に犠牲材がクラッドされ、前記犠牲材が質量％で、Ｚｎ：０．１～９．０％を含有し、さらに、Ｓｉ：０．０５～１．２％、Ｍ ｇ：０．０１～２．０％、Ｍｎ：０．１～２．５％、Ｆｅ：０．０５～１．５％、Ｚｒ：０．０１～０．３％、Ｔｉ：０．０１～０．３％、Ｃｒ：０．０１～０．５％、Ｂｉ：０．００５～１．５％の内１種または２種以上を含有することが好ましい。
「ブレージングシートの製造方法」
本形態の組成に調製してアルミニウム合金を溶製する。該溶製は半連続鋳造法によって行うことができる。
本形態では、ろう付前時点で微細なＭｇ－Ｂｉ化合物を分散させるため、ろう材の鋳造時に高い溶湯温度から急冷することでＭｇとＢｉを鋳塊内で過飽和に固溶させる。具体的には、溶湯温度を７００℃以上とすることでＭｇとＢｉの固溶度を高めることができる。
得られたアルミニウム合金鋳塊に対しては、所定条件で均質化処理を行う。均質化処理温度が低いと粗大なＭｇ－Ｂｉ化合物が析出し、ろう付前時点で本形態のＭｇ－Ｂｉ化合物の分布状態が得られにくくなるため、処理温度４００℃以上で１～１０時間行うことが望ましい。
本形態の組成に調製してアルミニウム合金を溶製する。該溶製は半連続鋳造法によって行うことができる。
本形態では、ろう付前時点で微細なＭｇ－Ｂｉ化合物を分散させるため、ろう材の鋳造時に高い溶湯温度から急冷することでＭｇとＢｉを鋳塊内で過飽和に固溶させる。具体的には、溶湯温度を７００℃以上とすることでＭｇとＢｉの固溶度を高めることができる。
得られたアルミニウム合金鋳塊に対しては、所定条件で均質化処理を行う。均質化処理温度が低いと粗大なＭｇ－Ｂｉ化合物が析出し、ろう付前時点で本形態のＭｇ－Ｂｉ化合物の分布状態が得られにくくなるため、処理温度４００℃以上で１～１０時間行うことが望ましい。
アルミニウム合金鋳塊に対し、熱間圧延と冷間圧延を行うことでシート状のろう材を得ることができる。
アルミニウム合金鋳塊において、通常の共晶Ｓｉは針状に晶出するため、熱間圧延等で破砕されやすいが、初晶のように晶出する粗大Ｓｉ粒子は塊状や板状になる形状の違いがあるため、破砕されにくい。そのため、針状ではない粗大Ｓｉ粒子は、圧下率を高めてもろう材からクラッド材にめり込む形で残存してしまうことが多い。その為、粗大Ｓｉ粒子の晶出は防がなければならないが、後記するように、Ｐの活量を低下させる元素を添加することで粗大Ｓｉ粒子の晶出を抑制することができる。
アルミニウム合金鋳塊において、通常の共晶Ｓｉは針状に晶出するため、熱間圧延等で破砕されやすいが、初晶のように晶出する粗大Ｓｉ粒子は塊状や板状になる形状の違いがあるため、破砕されにくい。そのため、針状ではない粗大Ｓｉ粒子は、圧下率を高めてもろう材からクラッド材にめり込む形で残存してしまうことが多い。その為、粗大Ｓｉ粒子の晶出は防がなければならないが、後記するように、Ｐの活量を低下させる元素を添加することで粗大Ｓｉ粒子の晶出を抑制することができる。
次に、前記ろう材を心材などと組み付けて熱間でクラッド圧延するが、このとき、本形態では、熱延時の所定温度での圧延時間、熱延開始から終了までの相当ひずみ、熱延仕上げ温度、熱延後の冷却速度を制御し、Ｍｇ－Ｂｉ化合物を所定のサイズと数密度に調整する。
まず、熱延時所定の温度域での圧延時間を満たすことで、本形態で定義する所定サイズのＭｇ－Ｂｉ化合物の析出を動的ひずみが入る環境下で促進する。具体的には、熱延時の材料温度が４００～５００℃の間の圧延時間を１０ｍｉｎ以上とすることで微細Ｍｇ－Ｂｉ化合物の析出を促進する。
まず、熱延時所定の温度域での圧延時間を満たすことで、本形態で定義する所定サイズのＭｇ－Ｂｉ化合物の析出を動的ひずみが入る環境下で促進する。具体的には、熱延時の材料温度が４００～５００℃の間の圧延時間を１０ｍｉｎ以上とすることで微細Ｍｇ－Ｂｉ化合物の析出を促進する。
また、熱延開始から終了までの相当ひずみを制御することで、鋳造時に生成した粗大なＭｇ－Ｂｉ晶出物を破砕し微細化することができる。具体的には、以下の式（２）で示す相当ひずみεが、ε＞５．０となるようにスラブ厚みや仕上げ厚みを調整することでＭｇ－Ｂｉ晶出物を十分に微細化できる。
ε＝（２／√３）ｌｎ（ｔ０／ｔ） …式（２）
式（２）において、ｔ０：熱延開始厚み（スラブ厚み）、ｔ：熱延仕上げ厚み。
ε＝（２／√３）ｌｎ（ｔ０／ｔ） …式（２）
式（２）において、ｔ０：熱延開始厚み（スラブ厚み）、ｔ：熱延仕上げ厚み。
さらに、熱延の仕上げ温度が高く、動的ひずみがない状態が維持されることや、熱延後の冷却速度が遅くなると、結晶粒界などに本形態が目的とするよりも粗大なＭｇ－Ｂｉ化合物が析出するため、熱延仕上げ温度を所定温度まで低くし、一定以上の冷却速度を確保することで粗大なＭｇ－Ｂｉ化合物の析出を抑制する。
具体的には、一例として、熱延仕上げ温度を２５０～３５０℃とし、仕上げ温度から２００℃までの冷却速度を２０℃／ｈｒよりも早く制御することで粗大なＭｇ－Ｂｉ化合物の析出を抑制する。
具体的には、一例として、熱延仕上げ温度を２５０～３５０℃とし、仕上げ温度から２００℃までの冷却速度を２０℃／ｈｒよりも早く制御することで粗大なＭｇ－Ｂｉ化合物の析出を抑制する。
その後、冷間圧延などを経て、本形態のブレージングシートが得られる。
冷間圧延では、例えば、７５％以上の総圧下率で冷間圧延を行い、温度３００～４００℃にて中間焼鈍を行い、その後圧延率４０％の最終圧延を行うことができる。冷間圧延では、Ｍｇ－Ｂｉ化合物が破砕され微細化がある程度進むが、本形態で目的とするサイズや数密度を逸脱することはないため、特に条件が限定されるものではない。また、中間焼鈍は行わないものとしてもよい。
冷間圧延では、例えば、７５％以上の総圧下率で冷間圧延を行い、温度３００～４００℃にて中間焼鈍を行い、その後圧延率４０％の最終圧延を行うことができる。冷間圧延では、Ｍｇ－Ｂｉ化合物が破砕され微細化がある程度進むが、本形態で目的とするサイズや数密度を逸脱することはないため、特に条件が限定されるものではない。また、中間焼鈍は行わないものとしてもよい。
さらに、本形態ではＡｌ－Ｓｉ－Ｍｇ－Ｂｉ系ろう材に含まれる円相当径で５．０μｍ径以上の粗大Ｂｉ単体粒子が、表層面（ＲＤ－ＴＤ）方向の観察において、１００００μｍ２視野（１００μｍ角）あたり５個未満とすることが望ましい。
本形態の材料を得るには、鋳造時の溶湯温度と冷却速度、 および、均質化処理条件を適正に組み合わせることで調整することができる。
鋳造では冷却速度を１０℃/ｓｅｃよりも遅くすることでＭｇ－Ｂｉ化合物の生成を促進することができる。さらに、均質化処理では、４００℃以上の高温で行うことで鋳塊内でのＭｇ－Ｂｉ化合物の生成を促進することができる。
本形態の材料を得るには、鋳造時の溶湯温度と冷却速度、 および、均質化処理条件を適正に組み合わせることで調整することができる。
鋳造では冷却速度を１０℃/ｓｅｃよりも遅くすることでＭｇ－Ｂｉ化合物の生成を促進することができる。さらに、均質化処理では、４００℃以上の高温で行うことで鋳塊内でのＭｇ－Ｂｉ化合物の生成を促進することができる。
熱間圧延、冷間圧延を行って心材の一方または両方の面にろう材が重ね合わされて接合されたクラッド材を得ることができる。
前記工程を経ることにより、図１に示すように、アルミニウム合金心材２の一方の面にアルミニウム合金ろう材３がクラッドされた熱交換器用のアルミニウムブレージングシート１が得られる。なお、図１では、心材の片面にろう材がクラッドされているアルミニウムブレージングシート１が記載されているが、心材の両面にろう材がクラッドされているアルミニウムブレージングシートであってもよい。また、心材の他の面に犠牲材などがクラッドされているアルミニウムブレージングシートであってもよい。
前記工程を経ることにより、図１に示すように、アルミニウム合金心材２の一方の面にアルミニウム合金ろう材３がクラッドされた熱交換器用のアルミニウムブレージングシート１が得られる。なお、図１では、心材の片面にろう材がクラッドされているアルミニウムブレージングシート１が記載されているが、心材の両面にろう材がクラッドされているアルミニウムブレージングシートであってもよい。また、心材の他の面に犠牲材などがクラッドされているアルミニウムブレージングシートであってもよい。
ろう付対象部材４として、例えば、質量％で、Ｍｇ：０．１～０．８％、Ｓｉ：０．１～１．２％を含有し、残部がＡｌと不可避不純物からなる組成などのアルミニウム合金を調製し、フィン材などの適宜形状に加工される。なお、本形態としては、ろう付対象部材の組成が特に限定されるものではない。
前記冷間圧延などによって熱交換機用のフィン材を得た場合には、その後、必要に応じてコルゲート加工などを施す。コルゲート加工は、回転する２つの金型の間を通すことによって行うことができ、良好に加工を行うことを可能とし、優れた成形性を示す。
前記冷間圧延などによって熱交換機用のフィン材を得た場合には、その後、必要に応じてコルゲート加工などを施す。コルゲート加工は、回転する２つの金型の間を通すことによって行うことができ、良好に加工を行うことを可能とし、優れた成形性を示す。
前記工程で得られたフィン材は、熱交換器の構成部材として、他の構成部材（チューブやヘッダーなど）と組み合わされた組み付け体として、ろう付に供される。
前記組み付け体は、常圧下の非酸化性雰囲気とされた加熱炉内に配置される。非酸化性雰囲気は、窒素ガス、あるいは、アルゴンなどの不活性ガス、または、水素、アンモニアなどの還元性ガス、あるいはこれらの混合ガスを用いて構成することができる。ろう付炉内雰囲気の圧力は常圧を基本とするが、例えば、製品内部のガス置換効率を向上させるためにろう材溶融前の温度域で１００ｋＰａ～０．１Ｐａ程度の中低真空とすること、あるいは、炉内への外気（大気）混入を抑制するために、大気圧よりも５～１００Ｐａ程度陽圧としてもよい。
前記組み付け体は、常圧下の非酸化性雰囲気とされた加熱炉内に配置される。非酸化性雰囲気は、窒素ガス、あるいは、アルゴンなどの不活性ガス、または、水素、アンモニアなどの還元性ガス、あるいはこれらの混合ガスを用いて構成することができる。ろう付炉内雰囲気の圧力は常圧を基本とするが、例えば、製品内部のガス置換効率を向上させるためにろう材溶融前の温度域で１００ｋＰａ～０．１Ｐａ程度の中低真空とすること、あるいは、炉内への外気（大気）混入を抑制するために、大気圧よりも５～１００Ｐａ程度陽圧としてもよい。
加熱炉は密閉した空間を有することを必要とせず、ろう付材の搬入口、搬出口を有するトンネル型であってもよい。このような加熱炉でも、不活性ガスを炉内に吹き出し続けることで非酸化性雰囲気が維持される。該非酸化性雰囲気としては、酸素濃度として体積比で１００ｐｐｍ以下が望ましい。
前記非酸化性雰囲気下で、例えば、昇温速度１０～２００℃／ｍｉｎで加熱して、組み付け体の到達温度が５５９～６３０℃となる熱処理条件にてろう付接合を行う。
ろう付条件において、昇温速度が速くなるほどろう付時間が短くなるため、材料表面の酸化皮膜成長が抑制されてろう付性が向上する。到達温度は少なくともろう材の固相線温度以上とすればろう付可能であるが、液相線温度に近づけることで流動ろう材が増加し、開放部を有する継手で良好な接合状態が得られ易くなる。ただし、あまり高温にするとろう浸食が進み易く、ろう付後の組付け体の構造寸法精度が低下するため好ましくない。
ろう付条件において、昇温速度が速くなるほどろう付時間が短くなるため、材料表面の酸化皮膜成長が抑制されてろう付性が向上する。到達温度は少なくともろう材の固相線温度以上とすればろう付可能であるが、液相線温度に近づけることで流動ろう材が増加し、開放部を有する継手で良好な接合状態が得られ易くなる。ただし、あまり高温にするとろう浸食が進み易く、ろう付後の組付け体の構造寸法精度が低下するため好ましくない。
このとき、Ａｌ－Ｓｉ系の共晶温度は５７７℃であり、前記ろう付条件では共晶部が溶融する。この際に、粗大Ｓｉ粒子が存在すると、特に板厚が薄い場合には局所溶融が発生するため好ましくなく、前記したようにろう材にＰの活量係数を低下させる元素を添加することが好ましい。
図２は、前記アルミニウムブレージングシート１を用いてフィン６を形成し、ろう付対象材としてアルミニウム合金製の横断面扁平状のチューブ７を用いたアルミニウム製熱交換器５を示している。フィン６、チューブ７を、補強材８、ヘッダプレート９と組み込んで、フラックスフリーろう付によって自動車用などのアルミニウム製熱交換器５を得ることができる。
図３は、フィン６の湾曲部とチューブ７との間に形成されたフィレットからなる接合部１０の幅Ｗ（フィン６の湾曲部頂点とチューブ７の接点部分を挟むようにチューブ７の長さ方向に沿って存在するフィレットの全幅）を示す。
図３は接合部１０の幅Ｗが大きく形成された例と小さく形成された例を左右に対比して示す。
図３に示すように接合部１０の幅Ｗが大きいならば、良好なろう付け接合ができたこととなる。
本実施形態に係るブレージングシート１からなるフィン６を用いてろう付け接合し、製造された熱交換器５であるならば、ろう付け接合部分に十分に大きなフレットを形成できるので、良好なろう付け接合部分を有する熱交換器５を提供できる。
図３は接合部１０の幅Ｗが大きく形成された例と小さく形成された例を左右に対比して示す。
図３に示すように接合部１０の幅Ｗが大きいならば、良好なろう付け接合ができたこととなる。
本実施形態に係るブレージングシート１からなるフィン６を用いてろう付け接合し、製造された熱交換器５であるならば、ろう付け接合部分に十分に大きなフレットを形成できるので、良好なろう付け接合部分を有する熱交換器５を提供できる。
また、ろう材に生成している粗大Ｓｉ粒子の数を１０個以下に抑制できるので、ろう付け時にエロージョンを生じる可能性の低いろう付け接合ができる。
なお、粗大Ｓｉ粒子が１０００００μｍ２あたり、１０個以下存在しているろう材を備えたブレージングシートの場合、厳密には粗大Ｓｉ粒子が存在する位置でエロージョンを引き起こす可能性を有する。しかし、ブレージングシートの全面積に対し図３に示すフィレットからなる接合部１０が存在する割合は極めて低くなる。このため、粗大Ｓｉ粒子が１０００００μｍ２あたり、１０個以下であれば、実質的に接合部１０に問題を生じる可能性は低く、十分に優れたろう付け性が得られると判断できる。
なお、粗大Ｓｉ粒子が１０００００μｍ２あたり、１０個以下存在しているろう材を備えたブレージングシートの場合、厳密には粗大Ｓｉ粒子が存在する位置でエロージョンを引き起こす可能性を有する。しかし、ブレージングシートの全面積に対し図３に示すフィレットからなる接合部１０が存在する割合は極めて低くなる。このため、粗大Ｓｉ粒子が１０００００μｍ２あたり、１０個以下であれば、実質的に接合部１０に問題を生じる可能性は低く、十分に優れたろう付け性が得られると判断できる。
表２～表４に示す組成（残部：Ａｌと不可避不純物）のろう材を用いた各種ブレージングシートを表５に示す鋳造条件、および熱間圧延条件にて得た熱間圧延板から作製した。なお、クラッド率は心材に対しろう材１０％とした。
その後、中間焼鈍を含む冷間圧延によって、Ｈ１４相当調質の０．３０ｍｍ厚の冷間圧延板を作製した。
その後、中間焼鈍を含む冷間圧延によって、Ｈ１４相当調質の０．３０ｍｍ厚の冷間圧延板を作製した。
作製したアルミニウムクラッド材について、ろう材最表面を０．１μｍ程度の砥粒で研磨し、表面方向からＥＰＭＡ（電子線マイクロアナライザ）を用いた全自動粒子解析を各サンプル１００００μｍ２（１００μｍ角相当）の観察視野で実施した。上記砥粒で研磨しているのは圧延目（表面凹凸）を除去し、ろう材表面をより平滑にすることで、粒子解析の精度を向上させることを目的とする。
該測定では、円相当径で、０．０１μｍ以上５．０μｍ未満の微細Ｍｇ－Ｂｉ系化合物の１００００μｍ２視野あたりの個数と、円相当径で、５．０μｍ径以上の粗大Ｍｇ－Ｂｉ系化合物の１００００μｍ２視野あたりの個数と、円相当径で５．０μｍ以上の粗大Ｂｉ単体粒子の１００００μｍ２視野あたりの個数と、長辺長さ５０μｍ以上のＳｉ粒子の個数を求め、測定結果を表６～表８に示す。
該測定では、円相当径で、０．０１μｍ以上５．０μｍ未満の微細Ｍｇ－Ｂｉ系化合物の１００００μｍ２視野あたりの個数と、円相当径で、５．０μｍ径以上の粗大Ｍｇ－Ｂｉ系化合物の１００００μｍ２視野あたりの個数と、円相当径で５．０μｍ以上の粗大Ｂｉ単体粒子の１００００μｍ２視野あたりの個数と、長辺長さ５０μｍ以上のＳｉ粒子の個数を求め、測定結果を表６～表８に示す。
表２、表３に示すように、実施例１～６１は、質量％で、Ｍｇを０．０１～２．０％、Ｓｉを１．５～１４．０％、Ｂｉを０．００５～１．５％含有し、さらに熱力学計算において、前述の式（１）を満たす０．０１～０．５質量％の添加元素を少なくとも１種類以上含有し、前記１種類以上の添加元素の合計含有量がその他不可避不純物元素を含めて０．０５～１．５質量％の範囲で含まれるＡｌ－Ｓｉ－Ｍｇ－Ｂｉ系ろう材が、心材の片面または両面にクラッドされて最表面に位置しているブレージングシートである。
表６、表７に示すように、これら実施例１～６１のブレージングシートは、Ａｌ－Ｓｉ－Ｍｇ－Ｂｉ系ろう材に含まれ、表層面（ＲＤ－ＴＤ）方向の観察（最表面を圧延面で観察）による長辺の長さが５０μｍ以上である粗大Ｓｉ粒子が、１００００００μｍ２あたり１０個以下である。
このため、上述のブレージングシートを用いてろう付けした場合、エロージョンの生じ難い、耐食性に優れた熱交換器などのろう付け対象物を得ることができる。
表６、表７に示すように、これら実施例１～６１のブレージングシートは、Ａｌ－Ｓｉ－Ｍｇ－Ｂｉ系ろう材に含まれ、表層面（ＲＤ－ＴＤ）方向の観察（最表面を圧延面で観察）による長辺の長さが５０μｍ以上である粗大Ｓｉ粒子が、１００００００μｍ２あたり１０個以下である。
このため、上述のブレージングシートを用いてろう付けした場合、エロージョンの生じ難い、耐食性に優れた熱交換器などのろう付け対象物を得ることができる。
表４に示す比較例６２のようにＭｇ含有量が少ない場合、表８に示すように円相当径０．０１μｍ以上５．０μｍ未満の微細Ｍｇ－Ｂｉ化合物数が少なく、円相当径５．０μｍ以上の粗大Ｍｇ－Ｂｉ化合物数が多くなる。表４に示す比較例６３のように、Ｍｇ含有量が多い場合、ろう材層が硬く脆くなるため圧延時のクラックにより材料が破断し、表８に示すように製作不可となった。
表４に示す比較例６４のようにＳｉ含有量が少ない場合、ろう付時に溶融ろうが不足してしまい、比較例６５のようにＳｉ含有量が多い場合、ろう材層が硬く脆くなるため、表８に示すように圧延時に割れが生じて製作不可となった。
表４に示す比較例６６のようにＢｉ含有量が少ない場合、表８に示すように円相当径０．０１μｍ以上５．０μｍ未満の微細Ｍｇ－Ｂｉ化合物数が少なく、円相当径５．０μｍ以上の粗大Ｍｇ－Ｂｉ化合物数が多くなる。比較例６７のように、Ｂｉ含有量が多い場合、ろう付温度よりも低い材料作製工程中の焼鈍時にＢｉが材料表層部に濃化し、その後、酸化皮膜が厚く異常成長したため表８に示すように製作不可となった。
表４に示す比較例６４のようにＳｉ含有量が少ない場合、ろう付時に溶融ろうが不足してしまい、比較例６５のようにＳｉ含有量が多い場合、ろう材層が硬く脆くなるため、表８に示すように圧延時に割れが生じて製作不可となった。
表４に示す比較例６６のようにＢｉ含有量が少ない場合、表８に示すように円相当径０．０１μｍ以上５．０μｍ未満の微細Ｍｇ－Ｂｉ化合物数が少なく、円相当径５．０μｍ以上の粗大Ｍｇ－Ｂｉ化合物数が多くなる。比較例６７のように、Ｂｉ含有量が多い場合、ろう付温度よりも低い材料作製工程中の焼鈍時にＢｉが材料表層部に濃化し、その後、酸化皮膜が厚く異常成長したため表８に示すように製作不可となった。
実施例６８～７３の試料は、表４に示すように望ましい組成範囲であるものの、表５に示す製造条件２のＪ、Ｋ、Ｌ、Ｍ、Ｎのいずれかを採用したため、微細Ｍｇ－Ｂｉ化合物数が少ないか、粗大Ｍｇ－Ｂｉ化合物数が多いか、粗大Ｂｉ単体粒子数が多い試料である。
比較例７４、７５および、比較例７９～８４は、Ｐの活量係数を低下させる元素を含んでいないか、または、含有量が不十分なため、表８に示すように５０μｍ以上の粗大Ｓｉ単体粒子数が多くなり、耐エロージョン性に問題を生じた。
比較例７６～７８は、表４に示すようにＰの活量係数を低下させる元素を多く含ませすぎたため、粗大な化合物が生じ圧延時の破断原因となり、表８に示すように製作不可となった。
比較例７６～７８は、表４に示すようにＰの活量係数を低下させる元素を多く含ませすぎたため、粗大な化合物が生じ圧延時の破断原因となり、表８に示すように製作不可となった。
本発明のブレージングシートは、空調設備の室内機、室外機などの熱交換器あるいは自動車用熱交換器などのフラックスフリーろう付けに広く用いることができる。
１…アルミニウムブレージングシート、２…アルミニウム合金心材、３…アルミニウム合金ろう材、４…ろう付対象部材、５…アルミニウム製熱交換器、６…フィン、７…チューブ、１０…接合部。
Claims (3)
- 少なくとも一層の心材層と一層のろう材層とを含む二層以上の複層構造を有するアルミニウムブレージングシートであって、
前記ろう材層は前記心材層の片面または両面でかつ前記ブレージングシート最表面に位置し、
前記ろう材層は、質量％で、Ｍｇを０．０１～２．０％、Ｓｉを１．５～１４．０％、Ｂｉを０．００５～１．５％含有し、
熱力学計算において、以下の式（１）を満たす０．０１～０．５％の添加元素を少なくとも１種類以上含有し、前記１種類以上の添加元素の合計含有量がその他不可避不純物元素を含めて０．０５～１．５％の範囲で含まれるＡｌ－Ｓｉ－Ｍｇ－Ｂｉ系ろう材からなり、
前記ろう材層の最表面を圧延面で観察した場合、１００００００μｍ２の観察視野に含まれる、長辺の長さが５０μｍ以上である粗大Ｓｉ粒子の個数が、１００００００μｍ２あたり１０個以下であることを特徴とするアルミニウムブレージングシート。
γｘ＜γ０、かつ、γ３ｘ＜１．００２×γｘ …式（１）
ただし、式（１）において、γｘは、狙い濃度０．０１～０．５質量％の添加元素を加えた際のＰの活量係数を示し、γ０は、元素添加なしの場合のＰの活量係数を示し、γ３ｘは、各添加元素を狙い濃度の３倍とした際のＰの活量係数を示し、１.００２は係数を示す。 - 前記添加元素が、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｍｏ、Ｆｅ、Ｐｂ、Ｈｇ、Ｔｌ、Ｉｎ、Ａｕ、Ｉｒ、Ｓｂ、Ｒｅ、Ｌｕ、Ｓｎのいずれか１種または２種以上であることを特徴とする請求項１に記載のアルミニウムブレージングシート。
- 前記添加元素が、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｃｕ、Ｍｏのいずれか１種または２種以上であることを特徴とする請求項１に記載のアルミニウムブレージングシート。
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| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2020065305A JP7530734B2 (ja) | 2020-03-31 | 2020-03-31 | アルミニウムブレージングシート |
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| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| WO2021199733A1 true WO2021199733A1 (ja) | 2021-10-07 |
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Citations (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2010247209A (ja) * | 2009-04-17 | 2010-11-04 | Mitsubishi Alum Co Ltd | アルミニウム材のフラックスレスろう付け方法およびフラックスレスろう付け用アルミニウムクラッド材 |
| JP2014050861A (ja) * | 2012-09-07 | 2014-03-20 | Uacj Corp | アルミニウム合金製ブレージングシート |
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| WO2018100793A1 (ja) * | 2016-11-29 | 2018-06-07 | 株式会社Uacj | ブレージングシート及びその製造方法 |
-
2020
- 2020-03-31 JP JP2020065305A patent/JP7530734B2/ja active Active
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2021
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