JP5750077B2 - 熱交換器用アルミニウム合金ブレージングシート - Google Patents

Description

本発明は、自動車用熱交換器等に使用される熱交換器用アルミニウム合金ブレージングシートに関する。

一般に、自動車用のエバポレータやコンデンサ等の熱交換器におけるチューブ材としては、心材を犠牲材とろう材でクラッドして構成されるアルミニウム合金ブレージングシート（以下、適宜、ブレージングシートという）を電縫加工によりチューブ状にしたものが用いられている。このようなチューブ材に用いられるブレージングシートでは、心材として、例えば、Ａｌ−Ｍｎ系合金が用いられ、この心材の一側面である内側、すなわち冷媒に常時触れている側面には、犠牲材として、例えば、Ａｌ−Ｚｎ系合金が用いられている。そして、チューブ状にしたときに、この心材の他側面である外側には、ろう材として、通常、Ａｌ−Ｓｉ系合金が用いられている。

近年、自動車用熱交換器は軽量、小型化の傾向にあり、それに伴い熱交換器の質量の多くを占めるチューブ材の薄肉化が望まれている。このようなチューブ材の薄肉化のためには薄肉化分の高強度化、高耐食化が必要である。そこで、このような必要性に応えて、高強度化や高耐食性等を目的としたアルミニウム合金ブレージングシートやクラッド材が提案されている。

例えば、特許文献１には、心材および犠牲材の合金組成を所定に規定し、また、心材のマトリックスが繊維組織であり、クラッド材の引張り強さが１７０〜２６０ＭＰａであることを特徴とする造管性および耐食性に優れた熱交換器用高強度アルミニウム合金クラッド材が開示されている。

特開２００１−１７０７９３号公報

しかしながら、従来の技術では、以下の問題がある。
前記のとおり、材料の薄肉化のために薄肉化分の高強度化、高耐食化等が図られている。しかしながら、薄肉化に伴いチューブ材の電縫加工時に溶接欠陥が増加し、さらには突発的な溶接欠陥の多量発生が起きる問題が生じる。そのため、電縫溶接時の造管性（すなわち電縫溶接性）の向上が必要となる。

本発明はかかる問題に鑑みてなされたものであり、薄肉材においても強度、耐食性に優れると共に、電縫溶接時の造管性（電縫溶接性）にも優れる熱交換器用アルミニウム合金ブレージングシートを提供することを課題とする。

本発明に係る熱交換器用アルミニウム合金ブレージングシートは、Ｓｉ：０．１〜１．０質量％、Ｃｕ：０．５〜１．２質量％、Ｍｎ：０．５〜２．０質量％を含有し、残部がＡｌおよび不可避的不純物からなるアルミニウム合金を心材とし、前記心材の一面側に、Ｓｉ：０．２質量％を超え０．８質量％以下、Ｚｎ：２．０質量％を超え５．０質量％以下、Ｍｇ：１．０〜４．５質量％を含有し、残部がＡｌおよび不可避的不純物からなるアルミニウム合金を犠牲材として備え、前記心材の他面側に、アルミニウム合金からなるろう材を備えた熱交換器用アルミニウム合金ブレージングシートであって、前記熱交換器用アルミニウム合金ブレージングシートの加工硬化指数ｎ値が０．０５以上であることを特徴とする。

このような構成によれば、心材が所定量のＳｉ，Ｃｕ，Ｍｎを含有することでろう付後強度や耐食性が向上し、犠牲材が所定量のＳｉ，Ｚｎ，Ｍｇを含有することでろう付後強度、耐食性が向上する。また、加工硬化指数ｎ値を０．０５以上とすることで、塑性加工域での傾きが大きくなり、座屈が発生する歪量の臨界値が増大される。これにより、フィンパスロールでの縮管成形時にエッジ部での座屈発生が抑制され、電縫溶接性が向上する。

前記心材は、さらにＴｉ：０．０５〜０．２５質量％、Ｃｒ：０．２５質量％以下、Ｍｇ：０．０５〜０．５質量％から選択される少なくとも１種を含有してもよい。
このような構成によれば、心材が所定量のＴｉ，Ｃｒ，Ｍｇを含有することで耐食性やろう付後強度が向上する。

本発明の熱交換器用アルミニウム合金ブレージングシートによれば、薄肉材においても強度、耐食性を向上させることができる。さらに、電縫溶接性も向上させることができるため、フィンパスロールでの縮管成形時にエッジ部での座屈発生を抑制し、電縫溶接時の突合せを安定化させ、良好な電縫溶接チューブを得ることができる。そして、これらにより、熱交換器を軽量化、小型化することができると共に、コストダウンを図ることができる。

本発明に係る熱交換器用アルミニウム合金ブレージングシートの構成を示す断面図である。 チューブ材のエッジ部の座屈について説明するための断面図である。 実施例におけるろう付性の評価試験を説明するための説明図である。

以下、本発明に係る熱交換器用アルミニウム合金ブレージングシートの形態について、図面を参照して具体的に説明する。なお、各図面が示す部材の大きさや位置関係等は、説明を明確にするため誇張していることがある。

≪熱交換器用アルミニウム合金ブレージングシート≫
図１に示すように、本発明に係る熱交換器用アルミニウム合金ブレージングシート（以下、適宜、ブレージングシートという）１は、心材２の一面側に犠牲材３を備え、心材２の他面側にろう材４を備えたものである。そして、ブレージングシート１の加工硬化指数ｎ値を０．０５以上としたものである。
以下、各構成について説明する。

＜心材＞
心材２は、Ｓｉ：０．１〜１．０質量％、Ｃｕ：０．５〜１．２質量％、Ｍｎ：０．５〜２．０質量％を含有し、残部がＡｌおよび不可避的不純物からなるアルミニウム合金である。さらに、任意成分として、Ｔｉ：０．０５〜０．２５質量％、Ｃｒ：０．２５質量％以下、Ｍｇ：０．０５〜０．５質量％から選択される少なくとも１種を含有してもよい。

［Ｓｉ：０．１〜１．０質量％］
ＳｉはＡｌ、Ｍｎと共に金属間化合物を形成し、結晶粒の粒内に微細に分布して分散強化に寄与し、ろう付後強度を向上させる。Ｓｉの含有量が０．１質量％未満では、ろう付後強度が低下する。一方、１．０質量％を超えると、心材２の固相線温度が低下するため、ろう付加熱時に心材２が溶融する。したがって、Ｓｉの含有量は、０．１〜１．０質量％とする。好ましくは０．２〜０．４質量％である。

［Ｃｕ：０．５〜１．２質量％］
Ｃｕはろう付後強度を向上させる効果があり、また、Ｃｕ添加により電位が貴化し、犠牲材３との電位差が大きくなるため、耐食性を向上させる。Ｃｕの含有量が０．５質量％未満では、ろう付後強度が低下し、また、犠牲材３との電位差を確保することができず、内面耐食性が低下する。一方、１．２質量％を超えると、心材２の固相線温度が低下するため、ろう付加熱時に心材２が溶融する。したがって、Ｃｕの含有量は、０．５〜１．２質量％とする。好ましくは０．７質量％を超え１．１質量以下である。

［Ｍｎ：０．５〜２．０質量％］
Ｍｎは、ろう付後強度を向上させる効果がある。Ｍｎの含有量が０．５質量％未満では、Ａｌ、Ｓｉと形成する金属間化合物数が低下するため、金属間化合物による分散強化が向上せず、ろう付後強度が低下する。一方、２．０質量％を超えると、粗大な金属間化合物が多数生成し、圧延自体が困難となり、ブレージングシート１の製造が困難となる。したがって、Ｍｎの含有量は、０．５〜２．０質量％とする。好ましくは０．８〜１．７質量％である。

［Ｔｉ：０．０５〜０．２５質量％］
Ｔｉは、心材２中に層状に分布し、内面および外面の耐食性を大幅に向上させる。Ｔｉを添加する場合、Ｔｉの含有量が０．０５質量％未満では、Ｔｉが心材２中に層状に分布せず、腐食が顕著な孔食形態となり、耐食性が低下する。一方、０．２５質量％を超えると、鋳造中に粗大な金属間化合物を形成し、耐食性が低下する。したがって、Ｔｉを添加する場合には、Ｔｉの含有量は、０．０５〜０．２５質量％とする。好ましくは０．１〜０．２０質量％である。

［Ｃｒ：０．２５質量％以下］
Ｃｒは、心材２内で金属間化合物を形成し、ろう付後強度を向上させる効果がある。Ｃｒの含有量が０．２５質量％を超えると、鋳造中に粗大な金属間化合物を形成し、耐食性が低下する。したがって、Ｃｒを添加する場合は、Ｃｒの含有量は、０．２５質量％以下とする。好ましくは０．１５質量％以下である。

［Ｍｇ：０．０５〜０．５質量％］
Ｍｇは、Ｓｉと共にＭｇ_２Ｓｉの微細な析出相を形成し、ろう付後強度を向上させる効果がある。Ｍｇの含有量が０．０５質量％未満では、ろう付後強度が十分に向上しない。一方、０．５質量％を超えると、非腐食性フラックスを用いたろう付をする場合にフラックスとＭｇが反応し、ろう付が出来なくなる。したがって、Ｍｇを添加する場合には、Ｍｇの含有量は、０．０５〜０．５質量％とする。好ましくは０．０５〜０．３０質量％である。

［残部：Ａｌおよび不可避的不純物］
心材２の成分は前記の他、残部がＡｌおよび不可避的不純物からなるものである。なお、不可避的不純物としては、例えば、Ｆｅ、Ｚｒ等が挙げられ、これらは、それぞれ０．２質量％以下の含有であれば、本発明の効果を妨げず、心材２に含有することは許容される。

＜犠牲材＞
犠牲材３は、Ｓｉ：０．２質量％を超え０．８質量％以下、Ｚｎ：２．０質量％を超え５．０質量％以下、Ｍｇ：１．０〜４．５質量％を含有し、残部がＡｌおよび不可避的不純物からなるアルミニウム合金である。

［Ｓｉ：０．２質量％を超え０．８質量％以下］
Ｓｉは、ろう付時に心材２へ拡散し、犠牲材３から心材２へ拡散するＭｇと共に、ろう付後にＭｇ_２Ｓｉを心材２中に析出させ、ろう付後強度を向上させる効果がある。Ｓｉの含有量が０．２質量％以下では、Ｍｇ_２Ｓｉを析出させる効果が少なく、ろう付後強度が低下する。一方、０．８質量％を超えると、固相線温度が低下するため、犠牲材３が溶融する。したがって、Ｓｉの含有量は、０．２質量％を超え０．８質量％以下とする。好ましくは０．２質量％を超え０．６質量以下である。

［Ｚｎ：２．０質量％を超え５．０質量％以下］
Ｚｎは、電位を卑化させる元素であり、犠牲材３へＺｎを添加することにより、心材２との電位差を確保して内面耐食性を向上させる効果がある。Ｚｎの含有量が２．０質量％以下では、心材２との電位差が小さくなり、内面耐食性を確保するには不十分となる。そのため、内面耐食性が低下する。一方、５．０質量％を超えると、固相線温度を低下させ、ろう付中に犠牲材３が溶融し、チューブ材として使用出来なくなる。したがって、Ｚｎの含有量は、２．０質量％を超え５．０質量％以下とする。好ましくは３．０質量％を超え４．５質量以下である。

［Ｍｇ：１．０〜４．５質量％］
Ｍｇは、Ｓｉと共にＭｇ_２Ｓｉの微細な析出相を形成し、ろう付後強度を向上させる効果がある。Ｍｇの含有量が１．０質量％未満では、Ｍｇ_２Ｓｉを析出させる効果が少なく、ろう付後強度が十分に向上しない。一方、４．５質量％を超えると、圧延加工性が著しく低下するため、ブレージングシート１の製造が困難となる。したがって、Ｍｇの含有量は、１．０〜４．５質量％とする。好ましくは１．５〜４．０質量％である。

［残部：Ａｌおよび不可避的不純物］
犠牲材３の成分は前記の他、残部がＡｌおよび不可避的不純物からなるものである。なお、不可避的不純物としては、例えば、Ｍｎ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｆｅ、Ｉｎ、Ｓｎ等が挙げられ、Ｍｎは０．０５質量％未満、Ｃｒ、Ｚｒはそれぞれ０．２質量％以下、Ｆｅは０．２５質量％以下、Ｉｎ、Ｓｎはそれぞれ０．１質量％以下の含有量であれば、本発明の効果を妨げず、犠牲材３に含有することは許容される。

＜ろう材＞
ろう材４は、Ａｌ系合金からなり、Ａｌ系合金としては、一般的なＪＩＳ合金、例えば４３４３、４０４５等が挙げられる。ここで、Ａｌ系合金とは、Ｓｉを含有した合金の他に、Ｚｎを含有した合金も含むものである。すなわち、Ａｌ系合金としては、Ａｌ−Ｓｉ系合金、またはＡｌ−Ｓｉ−Ｚｎ系合金が挙げられる。そして、例えば、Ｓｉ：７〜１２質量％を含有したＡｌ−Ｓｉ系合金を使用することができる。

Ｓｉの含有量が７質量％未満では、ろう付温度でのＡｌ−Ｓｉ液相量が少なく、ろう付性が劣りやすくなる。一方、１２質量％を超えると、ろう材４鋳造時に粗大初晶Ｓｉが増大するため、ブレージングシート１にした場合の心材２／ろう材４界面での過剰溶融を生じやすく、ろう付後強度、耐食性を低下させやすい。
しかし、ろう材４は、特に限定されるものではなく、通常使用するＡｌ系（Ａｌ−Ｓｉ系、Ａｌ−Ｓｉ−Ｚｎ系）合金であれば、どのようなものでもよい。また、真空ろう付用に用いられるＡｌ−Ｓｉ−Ｍｇ系、Ａｌ−Ｓｉ−Ｍｇ−Ｂｉ系合金を使用することも十分可能である。さらに、例えば、Ｓｉ、Ｚｎ、Ｍｇ、Ｂｉの他、Ｆｅ、Ｃｕ、Ｍｎ等を含有してもよい。

＜加工硬化指数ｎ値：０．０５以上＞
加工硬化指数ｎ値とは、成形性の目安となる特性値である。加工硬化指数ｎ値が大きいと、歪が伝播しやすく、均一変形しやすいため、局所変形までの伸び（一様伸び）が良くなることが知られている。ただし、アルミニウム合金の加工硬化指数は、歪量によって変化し、特に高歪領域（公称歪０．１０以上）では、低下しやすいことが知られている。
本発明では、電縫溶接前のブレージングシート１の加工硬化指数ｎ値が０．０５以上であることが重要である。薄肉化に伴うチューブ材の電縫加工時の溶接欠陥増加について鋭意検討を行い、電縫管成形過程を詳細に調べたところ、図２に示すように、溶接欠陥発生時にはフィンパスロールで受ける歪量２％程度の縮管成形時にチューブ材Ａのエッジ部Ｅが座屈することを見出した。そして、その座屈に対して、加工硬化指数ｎ値が大きく影響することを見出した。フィンパスロールで受ける歪量２％程度の塑性加工に対し、ブレージングシート１の加工硬化指数ｎ値を０．０５以上とすることにより、塑性加工域での傾きが大きくなり、座屈が発生する歪量の臨界値が増大される。それによって、フィンパスロールでの座屈発生を抑制することが可能となり、電縫溶接時の突合せを安定化させ、薄肉においても良好な電縫溶接チューブが得られる。したがって、ブレージングシート１の加工硬化指数ｎ値は、０．０５以上とする。

加工硬化指数ｎ値は、ＪＩＳ５号試験片に加工したブレージングシート１を引張り試験し、ＪＩＳ Ｚ ２２５３に規定される２点法により、歪量２％、６％にて算出することができる。
そして加工硬化指数ｎ値は、後記するブレージングシート１の製造方法で説明するように、仕上冷延率と仕上焼鈍条件により制御する。

このようなブレージングシートは、一例として、以下の製造方法により製造することができる。
まず、心材用アルミニウム合金、犠牲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連続鋳造により溶解、鋳造して鋳塊を製造し、この鋳塊に面削（表面平滑化処理）、および、均質化熱処理を行うことで、心材用鋳塊（心材用部材）、犠牲材用鋳塊、ろう材用鋳塊を製造する。そして、犠牲材用鋳塊、および、ろう材用鋳塊は、それぞれ所定厚さに熱間圧延して、犠牲材用部材、ろう材用部材とする。次に、心材用部材の一面側に犠牲材用部材、他面側にろう材用部材を重ね合わせ、この重ね合わせ材に熱処理（再加熱）を行った後、熱間圧延により圧着して板材とする。その後、冷間圧延、中間焼鈍（連続焼鈍）を行い、さらに仕上冷間圧延を行う。その後、仕上焼鈍を行う。あるいは、板材とした後、中間焼鈍を行なわずに冷間圧延のみを行ない、その後、仕上焼鈍を行う。

ここで、前記したように、ブレージングシートの加工硬化指数ｎ値を０．０５以上とするためには、製造過程における仕上冷延率と仕上焼鈍条件を制御する必要がある。そして、中間焼鈍を行なう場合と行なわない場合とで、これらの条件が異なる。以下、この条件について説明する。

＜中間焼鈍あり＞
冷間圧延の途中に中間焼鈍を入れる場合は連続焼鈍炉（ＣＡＬ）を使用し、温度（最高到達温度）を３５０〜５５０℃とする。中間焼鈍の最高到達温度が３５０℃未満では溶体化処理が不十分であり、その後の仕上冷間加工、仕上焼鈍温度をコントロールしても導入された歪量が過多となり、ろう付時のろう拡散を招きやすくなって、耐エロージョン性が低下する。一方、上限の温度は焼鈍時のろう材溶融を抑制するために、５５０℃以下とする。なお、連続焼鈍炉を用いた中間焼鈍において、３５０〜５５０℃の範囲内の温度での保持時間は特に規定しないが、通常は５分以下（保持なしを含む）とすれば良い。

中間焼鈍後の仕上冷間圧延率は５５％以上とし、好ましくは９０％以下とする。仕上冷間圧延により導入される歪はその後の仕上焼鈍による軟化挙動に影響を与え、仕上冷間圧延率および仕上焼鈍の条件によっては、加工硬化指数ｎ値０．０５以上が得られなくなる。仕上冷延率５５％未満では、導入される歪量が小さく、加工硬化指数ｎ値が０．０５を下回る。一方、９０％を超えると、導入された歪量が過多となり、ろう付時のろう拡散を招きやすくなって、耐エロージョン性が低下する場合がある。

仕上冷間圧延後の仕上焼鈍温度は２５０℃を超え４００℃以下とする。仕上焼鈍温度が２５０℃以下では、圧延時の加工歪を緩和させる効果が得られず、加工硬化指数ｎ値が０．０５を下回る。仕上冷間圧延後の仕上焼鈍温度が４００℃を超えると、調質がＯ材となり、ろう付加熱中に心材再結晶粒が粗大化しないために、溶融ろうの心材への侵食が非常に大きくなってしまう。なお、仕上焼鈍における加熱時間は特に限定しないが、通常は１〜１０時間とすることが好ましい。加熱時間が１時間未満では、ブレージングシートの強度がコイル全体において均一とならない恐れがあり、一方、１０時間を超えると、軟化焼鈍の効果が飽和して経済性を損なうだけである。

＜中間焼鈍なし＞
中間焼鈍を省略する場合は熱間圧延後の冷間加工率を５５％以上とし、好ましくは９７％以下とする。冷間圧延率が５５％未満では、導入される歪量が小さく、加工硬化指数ｎ値が０．０５を下回る。一方、９７％を超えると、材料の強度が高くなり過ぎ、目標の板厚まで圧延することが困難となる恐れがある。また、仕上冷間圧延後の仕上焼鈍の条件も前記の場合と同様であればよく、２５０℃を超え４００℃以下の範囲内の温度で、好ましくは１〜１０時間加熱する条件とすれば良い。なお、材料組織の均一化のため、熱間圧延後に例えば３５０℃以上で、１時間以上の焼鈍を実施しても良い。

次に、本発明に係る熱交換器用アルミニウム合金ブレージングシートについて、本発明の要件を満たす実施例と本発明の要件を満たさない比較例とを比較して具体的に説明する。

まず、心材用アルミニウム合金、犠牲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常法により、溶解、鋳造し、均質化処理を行い、心材用鋳塊（心材用部材）、犠牲材用鋳塊、ろう材用鋳塊を得た。また、犠牲材用鋳塊、および、ろう材用鋳塊については、それぞれ所定厚さに熱間圧延して、犠牲材用部材、ろう材用部材を得た。そして、心材用部材の一面側に犠牲材用部材、他面側にろう材用部材を、ろう材クラッド率１５％、犠牲材クラッド率１５％となるように重ね合わせ、熱間圧延により圧着して板材とした。その後、冷間圧延、中間焼鈍（所定温度で１分）、仕上冷間圧延、仕上焼鈍（所定温度で３ｈｒ）を行なうか、または、冷間圧延、仕上焼鈍（所定温度で３ｈｒ）を行い、板厚０．２５ｍｍの板とした。

表１〜３に、心材、犠牲材、ろう材の成分を示す。なお、表１、２において、成分を含有しないものは「−」で示し、本発明の構成を満たさないものについては、数値に下線を引いて示す。

このようにして作製した供試材について、電縫溶接前の加工硬化指数ｎ値を算出すると共に、特性評価について、以下に示す各試験を行った。

＜加工硬化指数ｎ値の測定＞
ＪＩＳ５号試験片に加工した供試材を引張り試験し、ＪＩＳ Ｚ ２２５３に規定される２点法により、歪量２％、６％にてブレージングシートの加工硬化指数ｎ値を算出した。

＜電縫溶接性の評価＞
供試材を通常のスリッタ装置を用いて、条材の幅寸法が３５ｍｍとなるようにスリット加工を行い、巻き取りコイル状とした。このようにして得られた条材を電縫管製造装置にて、電縫管に加工し、長径１６ｍｍ、短径２ｍｍの偏平管チューブを得た。電縫溶接性評価は得られた電縫管チューブに対して１００ｍ分を外観検査し、長手方向で５ｍｍ以上の未溶接部の有無を観察した。５ｍｍ以上の未溶接部が無い場合を、電縫溶接性が良好（○）と評価し、５ｍｍ以上の未溶接部が１個以上ある場合を不良（×）と評価した。

＜ろう付後強度の評価＞
供試材をドロップ試験方式でろう付した後（露点が−４０℃、酸素濃度が２００ｐｐｍ以下の窒素雰囲気中で、６００℃の温度で５分間加熱後）、ＪＩＳ５号試験片に加工（各供試材につき３片作製）した。この試験片を、室温（２５℃）で１週間放置した後、引張り試験によりろう付後強度を測定した。３つの試験片のろう付後強度の平均値が１７０ＭＰａ以上のものを良好（○）と評価し、１７０ＭＰａ未満のものを不良（×）と評価した。なお、ろう付後強度の評価は、電縫溶接性の評価が良好なものに関してのみ実施した。

＜耐エロージョン性の評価＞
供試材に１０％と２０％の加工率でそれぞれ冷間圧延を付加したものを作製し、これらをドロップ試験方式でろう付（露点が−４０℃、酸素濃度が２００ｐｐｍ以下の窒素雰囲気中で、６００℃の温度で５分間加熱）した。その後、それぞれ２ｃｍ角に切断して樹脂に埋め込み、切断面を研磨した後、その研磨面を顕微鏡で観察した。それぞれについて健全な心材部が６０％以上の場合を耐エロージョン性を良好（○）と評価し、一つ以上が６０％未満の場合を不良（×）と評価した。なお、耐エロージョン性の評価は、電縫溶接性、ろう付後強度の評価が全て良好なものに関してのみ実施した。

＜ろう付性の評価＞
供試材から幅２５ｍｍ×長さ６０ｍｍのサイズの試験片を切り出し、その試験片のろう材面に非腐食性のフラックスＦＬ−７（森田化学工業株式会社製）を５ｇ／ｍ^２塗布して乾燥させた。図３に示すように、フラックスを塗布したろう材面が上向きとなるよう試験片（下板）を載置し、その上にφ２ｍｍのステンレス製の丸棒をスペーサとして挟んで、厚さ１ｍｍ、幅２５ｍｍ×長さ５５ｍｍの３００３合金板（上板）を試験片に対し鉛直に立ててワイヤで固定した。このとき、スペーサの位置は試験片の一端から５０ｍｍの距離とした。これに対し、ろう付（露点が−４０℃、酸素濃度が２００ｐｐｍ以下の窒素雰囲気中で、６００℃の温度で５分間加熱）を行った。試験片（下板）と３００３合金板（上板）とのすき間に充填されたフィレットの長さを測定し、フィレット長さが３０ｍｍ以上のものをろう付性が良好（○）と評価し、３０ｍｍ未満のものを不良（×）と評価した。なお、ろう付性の評価は、電縫溶接性、ろう付後強度、および耐エロージョン性の評価が全て良好なものに関してのみ実施した。

＜耐食性の評価＞
供試材をドロップ試験方式でろう付した後（露点が−４０℃、酸素濃度が２００ｐｐｍ以下の窒素雰囲気中で、６００℃の温度で５分間加熱後）、幅５０ｍｍ×長さ６０ｍｍの大きさに切断した。さらに、幅６０ｍｍ×長さ７０ｍｍの大きさのマスキング用シールにより、ろう材面を全面シールで覆うとともに、当該シールを犠牲材面側に折り返すことで犠牲材の各淵から５ｍｍの部分についてもシールで覆い試験片を作製した。
この試験片を、Ｎａ^＋：１１８ｐｐｍ、Ｃｌ⁻：５８ｐｐｍ、ＳＯ_４ ^２−：６０ｐｐｍ、Ｃｕ^２＋：１ｐｐｍ、Ｆｅ^３＋：３０ｐｐｍを含む試験液に浸漬（８８℃×８時間）させ、浸漬後に室温まで自然冷却した後、室温状態で１６時間保持するというサイクルを９０サイクル行う耐食試験を実施した。腐食状況を目視観察し、試験片の最大腐食深さが５０μｍ以下のものを良好（○）と評価し、５０μｍを超えたものを不良（×）と評価した。なお、耐食性の評価は、電縫溶接性、ろう付後強度、耐エロージョン性、およびろう付性の評価が全て良好なものに関してのみ実施した。

これらの試験結果を表４、５に示す。なお、表４、５において、評価不能だったもの、または評価しなかったものは「−」で示し、本発明の構成を満たさないもの、および製造条件が規定を満たさないものについては、数値に下線を引いて示す。

表４に示すように、供試材Ｎｏ．１〜２０は、本発明の要件を満たしているため、すべての評価項目で良好であった。

一方、表５に示すように、Ｎｏ．２１〜４１は、本発明の構成を満たさないため、以下の結果となった。
Ｎｏ．２１は、心材のＳｉ含有量が過少なため、ろう付後強度に劣った。Ｎｏ．２２は、心材のＳｉ含有量が過剰なため、ろう付加熱時に心材が溶融した。Ｎｏ．２３は、心材のＣｕ含有量が過少なため、ろう付後強度に劣った。Ｎｏ．２４は、心材のＣｕ含有量が過剰なため、ろう付加熱時に心材が溶融した。

Ｎｏ．２５は、心材のＭｎ含有量が過少なため、ろう付後強度に劣った。Ｎｏ．２６は、心材のＭｎ含有量が過剰なため、圧延ができず、ブレージングシートの作製が不可能であった。Ｎｏ．２７は、心材のＣｒ含有量が過剰なため、耐食性に劣った。Ｎｏ．２８は、心材のＴｉ含有量が過少なため、耐食性に劣った。Ｎｏ．２９は、心材のＴｉ含有量が過剰なため、耐食性に劣った。Ｎｏ．３０は、心材のＭｇ含有量が過少なため、ろう付後強度に劣った。Ｎｏ．３１は、心材のＭｇ含有量が過剰なため、ろう付性に劣った。

Ｎｏ．３２は、犠牲材のＳｉ含有量が過少なため、ろう付後強度に劣った。Ｎｏ．３３は、犠牲材のＳｉ含有量が過剰なため、ろう付加熱時に犠牲材が溶融した。Ｎｏ．３４は、犠牲材のＺｎ含有量が過少なため、耐食性に劣った。Ｎｏ．３５は、犠牲材のＺｎ含有量が過剰なため、ろう付加熱時に犠牲材が溶融した。

Ｎｏ．３６は、犠牲材のＭｇ含有量が過少なため、ろう付後強度に劣った。Ｎｏ．３７は、犠牲材のＭｇ含有量が過剰なため、圧延ができず、ブレージングシートの作製が不可能であった。Ｎｏ．３８は、中間焼鈍の温度が高いため、ろう材が溶融してブレージングシートの作製が不可能であった。Ｎｏ．３９、４０は、仕上冷間圧延の冷延率が低く、ｎ値が過少となったため、電縫溶接性に劣った。Ｎｏ．４１は、仕上焼鈍の温度が低く、ｎ値が過少となったため、電縫溶接性に劣った。

なお、Ｎｏ．４０の供試材は、前記特許文献１に記載された従来のブレージングシートを想定したものである。本実施例で示すように、従来のブレージングシートは、前記の評価について一定の水準を満たさないものである。従って、本実施例によって、本発明に係るブレージングシートが従来のブレージングシートと比較して、優れていることが客観的に明らかとなった。

以上、本発明について実施の形態および実施例を示して詳細に説明したが、本発明の趣旨は前記した内容に限定されることなく、その権利範囲は特許請求の範囲の記載に基づいて解釈しなければならない。なお、本発明の内容は、前記した記載に基づいて改変・変更等することができることはいうまでもない。

１ 熱交換器用アルミニウム合金ブレージングシート
２ 心材
３ 犠牲材
４ ろう材
Ａ チューブ材
Ｅ エッジ部

Claims (2)

1. Ｓｉ：０．１〜１．０質量％、Ｃｕ：０．５〜１．２質量％、Ｍｎ：０．５〜２．０質量％を含有し、残部がＡｌおよび不可避的不純物からなるアルミニウム合金を心材とし、前記心材の一面側に、Ｓｉ：０．２質量％を超え０．８質量％以下、Ｚｎ：２．０質量％を超え５．０質量％以下、Ｍｇ：１．０〜４．５質量％を含有し、残部がＡｌおよび不可避的不純物からなるアルミニウム合金を犠牲材として備え、前記心材の他面側に、アルミニウム合金からなるろう材を備えた熱交換器用アルミニウム合金ブレージングシートであって、
   前記熱交換器用アルミニウム合金ブレージングシートの加工硬化指数ｎ値が０．０５以上であることを特徴とする熱交換器用アルミニウム合金ブレージングシート。
2. 前記心材は、さらにＴｉ：０．０５〜０．２５質量％、Ｃｒ：０．２５質量％以下、Ｍｇ：０．０５〜０．５質量％から選択される少なくとも１種を含有することを特徴とする請求項１に記載の熱交換器用アルミニウム合金ブレージングシート。

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