アルミニウム合金製ブレージングシートおよびその製造方法
【課題】内部からの耐食性に優れ、耐エロージョン性と高強度を両立する、熱交換器用のアルミニウム合金製ブレージングシートを提供する。
【解決手段】所定量のＳｉ，Ｍｎ，Ｃｕ，Ｍｇ，Ｔｉを含有するＡｌ合金からなる心材と、この心材の一面側に配置されて熱交換器のチューブ材内側となる、所定量のＳｉ，Ｍｎ，Ｚｎを含有するＡｌ合金からなる所定の厚さの皮材と、前記心材の他面側に配置されて前記チューブ材外側となる、所定量のＳｉを含有するＡｌ合金からなる所定の厚さのろう材と、を備えたアルミニウム合金製ブレージングシートであって、所定条件のろう付け処理後の心材の結晶粒径が、圧延方向で５０μｍ以上３００μｍ未満であることを特徴とする。
【解決手段】所定量のＳｉ，Ｍｎ，Ｃｕ，Ｍｇ，Ｔｉを含有するＡｌ合金からなる心材と、この心材の一面側に配置されて熱交換器のチューブ材内側となる、所定量のＳｉ，Ｍｎ，Ｚｎを含有するＡｌ合金からなる所定の厚さの皮材と、前記心材の他面側に配置されて前記チューブ材外側となる、所定量のＳｉを含有するＡｌ合金からなる所定の厚さのろう材と、を備えたアルミニウム合金製ブレージングシートであって、所定条件のろう付け処理後の心材の結晶粒径が、圧延方向で５０μｍ以上３００μｍ未満であることを特徴とする。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、自動車用の熱交換器等に使用されるアルミニウム合金製ブレージングシートに関する。
【背景技術】
【０００２】
自動車に搭載されるラジエータ等の熱交換器は、アルミニウム合金からなるブレージングシートをそれぞれ成形したチューブ材とフィン材とを組み立て、ろう付けされることにより形成される。近年、このアルミニウム合金製ブレージングシートは、熱交換器の軽量化のために、例えばチューブ材用で従来の板厚０．２０ｍｍ程度から０．１７ｍｍ程度まで薄肉化が進められており、それに伴って、より高強度化および高耐食化が求められている。
【０００３】
耐食性に優れたアルミニウム合金製ブレージングシートに関する従来技術として、例えば、特許文献１には、Ａｌ−Ｍｎ−Ｃｕ合金からなる心材の一方の面にＡｌ−Ｚｎ合金からなる犠牲陽極材（皮材）を、他方の面にろう材をクラッドした３層構造のアルミニウム合金製ブレージングシートが開示されている。このように、Ｃｕを添加した心材の一方の面に、Ｚｎを添加した皮材が積層されることで、皮材に犠牲防食作用を付与することができる。そして、皮材が内側になるようにチューブに成形することで、チューブ内の冷媒（クーラント）に対する耐食性を向上させるものである。また、心材の他方の面すなわちチューブの外側にろう材が積層されるので、フィン材とろう付けするために好適なブレージングシートとするものである。
【０００４】
ここで、ブレージングシートの耐食性向上に重要な要素の一つに耐エロージョン性がある。これは、ブレージングシートをろう付けした際にろうが心材に侵食（エロージョン）することを抑制して、心材の局部的な厚さの減少を防止するものである。例えば、特許文献２には、ろう付け処理後の心材の平均結晶粒径を３００μｍ以上に制御することで、ろうの侵入経路となりやすい心材の結晶粒界を低減する技術が開示されている。
【特許文献１】特許第３５３６０６５号公報（段落０００７〜００１２）
【特許文献２】特開２００４−１７１１６号公報（段落０００７〜０００８）
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００５】
しかしながら、上記特許文献２における心材の結晶粒径では大きすぎて、ろう付け後強度の低下を引き起こす。さらに、結晶粒径が大きくなるようにするために心材の均質化処理を実施しないので、心材中の添加元素が偏析したままでクラッド、圧延されてブレージングシートとなる。その結果、ろう付けの際に偏析により局部溶融の怖れがある。
【０００６】
本発明は、前記問題点に鑑みてなされたものであり、薄肉化した場合にも、耐食性、耐エロージョン性、およびろう付け処理後において高い強度を併せ持つアルミニウム合金製ブレージングシートを提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【０００７】
前記課題を解決するために、本発明者らは、耐エロージョン性を有し、かつ、十分なろう付け後強度を備える心材の結晶粒径を、５０μｍ以上３００μｍ未満とした。そして、この結晶粒径に制御する方法、さらに、この結晶粒径の心材で耐エロージョン性を維持するための諸条件を発明するに至った。
【０００８】
すなわち、請求項１に係るアルミニウム合金製ブレージングシートは、Ｓｉ：０．５〜１．１質量％、Ｍｎ：０．６〜２．０質量％、Ｃｕ：０．５〜１．１質量％、Ｍｇ：０．０５〜０．４５質量％、Ｔｉ：０．０５〜０．２５質量％を含有し、残部がＡｌおよび不可避的不純物からなる心材と、前記心材の一面側に配置され、Ｓｉ：０．５質量％を超え１．１質量％以下、Ｍｎ：０．０１〜１．７質量％、Ｚｎ：３．０〜６．０質量％を含有し、残部がＡｌおよび不可避的不純物からなる厚さ２５〜５０μｍの皮材と、前記心材の他面側に配置され、Ｓｉ：７．０〜１２質量％を含有し、残部がＡｌおよび不可避的不純物からなる厚さ３６〜５５μｍのろう材と、を備えたアルミニウム合金製ブレージングシートであって、前記アルミニウム合金製ブレージングシートは、５８０〜６１０℃で３〜１０分間のろう付け処理後の心材の結晶粒径が、圧延方向で５０μｍ以上３００μｍ未満であることを特徴とする。
【０００９】
このように、心材の結晶粒径および各層の添加成分の含有量を制御することで、耐エロージョン性とろう付け後強度の両方を十分に備えることが可能である。特に、皮材側からの耐食性を備えるものなので、ラジエータ等の内側からの冷媒による腐食を防止できる。また、ろう材の厚さを制御することにより、Ｍｇを添加された心材においても、ろう付け性を確保することが可能である。さらに、皮材の厚さを制御することにより、皮材に十分な犠牲防食作用を付与することが可能である。
【００１０】
また、請求項２に係るアルミニウム合金製ブレージングシートの製造方法は、請求項１に記載のアルミニウム合金製ブレージングシートの製造方法であって、温度４４０〜５７０℃で４時間以上の熱処理を実施する前記心材の均質化処理工程と、前記均質化処理工程により得られた心材用鋳塊に前記皮材となる圧延板および前記ろう材となる圧延板を熱間圧延によりクラッドする熱間圧延工程と、前記熱間圧延工程により得られた積層構造の熱間圧延板を冷間加工で所定の板厚まで圧延する冷間圧延工程と、前記冷間圧延工程により得られた積層構造の圧延板を焼鈍する中間焼鈍工程と、前記中間焼鈍工程後の積層構造の圧延板を、冷間加工率が２０〜６５％、かつ、板厚０．３ｍｍ以下まで冷間加工で圧延する最終冷間圧延工程と、を有することを特徴とする。
【００１１】
このような条件でアルミニウム合金製ブレージングシートを製造することにより、ろう付け処理後の心材の結晶粒径を圧延方向で５０μｍ以上３００μｍ未満に制御することが可能である。
【００１２】
また、請求項３に係るアルミニウム合金製ブレージングシートの製造方法は、請求項２に記載のアルミニウム合金製ブレージングシートの製造方法において、最終冷間圧延工程の後に、温度２００〜３２０℃で５時間以下の仕上げ焼鈍を実施することを特徴とする。
【００１３】
このような仕上げ焼鈍を実施することにより、成形性に優れたアルミニウム合金製ブレージングシートとすることが可能である。
【発明の効果】
【００１４】
請求項１に係るアルミニウム合金製ブレージングシートによれば、薄肉化しても、耐エロージョン性に優れ、十分なろう付け性（ろう付け後強度を含む）、高い耐食性を維持することができる。
【００１５】
請求項２に係るアルミニウム合金製ブレージングシートの製造方法によれば、成形に好適な厚さまで薄肉化しても、耐エロージョン性に優れ、十分なろう付け性（ろう付け後強度を含む）、高い耐食性を有するアルミニウム合金製ブレージングシートが得られる。
【００１６】
請求項３に係るアルミニウム合金製ブレージングシートの製造方法によれば、さらに優れた成形性を有するアルミニウム合金製ブレージングシートが得られる。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１７】
以下、本発明に係るアルミニウム合金製ブレージングシートを実現するための最良の形態について説明する。
本発明の実施の形態であるアルミニウム合金製ブレージングシートにおいては、アルミニウム合金からなる心材の一方の面に皮材がクラッドされ、他方の面にろう材がクラッドされている。なお、本実施形態のアルミニウム合金製ブレージングシートで熱交換器のチューブ材を作製する際は、皮材が内側となる。
【００１８】
以下に、本発明に係るアルミニウム合金製ブレージングシートを構成する各要素について説明する。
【００１９】
（心材）
Ｓｉ：０．５〜１．１質量％、Ｍｎ：０．６〜２．０質量％、Ｃｕ：０．５〜１．１質量％、Ｍｇ：０．０５〜０．４５質量％、Ｔｉ：０．０５〜０．２５質量％を含有し、残部がＡｌおよび不可避的不純物からなる。なお、本発明に係るアルミニウム合金製ブレージングシートにおける心材の厚さは特に限定されないが、ブレージングシートの厚さの５０〜８０％が好ましい。
【００２０】
〔心材Ｓｉ：０．５〜１．１質量％〕
ＳｉはＭｎと共存させた場合、Ａｌ−Ｍｎ−Ｓｉ系金属間化合物を形成し、粒内に微細に分布して分散強化に寄与する。また、Ｍｇと共存させた場合、Ｍｇ２Ｓｉを形成し、ろう付け後強度を向上させる。０．５質量％未満ではこれらの効果が小さく、また、Ａｌ-Ｍｎ系化合物が粒界に析出しやすくなって耐食性が劣化する。一方、１．１質量％を超えると心材の固相線温度が低下するため、ろう付け時に心材が溶融する。したがって、心材におけるＳｉの含有量は、０．５〜１．１質量％とする。
【００２１】
〔心材Ｍｎ：０．６〜２．０質量％〕
Ｍｎは、上述した通り、Ａｌ、ＳｉとＡｌ−Ｍｎ−Ｓｉ系金属間化合物を形成してろう付け後強度を向上させる。０．６質量％未満では、この金属間化合物数が減少するためＳｉ固溶量が増加し、心材の固相線温度が低下するため、ろう付け時に心材が溶融する。一方、２．０質量％を超えると鋳造時に粗大な金属間化合物が形成され、耐食性の劣化および成形性の低下を生じる。したがって、心材におけるＭｎの含有量は、０．６〜２．０質量％とする。
【００２２】
〔心材Ｃｕ：０．５〜１．１質量％〕
Ｃｕは電位を貴にする働きがあるため、耐食性を向上させる。０．５質量％未満では皮材との電位差が不十分で耐食性が劣化する。一方、１．１質量％を超えると心材の固相線温度が低下するため、ろう付け時に心材が溶融する。したがって、心材におけるＣｕの含有量は、０．５〜１．１質量％とする。
【００２３】
〔心材Ｍｇ：０．０５〜０．４５質量％〕
Ｍｇは、上述した通り、ＳｉとＭｇ２Ｓｉを形成して時効析出し、ろう付け後強度を向上させる。０．０５質量％未満ではこの効果が小さい。しかし一方で、Ｍｇはフラックスろう付け性を低下させる作用があるため、０．４５質量％を超えると、ろう付けの際、ろう材にＭｇが拡散し、ろう付け性が低下する。したがって、心材におけるＭｇの含有量は、０．０５〜０．４５質量％とする。
【００２４】
〔心材Ｔｉ：０．０５〜０．２５質量％〕
ＴｉはＡｌ合金中でＴｉ−Ａｌ系化合物を形成して層状に分散する。Ｔｉ−Ａｌ系化合物は電位が貴であるため、腐食形態が層状化し、厚さ方向への腐食（孔食）に進展し難くなる効果がある。０．０５質量％未満では腐食形態の層状化効果が小さく、０．２５質量％を超えると粗大な金属間化合物形成により、成形性および耐食性が低下する。したがって、心材におけるＴｉの含有量は、０．０５〜０．２５質量％とする。
【００２５】
上記以外に、Ｆｅ，Ｃｒ，Ｚｒをそれぞれ０．２質量％以下添加しても本発明の効果を阻害しない。なお、不可避的不純物として、Ｚｎを１．５質量％以下、Ｉｎ，Ｓｎをそれぞれ０．０３質量％以下含有してよい。
【００２６】
〔ろう付け処理後の心材の結晶粒径：５０μｍ以上３００μｍ未満〕
心材の結晶粒径が、５８０〜６１０℃で３〜１０分間のろう付け処理後で、５０μｍ未満では、心材の結晶粒界にろうが侵食して心材のエロージョンとなる。一方、３００μｍ以上では、ろう付け処理後の強度が低下する。したがって、ろう付け処理後の心材の結晶粒径は、圧延方向で５０μｍ以上３００μｍ未満とする。
【００２７】
（皮材）
皮材は、Ｓｉ：０．５質量％を超え１．１質量％以下、Ｍｎ：０．０１〜１．７質量％、Ｚｎ：３．０〜６．０質量％を含有し、残部がＡｌおよび不可避的不純物からなる。また、皮材の厚さは２５〜５０μｍとする。
【００２８】
〔皮材Ｓｉ：０．５質量％を超え１．１質量％以下〕
ＳｉはＭｎと共存させた場合、Ａｌ−Ｍｎ−Ｓｉ系金属間化合物を形成し、粒内に微細に分布して分散強化に寄与する。さらに、固溶強化により強度向上に寄与する。０．５質量％以下ではこれらの効果が小さく、また、Ａｌ-Ｍｎ系化合物が粒界に析出しやすくなって耐食性が劣化する。一方、１．１質量％を超えると皮材の固相線温度が低下するため、ろう付け時に皮材が溶融する。したがって、皮材におけるＳｉの含有量は、０．５質量％を超え１．１質量％以下とする。
【００２９】
〔皮材Ｍｎ：０．０１〜１．７質量％〕
Ｍｎは、上述した通り、Ａｌ、ＳｉとＡｌ−Ｍｎ−Ｓｉ系金属間化合物を形成してろう付け後強度を向上させる。同時にＳｉ単体の粒界への析出を抑制する。０．０１質量％未満では、この金属間化合物数が減少するためＳｉ単体が粒界へ析出する。一方、１．７質量％を超えると鋳造時に粗大な金属間化合物が形成され、耐食性が劣化する。したがって、皮材におけるＭｎの含有量は、０．０１〜１．７質量％とする。
【００３０】
〔皮材Ｚｎ：３．０〜６．０質量％〕
Ｚｎは電位を卑にする働きがあるため、皮材を犠牲陽極材として作用させる。３．０質量％未満では心材との電位差が不十分で耐食性が劣化する。一方、６．０質量％を超えると皮材の固相線温度が低下するため、ろう付け時に皮材が溶融する。したがって、皮材におけるＺｎの含有量は、３．０〜６．０質量％とする。
【００３１】
上記以外に、Ｆｅ，Ｃｒ，Ｚｒをそれぞれ０．２質量％以下添加しても本発明の効果を阻害しない。なお、不可避的不純物として、Ｃｕを０．２質量％以下、Ｉｎ，Ｓｎをそれぞれ０．０３質量％以下含有してよい。
【００３２】
〔皮材厚さ：２５〜５０μｍ〕
皮材は、ラジエータ等の熱交換器のチューブ材において犠牲陽極材として内面の耐食性を確保するには必須である。厚さが２５μｍ未満では、上記のＺｎ含有量であっても皮材の絶対Ｚｎ量が少なくなるため、心材に対して電位が十分に卑とならずに耐食性が劣化する。また、チューブ材に成形する際には、ブレージングシートの対向する２辺を内側に折り込んで、ブレージングシート端をチューブ材内面となる皮材側表面とろう付け接合する。ここで、皮材の厚さが不十分な場合、心材から拡散するＭｇが皮材側表面に塗布されるフラックスと反応してフラックスの酸化皮膜の破壊作用を低下させるため、接合部のろう付け性が低下する。一方、５０μｍを超えると、心材へ拡散するＺｎ量が多くなり、心材の電位が卑化されて電位差が不十分となり、また、アルミニウム合金製ブレージングシート全体の電位が卑化するため腐食速度が速くなり耐食性が劣化する。さらに心材の絶対厚が薄くなるためろう付け後強度が低下する。したがって、皮材の厚さは２５〜５０μｍとする。
【００３３】
（ろう材）
ろう材は、Ｓｉ：７．０〜１２質量％を含有し、残部がＡｌおよび不可避的不純物からなる。また、ろう材の厚さは３６〜５５μｍとする。
【００３４】
〔ろう材Ｓｉ：７．０〜１２質量％〕
Ａｌ−Ｓｉ合金は、５７７℃以上で溶融し始め、液相がろうとなって流動する。７．０質量％未満ではろうの量が不足してろう付け性が低下する。一方、１２質量％を超えるとろうの流動量が増加し、一部が心材へ拡散して侵食し、心材のエロージョンとなる。したがって、ろう材におけるＳｉの含有量は、７．０〜１２質量％とする。
【００３５】
上記以外に、Ｆｅ：０．３質量％以下、Ｔｉ：０．０５質量％以下を添加しても本発明の効果を阻害しない。なお、不可避的不純物として、Ｚｎ，Ｃｕをそれぞれ２．０質量％以下、Ｉｎ，Ｓｎをそれぞれ０．０３質量％以下含有してよい。
【００３６】
〔ろう材厚さ：３６〜５５μｍ〕
Ａｌ−Ｓｉ合金であるろう材は、５７７℃以上で溶融し始め、液相がろうとなって流動して接合部に充填される。厚さが３６μｍ未満では心材から拡散するＭｇがろう材表面に塗布されるフラックスと反応し、フラックスの酸化皮膜の破壊作用を低下させるため、ろう付け性が低下する。一方、厚さが５５μｍを超えるとろうの流動量が増加し、一部が心材へ拡散して侵食し、心材のエロージョンとなる。したがって、ろう材の厚さは３６〜５５μｍとする。
【００３７】
次に、本発明に係るアルミニウム合金製ブレージングシートの製造方法における各条件について説明する。
【００３８】
〔心材の均質化処理工程：４４０〜５７０℃、４時間以上〕
均質化処理を実施しない、心材用合金を鋳造しただけの状態では心材用合金に添加した元素が偏析しており、このまま、ろう材と犠材をクラッドして圧延してしまうと、添加元素が偏析したままブレージングシートとなる。その結果、ろう付けの際に偏析により局部溶融の怖れがある。また、ろう付け処理後の心材の結晶粒径を制御するためには、均質化処理は必須の工程である。処理温度が４４０℃未満では、熱間圧延工程の開始時に心材の温度が４４０℃よりもさらに低下しているため、クラッドに必要な温度である４４０℃以上とならずクラッドが不可能となる。一方、処理温度が５７０℃を超えると心材中に析出する金属間化合物が粗大化するため、ろう付け中に再結晶する心材結晶の成長を阻害してしまう。また、処理時間が４時間未満では、均質化が不十分であり偏析が残存する。したがって、心材の均質化処理工程の条件は、４４０〜５７０℃で４時間以上とする。
【００３９】
〔最終冷間圧延工程：板厚０．３ｍｍ以下〕
本発明に係るアルミニウム合金製ブレージングシートは、板材の調質が硬質のため、板厚が０．３ｍｍを超えると、ラジエータ等の熱交換器のチューブ材等に成形することは不適となる。したがって、最終冷間圧延工程における板厚は０．３ｍｍ以下とする。なお、板厚の下限値は特に限定されないが、好ましくは０．１４ｍｍ以上である。
【００４０】
〔最終冷間圧延工程：冷間加工率２０〜６５％〕
アルミニウム合金製ブレージングシートは、冷間加工率２０％未満では、サブグレインが残存したままとなり、ろう付け時にろうがサブグレインへ拡散しエロージョンを発生させる。一方、冷間加工率が６５％を超えると心材のろう付け処理後の結晶粒径が５０μｍ未満となり、ろうが粒界へ拡散するため粒界が局所溶融したエロージョンが発生する。したがって、最終冷間圧延工程における冷間加工率は２０〜６５％とする。
【００４１】
〔仕上げ焼鈍工程：２００〜３２０℃、５時間以下〕
仕上げ焼鈍は、材料が軟化し、伸びが向上するため、チューブ材等の成形性を向上させるために好適な工程である。仕上げ焼鈍温度が２００℃未満ではチューブ材の軟化が不十分であり、成形性を向上させる効果はほとんどない。一方、３２０℃を超えると一部が再結晶してしまい、チューブ材等の成形時に加わった加工ひずみが、ろう付け処理時にサブグレインのまま存在してエロージョンを誘発させる。また、仕上げ焼鈍時間が５時間を超えると、調質が０材に近くなるため、ろう付け処理時にサブグレインが残存してエロージョンを誘発させる。したがって、仕上げ焼鈍は２００〜３２０℃で５時間以下とし、さらに好ましくは２〜４時間とする。
【００４２】
次に、本発明に係るアルミニウム合金製ブレージングシートの製造方法について、その一例を説明する。
【００４３】
皮材用アルミニウム合金およびろう材用アルミニウム合金を公知の方法で、鋳造、面削、均質化熱処理（以下、均熱）して、皮材用鋳塊およびろう材用鋳塊を得る。皮材用鋳塊およびろう材用鋳塊は、熱間圧延によってそれぞれ所定厚さにして、皮材用圧延板およびろう材用圧延板を得る。一方で、心材用アルミニウム合金を公知の方法で、鋳造、面削し、４４０〜５７０℃で４時間以上均熱する。
【００４４】
次に、均熱した心材用鋳塊を、皮材用圧延板とろう材用圧延板とで挟んで重ね合わせ、熱間圧延によりクラッドし、板材とする。その後、所定の板厚まで冷間圧延を実施して中間焼鈍し、さらに冷間圧延（最終冷間圧延）を冷間加工率が２０〜６５％となるように実施することにより所定の板厚に仕上げてブレージングシートとする。なお、中間焼鈍は３５０〜４００℃で２〜４時間実施するのが望ましい。また、最終冷間圧延後、２００〜３２０℃で５時間以下の仕上げ焼鈍を実施してもよい。
【実施例】
【００４５】
以上、本発明を実施するための最良の形態について述べてきたが、以下に、本発明の効果を確認した実施例を、本発明の要件を満たさない比較例と比較して具体的に説明する。なお、本発明はこの実施例に限定されるものではない。
【００４６】
（供試材作製）
まず、表２に示す組成を有する皮材用アルミニウム合金からなる圧延板、および表３，４に示す量のＳｉを添加したろう材用アルミニウム合金からなる圧延板を作製した。一方、表１に示す組成を有する心材用アルミニウム合金を鋳造、面削し、表３，４に示す条件で均熱した。これに皮材用圧延板とろう材用圧延板とを表３，４に示す組合せで重ね合わせ、熱間圧延にてクラッドした。次に、冷間圧延、３８０℃で３時間の中間焼鈍を実施し、その後、表３，４に示す加工率で最終冷間圧延を実施、さらに一部については表３，４に示す条件で仕上げ焼鈍を実施して、３層構造の供試材を作製した。
【００４７】
（ろう付け処理）
供試材の上部に穴を開けて治具に吊り下げ、５９５℃で３分間のろう付け処理の後、直ちに冷却して、ろう付け後供試材を作製した。なお、上記３分間の熱処理を含め、ろう付けにおいて３８０℃以上の高温に保持されている時間を２０分間とした。その後、ろう付け後供試材を切り出して、所定の形状、サイズの試験材を作製し、引張強度測定および腐食試験を行った。なお、表３および表４において、加工性、融点等の問題から、板形状に作製できなかったものについては、結果欄に「評価不能」と示す。
【００４８】
（心材の結晶粒径測定）
ろう付け後供試材における心材の結晶粒径の測定は、ろう付け後供試材を以下の作業に好適な大きさに切断し、一方の面から板厚方向中心付近まで研磨した。さらに研磨した供試材を電解液にてエッチングし、研磨面を１００倍で写真撮影した。この写真で、心材の圧延方向の結晶粒径を切片法により測定した。なお、結晶粒径は５箇所の平均値とした。測定結果を表３および表４に示す。
【００４９】
（ろう付け後強度測定）
ろう付け後強度の測定は、ろう付け後供試材（ろう付け処理から室温時効１週間経過後）からＪＩＳ５号試験材を切り出して、強度の測定を行った。測定結果を表３および表４に示す。ろう付け後強度の合格基準は、１７０ＭＰａ以上とした。
【００５０】
（ろう付け性評価）
ろう付け性の評価は、ろう付け前の供試材を３５ｍｍ×２０ｍｍに切断して図１に示す形状に成形し、この２枚の供試材１，１のろう材側表面１ａに非腐食性のフラックスを５（±０．２）ｇ／ｍ２塗布し、ろう材側表面１ａ，１ａ同士を図１に示すように重ね合わせ、上記のろう付け処理条件でろう付けを実施した。ろう付け後の供試材１，１を切り出し、樹脂に埋め込んで断面を研磨し、その研磨面において、フィレットｆの長さ（図１の矢印ａ−ａ間距離：凹部の最もへこんだ部分から凹部の最もへこんだ部分までの距離）を測定し、４ｍｍ以上をろう付け性良好とした。表３および表４に評価結果を、良好を「○」、不良を「×」で示す。
【００５１】
（耐エロージョン性評価）
耐エロージョン性の評価は、ろう付け後供試材、および、ろう付け前の供試材にさらに１０％、２０％の加工率で冷間圧延を追加したものをろう付け後供試材と同条件でろう付け処理を実施した供試材にて行った。これらの供試材を切り出し、樹脂に埋め込んで断面を研磨し、その研磨面を顕微鏡にて心材へのろうのエロージョンを観察した。表３および表４に評価結果を、エロージョンのないものを「○」、エロージョンの発生したものを「×」で示す。なお、３種類すべての冷間圧延量においてエロージョンのないものを合格とした。
【００５２】
（耐食性評価）
耐食性の評価は、ろう付け後供試材から６０ｍｍ×５０ｍｍの試験材を切り出し、皮材側表面が試験面となるように、ろう材側表面および端面の全面と皮材側表面の縁５ｍｍをシールおよび即乾性の接着剤により密閉した。腐食試験溶液としてＮａ＋：１１８ｐｐｍ、Ｃｌ−：５８ｐｐｍ、ＳＯ４２−：６０ｐｐｍ、Ｃｕ２＋：１ｐｐｍ、Ｆｅ３＋：３０ｐｐｍを含む水溶液に供試材を浸漬させ、８８℃に８時間放置後常温に１６時間放置のサイクルを９０回実施した。実施後、腐食状態を観察した。表３および表４に評価結果を、貫通腐食のないものを「○」、貫通腐食の発生したものを「×」で示す。なお、耐食性の評価は、ろう付け性評価および耐エロージョン性評価の両方で合格した供試材について実施し、評価を実施しなかったものは評価結果を「−」で示す。
【００５３】
【表１】
【００５４】
【表２】
【００５５】
【表３】
【００５６】
【表４】
【００５７】
実施例１〜２４は、アルミニウム合金製ブレージングシートの構成（心材の各元素含有量、皮材の各元素含有量および厚さ、ろう材のＳｉ含有量および厚さ）、製造条件（心材の均熱温度、冷間加工率）がすべて本発明の範囲内であるので、ろう付け後の心材結晶粒径が５０μｍ以上３００μｍ未満に制御され、かつ、ろう付け後強度、ろう付け性、耐エロージョン性および耐食性がすべて良好である。
【００５８】
（心材組成による評価）
比較例２５は心材のＳｉ含有量が不足しているため、粒界にＡｌ−Ｍｎ系化合物が析出して、耐食性が低下した。一方、比較例２６は心材のＳｉ含有量が過剰なため、ろう付け時に供試材が溶融してろう付け後供試材が得られなかった。
【００５９】
比較例２７は心材のＭｎ含有量が不足しているため、心材におけるＡｌ−Ｍｎ−Ｓｉ系金属間化合物が減少して固溶Ｓｉ量が増加し、エロージョンが発生した。一方、比較例２８は心材のＭｎ含有量が過剰なため、粗大なＭｎ化合物の形成により耐食性が低下した。
【００６０】
比較例２９は心材のＣｕ含有量が不足しているため、皮材との電位差が不十分で耐食性が低下した。一方、比較例３０は心材のＣｕ含有量が過剰なため、ろう付け時に供試材が溶融してろう付け後供試材が得られなかった。
【００６１】
比較例３１は心材のＭｇ含有量が不足しているため、ろう付け後強度が低かった。一方、比較例３２は心材のＭｇ含有量が過剰なため、ろう付け性が低下した。
【００６２】
比較例３３は心材のＴｉ含有量が不足しているので、腐食形態の層状効果が不十分で耐食性が低下した。一方、比較例３４は心材のＴｉ含有量が過剰なため、粗大なＴｉ化合物の形成により耐食性が低下した。
【００６３】
（皮材組成による評価）
比較例３５は皮材のＳｉ含有量が不足しているため、粒界にＡｌ−Ｍｎ系化合物が析出して、耐食性が低下した。一方、比較例３６は皮材のＳｉ含有量が過剰なため、ろう付け時に供試材が溶融してろう付け後供試材が得られなかった。
【００６４】
比較例３７は皮材のＭｎ含有量が不足している（無添加である）ため、Ｓｉ単体が粒界へ析出して耐食性が低下した。一方、比較例３８は皮材のＭｎ含有量が過剰なため、粗大なＭｎ化合物の形成により耐食性が低下した。
【００６５】
比較例３９は皮材のＺｎ含有量が不足しているため、心材との電位差が不十分で耐食性が低下した。一方、比較例４０は皮材のＺｎ含有量が過剰なため、ろう付け時に供試材が溶融してろう付け後供試材が得られなかった。
【００６６】
（皮材厚さによる評価）
比較例４１は皮材の厚さが不足しているため、心材との電位差が不十分で耐食性が低下した。また、心材から拡散するＭｇによりろう付け性が低下した。一方、比較例４２は皮材の厚さが過剰なため、供試材全体の電位が卑化するため腐食速度が速くなり耐食性が低下した。
【００６７】
（ろう材のＳｉ含有量による評価）
比較例４３はろう材のＳｉ含有量が不足しているため、ろうの流動量が不足してろう付け性が低下した。一方、比較例４４はろう材のＳｉ含有量が過剰なため、ろうの流動量が過剰となりエロージョンが発生した。
【００６８】
（ろう材厚さによる評価）
比較例４５はろう材の厚さが不足しているため、ろうの流動量が不足してろう付け性が低下した。一方、比較例４６はろう材の厚さが過剰なため、ろうの流動量が過剰となりエロージョンが発生した。
【００６９】
（心材の均質化処理温度による評価）
比較例４７は処理温度が低すぎるため、熱間圧延にてクラッド可能な温度とならずクラッド圧着が不可能で供試材が得られなかった。一方、比較例４８は処理温度が高すぎるため、心材の結晶粒径が小さくなりエロージョンが発生し、それに伴いろう材のＳｉが心材へ拡散してろうの流動量が減少し、ろう付け性も低下した。
【００７０】
（冷間加工率による評価）
比較例４９は冷間加工率が低すぎるため、サブグレインが残存してエロージョンが発生した。また、心材の結晶が粗大化した。一方、比較例５０は冷間加工率が高すぎるため、心材の結晶粒径が小さくなりエロージョンが発生した。また、比較例４９，５０ともに、エロージョンに伴いろう材のＳｉが心材へ拡散してろうの流動量が減少し、ろう付け性も低下した。
【図面の簡単な説明】
【００７１】
【図１】実施例におけるろう付け性の評価方法を示す図である。
【技術分野】
【０００１】
本発明は、自動車用の熱交換器等に使用されるアルミニウム合金製ブレージングシートに関する。
【背景技術】
【０００２】
自動車に搭載されるラジエータ等の熱交換器は、アルミニウム合金からなるブレージングシートをそれぞれ成形したチューブ材とフィン材とを組み立て、ろう付けされることにより形成される。近年、このアルミニウム合金製ブレージングシートは、熱交換器の軽量化のために、例えばチューブ材用で従来の板厚０．２０ｍｍ程度から０．１７ｍｍ程度まで薄肉化が進められており、それに伴って、より高強度化および高耐食化が求められている。
【０００３】
耐食性に優れたアルミニウム合金製ブレージングシートに関する従来技術として、例えば、特許文献１には、Ａｌ−Ｍｎ−Ｃｕ合金からなる心材の一方の面にＡｌ−Ｚｎ合金からなる犠牲陽極材（皮材）を、他方の面にろう材をクラッドした３層構造のアルミニウム合金製ブレージングシートが開示されている。このように、Ｃｕを添加した心材の一方の面に、Ｚｎを添加した皮材が積層されることで、皮材に犠牲防食作用を付与することができる。そして、皮材が内側になるようにチューブに成形することで、チューブ内の冷媒（クーラント）に対する耐食性を向上させるものである。また、心材の他方の面すなわちチューブの外側にろう材が積層されるので、フィン材とろう付けするために好適なブレージングシートとするものである。
【０００４】
ここで、ブレージングシートの耐食性向上に重要な要素の一つに耐エロージョン性がある。これは、ブレージングシートをろう付けした際にろうが心材に侵食（エロージョン）することを抑制して、心材の局部的な厚さの減少を防止するものである。例えば、特許文献２には、ろう付け処理後の心材の平均結晶粒径を３００μｍ以上に制御することで、ろうの侵入経路となりやすい心材の結晶粒界を低減する技術が開示されている。
【特許文献１】特許第３５３６０６５号公報（段落０００７〜００１２）
【特許文献２】特開２００４−１７１１６号公報（段落０００７〜０００８）
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【０００５】
しかしながら、上記特許文献２における心材の結晶粒径では大きすぎて、ろう付け後強度の低下を引き起こす。さらに、結晶粒径が大きくなるようにするために心材の均質化処理を実施しないので、心材中の添加元素が偏析したままでクラッド、圧延されてブレージングシートとなる。その結果、ろう付けの際に偏析により局部溶融の怖れがある。
【０００６】
本発明は、前記問題点に鑑みてなされたものであり、薄肉化した場合にも、耐食性、耐エロージョン性、およびろう付け処理後において高い強度を併せ持つアルミニウム合金製ブレージングシートを提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【０００７】
前記課題を解決するために、本発明者らは、耐エロージョン性を有し、かつ、十分なろう付け後強度を備える心材の結晶粒径を、５０μｍ以上３００μｍ未満とした。そして、この結晶粒径に制御する方法、さらに、この結晶粒径の心材で耐エロージョン性を維持するための諸条件を発明するに至った。
【０００８】
すなわち、請求項１に係るアルミニウム合金製ブレージングシートは、Ｓｉ：０．５〜１．１質量％、Ｍｎ：０．６〜２．０質量％、Ｃｕ：０．５〜１．１質量％、Ｍｇ：０．０５〜０．４５質量％、Ｔｉ：０．０５〜０．２５質量％を含有し、残部がＡｌおよび不可避的不純物からなる心材と、前記心材の一面側に配置され、Ｓｉ：０．５質量％を超え１．１質量％以下、Ｍｎ：０．０１〜１．７質量％、Ｚｎ：３．０〜６．０質量％を含有し、残部がＡｌおよび不可避的不純物からなる厚さ２５〜５０μｍの皮材と、前記心材の他面側に配置され、Ｓｉ：７．０〜１２質量％を含有し、残部がＡｌおよび不可避的不純物からなる厚さ３６〜５５μｍのろう材と、を備えたアルミニウム合金製ブレージングシートであって、前記アルミニウム合金製ブレージングシートは、５８０〜６１０℃で３〜１０分間のろう付け処理後の心材の結晶粒径が、圧延方向で５０μｍ以上３００μｍ未満であることを特徴とする。
【０００９】
このように、心材の結晶粒径および各層の添加成分の含有量を制御することで、耐エロージョン性とろう付け後強度の両方を十分に備えることが可能である。特に、皮材側からの耐食性を備えるものなので、ラジエータ等の内側からの冷媒による腐食を防止できる。また、ろう材の厚さを制御することにより、Ｍｇを添加された心材においても、ろう付け性を確保することが可能である。さらに、皮材の厚さを制御することにより、皮材に十分な犠牲防食作用を付与することが可能である。
【００１０】
また、請求項２に係るアルミニウム合金製ブレージングシートの製造方法は、請求項１に記載のアルミニウム合金製ブレージングシートの製造方法であって、温度４４０〜５７０℃で４時間以上の熱処理を実施する前記心材の均質化処理工程と、前記均質化処理工程により得られた心材用鋳塊に前記皮材となる圧延板および前記ろう材となる圧延板を熱間圧延によりクラッドする熱間圧延工程と、前記熱間圧延工程により得られた積層構造の熱間圧延板を冷間加工で所定の板厚まで圧延する冷間圧延工程と、前記冷間圧延工程により得られた積層構造の圧延板を焼鈍する中間焼鈍工程と、前記中間焼鈍工程後の積層構造の圧延板を、冷間加工率が２０〜６５％、かつ、板厚０．３ｍｍ以下まで冷間加工で圧延する最終冷間圧延工程と、を有することを特徴とする。
【００１１】
このような条件でアルミニウム合金製ブレージングシートを製造することにより、ろう付け処理後の心材の結晶粒径を圧延方向で５０μｍ以上３００μｍ未満に制御することが可能である。
【００１２】
また、請求項３に係るアルミニウム合金製ブレージングシートの製造方法は、請求項２に記載のアルミニウム合金製ブレージングシートの製造方法において、最終冷間圧延工程の後に、温度２００〜３２０℃で５時間以下の仕上げ焼鈍を実施することを特徴とする。
【００１３】
このような仕上げ焼鈍を実施することにより、成形性に優れたアルミニウム合金製ブレージングシートとすることが可能である。
【発明の効果】
【００１４】
請求項１に係るアルミニウム合金製ブレージングシートによれば、薄肉化しても、耐エロージョン性に優れ、十分なろう付け性（ろう付け後強度を含む）、高い耐食性を維持することができる。
【００１５】
請求項２に係るアルミニウム合金製ブレージングシートの製造方法によれば、成形に好適な厚さまで薄肉化しても、耐エロージョン性に優れ、十分なろう付け性（ろう付け後強度を含む）、高い耐食性を有するアルミニウム合金製ブレージングシートが得られる。
【００１６】
請求項３に係るアルミニウム合金製ブレージングシートの製造方法によれば、さらに優れた成形性を有するアルミニウム合金製ブレージングシートが得られる。
【発明を実施するための最良の形態】
【００１７】
以下、本発明に係るアルミニウム合金製ブレージングシートを実現するための最良の形態について説明する。
本発明の実施の形態であるアルミニウム合金製ブレージングシートにおいては、アルミニウム合金からなる心材の一方の面に皮材がクラッドされ、他方の面にろう材がクラッドされている。なお、本実施形態のアルミニウム合金製ブレージングシートで熱交換器のチューブ材を作製する際は、皮材が内側となる。
【００１８】
以下に、本発明に係るアルミニウム合金製ブレージングシートを構成する各要素について説明する。
【００１９】
（心材）
Ｓｉ：０．５〜１．１質量％、Ｍｎ：０．６〜２．０質量％、Ｃｕ：０．５〜１．１質量％、Ｍｇ：０．０５〜０．４５質量％、Ｔｉ：０．０５〜０．２５質量％を含有し、残部がＡｌおよび不可避的不純物からなる。なお、本発明に係るアルミニウム合金製ブレージングシートにおける心材の厚さは特に限定されないが、ブレージングシートの厚さの５０〜８０％が好ましい。
【００２０】
〔心材Ｓｉ：０．５〜１．１質量％〕
ＳｉはＭｎと共存させた場合、Ａｌ−Ｍｎ−Ｓｉ系金属間化合物を形成し、粒内に微細に分布して分散強化に寄与する。また、Ｍｇと共存させた場合、Ｍｇ２Ｓｉを形成し、ろう付け後強度を向上させる。０．５質量％未満ではこれらの効果が小さく、また、Ａｌ-Ｍｎ系化合物が粒界に析出しやすくなって耐食性が劣化する。一方、１．１質量％を超えると心材の固相線温度が低下するため、ろう付け時に心材が溶融する。したがって、心材におけるＳｉの含有量は、０．５〜１．１質量％とする。
【００２１】
〔心材Ｍｎ：０．６〜２．０質量％〕
Ｍｎは、上述した通り、Ａｌ、ＳｉとＡｌ−Ｍｎ−Ｓｉ系金属間化合物を形成してろう付け後強度を向上させる。０．６質量％未満では、この金属間化合物数が減少するためＳｉ固溶量が増加し、心材の固相線温度が低下するため、ろう付け時に心材が溶融する。一方、２．０質量％を超えると鋳造時に粗大な金属間化合物が形成され、耐食性の劣化および成形性の低下を生じる。したがって、心材におけるＭｎの含有量は、０．６〜２．０質量％とする。
【００２２】
〔心材Ｃｕ：０．５〜１．１質量％〕
Ｃｕは電位を貴にする働きがあるため、耐食性を向上させる。０．５質量％未満では皮材との電位差が不十分で耐食性が劣化する。一方、１．１質量％を超えると心材の固相線温度が低下するため、ろう付け時に心材が溶融する。したがって、心材におけるＣｕの含有量は、０．５〜１．１質量％とする。
【００２３】
〔心材Ｍｇ：０．０５〜０．４５質量％〕
Ｍｇは、上述した通り、ＳｉとＭｇ２Ｓｉを形成して時効析出し、ろう付け後強度を向上させる。０．０５質量％未満ではこの効果が小さい。しかし一方で、Ｍｇはフラックスろう付け性を低下させる作用があるため、０．４５質量％を超えると、ろう付けの際、ろう材にＭｇが拡散し、ろう付け性が低下する。したがって、心材におけるＭｇの含有量は、０．０５〜０．４５質量％とする。
【００２４】
〔心材Ｔｉ：０．０５〜０．２５質量％〕
ＴｉはＡｌ合金中でＴｉ−Ａｌ系化合物を形成して層状に分散する。Ｔｉ−Ａｌ系化合物は電位が貴であるため、腐食形態が層状化し、厚さ方向への腐食（孔食）に進展し難くなる効果がある。０．０５質量％未満では腐食形態の層状化効果が小さく、０．２５質量％を超えると粗大な金属間化合物形成により、成形性および耐食性が低下する。したがって、心材におけるＴｉの含有量は、０．０５〜０．２５質量％とする。
【００２５】
上記以外に、Ｆｅ，Ｃｒ，Ｚｒをそれぞれ０．２質量％以下添加しても本発明の効果を阻害しない。なお、不可避的不純物として、Ｚｎを１．５質量％以下、Ｉｎ，Ｓｎをそれぞれ０．０３質量％以下含有してよい。
【００２６】
〔ろう付け処理後の心材の結晶粒径：５０μｍ以上３００μｍ未満〕
心材の結晶粒径が、５８０〜６１０℃で３〜１０分間のろう付け処理後で、５０μｍ未満では、心材の結晶粒界にろうが侵食して心材のエロージョンとなる。一方、３００μｍ以上では、ろう付け処理後の強度が低下する。したがって、ろう付け処理後の心材の結晶粒径は、圧延方向で５０μｍ以上３００μｍ未満とする。
【００２７】
（皮材）
皮材は、Ｓｉ：０．５質量％を超え１．１質量％以下、Ｍｎ：０．０１〜１．７質量％、Ｚｎ：３．０〜６．０質量％を含有し、残部がＡｌおよび不可避的不純物からなる。また、皮材の厚さは２５〜５０μｍとする。
【００２８】
〔皮材Ｓｉ：０．５質量％を超え１．１質量％以下〕
ＳｉはＭｎと共存させた場合、Ａｌ−Ｍｎ−Ｓｉ系金属間化合物を形成し、粒内に微細に分布して分散強化に寄与する。さらに、固溶強化により強度向上に寄与する。０．５質量％以下ではこれらの効果が小さく、また、Ａｌ-Ｍｎ系化合物が粒界に析出しやすくなって耐食性が劣化する。一方、１．１質量％を超えると皮材の固相線温度が低下するため、ろう付け時に皮材が溶融する。したがって、皮材におけるＳｉの含有量は、０．５質量％を超え１．１質量％以下とする。
【００２９】
〔皮材Ｍｎ：０．０１〜１．７質量％〕
Ｍｎは、上述した通り、Ａｌ、ＳｉとＡｌ−Ｍｎ−Ｓｉ系金属間化合物を形成してろう付け後強度を向上させる。同時にＳｉ単体の粒界への析出を抑制する。０．０１質量％未満では、この金属間化合物数が減少するためＳｉ単体が粒界へ析出する。一方、１．７質量％を超えると鋳造時に粗大な金属間化合物が形成され、耐食性が劣化する。したがって、皮材におけるＭｎの含有量は、０．０１〜１．７質量％とする。
【００３０】
〔皮材Ｚｎ：３．０〜６．０質量％〕
Ｚｎは電位を卑にする働きがあるため、皮材を犠牲陽極材として作用させる。３．０質量％未満では心材との電位差が不十分で耐食性が劣化する。一方、６．０質量％を超えると皮材の固相線温度が低下するため、ろう付け時に皮材が溶融する。したがって、皮材におけるＺｎの含有量は、３．０〜６．０質量％とする。
【００３１】
上記以外に、Ｆｅ，Ｃｒ，Ｚｒをそれぞれ０．２質量％以下添加しても本発明の効果を阻害しない。なお、不可避的不純物として、Ｃｕを０．２質量％以下、Ｉｎ，Ｓｎをそれぞれ０．０３質量％以下含有してよい。
【００３２】
〔皮材厚さ：２５〜５０μｍ〕
皮材は、ラジエータ等の熱交換器のチューブ材において犠牲陽極材として内面の耐食性を確保するには必須である。厚さが２５μｍ未満では、上記のＺｎ含有量であっても皮材の絶対Ｚｎ量が少なくなるため、心材に対して電位が十分に卑とならずに耐食性が劣化する。また、チューブ材に成形する際には、ブレージングシートの対向する２辺を内側に折り込んで、ブレージングシート端をチューブ材内面となる皮材側表面とろう付け接合する。ここで、皮材の厚さが不十分な場合、心材から拡散するＭｇが皮材側表面に塗布されるフラックスと反応してフラックスの酸化皮膜の破壊作用を低下させるため、接合部のろう付け性が低下する。一方、５０μｍを超えると、心材へ拡散するＺｎ量が多くなり、心材の電位が卑化されて電位差が不十分となり、また、アルミニウム合金製ブレージングシート全体の電位が卑化するため腐食速度が速くなり耐食性が劣化する。さらに心材の絶対厚が薄くなるためろう付け後強度が低下する。したがって、皮材の厚さは２５〜５０μｍとする。
【００３３】
（ろう材）
ろう材は、Ｓｉ：７．０〜１２質量％を含有し、残部がＡｌおよび不可避的不純物からなる。また、ろう材の厚さは３６〜５５μｍとする。
【００３４】
〔ろう材Ｓｉ：７．０〜１２質量％〕
Ａｌ−Ｓｉ合金は、５７７℃以上で溶融し始め、液相がろうとなって流動する。７．０質量％未満ではろうの量が不足してろう付け性が低下する。一方、１２質量％を超えるとろうの流動量が増加し、一部が心材へ拡散して侵食し、心材のエロージョンとなる。したがって、ろう材におけるＳｉの含有量は、７．０〜１２質量％とする。
【００３５】
上記以外に、Ｆｅ：０．３質量％以下、Ｔｉ：０．０５質量％以下を添加しても本発明の効果を阻害しない。なお、不可避的不純物として、Ｚｎ，Ｃｕをそれぞれ２．０質量％以下、Ｉｎ，Ｓｎをそれぞれ０．０３質量％以下含有してよい。
【００３６】
〔ろう材厚さ：３６〜５５μｍ〕
Ａｌ−Ｓｉ合金であるろう材は、５７７℃以上で溶融し始め、液相がろうとなって流動して接合部に充填される。厚さが３６μｍ未満では心材から拡散するＭｇがろう材表面に塗布されるフラックスと反応し、フラックスの酸化皮膜の破壊作用を低下させるため、ろう付け性が低下する。一方、厚さが５５μｍを超えるとろうの流動量が増加し、一部が心材へ拡散して侵食し、心材のエロージョンとなる。したがって、ろう材の厚さは３６〜５５μｍとする。
【００３７】
次に、本発明に係るアルミニウム合金製ブレージングシートの製造方法における各条件について説明する。
【００３８】
〔心材の均質化処理工程：４４０〜５７０℃、４時間以上〕
均質化処理を実施しない、心材用合金を鋳造しただけの状態では心材用合金に添加した元素が偏析しており、このまま、ろう材と犠材をクラッドして圧延してしまうと、添加元素が偏析したままブレージングシートとなる。その結果、ろう付けの際に偏析により局部溶融の怖れがある。また、ろう付け処理後の心材の結晶粒径を制御するためには、均質化処理は必須の工程である。処理温度が４４０℃未満では、熱間圧延工程の開始時に心材の温度が４４０℃よりもさらに低下しているため、クラッドに必要な温度である４４０℃以上とならずクラッドが不可能となる。一方、処理温度が５７０℃を超えると心材中に析出する金属間化合物が粗大化するため、ろう付け中に再結晶する心材結晶の成長を阻害してしまう。また、処理時間が４時間未満では、均質化が不十分であり偏析が残存する。したがって、心材の均質化処理工程の条件は、４４０〜５７０℃で４時間以上とする。
【００３９】
〔最終冷間圧延工程：板厚０．３ｍｍ以下〕
本発明に係るアルミニウム合金製ブレージングシートは、板材の調質が硬質のため、板厚が０．３ｍｍを超えると、ラジエータ等の熱交換器のチューブ材等に成形することは不適となる。したがって、最終冷間圧延工程における板厚は０．３ｍｍ以下とする。なお、板厚の下限値は特に限定されないが、好ましくは０．１４ｍｍ以上である。
【００４０】
〔最終冷間圧延工程：冷間加工率２０〜６５％〕
アルミニウム合金製ブレージングシートは、冷間加工率２０％未満では、サブグレインが残存したままとなり、ろう付け時にろうがサブグレインへ拡散しエロージョンを発生させる。一方、冷間加工率が６５％を超えると心材のろう付け処理後の結晶粒径が５０μｍ未満となり、ろうが粒界へ拡散するため粒界が局所溶融したエロージョンが発生する。したがって、最終冷間圧延工程における冷間加工率は２０〜６５％とする。
【００４１】
〔仕上げ焼鈍工程：２００〜３２０℃、５時間以下〕
仕上げ焼鈍は、材料が軟化し、伸びが向上するため、チューブ材等の成形性を向上させるために好適な工程である。仕上げ焼鈍温度が２００℃未満ではチューブ材の軟化が不十分であり、成形性を向上させる効果はほとんどない。一方、３２０℃を超えると一部が再結晶してしまい、チューブ材等の成形時に加わった加工ひずみが、ろう付け処理時にサブグレインのまま存在してエロージョンを誘発させる。また、仕上げ焼鈍時間が５時間を超えると、調質が０材に近くなるため、ろう付け処理時にサブグレインが残存してエロージョンを誘発させる。したがって、仕上げ焼鈍は２００〜３２０℃で５時間以下とし、さらに好ましくは２〜４時間とする。
【００４２】
次に、本発明に係るアルミニウム合金製ブレージングシートの製造方法について、その一例を説明する。
【００４３】
皮材用アルミニウム合金およびろう材用アルミニウム合金を公知の方法で、鋳造、面削、均質化熱処理（以下、均熱）して、皮材用鋳塊およびろう材用鋳塊を得る。皮材用鋳塊およびろう材用鋳塊は、熱間圧延によってそれぞれ所定厚さにして、皮材用圧延板およびろう材用圧延板を得る。一方で、心材用アルミニウム合金を公知の方法で、鋳造、面削し、４４０〜５７０℃で４時間以上均熱する。
【００４４】
次に、均熱した心材用鋳塊を、皮材用圧延板とろう材用圧延板とで挟んで重ね合わせ、熱間圧延によりクラッドし、板材とする。その後、所定の板厚まで冷間圧延を実施して中間焼鈍し、さらに冷間圧延（最終冷間圧延）を冷間加工率が２０〜６５％となるように実施することにより所定の板厚に仕上げてブレージングシートとする。なお、中間焼鈍は３５０〜４００℃で２〜４時間実施するのが望ましい。また、最終冷間圧延後、２００〜３２０℃で５時間以下の仕上げ焼鈍を実施してもよい。
【実施例】
【００４５】
以上、本発明を実施するための最良の形態について述べてきたが、以下に、本発明の効果を確認した実施例を、本発明の要件を満たさない比較例と比較して具体的に説明する。なお、本発明はこの実施例に限定されるものではない。
【００４６】
（供試材作製）
まず、表２に示す組成を有する皮材用アルミニウム合金からなる圧延板、および表３，４に示す量のＳｉを添加したろう材用アルミニウム合金からなる圧延板を作製した。一方、表１に示す組成を有する心材用アルミニウム合金を鋳造、面削し、表３，４に示す条件で均熱した。これに皮材用圧延板とろう材用圧延板とを表３，４に示す組合せで重ね合わせ、熱間圧延にてクラッドした。次に、冷間圧延、３８０℃で３時間の中間焼鈍を実施し、その後、表３，４に示す加工率で最終冷間圧延を実施、さらに一部については表３，４に示す条件で仕上げ焼鈍を実施して、３層構造の供試材を作製した。
【００４７】
（ろう付け処理）
供試材の上部に穴を開けて治具に吊り下げ、５９５℃で３分間のろう付け処理の後、直ちに冷却して、ろう付け後供試材を作製した。なお、上記３分間の熱処理を含め、ろう付けにおいて３８０℃以上の高温に保持されている時間を２０分間とした。その後、ろう付け後供試材を切り出して、所定の形状、サイズの試験材を作製し、引張強度測定および腐食試験を行った。なお、表３および表４において、加工性、融点等の問題から、板形状に作製できなかったものについては、結果欄に「評価不能」と示す。
【００４８】
（心材の結晶粒径測定）
ろう付け後供試材における心材の結晶粒径の測定は、ろう付け後供試材を以下の作業に好適な大きさに切断し、一方の面から板厚方向中心付近まで研磨した。さらに研磨した供試材を電解液にてエッチングし、研磨面を１００倍で写真撮影した。この写真で、心材の圧延方向の結晶粒径を切片法により測定した。なお、結晶粒径は５箇所の平均値とした。測定結果を表３および表４に示す。
【００４９】
（ろう付け後強度測定）
ろう付け後強度の測定は、ろう付け後供試材（ろう付け処理から室温時効１週間経過後）からＪＩＳ５号試験材を切り出して、強度の測定を行った。測定結果を表３および表４に示す。ろう付け後強度の合格基準は、１７０ＭＰａ以上とした。
【００５０】
（ろう付け性評価）
ろう付け性の評価は、ろう付け前の供試材を３５ｍｍ×２０ｍｍに切断して図１に示す形状に成形し、この２枚の供試材１，１のろう材側表面１ａに非腐食性のフラックスを５（±０．２）ｇ／ｍ２塗布し、ろう材側表面１ａ，１ａ同士を図１に示すように重ね合わせ、上記のろう付け処理条件でろう付けを実施した。ろう付け後の供試材１，１を切り出し、樹脂に埋め込んで断面を研磨し、その研磨面において、フィレットｆの長さ（図１の矢印ａ−ａ間距離：凹部の最もへこんだ部分から凹部の最もへこんだ部分までの距離）を測定し、４ｍｍ以上をろう付け性良好とした。表３および表４に評価結果を、良好を「○」、不良を「×」で示す。
【００５１】
（耐エロージョン性評価）
耐エロージョン性の評価は、ろう付け後供試材、および、ろう付け前の供試材にさらに１０％、２０％の加工率で冷間圧延を追加したものをろう付け後供試材と同条件でろう付け処理を実施した供試材にて行った。これらの供試材を切り出し、樹脂に埋め込んで断面を研磨し、その研磨面を顕微鏡にて心材へのろうのエロージョンを観察した。表３および表４に評価結果を、エロージョンのないものを「○」、エロージョンの発生したものを「×」で示す。なお、３種類すべての冷間圧延量においてエロージョンのないものを合格とした。
【００５２】
（耐食性評価）
耐食性の評価は、ろう付け後供試材から６０ｍｍ×５０ｍｍの試験材を切り出し、皮材側表面が試験面となるように、ろう材側表面および端面の全面と皮材側表面の縁５ｍｍをシールおよび即乾性の接着剤により密閉した。腐食試験溶液としてＮａ＋：１１８ｐｐｍ、Ｃｌ−：５８ｐｐｍ、ＳＯ４２−：６０ｐｐｍ、Ｃｕ２＋：１ｐｐｍ、Ｆｅ３＋：３０ｐｐｍを含む水溶液に供試材を浸漬させ、８８℃に８時間放置後常温に１６時間放置のサイクルを９０回実施した。実施後、腐食状態を観察した。表３および表４に評価結果を、貫通腐食のないものを「○」、貫通腐食の発生したものを「×」で示す。なお、耐食性の評価は、ろう付け性評価および耐エロージョン性評価の両方で合格した供試材について実施し、評価を実施しなかったものは評価結果を「−」で示す。
【００５３】
【表１】
【００５４】
【表２】
【００５５】
【表３】
【００５６】
【表４】
【００５７】
実施例１〜２４は、アルミニウム合金製ブレージングシートの構成（心材の各元素含有量、皮材の各元素含有量および厚さ、ろう材のＳｉ含有量および厚さ）、製造条件（心材の均熱温度、冷間加工率）がすべて本発明の範囲内であるので、ろう付け後の心材結晶粒径が５０μｍ以上３００μｍ未満に制御され、かつ、ろう付け後強度、ろう付け性、耐エロージョン性および耐食性がすべて良好である。
【００５８】
（心材組成による評価）
比較例２５は心材のＳｉ含有量が不足しているため、粒界にＡｌ−Ｍｎ系化合物が析出して、耐食性が低下した。一方、比較例２６は心材のＳｉ含有量が過剰なため、ろう付け時に供試材が溶融してろう付け後供試材が得られなかった。
【００５９】
比較例２７は心材のＭｎ含有量が不足しているため、心材におけるＡｌ−Ｍｎ−Ｓｉ系金属間化合物が減少して固溶Ｓｉ量が増加し、エロージョンが発生した。一方、比較例２８は心材のＭｎ含有量が過剰なため、粗大なＭｎ化合物の形成により耐食性が低下した。
【００６０】
比較例２９は心材のＣｕ含有量が不足しているため、皮材との電位差が不十分で耐食性が低下した。一方、比較例３０は心材のＣｕ含有量が過剰なため、ろう付け時に供試材が溶融してろう付け後供試材が得られなかった。
【００６１】
比較例３１は心材のＭｇ含有量が不足しているため、ろう付け後強度が低かった。一方、比較例３２は心材のＭｇ含有量が過剰なため、ろう付け性が低下した。
【００６２】
比較例３３は心材のＴｉ含有量が不足しているので、腐食形態の層状効果が不十分で耐食性が低下した。一方、比較例３４は心材のＴｉ含有量が過剰なため、粗大なＴｉ化合物の形成により耐食性が低下した。
【００６３】
（皮材組成による評価）
比較例３５は皮材のＳｉ含有量が不足しているため、粒界にＡｌ−Ｍｎ系化合物が析出して、耐食性が低下した。一方、比較例３６は皮材のＳｉ含有量が過剰なため、ろう付け時に供試材が溶融してろう付け後供試材が得られなかった。
【００６４】
比較例３７は皮材のＭｎ含有量が不足している（無添加である）ため、Ｓｉ単体が粒界へ析出して耐食性が低下した。一方、比較例３８は皮材のＭｎ含有量が過剰なため、粗大なＭｎ化合物の形成により耐食性が低下した。
【００６５】
比較例３９は皮材のＺｎ含有量が不足しているため、心材との電位差が不十分で耐食性が低下した。一方、比較例４０は皮材のＺｎ含有量が過剰なため、ろう付け時に供試材が溶融してろう付け後供試材が得られなかった。
【００６６】
（皮材厚さによる評価）
比較例４１は皮材の厚さが不足しているため、心材との電位差が不十分で耐食性が低下した。また、心材から拡散するＭｇによりろう付け性が低下した。一方、比較例４２は皮材の厚さが過剰なため、供試材全体の電位が卑化するため腐食速度が速くなり耐食性が低下した。
【００６７】
（ろう材のＳｉ含有量による評価）
比較例４３はろう材のＳｉ含有量が不足しているため、ろうの流動量が不足してろう付け性が低下した。一方、比較例４４はろう材のＳｉ含有量が過剰なため、ろうの流動量が過剰となりエロージョンが発生した。
【００６８】
（ろう材厚さによる評価）
比較例４５はろう材の厚さが不足しているため、ろうの流動量が不足してろう付け性が低下した。一方、比較例４６はろう材の厚さが過剰なため、ろうの流動量が過剰となりエロージョンが発生した。
【００６９】
（心材の均質化処理温度による評価）
比較例４７は処理温度が低すぎるため、熱間圧延にてクラッド可能な温度とならずクラッド圧着が不可能で供試材が得られなかった。一方、比較例４８は処理温度が高すぎるため、心材の結晶粒径が小さくなりエロージョンが発生し、それに伴いろう材のＳｉが心材へ拡散してろうの流動量が減少し、ろう付け性も低下した。
【００７０】
（冷間加工率による評価）
比較例４９は冷間加工率が低すぎるため、サブグレインが残存してエロージョンが発生した。また、心材の結晶が粗大化した。一方、比較例５０は冷間加工率が高すぎるため、心材の結晶粒径が小さくなりエロージョンが発生した。また、比較例４９，５０ともに、エロージョンに伴いろう材のＳｉが心材へ拡散してろうの流動量が減少し、ろう付け性も低下した。
【図面の簡単な説明】
【００７１】
【図１】実施例におけるろう付け性の評価方法を示す図である。
【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｓｉ：０．５〜１．１質量％、Ｍｎ：０．６〜２．０質量％、Ｃｕ：０．５〜１．１質量％、Ｍｇ：０．０５〜０．４５質量％、Ｔｉ：０．０５〜０．２５質量％を含有し、残部がＡｌおよび不可避的不純物からなる心材と、
前記心材の一面側に配置され、Ｓｉ：０．５質量％を超え１．１質量％以下、Ｍｎ：０．０１〜１．７質量％、Ｚｎ：３．０〜６．０質量％を含有し、残部がＡｌおよび不可避的不純物からなる厚さ２５〜５０μｍの皮材と、
前記心材の他面側に配置され、Ｓｉ：７．０〜１２質量％を含有し、残部がＡｌおよび不可避的不純物からなる厚さ３６〜５５μｍのろう材と、を備えたアルミニウム合金製ブレージングシートであって、
前記アルミニウム合金製ブレージングシートは、５８０〜６１０℃で３〜１０分間のろう付け処理後の前記心材の結晶粒径が、圧延方向で５０μｍ以上３００μｍ未満であることを特徴とするアルミニウム合金製ブレージングシート。
【請求項２】
請求項１に記載のアルミニウム合金製ブレージングシートの製造方法であって、
温度４４０〜５７０℃で４時間以上の熱処理を実施する前記心材の均質化処理工程と、
前記均質化処理工程により得られた心材用鋳塊に前記皮材となる圧延板および前記ろう材となる圧延板を熱間圧延によりクラッドする熱間圧延工程と、
前記熱間圧延工程により得られた積層構造の熱間圧延板を冷間加工で所定の板厚まで圧延する冷間圧延工程と、
前記冷間圧延工程により得られた積層構造の圧延板を焼鈍する中間焼鈍工程と、
前記中間焼鈍工程後の積層構造の圧延板を、冷間加工率が２０〜６５％、かつ、板厚０．３ｍｍ以下まで冷間加工で圧延する最終冷間圧延工程と、を有することを特徴とするアルミニウム合金製ブレージングシートの製造方法。
【請求項３】
前記最終冷間圧延工程の後に、温度２００〜３２０℃で５時間以下焼鈍する仕上げ焼鈍工程を実施することを特徴とする請求項２に記載のアルミニウム合金製ブレージングシートの製造方法。
【請求項１】
Ｓｉ：０．５〜１．１質量％、Ｍｎ：０．６〜２．０質量％、Ｃｕ：０．５〜１．１質量％、Ｍｇ：０．０５〜０．４５質量％、Ｔｉ：０．０５〜０．２５質量％を含有し、残部がＡｌおよび不可避的不純物からなる心材と、
前記心材の一面側に配置され、Ｓｉ：０．５質量％を超え１．１質量％以下、Ｍｎ：０．０１〜１．７質量％、Ｚｎ：３．０〜６．０質量％を含有し、残部がＡｌおよび不可避的不純物からなる厚さ２５〜５０μｍの皮材と、
前記心材の他面側に配置され、Ｓｉ：７．０〜１２質量％を含有し、残部がＡｌおよび不可避的不純物からなる厚さ３６〜５５μｍのろう材と、を備えたアルミニウム合金製ブレージングシートであって、
前記アルミニウム合金製ブレージングシートは、５８０〜６１０℃で３〜１０分間のろう付け処理後の前記心材の結晶粒径が、圧延方向で５０μｍ以上３００μｍ未満であることを特徴とするアルミニウム合金製ブレージングシート。
【請求項２】
請求項１に記載のアルミニウム合金製ブレージングシートの製造方法であって、
温度４４０〜５７０℃で４時間以上の熱処理を実施する前記心材の均質化処理工程と、
前記均質化処理工程により得られた心材用鋳塊に前記皮材となる圧延板および前記ろう材となる圧延板を熱間圧延によりクラッドする熱間圧延工程と、
前記熱間圧延工程により得られた積層構造の熱間圧延板を冷間加工で所定の板厚まで圧延する冷間圧延工程と、
前記冷間圧延工程により得られた積層構造の圧延板を焼鈍する中間焼鈍工程と、
前記中間焼鈍工程後の積層構造の圧延板を、冷間加工率が２０〜６５％、かつ、板厚０．３ｍｍ以下まで冷間加工で圧延する最終冷間圧延工程と、を有することを特徴とするアルミニウム合金製ブレージングシートの製造方法。
【請求項３】
前記最終冷間圧延工程の後に、温度２００〜３２０℃で５時間以下焼鈍する仕上げ焼鈍工程を実施することを特徴とする請求項２に記載のアルミニウム合金製ブレージングシートの製造方法。
【図１】
【公開番号】特開２００８−２４６５２５（Ｐ２００８−２４６５２５Ａ）
【公開日】平成２０年１０月１６日（２００８．１０．１６）
【国際特許分類】
【出願番号】特願２００７−８９９２４（Ｐ２００７−８９９２４）
【出願日】平成１９年３月２９日（２００７．３．２９）
【出願人】（０００００１１９９）株式会社神戸製鋼所 (5,860)
【公開日】平成２０年１０月１６日（２００８．１０．１６）
【国際特許分類】
【出願日】平成１９年３月２９日（２００７．３．２９）
【出願人】（０００００１１９９）株式会社神戸製鋼所 (5,860)
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