JP2013234376A

JP2013234376A - High strength aluminum alloy brazing sheet and method for manufacturing the same

Info

Publication number: JP2013234376A
Application number: JP2012108992A
Authority: JP
Inventors: Makoto Ando; 誠安藤; Atsushi Fukumoto; 敦志福元; Akio Niikura; 昭男新倉
Original assignee: Furukawa Sky Aluminum Corp
Current assignee: Furukawa Sky Aluminum Corp
Priority date: 2012-05-11
Filing date: 2012-05-11
Publication date: 2013-11-21
Anticipated expiration: 2032-05-11
Also published as: JP6047304B2

Abstract

【課題】良好なろう付性と耐食性、高いクリープ強度を有するアルミニウム合金ブレージングシートを提供する。
【解決手段】本発明は、アルミニウム合金からなる心材と、心材の少なくとも一方の面にクラッドされたＡｌ−Ｓｉ系合金からなるろう材とを備えるアルミニウム合金ブレージングシートにおいて、心材は、Ｍｎ：０．６〜１．８ｍａｓｓ％、Ｓｉ：０．０１〜１．２ｍａｓｓ％、Ｆｅ：０．３ｍａｓｓ％以下、Ｃｕ：０．０５〜１．２ｍａｓｓ％を含有するアルミニウム合金であり、ろう材は、Ｓｉ：２．５〜１３．０ｍａｓｓ％、Ｆｅ０．０５〜１．０ｍａｓｓ％を含有するアルミニウム合金であり、心材は、ろう付前の任意断面において、Ｆｅを含有する金属間化合物であって円相当径が１〜１００μｍであるものの占める面積率が３％以下であることを特徴とする高強度アルミニウム合金ブレージングシートである。
【選択図】なし
An aluminum alloy brazing sheet having good brazing properties, corrosion resistance, and high creep strength is provided.
The present invention provides an aluminum alloy brazing sheet comprising a core material made of an aluminum alloy and a brazing material made of an Al-Si alloy clad on at least one surface of the core material. It is an aluminum alloy containing 6 to 1.8 mass%, Si: 0.01 to 1.2 mass%, Fe: 0.3 mass% or less, and Cu: 0.05 to 1.2 mass%. An aluminum alloy containing 2.5 to 13.0 mass% and Fe 0.05 to 1.0 mass%, and the core material is an intermetallic compound containing Fe and having an equivalent circle diameter in an arbitrary cross section before brazing. The high-strength aluminum alloy brazing sheet is characterized in that the area ratio occupied by 1-100 μm is 3% or less.
[Selection figure] None

Description

本発明は、自動車用熱交換器等に使用されるアルミニウム合金ブレージングシートに関し、特に高温圧縮空気や冷媒の通路構成材として好適に使用される高強度アルミニウム合金ブレージングシート及びその製造方法に関する。 The present invention relates to an aluminum alloy brazing sheet used for an automotive heat exchanger or the like, and more particularly to a high-strength aluminum alloy brazing sheet suitably used as a high temperature compressed air or refrigerant passage component and a method for producing the same.

アルミニウム合金は軽量かつ高熱伝導性を備えており、適切な処理により高耐食性が実現できるため、自動車用熱交換器、例えば、ラジエータ、コンデンサ、エバポレータ、ヒータ、インタークーラなどに用いられている。これら自動車用熱交換器の流路形成部品用の材料として、アルミニウム合金からなる心材と、この心材にろう材や犠牲陽極材をクラッドしたアルミニウム合金ブレージングシートが使用されている。具体的には、ＪＩＳ３００３合金に代表されるＡｌ−Ｍｎ系合金等を心材とし、一方の面にＡｌ−Ｓｉ系合金等のろう材、又は、Ａｌ−Ｚｎ系合金等の犠牲陽極材をクラッドした２層クラッド材や、心材の内面側にＡｌ−Ｚｎ系合金などの犠牲陽極材をクラッドすると共に、大気側にＡｌ−Ｓｉ系合金などのろう材をクラッドした３層クラッド材が使用されている。 Aluminum alloys are lightweight and have high thermal conductivity, and can be realized with high corrosion resistance by appropriate processing. Therefore, they are used in automotive heat exchangers such as radiators, condensers, evaporators, heaters, and intercoolers. As materials for flow path forming parts of these automotive heat exchangers, a core material made of an aluminum alloy, and an aluminum alloy brazing sheet in which the core material is clad with a brazing material or a sacrificial anode material are used. Specifically, an Al—Mn alloy or the like represented by JIS3003 alloy is used as a core material, and a brazing material such as an Al—Si alloy or a sacrificial anode material such as an Al—Zn alloy is clad on one surface. A two-layer clad material or a three-layer clad material in which a sacrificial anode material such as an Al—Zn alloy is clad on the inner surface side of the core material and a brazing material such as an Al—Si alloy is clad on the atmosphere side is used. .

熱交換器は通常、このようなクラッド材とコルゲート成形したフィンとを組み合わせ、６００℃程度の温度でろう付することによって接合される。熱交換器として自動車に搭載された後、この流路形成部品が破壊し貫通すると、内部を循環している冷却水や冷媒の漏洩が生じる。そのため、製品寿命を向上させるために、ろう付後における強度に優れたアルミニウム合金ブレージングシートが必要不可欠とされている。 The heat exchanger is usually joined by combining such clad material and corrugated fins and brazing at a temperature of about 600 ° C. When this flow path forming component is broken and penetrated after being mounted on a vehicle as a heat exchanger, leakage of cooling water and refrigerant circulating inside occurs. Therefore, in order to improve the product life, an aluminum alloy brazing sheet having excellent strength after brazing is indispensable.

ところで、近年になって自動車の軽量化に対する要求が高まり、これに対応するため自動車用熱交換器の軽量化も求められている。そのため、熱交換器を構成する各部材の薄肉化が検討されており、これに伴いアルミニウム合金ブレージングシートのろう付け後の強度を更に向上させることが必要とされている。特に、ターボチャージャの圧縮空気を冷却する熱交換器であるインタークーラは、圧縮空気の流路を形成するアルミ材料が２００℃近い高温に晒される。このような高温環境では、材料がクリープ変形を起こし、それによって熱交換器の部材に損傷が生じることが懸念される。従って、材料が薄肉であっても熱交換器に十分な耐久性を持たせるためには、従来よりもクリープ強度に優れる材料が要求される。 By the way, in recent years, the demand for weight reduction of automobiles has increased, and in order to meet this demand, weight reduction of automobile heat exchangers has also been demanded. For this reason, reduction in the thickness of each member constituting the heat exchanger has been studied, and accordingly, it is necessary to further improve the strength of the aluminum alloy brazing sheet after brazing. In particular, in an intercooler that is a heat exchanger that cools compressed air of a turbocharger, an aluminum material that forms a flow path of the compressed air is exposed to a high temperature close to 200 ° C. In such a high temperature environment, there is a concern that the material may creep and thereby damage the heat exchanger members. Therefore, in order to give the heat exchanger sufficient durability even if the material is thin, a material having a higher creep strength than before is required.

ここで、アルミニウム合金ブレージングシートのクリープ強度を決定する要因について考えると、その大半は心材が担っている。そして、心材のクリープ強度には主要添加元素であるＭｎの存在状態が大きく影響すると考えられる。心材に添加されたＭｎは、アルミニウムのマトリックス中に固溶して固溶強化として作用する。また、Ｍｎは、金属間化合物（Ａｌ−Ｍｎ−Ｓｉ系化合物）を生成することができることから、これが分散強化材として作用することもある。 Here, when considering the factors that determine the creep strength of the aluminum alloy brazing sheet, most of it is borne by the core material. And it is thought that the presence state of Mn which is a main additive element greatly affects the creep strength of the core material. Mn added to the core material dissolves in the aluminum matrix and acts as a solid solution strengthener. Moreover, since Mn can produce | generate an intermetallic compound (Al-Mn-Si type compound), this may act as a dispersion strengthening material.

上記のＭｎの挙動に影響を与えるのが、心材に含有されているＦｅである。Ｆｅは、Ｓｉ、ＭｎとともにＡｌ−Ｆｅ−Ｍｎ−Ｓｉ系やＡｌ−Ｍｎ−Ｆｅ系の化合物を形成するが、これらＦｅを含む金属間化合物は粗大なものとなり易く粗大になった場合には分散強化にはほとんど寄与しない。そして、Ｆｅの含有量が多いと、粗大な金属間化合物が多く形成し、マトリックス中に固溶するＭｎ量が減少すると共に、分散強化に有用な前記Ａｌ−Ｍｎ−Ｓｉ系の金属間化合物の分散密度が低くなるため、これらによるクリープ強度向上の効果が低減する。 It is Fe contained in the core material that affects the behavior of the Mn. Fe forms Al-Fe-Mn-Si and Al-Mn-Fe compounds together with Si and Mn, but these intermetallic compounds containing Fe are likely to be coarse and disperse when coarse. Little contribution to strengthening. When the Fe content is large, a large amount of coarse intermetallic compounds are formed, the amount of Mn dissolved in the matrix is reduced, and the Al—Mn—Si based intermetallic compound useful for dispersion strengthening is reduced. Since the dispersion density becomes low, the effect of improving the creep strength by these decreases.

上記のクリープ強度に対する構成元素の影響を考慮すると、従来から使用されているアルミニウム合金ブレージングシートの心材であるＪＩＳ３００３合金（Ａｌ−Ｍｎ系合金）は、心材に０．７％以下のＦｅの含有を許容することから、このようなクラッド材のろう付け後のクリープ強度は不十分であり、例えば２００℃における引張強さが１１０ＭＰａ程度であり不十分な強度であった。 Considering the influence of the constituent elements on the creep strength, JIS3003 alloy (Al-Mn alloy), which is the core material of conventionally used aluminum alloy brazing sheets, contains 0.7% or less of Fe in the core material. Since it accept | permits, the creep strength after brazing of such a clad material is inadequate, for example, the tensile strength in 200 degreeC is about 110 Mpa, and was inadequate strength.

もっとも、このような一般材であってもろう付け条件を調整することでクリープ強度を改善することができる。例えば、より高温の条件、又は、より長時間の条件でろう付加熱を行えば、その間にＦｅを含む金属間化合物の一部のＭｎをマトリックス中に固溶させることができるため、Ｍｎによる固溶強化の効果を得ることができ、優れたクリープ強度を発揮させることが可能である。 However, even with such a general material, the creep strength can be improved by adjusting the brazing conditions. For example, if brazing addition heat is performed under a higher temperature condition or a longer time condition, a part of Mn of the intermetallic compound containing Fe can be dissolved in the matrix during the heat treatment. An effect of melt strengthening can be obtained, and an excellent creep strength can be exhibited.

しかし、ろう付温度の高温化は、局所的なろう侵食やフィンの溶融、座屈の発生が不可避となるため、現実的な対応ではない。また、近年、熱交換器の生産を高効率化するため、ろう付の加熱処理を従来よりも短時間で行う技術開発が進んでいる。かかる時代背景を鑑みると、ろう付加熱を長時間化することはその要求に背くものである。更に、短時間のろう付加熱では、熱交換器全体の温度を均一にすることが難しくなる。 However, raising the brazing temperature is not realistic because local brazing, fin melting, and buckling are inevitable. In recent years, in order to increase the efficiency of production of heat exchangers, technological development has been advanced to perform brazing heat treatment in a shorter time than before. Considering the background of the times, it is contrary to the demand to increase the brazing heat for a long time. Furthermore, with the brazing heat for a short time, it becomes difficult to make the temperature of the entire heat exchanger uniform.

以上から、アルミニウム合金ブレージングシートのろう付け後のクリープ強度確保のためには、心材中のＦｅを含む金属間化合物の問題に対処する必要はあるものの、ろう付け温度の高温化やろう付け時間の長時間化は採用できない。むしろ短時間でのろう付加熱においても、ろう付後に優れたクリープ強度を持たせることが必要不可欠な技術課題となっている。 From the above, in order to secure the creep strength after brazing of the aluminum alloy brazing sheet, it is necessary to deal with the problem of intermetallic compounds containing Fe in the core material, but the brazing temperature is increased and the brazing time is reduced. Longer time cannot be adopted. Rather, it is an indispensable technical problem to provide excellent creep strength after brazing even in the case of brazing heat in a short time.

アルミニウム合金におけるＦｅを含む金属間化合物の影響について検討を行った先行技術としては、例えば、特許文献１記載のものがある。この先行技術では、鋳造後のアルミニウム合金の均質化処理を５７０℃以上で８時間以上行い、熱間圧延を４５０〜５５０℃で行い、その後の工程についても様々な条件を規定している。その結果、得られるアルミニウム合金の金属組織は、１μｍ以下の析出物が５００００個／ｍｍ^２以上であるとされている。 As prior art which examined about the influence of the intermetallic compound containing Fe in an aluminum alloy, there exists a thing of patent document 1, for example. In this prior art, the homogenization treatment of the aluminum alloy after casting is performed at 570 ° C. or more for 8 hours or more, hot rolling is performed at 450 to 550 ° C., and various conditions are defined for the subsequent steps. As a result, the metal structure of the obtained aluminum alloy is said to have 50000 / mm ² or more precipitates of 1 μm or less.

しかしながら、上記の先行技術においては、Ｆｅを含む金属間化合物のみの影響について検討するものではない。そして、高速ろう付におけるクリープ強度の向上という技術課題に対する解決策を示唆し得ない。 However, in the above prior art, the influence of only the intermetallic compound containing Fe is not examined. And it cannot suggest a solution to the technical problem of improving the creep strength in high-speed brazing.

特開平２−２８２４５１号公報JP-A-2-282451

本発明は、良好なろう付性と耐食性だけでなく、高速ろう付に対応可能であり高いクリープ強度を有するアルミニウム合金ブレージングシートの提供を目的とする。特に、自動車用熱交換器の流体通路構成材として好適に使用可能なアルミニウム合金ブレージングシート、及び、その製造方法の提供を目的とする。 An object of the present invention is to provide an aluminum alloy brazing sheet that can cope with high-speed brazing and has high creep strength, as well as good brazing and corrosion resistance. In particular, an object of the present invention is to provide an aluminum alloy brazing sheet that can be suitably used as a fluid passage constituent material of a heat exchanger for automobiles, and a method for producing the same.

本発明者等は上記課題について鋭意研究を重ねた結果、アルミニウム合金ブレージングシートの心材となるアルミニウム合金について、高速のろう付加熱においてもクリープ強度を改善するためには、粗大なＦｅを含む金属間化合物の体積を一定限度まで減らし、固溶強化及び分散強化を阻害させないことが重要であると考えた。この考察は、Ｆｅを含む金属間化合物は、従来、その存在そのものが忌避されるべきものであると考えられていたが、合金強度に悪影響を及ぼすものとそうでないものの基準を明確とし、前者についてその許容限度を明示すべきであるという考えに基づくものである。 As a result of intensive research on the above problems, the present inventors have found that, in order to improve the creep strength even at high brazing addition heat, an intermetallic alloy containing coarse Fe is used. It was considered important to reduce the volume of the compound to a certain limit and not to inhibit solid solution strengthening and dispersion strengthening. In this discussion, it was thought that the intermetallic compounds containing Fe had to be repelled in the past, but the criteria for those that have an adverse effect on the alloy strength and those that do not have been clarified. This is based on the idea that the tolerance limit should be clearly stated.

一方、合金強度に悪影響を及ぼし得るＦｅを含む金属間化合物の体積を低減するためには、添加するＦｅの量を制限することはもちろんであるが、それだけでは不十分である。そこで本発明者等は、Ｆｅを含む金属間化合物の生成経路を考慮し、鋳造工程等の合金製造工程に関する条件を詳細に制御することが必要であると考えた。そして、特定の合金組成のアルミニウム合金心材を用いて、特定の工程で製造することで、特定の金属組織を有するアルミニウム合金クラッド材がその目的に適合することを見出し本発明に想到した。 On the other hand, in order to reduce the volume of the intermetallic compound containing Fe that may adversely affect the alloy strength, it is a matter of course that the amount of Fe to be added is limited, but that is not sufficient. Therefore, the present inventors considered that it is necessary to control in detail the conditions related to the alloy manufacturing process such as the casting process in consideration of the formation route of the intermetallic compound containing Fe. And it discovered that the aluminum alloy clad material which has a specific metal structure suited the objective by manufacturing in a specific process using the aluminum alloy core material of a specific alloy composition, and came up with the present invention.

即ち、本発明は、アルミニウム合金からなる心材と、前記心材の少なくとも一方の面にクラッドされたＡｌ−Ｓｉ系合金からなるろう材とを備えるアルミニウム合金ブレージングシートにおいて、前記心材は、Ｍｎ：０．６〜１．８ｍａｓｓ％、Ｓｉ：０．０１〜１．２ｍａｓｓ％、Ｆｅ：０．３ｍａｓｓ％以下、Ｃｕ：０．０５〜１．２ｍａｓｓ％を含有し、残部Ａｌ及び不可避的不純物からなるアルミニウム合金であり、前記ろう材は、Ｓｉ：２．５〜１３．０ｍａｓｓ％、Ｆｅ０．０５〜１．０ｍａｓｓ％を含有し、残部Ａｌ及び不可避的不純物からなるアルミニウム合金であり、前記心材は、ろう付前の任意断面において、Ｆｅを含有する金属間化合物であって円相当径が１〜１００μｍであるものの占める面積率が３％以下であることを特徴とする高強度アルミニウム合金ブレージングシートである。 That is, the present invention provides an aluminum alloy brazing sheet comprising a core material made of an aluminum alloy and a brazing material made of an Al—Si alloy clad on at least one surface of the core material, wherein the core material has a Mn = 0. Aluminum alloy containing 6 to 1.8 mass%, Si: 0.01 to 1.2 mass%, Fe: 0.3 mass% or less, Cu: 0.05 to 1.2 mass%, the balance being Al and inevitable impurities The brazing material is an aluminum alloy containing Si: 2.5 to 13.0 mass%, Fe 0.05 to 1.0 mass%, the balance being Al and inevitable impurities, and the core material is brazed In the previous arbitrary cross section, the area ratio occupied by the Fe-containing intermetallic compound having an equivalent circle diameter of 1 to 100 μm is 3% or less. It is a high strength aluminum alloy brazing sheet according to claim and.

以下、本発明に係る高強度アルミニウム合金ブレージングシートについて、その金属組織及び各構成の詳細について説明する。尚、強度や耐食性に関する性能に関する説明は、全てろう付後についてのものである。また、本願明細書において合金組成を示す「％」とはｍａｓｓ％（質量％）を意味する。 Hereinafter, the metal structure and the detail of each structure are demonstrated about the high intensity | strength aluminum alloy brazing sheet which concerns on this invention. In addition, the description regarding the performance regarding strength and corrosion resistance is all about after brazing. In the present specification, “%” indicating the alloy composition means mass% (mass%).

本発明に係るアルミニウム合金ブレージングシートは心材の金属組織に関し、ろう付前の心材の任意断面におけるＦｅを含む金属間化合物の面積率について、その円相当径が１〜１００μｍであるものの占める面積率が３％以下とする。 The aluminum alloy brazing sheet according to the present invention relates to the metal structure of the core material, and the area ratio of the intermetallic compound containing Fe in an arbitrary cross section of the core material before brazing has an equivalent circle diameter of 1 to 100 μm. 3% or less.

Ｆｅを含む金属間化合物のサイズとして、円相当径が１〜１００μｍと規定するのは、心材の強度に好ましくない金属間化合物を明確にするためである。即ち、１μｍ未満の微細な金属間化合物は、ろう付後のクリープ強度に悪影響を及ぼすどころか、分散強化を有する分散粒子としてクリープ強度に寄与するからである。また、１００μｍを越える巨大な金属間化合物は正常に製造されたブレージングシートには存在し得ない。これは、かかる巨大な金属化化合物は、心材製造中の圧延の際、圧延材の割れの要因となるからである。 The reason why the equivalent circle diameter is defined as 1 to 100 μm as the size of the intermetallic compound containing Fe is to clarify an intermetallic compound that is not preferable for the strength of the core material. That is, a fine intermetallic compound of less than 1 μm contributes to the creep strength as dispersed particles having dispersion strengthening, rather than adversely affecting the creep strength after brazing. Moreover, a huge intermetallic compound exceeding 100 μm cannot exist in a normally produced brazing sheet. This is because such a huge metallized compound causes cracking of the rolled material during rolling during manufacture of the core material.

そして、上記サイズのＦｅを含む金属間化合物について、任意断面で占める割合を面積率で３％以下としたのは、好ましくない金属間化合物であっても存在が許容される限界を明確にするためである。面積率で３％以下である場合、ろう付加熱の時間によらずに、ろう付後のクリープ強度として十分なものを得ることができる。一方、面積率が３％を越えると、ろう付加熱が短時間の場合に、ろう付後のクリープ強度が不十分となる。尚、本発明では、ろう付け加熱前の心材の状態について、上記のＦｅを含む金属間化合物の面積率を規定しているが、ろう付加熱後もこの面積率は同じとなる。この金属間化合物は、短時間でのろう付加熱によって固溶しないからである。 And about the intermetallic compound containing Fe of the said size, the ratio for which it occupies in arbitrary cross sections was made into 3% or less in order to clarify the tolerance | permissible existence even if it is an unfavorable intermetallic compound. It is. When the area ratio is 3% or less, a sufficient creep strength after brazing can be obtained regardless of the brazing heat. On the other hand, if the area ratio exceeds 3%, the creep strength after brazing becomes insufficient when the brazing heat is short. In the present invention, the area ratio of the intermetallic compound containing Fe is defined for the state of the core material before brazing heating, but this area ratio is the same after brazing addition heat. This is because this intermetallic compound does not dissolve in a short time by brazing addition heat.

次に、本発明のアルミニウム合金ブレージングシートを構成する心材、ろう材、犠牲陽極材の合金成分について説明する。 Next, the alloy components of the core material, the brazing material, and the sacrificial anode material constituting the aluminum alloy brazing sheet of the present invention will be described.

心材は、Ｍｎ：０．６〜１．８ｍａｓｓ％、Ｓｉ：０．０１〜１．２ｍａｓｓ％、Ｆｅ：０．０１〜０．３ｍａｓｓ％、Ｃｕ：０．０５〜１．２ｍａｓｓ％を含有し、残部Ａｌ及び不可避的不純物からなるアルミニウム合金である。心材であるアルミニウム合金についての必須添加元素は、Ｍｎ、Ｓｉ、Ｆｅ、Ｃｕである。 The core material contains Mn: 0.6 to 1.8 mass%, Si: 0.01 to 1.2 mass%, Fe: 0.01 to 0.3 mass%, Cu: 0.05 to 1.2 mass%, It is an aluminum alloy composed of the balance Al and inevitable impurities. The essential additive elements for the aluminum alloy as the core material are Mn, Si, Fe, and Cu.

Ｍｎは、ＳｉとともにＡｌ−Ｍｎ−Ｓｉ系の金属間化合物を形成し、分散強化によりクリープ強度を向上させたり、アルミニウム母相中に固溶して固溶強化によりクリープ強度を向上させる。Ｍｎの含有量は、０．６〜１．８ｍａｓｓ％（以下、単に「％」と記す）である。含有量が０．６％未満ではその効果が小さく、１．８％を超えると鋳造時に巨大金属間化合物が形成され易くなり、塑性加工性を低下させる。Ｍｎの好ましい含有量は、０．８〜１．６％である。 Mn forms an Al—Mn—Si-based intermetallic compound together with Si and improves the creep strength by dispersion strengthening, or improves the creep strength by solid solution strengthening by solid solution strengthening. The Mn content is 0.6 to 1.8 mass% (hereinafter simply referred to as “%”). If the content is less than 0.6%, the effect is small, and if it exceeds 1.8%, a giant intermetallic compound is easily formed during casting, and the plastic workability is lowered. The preferable content of Mn is 0.8 to 1.6%.

Ｓｉは、ＭｎとともにＡｌ−Ｍｎ−Ｓｉ系の金属間化合物を形成し、分散強化により強度を向上させたり、アルミニウム母相中に固溶して固溶強化により強度を向上させる。Ｓｉの含有量は、０．０１〜１．２％である。含有量が０．０１％未満では高純度アルミニウム地金を使用しなければならずコスト高となり、１．２％を超えると心材の融点が低下して心材へのろうの侵食が発生する。Ｓｉの好ましい含有量は、０．３〜１．０％である。 Si forms an Al—Mn—Si based intermetallic compound together with Mn, and improves strength by dispersion strengthening, or improves the strength by solid solution strengthening by solid solution strengthening in the aluminum matrix. The Si content is 0.01 to 1.2%. If the content is less than 0.01%, high-purity aluminum ingots must be used, resulting in high costs. If the content exceeds 1.2%, the melting point of the core material is lowered and the core material is eroded by wax. A preferable content of Si is 0.3 to 1.0%.

Ｆｅは、これまで述べたように、粗大な金属間化合物を形成し、Ｍｎによる固溶強化、分散強化の作用の妨げとなる。そのため、本発明で如何にＦｅを含む金属間化合物の許容量を明示したとしても、Ｆｅ含有量には上限がある。以上から、Ｆｅの含有量は、０．３％を上限とする。０．３％を超えると、高速でろう付された場合のクリープ強度が不十分となるからである。一方、Ｆｅの含有量は少ない方が好ましいが、０．０１％未満に制御することは容易ではなく、高純度アルミニウム地金を使用しなければならずコスト高となる。尚、Ｆｅの好ましい含有量は、０．１〜０．２５％である。 As described above, Fe forms a coarse intermetallic compound, and hinders the effects of solid solution strengthening and dispersion strengthening by Mn. Therefore, no matter how much the allowable amount of the intermetallic compound containing Fe is specified in the present invention, the Fe content has an upper limit. From the above, the upper limit of the Fe content is 0.3%. If it exceeds 0.3%, the creep strength when brazed at high speed becomes insufficient. On the other hand, the Fe content is preferably small, but it is not easy to control it to less than 0.01%, and high-purity aluminum ingots must be used, resulting in high costs. In addition, the preferable content of Fe is 0.1 to 0.25%.

Ｃｕは、固溶強化により強度を向上させる。Ｃｕの含有量は、０．０５〜１．２％である。含有量が０．０５％未満ではその効果が小さく、１．２％を超えるとアルミニウム合金が鋳造時に割れを発生する。Ｃｕの好ましい含有量は、０．３〜１．０％である。 Cu improves the strength by solid solution strengthening. The Cu content is 0.05 to 1.2%. If the content is less than 0.05%, the effect is small, and if it exceeds 1.2%, the aluminum alloy cracks during casting. The preferable content of Cu is 0.3 to 1.0%.

心材は、上記の必須構成元素に加えて、Ｍｇ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｃｒ、Ｖから成る群から選択される１種以上を含有しても良い。 The core material may contain one or more selected from the group consisting of Mg, Ti, Zr, Cr, and V, in addition to the above essential constituent elements.

Ｍｇは、Ｍｇ_２Ｓｉの析出により強度を向上させるので含有させるのが好ましい。Ｍｇの含有量は、０．０５〜０．５％が好ましい。含有量が０．０５％未満ではその効果が小さい場合があり、０．５％を超えると、ろう付が困難となる場合がある。Ｍｇのより好ましい含有量は、０．１５〜０．４％である。 Since Mg improves strength by precipitation of Mg ₂ Si, Mg is preferably contained. The content of Mg is preferably 0.05 to 0.5%. If the content is less than 0.05%, the effect may be small, and if it exceeds 0.5%, brazing may be difficult. A more preferable content of Mg is 0.15 to 0.4%.

Ｔｉは、固溶強化により強度を向上させるので含有させるのが好ましい。Ｔｉの含有量は、０．０５〜０．３％が好ましい。含有量が０．０５％未満ではその効果が得られない場合があり、０．３％を超えると巨大金属間化合物を形成し易くなり、塑性加工性を低下させる場合がある。Ｔｉのより好ましい含有量は、０．１〜０．２％である。 Since Ti improves strength by solid solution strengthening, Ti is preferably contained. The content of Ti is preferably 0.05 to 0.3%. If the content is less than 0.05%, the effect may not be obtained. If the content exceeds 0.3%, a giant intermetallic compound is likely to be formed, and the plastic workability may be lowered. A more preferable content of Ti is 0.1 to 0.2%.

Ｚｒは、固溶強化により強度を向上させ、またＡｌ−Ｚｒ系の金属間化合物が析出してろう付後の結晶粒粗大化に作用するので含有させるのが好ましい。Ｚｒの含有量は、０．０５〜０．３％が好ましい。含有量が０．０５％未満ではその効果が得られない場合があり、０．３％を超えると巨大金属間化合物を形成し易くなり、塑性加工性を低下させる場合がある。Ｚｒのより好ましい含有量は、０．１〜０．２％である。 Zr is preferably contained because it improves the strength by solid solution strengthening, and Al—Zr-based intermetallic compounds precipitate and act on the coarsening of crystal grains after brazing. The Zr content is preferably 0.05 to 0.3%. If the content is less than 0.05%, the effect may not be obtained. If the content exceeds 0.3%, a giant intermetallic compound is likely to be formed, and the plastic workability may be lowered. A more preferable content of Zr is 0.1 to 0.2%.

Ｃｒは、固溶強化により強度を向上させ、またＡｌ−Ｃｒ系の金属間化合物が析出してろう付後の結晶粒粗大化に作用するので含有させるのが好ましい。Ｃｒの含有量は、０．０５〜０．３％が好ましい。含有量が０．０５％未満ではその効果が得られない場合があり、０．３％を超えると巨大金属間化合物を形成し易くなり、塑性加工性を低下させる場合がある。Ｃｒのより好ましい含有量は、０．１〜０．２％である。 Cr is preferably contained because it improves the strength by solid solution strengthening and also acts on the coarsening of the crystal grains after brazing by precipitation of an Al-Cr intermetallic compound. The content of Cr is preferably 0.05 to 0.3%. If the content is less than 0.05%, the effect may not be obtained. If the content exceeds 0.3%, a giant intermetallic compound is likely to be formed, and the plastic workability may be lowered. The more preferable content of Cr is 0.1 to 0.2%.

Ｖは、固溶強化により強度を向上させるので含有させるのが好ましい。Ｖの含有量は、０．０５〜０．３％が好ましい。含有量が０．０５％未満ではその効果は得られない場合があり、０．３％を超えると巨大金属間化合物を形成し易くなり、塑性加工性を低下させる場合がある。Ｖのより好ましい含有量は、０．１〜０．２％である。 V is preferably contained because it improves the strength by solid solution strengthening. The content of V is preferably 0.05 to 0.3%. If the content is less than 0.05%, the effect may not be obtained. If the content exceeds 0.3%, a giant intermetallic compound is likely to be formed, and the plastic workability may be reduced. A more preferable content of V is 0.1 to 0.2%.

尚、心材は、不可避不純物として上記以外の元素を、全体で０．１５％以下含有することを許容する。但し、上記以外の元素の含有量は、いずれも０．０５％以下にすることを要する。 In addition, the core material permits to contain 0.15% or less of the elements other than the above as inevitable impurities. However, the content of elements other than the above must be 0.05% or less.

本発明に係るアルミニウム合金ブレージングシートは、心材の少なくとも一方の面にろう材がクラッドされる。このろう材は、Ｓｉ：２．５〜１３．０％、Ｆｅ０．０５〜１．０％を含有し、残部Ａｌ及び不可避的不純物からなるアルミニウム合金である。ろう材であるアルミニウム合金についての必須添加元素は、Ｓｉ、Ｆｅである。 In the aluminum alloy brazing sheet according to the present invention, the brazing material is clad on at least one surface of the core material. This brazing material is an aluminum alloy containing Si: 2.5 to 13.0% and Fe 0.05 to 1.0%, and the balance being Al and inevitable impurities. The essential additive elements for the aluminum alloy that is the brazing material are Si and Fe.

Ｓｉは、融点を低下させて液相を生じ、ろう付けを可能にする。Ｓｉの含有量は、２．５〜１３．０％である。２．５％未満では、生じる液相が僅かでありろう付けが機能し難くなる。一方、１３．０％を超えると、例えばフィンなどの相手材へ拡散するＳｉ量が過剰となり、相手材の溶融が発生する。Ｓｉの好ましい含有量は３．５〜１２．０％であり、更に好ましい含有量は７．０〜１２．０％である。 Si lowers the melting point to form a liquid phase and enables brazing. The Si content is 2.5 to 13.0%. If it is less than 2.5%, the resulting liquid phase is small and brazing becomes difficult to function. On the other hand, if it exceeds 13.0%, for example, the amount of Si diffused into the counterpart material such as fins becomes excessive, and the counterpart material is melted. The preferable content of Si is 3.5 to 12.0%, and the more preferable content is 7.0 to 12.0%.

Ｆｅは、Ａｌ−Ｆｅ系やＡｌ−Ｆｅ−Ｓｉ系の化合物を形成し易い。Ａｌ−Ｆｅ−Ｓｉ系化合物の形成によりろう材の有効Ｓｉ量を低下させ、また、Ａｌ−Ｆｅ系やＡｌ−Ｆｅ−Ｓｉ系の化合物の形成によりろう付時におけるろうの流動性を低下させ、ろう付性を阻害する。Ｆｅの含有量は、０．０５〜１．０％である。Ｆｅ含有量が１．０％を超えると、上述のようにろう付性を阻害してろう付が不十分となる。一方、Ｆｅの含有量は少ない方が好ましいが、０．０５％未満では、高純度アルミニウム地金を使用しなければならなくなってコスト高を招く。Ｆｅの好ましい含有量は、０．１〜０．８％である。 Fe easily forms Al-Fe-based and Al-Fe-Si-based compounds. The amount of brazing filler metal is reduced by the formation of an Al-Fe-Si-based compound, and the flowability of the brazing during brazing is decreased by the formation of an Al-Fe-based or Al-Fe-Si-based compound. Inhibits brazing. The Fe content is 0.05 to 1.0%. When the Fe content exceeds 1.0%, the brazing property is inhibited as described above, and brazing becomes insufficient. On the other hand, it is preferable that the Fe content is small. However, if it is less than 0.05%, high-purity aluminum ingots must be used, resulting in high costs. The preferable content of Fe is 0.1 to 0.8%.

そして、ろう材は、任意の添加元素としてＺｎを含むことができる。Ｚｎは、電位を卑にすることができ、心材との電位差を形成することで犠牲陽極効果により耐食性を向上できるので含有させるのが好ましい。添加する場合のＺｎの含有量は、０．５〜５．５％が好ましい。０．５％未満ではその効果が十分でない場合があり、５．５％を超えると、例えばフィンなどの相手材との接合部にＺｎが濃縮し、これが優先腐食して相手材が剥離する場合がある。Ｚｎのより好ましい含有量は、０．５〜３．０％である。このＺｎを含むろう材は、心材の両面にろう材がクラッドされたアルミニウム合金ブレージングシートの場合、一方のろう材のみに含まれていても良く、両方のろう材に含まれていてもよい。 The brazing material can contain Zn as an optional additive element. Zn is preferably contained because the potential can be reduced and the corrosion resistance can be improved by the sacrificial anode effect by forming a potential difference with the core material. When Zn is added, the content of Zn is preferably 0.5 to 5.5%. If the content is less than 0.5%, the effect may not be sufficient. If the content exceeds 5.5%, for example, Zn concentrates at the joint with the mating material such as fins, and this causes preferential corrosion and the mating material peels off. There is. The more preferable content of Zn is 0.5 to 3.0%. In the case of an aluminum alloy brazing sheet in which the brazing material is clad on both sides of the core material, this brazing material containing Zn may be contained only in one brazing material or in both brazing materials.

尚、ろう材は、不可避不純物として上記以外の元素を、全体で０．１５％以下含有することを許容する。但し、上記以外の元素の含有量は、いずれも０．０５％以下にすることを要する。 Incidentally, the brazing material allows elements other than the above as inevitable impurities to be contained in an amount of 0.15% or less as a whole. However, the content of elements other than the above must be 0.05% or less.

本発明に係るアルミニウム合金ブレージングシートは、心材の一方の面にろう材がクラッドされ、他方の面にアルミニウム合金からなる犠牲陽極材をクラッドしたものも適用できる。例えば、熱交換器の使用環境において高い耐食性が求められるような場合に、心材の一方の面にクラッドされる。この犠牲陽極材は、Ｚｎ：０．５〜６．０ｍａｓｓ％、Ｓｉ：０．０１〜１．５ｍａｓｓ％、Ｆｅ：０．０１〜２．０ｍａｓｓ％を含有し、残部Ａｌ及び不可避的不純物からなるアルミニウム合金である。犠牲陽極材であるアルミニウム合金についての必須添加元素は、Ｚｎ、Ｓｉ、Ｆｅである。 As the aluminum alloy brazing sheet according to the present invention, one in which a brazing material is clad on one surface of a core material and a sacrificial anode material made of an aluminum alloy is clad on the other surface can also be applied. For example, when high corrosion resistance is required in the environment where the heat exchanger is used, the core material is clad on one surface. This sacrificial anode material contains Zn: 0.5-6.0 mass%, Si: 0.01-1.5 mass%, Fe: 0.01-2.0 mass%, and consists of the balance Al and inevitable impurities. Aluminum alloy. The essential additive elements for the aluminum alloy that is the sacrificial anode material are Zn, Si, and Fe.

Ｚｎは、電位を卑にすることができ、心材との電位差を形成することで犠牲陽極効果により耐食性を向上できる。Ｚｎの含有量は、１．０〜６．０％である。含有量が１．０％未満ではその効果が十分ではなく、６．０％を超えると腐食速度が速くなり早期に犠牲陽極材が消失し、耐食性が低下する。Ｚｎの好ましい含有量は、２．０〜５．０％である。 Zn can lower the potential, and can improve the corrosion resistance by the sacrificial anode effect by forming a potential difference with the core material. The Zn content is 1.0 to 6.0%. If the content is less than 1.0%, the effect is not sufficient. If the content exceeds 6.0%, the corrosion rate becomes high, the sacrificial anode material disappears early, and the corrosion resistance decreases. The preferable content of Zn is 2.0 to 5.0%.

Ｓｉは、Ｆｅ、ＭｎとともにＡｌ−Ｆｅ−Ｍｎ−Ｓｉ系の化合物を形成し、分散強化により強度を向上させたり、或いは、アルミニウム母相に固溶して固溶強化により強度を向上させる。また、ろう付時に心材から拡散してくるＭｇと反応してＭｇ_２Ｓｉ化合物を形成することで、強度を向上させる。Ｓｉの含有量は、０．０１〜１．５％である。含有量が０．０１％未満では、高純度アルミニウム地金を使用しなければならずコスト高となる一方、１．５％を超えると犠牲陽極材の融点が低下して溶融してしまい、また、犠牲陽極材の電位を貴にするため、犠牲陽極効果を阻害して耐食性を低下させる。Ｓｉの好ましい含有量は、０．０５〜１．２％である。 Si forms an Al—Fe—Mn—Si compound together with Fe and Mn and improves strength by dispersion strengthening, or improves the strength by solid solution strengthening by dissolving in an aluminum matrix. Moreover, it reacts with Mg diffusing from the core material during brazing to form a Mg ₂ Si compound, thereby improving the strength. The Si content is 0.01 to 1.5%. If the content is less than 0.01%, high-purity aluminum ingots must be used, which increases the cost. On the other hand, if it exceeds 1.5%, the sacrificial anode material has a lower melting point and melts. In order to make the potential of the sacrificial anode material noble, the sacrificial anode effect is inhibited and the corrosion resistance is lowered. A preferable content of Si is 0.05 to 1.2%.

Ｆｅは、Ｓｉ、ＭｎとともにＡｌ−Ｆｅ−Ｍｎ−Ｓｉ系やＡｌ−Ｍｎ−Ｆｅ系の化合物を形成し、分散強化により強度を向上させる。Ｆｅの添加量は、０．０１〜２．０％である。含有量が０．０１％未満では、高純度アルミニウム地金を使用しなければならずコスト高となる。一方、２．０％を超えると鋳造時に巨大金属間化合物が形成され易くなり、塑性加工性を低下させる。Ｆｅの好ましい含有量は、０．０５〜１．５％以下である。 Fe forms Al—Fe—Mn—Si and Al—Mn—Fe compounds together with Si and Mn, and improves strength by dispersion strengthening. The addition amount of Fe is 0.01 to 2.0%. If the content is less than 0.01%, high-purity aluminum ingots must be used, resulting in high costs. On the other hand, if it exceeds 2.0%, a giant intermetallic compound is likely to be formed during casting, and the plastic workability is lowered. The preferable content of Fe is 0.05 to 1.5% or less.

犠牲陽極材は、上記の必須構成元素に加えて、Ｍｎ、Ｍｇ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｃｒ、Ｖから成る群から選択される１種以上を含有しても良い。 The sacrificial anode material may contain one or more selected from the group consisting of Mn, Mg, Ti, Zr, Cr, and V in addition to the above essential constituent elements.

Ｍｎは、強度と耐食性を向上させる。Ｍｎの含有量は、０．０５〜１．８％が好ましい。１．８％を超えると鋳造時に巨大金属間化合物が形成され易くなり、塑性加工性を低下させる場合があり、また犠牲陽極材の電位を貴にするため、犠牲陽極効果を阻害して耐食性を低下させる場合がある。一方、０．０５％未満ではその効果が小さい場合がある。Ｍｎのより好ましい含有量は、０．０５〜１．５％である。 Mn improves strength and corrosion resistance. The Mn content is preferably 0.05 to 1.8%. If it exceeds 1.8%, a large intermetallic compound is likely to be formed during casting, which may reduce the plastic workability. In addition, since the potential of the sacrificial anode material is made noble, the sacrificial anode effect is inhibited and corrosion resistance is reduced. May decrease. On the other hand, if it is less than 0.05%, the effect may be small. A more preferable content of Mn is 0.05 to 1.5%.

Ｍｇは、Ｍｇ_２Ｓｉの析出により強度を向上させる。また、犠牲陽極材自身の強度を向上させるだけでなく、ろう付加熱することにより心材へＭｇが拡散して心材の強度も向上させる。Ｍｇの含有量は、０．５〜３．０％が好ましい。０．５％未満ではその効果が小さい場合があり、３．０％を超えると熱間クラッド圧延時の圧着が困難となる場合がある。Ｍｇのより好ましい含有量は、０．５〜２．０％である。尚、Ｍｇはノコロックろう付におけるろう付性を阻害するため、犠牲陽極材が０．５％以上のＭｇを含有する場合は犠牲陽極材にノコロックろう付をすることができない。この場合には、例えば流路の接合には溶接などの手段を用いる必要がある。 Mg improves the strength by precipitation of Mg ₂ Si. Further, not only the strength of the sacrificial anode material itself is improved, but also Mg is diffused into the core material by heating with brazing and the strength of the core material is also improved. The content of Mg is preferably 0.5 to 3.0%. If it is less than 0.5%, the effect may be small, and if it exceeds 3.0%, it may be difficult to perform pressure bonding during hot clad rolling. A more preferable content of Mg is 0.5 to 2.0%. In addition, since Mg inhibits the brazing property in Nocolok brazing, if the sacrificial anode material contains 0.5% or more of Mg, Noclock brazing cannot be performed on the sacrificial anode material. In this case, it is necessary to use means such as welding for joining the flow paths, for example.

Ｔｉは、固溶強化により強度を向上させ、また耐食性の向上を図ることができる。Ｔｉの含有量は、０．０５〜０．３％が好ましい。０．０５％未満では、その効果が得られない場合がある。一方、０．３％を超えると巨大金属間化合物を形成し易くなり、塑性加工性を低下させる場合がある。Ｔｉのより好ましい含有量は、０．０５〜０．２％である。 Ti can improve strength by solid solution strengthening, and can improve corrosion resistance. The content of Ti is preferably 0.05 to 0.3%. If it is less than 0.05%, the effect may not be obtained. On the other hand, if it exceeds 0.3%, it becomes easy to form a giant intermetallic compound, and the plastic workability may be lowered. A more preferable content of Ti is 0.05 to 0.2%.

Ｚｒは、固溶強化により強度を向上させ、またＡｌ−Ｚｒ系の金属間化合物が析出してろう付後の結晶粒粗大化に作用する。Ｚｒの含有量は、０．０５〜０．３％が好ましい。含有量が０．０５％未満ではその効果が得られない場合があり、０．３％を超えると巨大金属間化合物を形成し易くなり、塑性加工性を低下させる場合がある。Ｚｒのより好ましい含有量は、０．１〜０．２％である。 Zr improves strength by solid solution strengthening, and acts on coarsening of grains after brazing due to precipitation of an Al-Zr intermetallic compound. The Zr content is preferably 0.05 to 0.3%. If the content is less than 0.05%, the effect may not be obtained. If the content exceeds 0.3%, a giant intermetallic compound is likely to be formed, and the plastic workability may be lowered. A more preferable content of Zr is 0.1 to 0.2%.

Ｃｒは、固溶強化により強度を向上させ、またＡｌ−Ｃｒ系の金属間化合物が析出してろう付後の結晶粒粗大化に作用する。Ｃｒの含有量は、０．０５〜０．３％が好ましい。含有量が０．０５％未満ではその効果が得られない場合があり、０．３％を超えると巨大金属間化合物を形成し易くなり、塑性加工性を低下させる場合がある。Ｃｒのより好ましい含有量は、０．１〜０．２％である。 Cr improves strength by solid solution strengthening, and acts on coarsening of crystal grains after brazing due to precipitation of an Al—Cr intermetallic compound. The content of Cr is preferably 0.05 to 0.3%. If the content is less than 0.05%, the effect may not be obtained. If the content exceeds 0.3%, a giant intermetallic compound is likely to be formed, and the plastic workability may be lowered. The more preferable content of Cr is 0.1 to 0.2%.

Ｖは、固溶強化により強度を向上させ、また耐食性の向上が図ることができる。Ｖの含有量は、０．０５〜０．３％が好ましい。０．０５％未満ではその効果が得られない場合がある。一方、０．３％を超えると巨大金属間化合物を形成し易くなり、塑性加工性を低下させる場合がある。Ｖのより好ましい含有量は、０．０５〜０．２％である。 V improves strength by solid solution strengthening and can improve corrosion resistance. The content of V is preferably 0.05 to 0.3%. If it is less than 0.05%, the effect may not be obtained. On the other hand, if it exceeds 0.3%, it becomes easy to form a giant intermetallic compound, and the plastic workability may be lowered. A more preferable content of V is 0.05 to 0.2%.

尚、犠牲陽極材は、不可避不純物として上記以外の元素を、全体で０．１５％以下含有することを許容する。但し、上記以外の元素の含有量は、いずれも０．０５％以下にすることを要する。 The sacrificial anode material allows elements other than the above as inevitable impurities to be contained in an amount of 0.15% or less as a whole. However, the content of elements other than the above must be 0.05% or less.

本発明に係るアルミニウム合金ブレージングシートは、上記で説明した所定金属組織を有する心材、ろう材、犠牲陽極材の組合せにより構成される。例えば、心材の一方の面にろう材又は犠牲陽極材のいずれかをクラッドした２層クラッド材や、心材の両方の面にろう材をクラッドした３層クラッド材、更に、心材の一方の面にろう材を、他方の面に犠牲陽極材をクラッドした３層クラッド材などが適用される。 The aluminum alloy brazing sheet according to the present invention is constituted by a combination of the core material, the brazing material, and the sacrificial anode material having the predetermined metal structure described above. For example, a two-layer clad material in which either a brazing material or a sacrificial anode material is clad on one surface of the core material, a three-layer clad material in which a brazing material is clad on both surfaces of the core material, and further on one surface of the core material A three-layer clad material in which a brazing material is clad with a sacrificial anode material on the other surface is applied.

また、本発明に係るアルミニウム合金ブレージングシートの厚さ、ろう材層や犠牲陽極材層のクラッド率に特に制限はないが、通常、自動車用熱交換器の流路形成部品用材として用いる場合には、約０．６ｍｍ以下の薄肉ブレージングシートとすることができる。但し、この範囲内の板厚に限定されるものではなく、０．６〜５ｍｍの比較的厚肉の材料として使用することも可能である。ろう材層及び犠牲陽極材層における片面クラッド率は、通常３〜２０％程度である。 In addition, the thickness of the aluminum alloy brazing sheet according to the present invention, the clad rate of the brazing material layer and the sacrificial anode material layer is not particularly limited, but usually when used as a material for a flow path forming component of an automotive heat exchanger , A thin brazing sheet of about 0.6 mm or less. However, it is not limited to the plate thickness within this range, and can be used as a relatively thick material of 0.6 to 5 mm. The single-sided cladding ratio in the brazing material layer and the sacrificial anode material layer is usually about 3 to 20%.

次に、本発明に係るアルミニウム合金ブレージングシートの製造方法について説明する。上述したように、本発明に係るアルミニウム合金ブレージングシートは、所定組成のアルミニウム合金からなる心材について、円相当径が１〜１００μｍのＦｅを含有する金属間化合物の面積率が３％以下としている。ここで、Ｆｅを含有する金属間化合物は、主に鋳造から熱間圧延までの工程にて生成されることからこれらの各工程における制御を要する。 Next, the manufacturing method of the aluminum alloy brazing sheet which concerns on this invention is demonstrated. As described above, in the aluminum alloy brazing sheet according to the present invention, an area ratio of an intermetallic compound containing Fe having an equivalent circle diameter of 1 to 100 μm is set to 3% or less for a core material made of an aluminum alloy having a predetermined composition. Here, since the intermetallic compound containing Fe is mainly generated in processes from casting to hot rolling, control in each of these processes is required.

本発明に係る高強度アルミニウム合金ブレージングシートの製造方法は、心材及びろう材のアルミニウム合金をそれぞれ鋳造する鋳造工程と、鋳造後の心材の少なくとも一方の面に、鋳造後のろう材を組み合わせて合わせ材とする合わせ工程と、合わせ工程後に合わせ材を加熱保持する加熱工程と、加熱工程後の合わせ材を熱間クラッド圧延する工程とを含むものであり、これらの工程中、特に、鋳造工程と熱間クラッド圧延工程における条件制御を主とする。以下、これらの工程に重点を置きつつ詳細に説明する。 The method for producing a high-strength aluminum alloy brazing sheet according to the present invention includes a casting step of casting an aluminum alloy of a core material and a brazing material, and a combination of the brazing material after casting on at least one surface of the core material after casting. Including a step of combining, a heating step of heating and holding the combined material after the combining step, and a step of hot-clad rolling of the combined material after the heating step. Mainly controls the conditions in the hot clad rolling process. Hereafter, it demonstrates in detail, placing emphasis on these processes.

心材における粗大な金属間化合物の量を抑制するためには、まず鋳造時にそのようなサイズの化合物を生成させないことが必要である。心材の鋳造時における冷却速度が速い方がＦｅを含む１〜１００μｍのサイズの金属間化合物の量は少なくなる。また、既に述べたように心材中のＦｅ含有量が多いほど粗大な金属間化合物を生成しやすい。従って、心材に含有されるＦｅ量が多いほど、鋳造時の冷却において厳しい制御を行わなければ、適切な金属組織を得ることができない。発明者等は、詳細な研究を重ねた結果、心材に含有するＦｅ量（％）をＣとしたとき、鋳造時の冷却速度が５×Ｃ（℃／ｓ）以上であるとき、または後に示す均質化処理を施すときには４５０℃までの冷却速度も一定の速度以上に制御したときのみ、ろう付前の心材の任意断面における１〜１００μｍのサイズを有する金属間化合物の占める割合が面積率で３％以下であるブレージングシートを製造できることを見出した。 In order to suppress the amount of coarse intermetallic compounds in the core material, it is first necessary not to produce a compound of such a size during casting. The faster the cooling rate during casting of the core material, the smaller the amount of the intermetallic compound having a size of 1 to 100 μm containing Fe. Further, as already described, the larger the Fe content in the core material, the easier it is to produce a coarse intermetallic compound. Therefore, as the amount of Fe contained in the core material increases, an appropriate metal structure cannot be obtained unless strict control is performed in cooling during casting. As a result of repeated detailed studies, the inventors have shown that when the amount of Fe (%) contained in the core material is C, the cooling rate during casting is 5 × C (° C./s) or more, or later. When the homogenization treatment is performed, the ratio of the intermetallic compound having a size of 1 to 100 μm in the arbitrary cross section of the core material before brazing is 3 in area ratio only when the cooling rate to 450 ° C. is controlled to a certain rate or more. It has been found that a brazing sheet that is less than or equal to% can be produced.

鋳造における他の条件については特に制限はないが、溶湯の温度は６７０〜８００℃とし、メタルヘッドの高さは５０〜１５０ｍｍ程度とするのが好ましい。尚、犠牲陽極材及びろう材の鋳造には特に制限はないが、ＤＣ法で行われ、溶湯の温度は６７０〜８００℃とし、メタルヘッドの高さは５０〜１５０ｍｍ程度とするのが好ましい。また、心材は、鋳造後、次の合わせ工程のため熱間圧延によって所定の厚さまで圧延しても良い。 Although there is no restriction | limiting in particular about the other conditions in casting, It is preferable that the temperature of a molten metal shall be 670-800 degreeC, and the height of a metal head shall be about 50-150 mm. There is no particular limitation on the casting of the sacrificial anode material and the brazing material, but it is preferably performed by the DC method, the temperature of the molten metal is 670 to 800 ° C., and the height of the metal head is preferably about 50 to 150 mm. Further, the core material may be rolled to a predetermined thickness by hot rolling for the next alignment step after casting.

尚、上記の鋳造工程に関する条件は、心材に関するものであり、ろう材及び犠牲陽極材の製造方法に特に制限は無いが、通常はＤＣ法で鋳造される。これらの材料も鋳造後、熱間圧延によって所定の厚さまで圧延しても良い。 The conditions relating to the casting process described above are related to the core material, and there are no particular restrictions on the method for producing the brazing material and the sacrificial anode material, but usually the casting is performed by the DC method. These materials may also be rolled to a predetermined thickness by hot rolling after casting.

鋳造された心材は、合わせ工程に供されるが、その前に均質化処理工程を経ても良い。均質化処理工程における条件に特に制約は無いが、通常の保持温度は５００〜６４０℃、保持時間は１〜２０程度である。保持温度が５００℃未満、または保持時間が１時間未満では均質化処理の効果が十分に得られない場合があり、保持温度が６４０℃を超えると心材鋳塊の溶融を生じるおそれがあり、保持時間が２０時間を超えると生産性を著しく損なってしまう。 The cast core material is subjected to a matching process, but may be subjected to a homogenization process before that. Although there is no restriction | limiting in particular in the conditions in a homogenization process, Normal holding | maintenance temperature is 500-640 degreeC, and holding | maintenance time is about 1-20. If the holding temperature is less than 500 ° C or the holding time is less than 1 hour, the effect of the homogenization treatment may not be sufficiently obtained. If the holding temperature exceeds 640 ° C, the core material ingot may be melted and held. If the time exceeds 20 hours, the productivity is significantly impaired.

そして、心材に均質化処理を施す場合、上記の加熱保持後に冷却する際、４５０℃まで冷却されるときの冷却速度を３０℃／ｈ以上とすることが好ましい。４５０℃まで冷却されるときの冷却速度を３０℃／ｈ以下とした場合、冷却中に金属間化合物の粗大化が起こる可能性があるからである。このように、前述の鋳造時の冷却速度の制御・管理と合わせて、均質化処理後４５０℃まで冷却されるときの冷却速度を３０℃／ｈ以上に制御・管理することで、心材の任意断面における１〜１００μｍのサイズを有する金属間化合物の占める割合が面積率で３％以下にすることができる。 And when performing a homogenization process to a core material, when cooling after said heating holding | maintenance, it is preferable to make the cooling rate when cooling to 450 degreeC into 30 degrees C / h or more. This is because when the cooling rate when cooling to 450 ° C. is 30 ° C./h or less, the intermetallic compound may become coarse during cooling. In this way, in addition to the control and management of the cooling rate at the time of casting described above, by controlling and managing the cooling rate when it is cooled to 450 ° C. after the homogenization treatment to 30 ° C./h or more, any core material can be selected. The ratio of the intermetallic compound having a size of 1 to 100 μm in the cross section can be 3% or less in terms of area ratio.

次に、合わせ工程、合わせ材の加熱工程及び熱間クラッド圧延工程について説明する。上記の方法で鋳造された心材鋳塊は、後述する均質化処理工程を任意的に経て、合わせ工程にかけられる。合わせ工程において組み合わされる合わせ材としては、鋳造された心材の一方の面に鋳造されたろう材を重ねた２層の合わせ材、鋳造された心材の両方の面に鋳造されたろう材を重ねた３層の合わせ材、鋳造された心材の一方の面に鋳造されたろう材を、他方の面に鋳造された犠牲陽極材を重ねた３層の合わせ材である。このようにして合わせられた材料の総厚さは、２５０〜８００ｍｍ程度、好ましくは３００〜６００ｍｍ程度である。 Next, the alignment process, the heating process of the alignment material, and the hot cladding rolling process will be described. The core material ingot cast by the above method is optionally subjected to a homogenization treatment step described later and subjected to a matching step. The laminated materials to be combined in the joining process include two layers of laminated material in which the cast brazing material is superimposed on one side of the cast core material, and three layers in which the brazed material is cast on both sides of the cast core material. The laminated material is a three-layer laminated material in which a brazing material cast on one surface of a cast core material and a sacrificial anode material cast on the other surface are stacked. The total thickness of the materials thus combined is about 250 to 800 mm, preferably about 300 to 600 mm.

合わせ工程後、合わせ材は加熱工程にかけられる。加熱工程の条件に特に制限は無いが、通常は４２０〜５５０℃で０〜２０時間保持される。加熱温度が４２０℃未満では、後の熱間クラッド圧延工程中における変形抵抗が大きく圧延が困難となる場合があり、加熱温度が５５０℃を超えると、合わせられたろう材が溶融してしまうおそれがある。また、保持時間が２０時間を超えると、生産性を著しく損なってしまう。 After the combining process, the combined material is subjected to a heating process. Although there is no restriction | limiting in particular in the conditions of a heating process, Usually, it hold | maintains at 420-550 degreeC for 0 to 20 hours. If the heating temperature is less than 420 ° C., the deformation resistance in the subsequent hot clad rolling process may be large and rolling may be difficult, and if the heating temperature exceeds 550 ° C., the combined brazing material may be melted. is there. Further, when the holding time exceeds 20 hours, productivity is remarkably impaired.

上述の加熱工程後に、合わせ材は直ちに熱間クラッド圧延工程にかけられる。合わせ材の温度が４００℃未満の温度に低下しないうちに、熱間クラッド圧延工程が開始される。熱間クラッド圧延工程中は、粗大な金属間化合物の近傍に変形によって生じる転位組織が局在化する。また、材料が高温に保たれている間は、金属間化合物の析出が生じやすい。 After the heating process described above, the laminated material is immediately subjected to a hot clad rolling process. The hot clad rolling process is started before the temperature of the laminated material is lowered to a temperature lower than 400 ° C. During the hot clad rolling process, the dislocation structure generated by deformation is localized in the vicinity of the coarse intermetallic compound. Further, while the material is kept at a high temperature, precipitation of intermetallic compounds tends to occur.

この高温の圧延工程における被加工材の組織変化に関し、発明者等は、材料の温度が４００℃〜５５０℃である間に、圧延の１パスでかける圧下量が大きくなると、粗大な金属間化合物の近傍に局在化した転位組織において析出が促進し、金属間化合物がさらに粗大化してしまうという現象を見出した。そして、この知見に基き鋭意検討を重ねた結果、熱間クラッド圧延工程における条件として、材料の温度が４００℃〜５５０℃である間に、圧延の１パスでかける圧下量が６０％以下とすることとした。本発明者等によれば、材料の温度が４００℃〜５５０℃である間に、圧延の１パスでかける圧下量が６０％以下とする場合にのみ、ろう付前の心材の任意断面における１〜１００μｍのサイズを有する金属間化合物の占める割合が面積率で３％以下であるブレージングシートを製造することができる。一方、前記温度域における圧延の１パスの圧下量が６０％を超えると、熱間クラッド圧延中における金属間化合物の粗大化が促進し、適切な金属組織を得ることができない。 Regarding the change in the structure of the workpiece in this high-temperature rolling process, the inventors have found that when the amount of rolling applied in one pass of rolling increases while the temperature of the material is 400 ° C. to 550 ° C., the coarse intermetallic compound We have found a phenomenon in which precipitation is accelerated in a dislocation structure localized in the vicinity, and the intermetallic compound is further coarsened. And as a result of repeated studies based on this knowledge, as a condition in the hot clad rolling process, while the temperature of the material is 400 ° C. to 550 ° C., the rolling amount applied in one pass of rolling should be 60% or less. It was. According to the present inventors, while the temperature of the material is 400 ° C. to 550 ° C., 1 to 2 in an arbitrary cross section of the core material before brazing only when the amount of rolling applied in one pass of rolling is 60% or less. A brazing sheet can be produced in which the proportion of the intermetallic compound having a size of 100 μm is 3% or less in terms of area ratio. On the other hand, if the rolling reduction in one pass in the temperature range exceeds 60%, the coarsening of the intermetallic compound during hot clad rolling is promoted, and an appropriate metal structure cannot be obtained.

上記説明した熱間クラッド圧延工程後のクラッド材は、その後冷間圧延に供されるが、最終板厚に達するまでの間に１〜２回程度の中間焼鈍を施しても良い。中間焼鈍は、１５０〜５５０℃の温度で行われることが好ましい。最後に中間焼鈍を行なってから最終板厚に達するまでの圧延率は、通常は１０〜８０％程度である。最終板厚は、通常は０．１〜０．６ｍｍ程度である。更に、最終板厚まで冷間圧延した後に、成形性の向上などを目的として仕上げ焼鈍を施しても良い。仕上げ焼鈍は、１５０〜５５０℃で行われることが好ましい。 The clad material after the hot clad rolling process described above is then subjected to cold rolling, but may be subjected to intermediate annealing about once or twice before reaching the final plate thickness. The intermediate annealing is preferably performed at a temperature of 150 to 550 ° C. The rolling rate from the last intermediate annealing to the final plate thickness is usually about 10 to 80%. The final plate thickness is usually about 0.1 to 0.6 mm. Further, after cold rolling to the final thickness, finish annealing may be performed for the purpose of improving formability. The finish annealing is preferably performed at 150 to 550 ° C.

以上のようにして製造されたアルミニウム合金ブレージングシートは、更に成形され、必要な部材と組み付けられた後、ろう付されることにより、熱交換器となる。 The aluminum alloy brazing sheet produced as described above is further molded, assembled with necessary members, and then brazed to form a heat exchanger.

このろう付け接合の工程について、一般的なろう付の条件は、６００℃付近で３〜５分程度保持を行うのが通常である。図１は、このろう付加熱時の温度チャートを模式的に示したものであるが、前記の６００℃付近で３〜５分程度保持というろう付加熱条件に対しては、５８０℃以上に保持される時間が１２分よりも長くなるのが一般的な温度制御の方法である。 Regarding this brazing and joining process, the general brazing condition is that the holding is usually performed at about 600 ° C. for about 3 to 5 minutes. FIG. 1 schematically shows a temperature chart at the time of brazing heat addition, but it is kept at 580 ° C. or more for the brazing heat addition condition of holding at about 600 ° C. for about 3 to 5 minutes. It is a general temperature control method that the time taken is longer than 12 minutes.

本発明のアルミニウム合金ブレージングシートでは、ろう付加熱が短時間である場合、具体的にはろう付中に５８０℃以上に保持される時間を１２分以下とすることで、発明の効果を最大限に発揮することができる。このように５８０℃以上に保持される時間を従来よりも短くした場合、従来のアルミニウム合金ブレージングシートでは、金属間化合物から心材マトリックス中に固溶するＭｎの量が少なく、粗大な金属間化合物が残るためクリープ強度が低い。これに対し、本発明のアルミニウム合金ブレージングシートでは、ろう付が短時間であるため金属間化合物から固溶するＭｎの量が少なくても、粗大な金属間化合物が少ないことから、ろう付け後優れたクリープ強度を得ることができる。 In the aluminum alloy brazing sheet of the present invention, when the brazing addition heat is short, specifically, the time for maintaining the temperature at 580 ° C. or higher during brazing is 12 minutes or less, thereby maximizing the effects of the invention. Can be demonstrated. Thus, when the time maintained at 580 ° C. or higher is shorter than the conventional one, in the conventional aluminum alloy brazing sheet, the amount of Mn that dissolves in the core material matrix from the intermetallic compound is small, and a coarse intermetallic compound is present. The creep strength is low because it remains. On the other hand, in the aluminum alloy brazing sheet of the present invention, brazing is short, so even if the amount of Mn dissolved from the intermetallic compound is small, there are few coarse intermetallic compounds. Creep strength can be obtained.

勿論、本発明のアルミニウム合金ブレージングシートについて長時間のろう付を行っても、従来技術と同等かそれ以上のクリープ強度を得ることができる。但し、ろう付け時間の短時間化とろう付け後のクリープ強度の確保とを両立させ、本発明の効果を最大限に発揮するためのろう付条件としては、ろう付中に５８０℃以上に保持される時間を１２分以下とする。より好ましくは、より短時間である５分以下である。 Of course, even if the aluminum alloy brazing sheet of the present invention is brazed for a long time, a creep strength equivalent to or higher than that of the prior art can be obtained. However, the brazing condition for achieving both the shortening of the brazing time and securing the creep strength after brazing and maximizing the effects of the present invention is maintained at 580 ° C. or higher during brazing. The time taken is 12 minutes or less. More preferably, it is 5 minutes or less, which is a shorter time.

尚、ろう付において到達する材料温度は、５９０〜６２０℃である。５９０℃より低いと流動するろうの量が不十分のためろう付不良が生じる場合があり、６２０℃より高いと心材やフィンにろうが侵食するおそれがある。 In addition, the material temperature which reaches | attains in brazing is 590-620 degreeC. If the temperature is lower than 590 ° C., the amount of brazing flowing may be insufficient, which may cause brazing failure. If the temperature is higher than 620 ° C., the core material and fins may be eroded.

以上説明したように、本発明に係るアルミニウム合金ブレージングシートは、ろう付後もクリープ強度に優れる。このクリープ強度については、ろう付け時間を短時間としても確保されている。このブレージングシートはフィン接合率、耐エロージョン性などろう付性に優れ、更に、適切な成分のろう材又は犠牲陽極材、或いは、ろう材及び犠牲陽極材を用いることにより優れた耐食性が達成できる。また、本発明に係るアルミニウム合金ブレージングシートは、上記特徴とともに軽量性と高熱伝導性の特徴により、特に自動車用の熱交換器の流路部品用材として好適に用いられる。 As described above, the aluminum alloy brazing sheet according to the present invention is excellent in creep strength even after brazing. This creep strength is ensured even if the brazing time is short. This brazing sheet is excellent in brazing properties such as a fin bonding rate and erosion resistance, and further, excellent corrosion resistance can be achieved by using a brazing material or sacrificial anode material of an appropriate component, or a brazing material and a sacrificial anode material. Moreover, the aluminum alloy brazing sheet according to the present invention is suitably used particularly as a material for flow path parts of a heat exchanger for automobiles due to the light weight and high thermal conductivity characteristics as well as the above characteristics.

ろう付加熱時の温度チャートを模式的に示した図。The figure which showed typically the temperature chart at the time of brazing addition heat.

表１に示す合金組成を有する心材合金、表２に示す合金組成を有するろう材合金、表３に示す合金組成を有する犠牲陽極材合金をそれぞれＤＣ鋳造により鋳造し、各々両面を面削して仕上げた。心材については、一部の供試材には６００℃で３時間保持する均質化処理を施した。これらの合金を用い、心材合金の一方の面には皮材１として表２のろう材合金を組み合わせ、他方の面には皮材２として表２のろう材合金又は表３の犠牲陽極材合金を組み合わせた。尚、皮材２を組み合わせず２層材としたものもある。いずれの組み合わせにおいても、皮材のクラッド率は１０％であり、合わせ材の総厚さは５００ｍｍである。 The core material alloy having the alloy composition shown in Table 1, the brazing alloy having the alloy composition shown in Table 2, and the sacrificial anode material alloy having the alloy composition shown in Table 3 were cast by DC casting, respectively, and both sides were faced. Finished. As for the core material, a part of the test material was subjected to a homogenization treatment that was held at 600 ° C. for 3 hours. Using these alloys, the brazing alloy of Table 2 is combined as the skin material 1 on one side of the core alloy, and the brazing alloy of Table 2 or the sacrificial anode alloy of Table 3 is used as the skin 2 on the other surface. Combined. There are also two-layer materials that are not combined with the skin material 2. In any combination, the cladding ratio of the skin material is 10%, and the total thickness of the laminated material is 500 mm.

これらの合わせ材を５００℃で３時間保持する加熱工程に供し、熱間クラッド圧延工程にかけ、３．５ｍｍ厚さの２層又は３層のクラッド材を作製した。その後、冷間圧延によって板厚を０．７５ｍｍとし、４００℃で５時間保持の中間焼鈍、ならびに、最終冷間圧延を施して、Ｈ１ｎ調質の最終板厚０．５０ｍｍのブレージングシート試料を作製した。 These laminated materials were subjected to a heating process of holding at 500 ° C. for 3 hours, and subjected to a hot cladding rolling process to prepare a two-layer or three-layer cladding material having a thickness of 3.5 mm. After that, the sheet thickness is changed to 0.75 mm by cold rolling, intermediate annealing is performed at 400 ° C. for 5 hours, and final cold rolling is performed to produce a brazing sheet sample having a final thickness of 0.50 mm with H1n refining. did.

以上の製造工程における、心材と皮材１と皮材２の組み合わせ、心材鋳造時の冷却速度、均質化処理の冷却時に４５０℃に達するまでの冷却速度、熱間クラッド圧延で材料温度が４００〜５００℃の間に１パスでかけられた最大の圧下率を表４に示す。尚、心材のＦｅ量（％）をＣとし、心材鋳造時の冷却速度が５×Ｃ（℃／ｓ）以上の場合は鋳造冷却速度の判定欄に「○」、５×Ｃ（℃／ｓ）未満の場合は「×」を付記した。また、以上の製造工程において問題が発生せず、０．５ｍｍの最終板厚まで圧延できた場合は製造性を「○」とし、鋳造または圧延時における割れ、皮材の過剰な伸び、心材と犠牲陽極材との圧着不良が生じて最終板厚まで製造できなかった場合は製造性を「×」として表４に示す。 In the above manufacturing process, the combination of the core material, the skin material 1 and the skin material 2, the cooling rate at the time of casting the core material, the cooling rate until reaching 450 ° C. at the time of cooling in the homogenization treatment, and the material temperature is 400 to 400 by hot clad rolling. Table 4 shows the maximum rolling reduction applied in one pass between 500 ° C. If the Fe amount (%) of the core material is C and the cooling rate at the time of casting the core material is 5 × C (° C./s) or more, “○”, 5 × C (° C./s) in the column for determining the casting cooling rate. ), “X” is added. In addition, in the above manufacturing process, no problem occurs, and when the final sheet thickness of 0.5 mm can be rolled, the manufacturability is set to “◯”, cracking during casting or rolling, excessive elongation of the skin material, Table 4 shows the manufacturability as “x” when the crimping failure with the sacrificial anode material occurs and the final plate thickness cannot be manufactured.

以上製造したブレージングシート試料について、金属間化合物の面積率の測定、ろう付後の引張強さ及びクリープ変形量の測定、ろう付性評価、腐食深さ測定の各評価を行った。評価方法については下記の通りである。これらの結果を表５に示す。尚、表４における製造性「×」のものについては試料を製造できなかったため、下記評価を行なうことができなかった。 About the brazing sheet sample manufactured above, each evaluation of the measurement of the area ratio of the intermetallic compound, the measurement of the tensile strength and the creep deformation amount after brazing, the brazing property evaluation, and the corrosion depth measurement was performed. The evaluation method is as follows. These results are shown in Table 5. In addition, since the sample was not able to be manufactured for those with the productivity “x” in Table 4, the following evaluation could not be performed.

（金属間化合物の面積率の測定）
製造後及びろう付相当の加熱処理を施した各ブレージングシート試料の心材部分についてＬ−ＬＴ面を研磨で面出しし、走査型透過電子顕微鏡（ＳＴＥＭ）にてエネルギー分散形Ｘ線分光器（ＥＤＳ）によりＦｅ元素分布のマッピングを行うことにより調べた。この際、電子分光装置（ＥＥＬＳ）を用いて観察部の膜厚を測定し、膜厚が０．１〜０．１５μｍの箇所でのみＳＴＥＭ観察を行って、各サンプルにつき１０００倍の倍率で１０視野ずつ観察し、それぞれの視野のＦｅのマッピングを画像解析することによって、１〜１００μｍのサイズの金属間化合物の面積率を求めた。その結果、面積率が３％以内の場合を合格（○）とし、面積率が３％を超えた場合を不合格（×）とした。尚、ここでのろう付相当加熱の条件は、到達温度を６００℃とし５８０℃以上の保持時間は５分である。 (Measurement of area ratio of intermetallic compounds)
The L-LT surface of the brazing sheet sample subjected to the heat treatment equivalent to brazing after manufacturing is surfaced by polishing, and an energy dispersive X-ray spectrometer (EDS) is obtained by a scanning transmission electron microscope (STEM). ) To map the Fe element distribution. At this time, the film thickness of the observation portion was measured using an electron spectrometer (EELS), and STEM observation was performed only at a location where the film thickness was 0.1 to 0.15 μm. The area ratio of the intermetallic compound having a size of 1 to 100 μm was obtained by observing the visual field and analyzing the image of the mapping of Fe in each visual field. As a result, the case where the area ratio was 3% or less was determined to be acceptable (O), and the case where the area ratio exceeded 3% was determined to be unacceptable (X). Note that the brazing equivalent heating conditions here are an ultimate temperature of 600 ° C. and a holding time of 580 ° C. or higher is 5 minutes.

（ろう付後における引張強さの測定）
ろう付相当の加熱処理を施したブレージングシート試料を、引張速度１０ｍｍ／分、ゲージ長５０ｍｍの条件で、ＪＩＳＺ２２４１に従って引張試験に供した。得られた応力−ひずみ曲線から引張強さを読み取った。その結果、引張強さが１５０ＭＰａ以上の場合を合格（○）とし、それ未満を不合格（×）とした。尚、ここでのろう付相当加熱の条件は、到達温度を６００℃とし５８０℃以上の保持時間は５分である。 (Measurement of tensile strength after brazing)
The brazing sheet sample subjected to the heat treatment corresponding to brazing was subjected to a tensile test according to JIS Z2241 under the conditions of a tensile speed of 10 mm / min and a gauge length of 50 mm. The tensile strength was read from the obtained stress-strain curve. As a result, the case where the tensile strength was 150 MPa or more was determined to be acceptable (O), and the case where the tensile strength was less than that was rejected (X). Note that the brazing equivalent heating conditions here are an ultimate temperature of 600 ° C. and a holding time of 580 ° C. or higher is 5 minutes.

（ろう付後におけるクリープ変形量の測定）
ろう付相当の加熱処理を施したブレージングシート試料を長さ５０ｍｍ、幅１０ｍｍの標点間を有する試験片に加工し、温度２００℃、負荷応力３０ＭＰａのクリープ試験に供した。尚、ここでのろう付相当加熱の条件は、到達温度は６００℃とした。そして、５８０℃以上の保持時間は５分、１３分の２条件を設定している。これらについて、保持時間５分を「ろう付Ａ」、保持時間１３分を「ろう付Ｂ」と表５で表記した。試験開始から１週間時間経過した後の標点間の変位から、平均のひずみ速度を算出した。その結果、ひずみ速度が１０^−９／ｓ以下の場合を合格とし、それより大きい場合を不合格とした。 (Measurement of creep deformation after brazing)
The brazing sheet sample subjected to the heat treatment corresponding to brazing was processed into a test piece having a gauge length of 50 mm and a width of 10 mm, and subjected to a creep test at a temperature of 200 ° C. and a load stress of 30 MPa. In addition, as for the conditions of brazing equivalent heating here, the ultimate temperature was 600 degreeC. The holding time of 580 ° C. or higher is set to two conditions of 5 minutes and 13 minutes. For these, the holding time of 5 minutes is expressed as “brazing A” and the holding time of 13 minutes as “brazing B” in Table 5. The average strain rate was calculated from the displacement between the gauge points after a lapse of one week from the start of the test. As a result, the case where the strain rate was 10 ⁻⁹ / s or less was accepted, and the case where the strain rate was larger than that was rejected.

（ろう付性の評価）
３００３合金をコルゲート成形したフィン材を、ブレージングシート試料のろう材面に配置し、５％のフッ化物フラックス水溶液中に浸漬し、ろう付加熱に供した。尚、ここでのろう付加熱条件は、到達温度は６００℃、５８０℃以上の保持時間は５分である。この試験コアのフィン接合率が９５％以上であり、かつ、ブレージングシート試料またはフィンに溶融が生じていない場合をろう付性が合格（○）とし、フィン接合率が９５％未満又はブレージングシート試料またはフィンに溶融が生じた場合をろう付性が不合格（×）とした。 (Evaluation of brazing)
A fin material obtained by corrugating 3003 alloy was placed on the brazing material surface of the brazing sheet sample, immersed in a 5% fluoride flux aqueous solution, and subjected to brazing additional heat. In addition, as for the brazing heat addition conditions here, the reached temperature is 600 ° C., the holding time of 580 ° C. or more is 5 minutes. When the test core has a fin joint ratio of 95% or more and the brazing sheet sample or fin is not melted, the brazing property is passed (O), and the fin joint ratio is less than 95% or the brazing sheet sample. Alternatively, when the fins melted, the brazeability was judged as rejected (x).

（腐食深さの測定）
ブレージングシート試料にろう付相当の加熱を施した後、５０ｍｍ×５０ｍｍに切り出し、試験面の逆側を樹脂によってマスキングした。尚、ここでのろう付相当加熱の条件は、到達温度を６００℃とし５８０℃以上の保持時間は５分である。また、試験面とは、ろう材にＺｎが添加されている試料についてはろう材面を試験面とし、犠牲陽極材がクラッドされている試料については犠牲陽極材面を試験面とした。どちらにも該当しない試料については耐食性の評価を行なわなかった。試験面がろう材の場合は、ＡＳＴＭ−Ｇ８５に基づいてＳＷＡＡＴ試験に供し、５００時間で腐食貫通の生じなかったものを合格（○）とし、腐食貫通の生じたものを不合格（×）とした。試験面が犠牲材の場合は、Ｃｌ⁻５００ｐｐｍ、ＳＯ_４ ^２−１００ｐｐｍ、Ｃｕ^２＋１０ｐｐｍを含有する８８℃の高温水中で８時間、室温放置１６時間を１サイクルとするサイクル浸漬試験を３ヶ月間実施し、腐食貫通の生じなかったものを合格（○）とし、生じたものを不合格（×）とした。 (Measurement of corrosion depth)
After the brazing sheet sample was heated corresponding to brazing, it was cut into 50 mm × 50 mm, and the opposite side of the test surface was masked with resin. Note that the brazing equivalent heating conditions here are an ultimate temperature of 600 ° C. and a holding time of 580 ° C. or higher is 5 minutes. Further, the test surface was the brazing material surface for the sample in which Zn was added to the brazing material, and the sacrificial anode material surface was the test surface for the sample in which the sacrificial anode material was clad. For samples not corresponding to either, the corrosion resistance was not evaluated. When the test surface is a brazing material, it is subjected to the SWAAT test based on ASTM-G85, and the one that does not cause corrosion penetration in 500 hours is accepted (O), and the one that causes corrosion penetration is rejected (X). did. When the test surface is a sacrificial material, a cycle immersion test is performed for 3 months with a cycle of 8 hours in 88 ° C high-temperature water containing Cl ^- 500 ppm, SO ₄ ^2-100 ppm, Cu ²⁺ 10 ppm, and 16 hours at room temperature. The test was carried out, and those that did not cause corrosion penetration were evaluated as acceptable (◯), and those that occurred were regarded as rejected (x).

以下、表５を参照しつつ評価結果を検討する。まず、実施例１〜１３及び３３〜４０は、心材、ろう材、犠牲陽極材の組成が本発明で規定する条件を満たすものであり、また、その製造条件も適切なものとした試料である。これらの実施例は、製造性も良好であり、心材の金属間化合物の面積率も条件をクリアしていた。そして、これらの実施例は、ろう付後の引張強さ、ろう付後のクリープ速度、ろう付性、腐食深さのいずれも合格であった。尚、ろう材にＺｎを添加している実施例６〜８については、ろう材面の腐食深さについても優れていた。 Hereinafter, the evaluation results will be examined with reference to Table 5. First, Examples 1 to 13 and 33 to 40 are samples in which the composition of the core material, the brazing material, and the sacrificial anode material satisfies the conditions specified in the present invention, and the manufacturing conditions are also appropriate. . In these examples, manufacturability was also good, and the area ratio of the intermetallic compound of the core material also cleared the conditions. In these examples, the tensile strength after brazing, the creep rate after brazing, the brazing property, and the corrosion depth were all passed. In Examples 6 to 8 where Zn was added to the brazing material, the corrosion depth of the brazing material surface was also excellent.

次に比較例について検討する。比較例１４〜２１は、心材の組成が本発明規定の条件から外れたものであり、以下のような結果となった。
比較例１４では、心材のＳｉ成分が多過ぎたためろう付中に心材の溶融が起こり、ろう付性が不合格であった。
比較例１５では、心材のＭｇ成分が多過ぎたためろう付で未接合が生じ、ろう付性が不合格であった。
比較例１６では、心材のＦｅ成分が多過ぎたためＦｅを含む金属間化合物の面積率が３％を越えており、Ａ条件でのろう付後のクリープ速度が不合格であった。
比較例１７では、心材のＴｉ、Ｚｒ、Ｃｒ、Ｖ成分が多過ぎたため圧延中に割れが生じ、ブレージングシートを製造することができなかった。
比較例１８では、心材のＭｎ成分が多過ぎたため圧延中に割れが生じ、ブレージングシートを製造することができなかった。
比較例１９では、心材のＣｕ成分が多過ぎたため鋳造中に割れが生じ、ブレージングシートを製造することができなかった。
比較例２０では、心材のＭｎ成分が少な過ぎたため、ろう付後の引張強さが不合格であった。
比較例２１では、心材のＣｕ成分が少な過ぎたため、ろう付後の引張強さが不合格であった。 Next, a comparative example will be examined. In Comparative Examples 14 to 21, the composition of the core material deviated from the conditions defined in the present invention, and the following results were obtained.
In Comparative Example 14, since there was too much Si component in the core material, the core material melted during brazing, and the brazeability was unacceptable.
In Comparative Example 15, since there was too much Mg component in the core material, unbonding occurred during brazing, and the brazing property was unacceptable.
In Comparative Example 16, the area ratio of the intermetallic compound containing Fe exceeded 3% because the Fe component of the core material was too much, and the creep rate after brazing under condition A was unacceptable.
In Comparative Example 17, since there were too many Ti, Zr, Cr, and V components in the core material, cracks occurred during rolling, and a brazing sheet could not be produced.
In Comparative Example 18, since there was too much Mn component in the core material, cracking occurred during rolling, and a brazing sheet could not be produced.
In Comparative Example 19, since there was too much Cu component in the core material, cracking occurred during casting, and a brazing sheet could not be produced.
In Comparative Example 20, since the Mn component of the core material was too small, the tensile strength after brazing was not acceptable.
In Comparative Example 21, since the Cu component of the core material was too small, the tensile strength after brazing was unacceptable.

比較例２２〜２６は、ろう材の組成が本発明規定の条件から外れたものであり、以下のような結果となった。
比較例２２では、ろう材のＺｎ成分が多過ぎたため、ろう材面の腐食深さが不合格であった。
比較例２３では、ろう材のＺｎ成分が少な過ぎたため、ろう材面の腐食深さが不合格であった。
比較例２４では、ろう材のＳｉ成分が少な過ぎたため、ろう付で未接合が生じ、ろう付性が不合格であった。
比較例２５では、ろう材のＳｉ成分が多過ぎたため、ろう付でフィンの溶融が生じ、ろう付性が不合格であった。
比較例２６では、ろう材のＦｅ成分が多過ぎたため、ろう付で未接合が生じ、ろう付性が不合格であった。 In Comparative Examples 22 to 26, the composition of the brazing material deviated from the conditions specified in the present invention, and the following results were obtained.
In Comparative Example 22, since there was too much Zn component in the brazing material, the corrosion depth of the brazing material surface was unacceptable.
In Comparative Example 23, since the Zn component of the brazing material was too small, the corrosion depth of the brazing material surface was unacceptable.
In Comparative Example 24, since there was too little Si component of the brazing material, unbonding occurred by brazing, and the brazing property was unacceptable.
In Comparative Example 25, since there were too many Si components in the brazing material, fins were melted by brazing and the brazing property was unacceptable.
In Comparative Example 26, since there were too many Fe components in the brazing material, unbonding occurred during brazing, and the brazing property was unacceptable.

比較例２７〜３２は、犠牲陽極材の組成が本発明規定の条件から外れたものであり、以下のような結果となった。
比較例２７では、犠牲陽極材のＳｉ成分が多過ぎたため、犠牲陽極材の腐食深さが不合格であった。
比較例２８では、犠牲陽極材のＦｅ成分が多過ぎたため、犠牲陽極材の腐食深さが不合格であった。
比較例２９では、犠牲陽極材のＭｎ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｃｒ、Ｖ成分が多過ぎたため圧延中に割れが生じ、ブレージングシートを製造することができなかった。
比較例３０では、犠牲陽極材のＺｎ成分が少な過ぎたため、犠牲陽極材の腐食深さが不合格であった。
比較例３１では、犠牲陽極材のＺｎ成分が多過ぎたため、犠牲陽極材の腐食深さが不合格であった。
比較例３２では、犠牲陽極材のＭｇ成分が多過ぎたため、熱間クラッド圧延において圧着不良が生じ、ブレージングシートを製造することができなかった。
本発明に係るアルミニウム合金ブレージングシートにおいて犠牲陽極材は任意的に備えるものであるが、以上の結果から、犠牲陽極材を適用する場合、その適切な組成設定が必要であることがわかる。 In Comparative Examples 27 to 32, the composition of the sacrificial anode material deviated from the conditions specified in the present invention, and the following results were obtained.
In Comparative Example 27, the sacrificial anode material failed in the corrosion depth because the sacrificial anode material contained too much Si component.
In Comparative Example 28, the sacrificial anode material failed in the corrosion depth because there was too much Fe component in the sacrificial anode material.
In Comparative Example 29, since there were too many Mn, Ti, Zr, Cr, and V components of the sacrificial anode material, cracking occurred during rolling, and a brazing sheet could not be produced.
In Comparative Example 30, the sacrificial anode material failed in the corrosion depth because there was too little Zn component in the sacrificial anode material.
In Comparative Example 31, the sacrificial anode material failed in the corrosion depth because there was too much Zn component in the sacrificial anode material.
In Comparative Example 32, since the Mg component of the sacrificial anode material was too much, a crimp failure occurred in hot clad rolling, and a brazing sheet could not be produced.
Although the sacrificial anode material is optionally provided in the aluminum alloy brazing sheet according to the present invention, it can be seen from the above results that an appropriate composition setting is necessary when the sacrificial anode material is applied.

そして、比較例４１〜４４は、ブレージングシートの製造工程に関し、本発明で重視される鋳造時の冷却速度及び熱延時の最大圧下率が本発明規定の条件から外れたものであり、以下のような結果となった。
比較例４１では、鋳造時の冷却速度が遅過ぎたため、Ｆｅを含む金属間化合物の面積率が３％を越えており、ろう付けの加熱時間が短いＡ条件でのろう付後のクリープ速度が不合格であった。
比較例４２では、鋳造時の冷却速度が遅過ぎたため、Ｆｅを含む金属間化合物の面積率が３％を越えており、ろう付けの加熱時間が短いＡ条件でのろう付後のクリープ速度が不合格であった。
比較例４３では、熱延時の最大圧下率が高すぎたため、Ｆｅを含む金属間化合物の面積率が３％を越えており、ろう付けの加熱時間が短いＡ条件でのろう付後のクリープ速度が不合格であった。
また、比較例４４では、均質化処理時の冷却速度が遅過ぎたため、Ｆｅを含む金属間化合物の面積率が３％を越えており、ろう付けの加熱時間が短いＡ条件でのろう付後のクリープ速度が不合格であった。本発明では、均質化処理は任意の工程であるが、この処理についても実施する場合には適切な冷却速度管理が必要であることがわかる。 Comparative Examples 41 to 44 relate to the manufacturing process of the brazing sheet, and the cooling rate during casting and the maximum rolling reduction during hot rolling, which are important in the present invention, deviate from the conditions specified in the present invention. It became a result.
In Comparative Example 41, since the cooling rate at the time of casting was too slow, the area ratio of the intermetallic compound containing Fe exceeded 3%, and the creep rate after brazing in the A condition with a short brazing heating time was It was a failure.
In Comparative Example 42, since the cooling rate at the time of casting was too slow, the area ratio of the intermetallic compound containing Fe exceeded 3%, and the creep rate after brazing in the A condition with a short brazing heating time was It was a failure.
In Comparative Example 43, since the maximum rolling reduction during hot rolling was too high, the area ratio of the intermetallic compound containing Fe exceeded 3%, and the creep rate after brazing under the A condition where the brazing heating time was short Was rejected.
In Comparative Example 44, since the cooling rate during the homogenization treatment was too slow, the area ratio of the intermetallic compound containing Fe exceeded 3%, and after brazing under the A condition with a short brazing heating time The creep speed of was unacceptable. In the present invention, the homogenization treatment is an optional step, but it is understood that appropriate cooling rate management is necessary when this treatment is also carried out.

本発明に係るアルミニウム合金ブレージングシートは、ろう付後の強度及びクリープ特性が高く、フィン接合率、耐エロージョン性などのろう付性や耐食性にも優れる。特に、軽量性と高熱伝導性にも優れるので、特に自動車用熱交換器の流路形成部品用材として好適に用いられる。 The aluminum alloy brazing sheet according to the present invention has high strength and creep characteristics after brazing, and is excellent in brazing and corrosion resistance such as fin joint ratio and erosion resistance. In particular, since it is excellent in light weight and high thermal conductivity, it is particularly suitably used as a material for flow path forming parts of a heat exchanger for automobiles.

Claims

In an aluminum alloy brazing sheet comprising a core material made of an aluminum alloy and a brazing material made of an Al-Si alloy clad on at least one surface of the core material,
The core material contains Mn: 0.6 to 1.8 mass%, Si: 0.01 to 1.2 mass%, Fe: 0.3 mass% or less, Cu: 0.05 to 1.2 mass%, and the balance An aluminum alloy composed of Al and inevitable impurities,
The brazing filler metal is an aluminum alloy containing Si: 2.5 to 13.0 mass%, Fe 0.05 to 1.0 mass%, the balance being Al and inevitable impurities,
The core material is an intermetallic compound containing Fe and having an equivalent circle diameter of 1 to 100 μm in an arbitrary cross-section before brazing, and the area ratio is 3% or less. Brazing sheet.

The core material is further composed of Mg: 0.05 to 0.5 mass%, Ti 0.05 to 0.3 mass%, Zr: 0.05 to 0.3 mass%, Cr: 0.05 to 0.3 mass%, and V: 0. The high-strength aluminum alloy brazing sheet according to claim 1, containing one or more selected from the group consisting of 0.05 to 0.3 mass%.

The high-strength aluminum alloy brazing sheet according to claim 1 or 2, wherein the brazing material clad on at least one surface of the core material further contains Zn: 0.3 to 5.5 mass%.

A brazing material is clad on one surface of the core material, and a sacrificial anode material made of an aluminum alloy is clad on the other surface of the core material,
The sacrificial anode material contains Zn: 0.5 to 6.0 mass%, Si: 0.01 to 1.5 mass%, Fe: 0.01 to 2.0 mass%, and is composed of the balance Al and inevitable impurities. The high-strength aluminum alloy brazing sheet according to any one of claims 1 to 3, which is an aluminum alloy.

The sacrificial anode material is further Mn: 0.05 to 1.8 mass%, Mg: 0.5 to 3.0 mass%, Ti 0.05 to 0.3 mass%, Zr: 0.05 to 0.3 mass%, Cr The high-strength aluminum alloy brazing sheet according to claim 4, comprising at least one selected from the group consisting of: 0.05 to 0.3 mass% and V: 0.05 to 0.3 mass%.

A method for producing a high-strength aluminum alloy brazing sheet according to any one of claims 1 to 5,
A casting process for casting an aluminum alloy of a core material and a brazing material,
A mating step of combining the brazing material after casting with the at least one surface of the core material after casting to form a mating material;
A heating step of heating and holding the bonding material after the bonding step;
And hot clad rolling the laminated material after the heating step,
In the casting step, when the amount of Fe (mass%) contained in the core material is C4, the cooling rate during casting is 5 × C4 (° C./s) or more,
In the said hot clad rolling process, while the temperature of the said laminated material is 400-550 degreeC, the manufacturing method of the high intensity | strength aluminum alloy brazing sheet which controls the rolling reduction rate for every rolling 1 pass to 60% or less.

Including a homogenization treatment step of cooling after heating and holding the core material before the casting step and the alignment step,
The method for producing a high-strength aluminum alloy brazing sheet according to claim 6, wherein in the homogenization treatment step, the temperature change when cooling to 450 ° C. after heating and holding is 30 ° C./h or more.

A step of casting a sacrificial anode material aluminum alloy;
In the mating step, the brazing material cast on one surface of the core material after casting is combined, and the sacrificial anode material cast on the other surface is combined to form a combined material,
The method for producing a high-strength aluminum alloy brazing sheet according to claim 6 or 7, comprising a step of hot-clad rolling after the laminated material is heated and held in a heating step.

A heat exchanger using the high-strength aluminum alloy brazing sheet according to any one of claims 1 to 5 as a material for a flow path forming component,
A heat exchanger having an equivalent circle diameter of 1 to 100 μm and an area ratio occupied by an intermetallic compound containing Fe of 3% or less in an arbitrary cross section of the flow path forming component material after brazing.