JP6106748B2 - 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 - Google Patents

Description

本発明は、自動車用などの熱交換器に使用される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し、詳細には熱交換器の冷却水や冷媒の通路構成材（チューブ材）として好適に使用され、特に電縫溶接によって偏平チューブを製造する電縫加工用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。

アルミニウム合金は軽量、かつ高熱伝導性を備えているため、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、ヒーター又はインタークーラなどに用いられている。自動車用熱交換器は主にろう付法によって製造され、通常、ろう付はＡｌ−Ｓｉ系合金のろう材を用い、６００℃程度の高温で行われる。

上記のろう付方法には様々な方法が用いられる。例えば、非腐食性フラックスであるフッ化物系フラックスを用いて、Ｎ_２ガス中でろう付する方法が一般的である。

従来、自動車用のラジエータやヒーターのように、冷却水がチューブ内面を循環する熱交換器のチューブ材として、ＪＩＳ３００３合金に代表されるＡｌ−Ｍｎ系合金などを心材とした３層チューブ材が一般に用いられてきた。このような３層チューブ材は、例えばＪＩＳ３００３合金の心材の内面側にＡｌ−Ｚｎ系合金などの犠牲陽極材をクラッドし、大気側にＡｌ−Ｓｉ系合金などのろう材をクラッドしたものである。

ラジエータやヒーターに使用されるチューブを製造する方法として、３層チューブ材を管状に成形加工しながら素材の端面を突き合わせて連続的に溶接し、溶接部のビードを切削して除去した管を偏平に成形加工して偏平チューブを得る方法がある。

ところで、近年は自動車の軽量化に対する要求が高まり、それに伴って自動車用熱交換器の軽量化及び熱交換器を構成する各部材の薄肉化が検討されている。部材の薄肉化を行うために、従来の材料よりもろう付後の強度や耐食性に優れる材料が必要とされている。

高強度化の手法として、心材にＳｉやＣｕを多く添加することにより強度を向上させる方法や、犠牲陽極材にＭｇを添加して強度を向上させる方法がある。しかしながら、薄肉・高強度化により、溶接時に溶接割れなどの品質上の問題が起こり易くなっており、溶接性に優れたチューブ材が望まれている。

例えば特許文献１には、溶接時の局部溶融を抑制するために、心材／犠牲陽極材界面の近傍に形成されるＭｇ_２Ｓｉ粒子の分布を規定したアルミニウム合金ブレージングシート条が提案されている。また、例えば特許文献２には、心材組織とクラッド材の引張強さを規定したアルミニウム合金クラッド材が提案されている。

上記の各手段により、溶接性をある程度改善することはできる。しかしながら、材料を薄肉化し、且つ高強度材を得るために、心材や犠牲陽極材に添加したＭｇやＣｕ等の元素が粒界において高濃度になった場合、粒界融点が低下してしまい溶接した際に粒界が優先的に溶融してしまう問題点がある。また、心材と犠牲材界面にＡｌ−Ｍｇ−Ｃｕ系金属間化合物が多数存在した状態で溶接すると、前記金属間化合物が優先的に溶融し犠牲材が剥がれてしまう問題点もある。このように、従来技術では溶接性が十分に確保されているとは言えず、薄肉・高強度材の溶接性をさらに向上させることが望まれている。

以上のように、従来の技術では、肉薄でありながら溶接性に優れ、且つろう付後強度を向上させた材料を提供することは困難であった。

特開平７−１７９９７１号公報 特開２００１−１７０７９３号公報

本発明は上記問題点に鑑みてなされたものであって、優れた溶接性とろう付後強度を有し、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できる電縫加工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目的とする。

上記目的を達成するため本発明は請求項１では、アルミニウム合金からなる心材と、当該心材の一方の表面にクラッドされたＡｌ−Ｓｉ系ろう材と、前記心材の他方の表面にクラッドされた犠牲陽極材とからなるアルミニウム合金ブレージングシートであって、前記心材が、Ｓｉ：０．２〜１．０ｍａｓｓ％、Ｆｅ：０．０５〜０．４０ｍａｓｓ％、Ｃｕ：０．４〜１．２ｍａｓｓ％、Ｍｎ：０．３〜１．８ｍａｓｓ％を含有し、Ｔｉ：０．０２〜０．３０ｍａｓｓ％、Ｚｒ：０．０２〜０．３０ｍａｓｓ％、Ｃｒ：０．０２〜０．３０ｍａｓｓ％及びＶ：０．０２〜０．３０ｍａｓｓ％から選択される１種又は２種以上を更に含有し、残部Ａｌ及び不可避的不純物からなるアルミニウム合金からなり、前記犠牲陽極材が、Ｓｉ：０．０５〜０．５０ｍａｓｓ％、Ｆｅ：０．０１〜０．３０ｍａｓｓ％、Ｍｇ：１．０〜３．０ｍａｓｓ％、Ｚｎ：２．０〜６．０ｍａｓｓ％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からなり、長手方向に平行で、かつ、厚さ方向に沿った断面において、前記心材と犠牲陽極材との界面に存在するＡｌ−Ｍｇ−Ｃｕ系金属間化合物が３００個／ｍｍ以下であり、前記心材及び犠牲陽極材の組織が未再結晶組織であることを特徴とするアルミニウム合金ブレージングシートとした。

本発明は請求項２では請求項１において、前記心材がＭｇ：０．０５〜０．６０ｍａｓｓ％を更に含有するものとした。

更に本発明は請求項３では請求項１又は２において、前記犠牲陽極材がＴｉ：０．０２〜０．３０％及びＶ：０．０２〜０．３０％の少なくともいずれか一方を更に含有するものとした。

更に本発明は請求項４では請求項１〜３のいずれか一項において、０．２％耐力が１４０〜２００Ｎ／ｍｍ^２のであり、かつ、伸び率が５％以上であるものとした。

本発明は請求項５では、請求項１〜４のいずれか一項に記載のアルミニウム合金ブレージングシートの製造方法において、前記心材用、犠牲陽極材用及びろう材用のアルミニウム合金をそれぞれ鋳造する工程と、心材の一方の面に犠牲陽極材を、他方の面にろう材をクラッドするクラッド工程と、クラッド材の加熱工程と、熱間圧延工程と、冷間圧延工程と、焼鈍工程とを備え、焼鈍工程は、冷間圧延工程の途中における中間焼鈍及び冷間圧延工程後の最終焼鈍の両方又は最終焼鈍のみからなり、前記熱間圧延工程における終了温度が２００〜３２０℃であり、前記中間焼鈍及び最終焼鈍における焼鈍がバッチ焼鈍であり、焼鈍温度が２３０〜３２０℃であることを特徴とするアルミニウム合金ブレージングシートの製造方法とした。

本発明は請求項６では請求項５において、バッチ焼鈍における焼鈍保持時間が１〜１０時間であるものとした。

本発明は請求項７では請求項５又は６において、前記心材の鋳塊を５５０℃以下の温度で均質化処理する均質化処理工程を更に備えるものとした。

本発明は請求項８では請求項５〜７のいずれか一項において、熱間圧延工程前に前記クラッド材を４００〜５５０℃で１〜１０時間加熱処理するものとした。

本発明は請求項９では請求項５〜８のいずれか一項において、前記熱間圧延工程における開始温度が４００〜５３０℃であるものとした。

本発明によれば、肉薄でありながら溶接性とろう付後強度に優れたアルミニウム合金ブレージングシートを得ることができる。そして、このブレージングシートは肉薄であり、自動車用等の熱交換器として軽量で熱伝導性に優れ、ろう付後の強度が優れていることにより、熱交換器の更なる長寿命化が可能となる。

本発明に係るアルミニウム合金ブレージングシートの断面図である。

本発明者らは上記課題について鋭意研究した結果、特定の合金組成と構成を有するクラッド材がその目的に適合することを見出し、これに基づき本発明を完成するに至った。以下、本発明の実施形態について具体的に説明する。

先ず、本実施形態のアルミニウム合金ブレージングシートの構成について説明する。なお、以下の構成の説明では、例えば冷却水や冷媒を循環させるラジエータ、ヒーターなどのチューブ材に使用されるものを一例として説明する。

図１に示すように、本発明に係るアルミニウム合金ブレージングシート１０は、アルミニウム合金からなる心材１１と、その一方の表面にクラッドされたＡｌ−Ｓｉ系ろう材１２と、心材１１の他方の表面にクラッドされた犠牲陽極材１３とからなるが３層クラッド材である。上記の用途におけるろう材１２及び犠牲陽極材１３のクラッド率は、それぞれ通常７〜２５％とするのが好ましく、８〜２０％とするのがより好ましい。図１の例では、ろう材１２のクラッド率が例えば１０％であり、犠牲陽極材１３のクラッド率が例えば２０％である。そして、上記のように構成されたブレージングシート１０の厚さは、０．１５〜０．３０ｍｍとするのが好ましく、０．１８〜０．２５ｍｍとするのがより好ましい。図１の例では例えば０．３ｍｍである。

次に、本実施形態のブレージングシート１０を構成する心材１１及び犠牲陽極材１３の成分元素の添加理由及び添加範囲と、ろう材１２の好適な材料について説明する。

［１．心材］
Ｓｉ：０．２〜１．０ｍａｓｓ％
Ｓｉは、Ｆｅ、ＭｎとともにＡｌ−Ｍｎ−Ｓｉ系、Ａｌ−Ｆｅ−Ｓｉ系又はＡｌ−Ｆｅ−Ｍｎ−Ｓｉ系の金属間化合物を形成し、これら金属間化合物は分散強化として作用し、或いは、マトリクスに固溶して固溶強化として作用して、材料強度を向上させる。また、Ｍｇと反応してＭｇ_２Ｓｉ化合物の時効析出による強度向上の効果が図られる。Ｓｉの含有量は、０．２〜１．０ｍａｓｓ％（以下、単に「％」と記す、以下同じ）であり、０．２％未満では上記各効果が不十分であり、１．０％を超えると心材の固相線温度（融点）が低下し、溶接時の局部溶融による溶接性悪化やろう付時の心材溶融が起こる可能性が高くなる。好ましいＳｉ含有量は、０．２〜０．５％である。

Ｆｅ：０．０５〜０．４０％
Ｆｅは、再結晶核となり得るサイズの金属間化合物を生成し易い。Ｆｅの含有量は０．０５〜０．４０％である。この範囲では、ろう付後の結晶粒径が粗大となり、ろう拡散を効果的に抑制することができる。含有量が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ずコスト高となる。また、含有量が０．４０％を超えるとろう付後の結晶粒径が微細となり、ろう拡散が生じるおそれがある。好ましいＦｅ含有量は、０．１０〜０．２５％である。

Ｃｕ：０．４〜１．２％
Ｃｕは、固溶強化により強度を向上させる効果を発揮する。また、電位を貴にして犠牲陽極材やフィンとの電位差を大きくし、犠牲陽極効果による防食効果を向上させる効果も図られる。また、Ａｌ−Ｍｇ−Ｃｕ系金属間化合物の時効析出による強度向上が図られる。Ｃｕの含有量は、０．４〜１．２％である。含有量が０．４％未満では上記各効果が十分ではなく、１．２％を超えると粒界腐食が発生する可能性が高くなるとともに、心材の融点低下による溶融の可能性が高まる。また、１．２％を超えると、溶接時の局部溶融により、溶接性が悪化する。好ましいＣｕ含有量は、０．５〜１．０％である。

Ｍｎ：０．３〜１．８％
Ｍｎによって、強度とろう付性、ならびに、耐食性を向上させる効果が図られる。また、電位を貴にする効果が図られる。Ｍｎの含有量は、０．３〜１．８％である。含有量が０．３％未満では上記各効果が十分ではなく、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。好ましいＭｎ含有量は、０．５〜１．５％である。

また、心材は、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｃｒ及びＶの１種又は２種以上を更に含有する。
Ｔｉ：０．０２〜０．３０％
Ｔｉによって、固溶強化により強度を向上させ、また耐食性を向上させる効果が図られる。Ｔｉの含有量は、０．０２〜０．３０％である。含有量が０．０２％未満では上記各効果が十分ではなく、０．３０％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。好ましいＴｉ含有量は、０．１０〜０．２０％である。

Ｚｒ：０．０２〜０．３０
Ｚｒによって、固溶強化により強度を向上させる効果が図られる。また、Ａｌ−Ｚｒ系の微細化合物が析出し、ろう付後の結晶粒粗大化に作用する。Ｚｒの含有量は、０．０２〜０．３０％である。含有量が０．０２％未満では上記各効果が十分ではなく、０．３０％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。好ましいＺｒ含有量は、０．１０〜０．２０％である。

Ｃｒ：０．０２〜０．３０％
Ｃｒによって、固溶強化により強度を向上させ、また、耐食性を向上させる効果が図られる。Ｃｒの含有量は、０．０２〜０．３０％である。含有量が０．０２％未満では上記各効果が十分ではなく、０．３０％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。好ましいＣｒ含有量は、０．１０〜０．２０％である。

Ｖ：０．０２〜０．３０％
Ｖによって、固溶強化により強度を向上させ、また、耐食性を向上させる効果が図られる。Ｖの含有量は、０．０２〜０．３０％である。含有量が０．０２％未満では上記各効果が十分ではなく、０．３０％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。好ましいＶ含有量は、０．１０〜０．２０％である。

また、心材は、Ｍｇを更に含有していてもよい。
Ｍｇ：０．０５〜０．６０％
Ｍｇによって、Ａｌ−Ｍｇ−Ｃｕ系金属間化合物の生成や、Ｍｇ_２Ｓｉ及びＭｇＺｎ_２の生成により、時効析出による強度向上に効果が図られる。Ｍｇの好ましい含有量は、０．０５〜０．６０％である。含有量が０．０５％未満では、上記各効果が十分に得られない場合がある。一方、含有量が０．６０％を超えると、ろう付性が低下する。更に０．６０％を超えると、偏析が起こり易くなって局部的に心材の融点が低下することにより、溶接時の入熱によって局部溶融を起こして溶接性が低下する場合がある。より好ましいＭｇ含有量は、０．０５〜０．４０％である。

心材の合金組成は以上の通りであるが、不可避的不純物として、Ｚｎ、Ｂ、Ｎｉ等を各々０．０５％以下で、かつ、全体として０．１５％以下含有していてもよい。

［２．犠牲陽極材］
Ｓｉ：０．０５〜０．５０％
Ｓｉは、犠牲陽極材或いは心材に添加したＭｇと反応してＭｇ_２Ｓｉ化合物を生成し、これによって時効析出による強度向上が図られる。Ｓｉの含有量は、０．０５〜０．５０％である。含有量が０．０５％未満では上記効果が十分ではない。一方、含有量が０．５０％を超えると犠牲陽極材の固相線温度（融点）が低下し、溶接時の局部溶融による溶接性悪化やろう付時の犠牲陽極材の溶融が起こる可能性が高くなる。また、Ｓｉは固溶することで電位を貴にする作用を有するため、犠牲陽極材の電位を貴化させ犠牲陽極効果を低下させる。好ましいＳｉ含有量は、０．１０〜０．４０％である。

Ｆｅ：０．０１〜０．３０％
Ｆｅは、アルミニウム合金中においてＡｌや他の元素と化合物を形成し、カソードとして作用して耐食性を低下させる。そのため、Ｆｅの含有量は少ないほど好ましいが、Ｆｅ含有量が少ない高純度のアルミニウム地金はコスト高をとなる。従って、実用的なＦｅの含有量は０．０１〜０．３０％である。好ましいＦｅ含有量は、０．０５〜０．２５％である。

Ｍｇ：１．０〜３．０％
Ｍｇによって、Ａｌ−Ｍｇ−Ｃｕ系金属間化合物の生成、ならびに、Ｍｇ_２Ｓｉ及びＭｇＺｎ_２の生成により、時効析出による強度向上に効果が図られる。Ｍｇの好ましい含有量は、１．０〜３．０％である。含有量が１．０％未満では、上記効果が不十分である。一方、３．０％を超えると、加工性の低下や犠牲陽極材の固相線温度（融点）低下による溶融の可能性が高まり、また、偏析が起こり易くなる。その結果、局部的に心材の融点が低下し、溶接時の入熱によって局部溶融を起こして溶接性が低下する。好ましいＭｇ含有量は、１．２〜２．５％である。

Ｚｎ：２．０〜６．０％
Ｚｎは、犠牲陽極材の電位を卑にすることができ、これにより心材との電位差を大きくすることができる。その結果、犠牲陽極効果による耐食性向上の効果が図られる。また、ＭｇＺｎ_２の時効析出による強度向上の効果も発揮する。Ｚｎの含有量は、２．０〜６．０％である。含有量が２．０％未満では上記各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。好ましいＺｎ含有量は、３．０〜５．０％である。

また、犠牲陽極材は、Ｔｉ及びＶの少なくともいずれか一方を更に含有していてもよい。
Ｔｉ：０．０２〜０．３０％
Ｔｉによって、固溶強化により強度を向上させ、また耐食性を向上させる効果が図られる。Ｔｉの好ましい含有量は、０．０２〜０．３０％である。含有量が０．０２％未満では強度及び耐食性の向上効果が十分に得られない場合がある。一方、含有量が０．３０％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。より好ましいＴｉ含有量は、０．１０〜０．２０％である。

Ｖ：０．０２〜０．３０％
Ｖによって、固溶強化により強度を向上させ、また耐食性を向上させる効果が図られる。Ｖの好ましい含有量は、０．０２〜０．３０％である。含有量が０．０２％未満では、上記各効果が十分に得られない場合がある。一方、０．３０％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。より好ましいＶ含有量は、０．１０〜０．２０％である。

犠牲陽極材の合金組成は以上の通りであるが、不可避的不純物として、Ｃｕ、Ｍｎ、Ｚｒ、Ｃｒ、Ｂ、Ｎｉ等を各々０．０５％以下で、かつ、全体として０．１５％以下含有していてもよい。

［３．ろう材］
ろう材は、通常使用されているＡｌ−Ｓｉ系合金ろう材を使用することができ、特に限定されるものではない。例えば、ＪＩＳ４３４３、４０４５又は４０４７の各合金（Ａｌ−７〜１３％Ｓｉ）を使用することが好ましい。

なお、ろう材中のＳｉ粒子の微細化のため、Ｎａ及びＳｒの少なくとも一方を添加してもよい。それぞれの好ましい含有量は、いずれも０．００３〜０．０２０％である。また、それぞれのより好ましい含有量は、いずれも０．００５〜０．０１５％である。

［４．心材と犠牲陽極材との界面に存在するＡｌ−Ｍｇ−Ｃｕ系金属間化合物］
本発明に係るアルミニウム合金ブレージングシートでは、長手方向（圧延方向）に平行で、かつ、厚さ方向に沿った断面における心材と犠牲陽極材との界面に存在するＡｌ−Ｍｇ−Ｃｕ系金属間化合物が３００個／ｍｍ以下に規制する。その理由を以下に示す。

本発明に係るアルミニウム合金ブレージングシートは、心材にＣｕを含有し、犠牲陽極材にＭｇを含有している。熱間圧延で心材と犠牲陽極材をクラッドし金属的に結合された後の入熱工程、具体的には熱間圧延後にコイルに巻き取った後コイルが冷えるまでの間やその後の焼鈍工程中において、心材のＣｕが犠牲陽極材側へ、犠牲陽極材のＭｇが心材側へ相互に拡散する。これらの入熱工程における相互拡散時に、心材と犠牲陽極材の界面にＡｌ−Ｍｇ−Ｃｕ系金属間化合物が形成されることを本発明者らは明らかにした。この金属間化合物の融点はアルミニウム合金の融点よりもかなり低く、５００℃程度である。この金属間化合物が心材と犠牲陽極材の界面に多数存在した状態のまま電縫溶接を行うと、溶接時の入熱によってこの金属間化合物が溶融し、心材と犠牲陽極材の界面が剥がれてしまうことが判明した。

更に本発明者らの検討により、このような界面剥がれ現象を抑制するためには、心材と犠牲陽極材の界面のＡｌ−Ｍｇ−Ｃｕ系金属間化合物の密度を一定以下に抑制し、この金属間化合物が連続的に存在しないようにすることが必要であることが見出された。具体的には、ブレージングシートを例えばコイル状のような形状とした際における長手方向に平行で、かつ、厚さ方向に沿った断面での心材と犠牲陽極材との界面に存在するＡｌ−Ｍｇ−Ｃｕ系金属間化合物の密度を、上記界面の単位長さ（ｍｍ）当たり３００個以下とするものである。この密度が３００個／ｍｍを超えると、この金属間化合物が連続的に存在することになり、溶接時に心材／犠牲陽極材界面の剥がれ現象が発生する。この密度は、好ましくは２００個／ｍｍ以下である。なお、この密度の下限値は特に限定するものではないが、合金組成及び製造方法によって自ずと決まるものであり、本発明では５０個／ｍｍを下限値とする。

前記金属間化合物の密度を低くするための方法は大きく分けて２つあり、一つはこの金属間化合物がアルミニウム合金中に固溶する温度まで加熱（溶体化処理）する方法であり、もう一つは、この金属間化合物が形成される入熱工程時の入熱量を抑制する方法である。

アルミニウム合金中に固溶する温度まで金属間化合物を加熱する方法では、アルミニウム合金ブレージングシートを４００〜５５０℃程度の高温に加熱することが必要であり、その温度まで加熱するとアルミニウム合金が再結晶する。後述するが、この再結晶化が起こると溶接割れの原因となるため、この方法は適切ではない。そのため、この金属間化合物が形成される入熱工程時の入熱量を抑制する方法を採用するのが、溶接時の剥がれ及び溶接割れのいずれも抑制することに有効である。入熱量を抑制する具体的な方法は、後述する熱間圧延工程での終了温度の制御、ならびに、焼鈍工程における焼鈍温度の制御によって行われる。

［５．心材と犠牲陽極材の組織］
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では、心材及び犠牲陽極材の組織は未再結晶組織とする。その理由を以下に示す。

心材と犠牲陽極材が焼鈍工程等で再結晶すると、結晶粒界が移動する際にアルミニウム合金中に存在する固溶元素（Ｃｕ、Ｍｇ、Ｚｎなど）を掃き集めて結晶粒界にこれらの元素が高濃度に偏析する。固溶元素はアルミニウム合金の融点を低下させるため、元素が偏析した状態の結晶粒界は融点が低くなる。そのため、心材と犠牲陽極材が再結晶した材料を電縫溶接すると、溶接時の入熱で結晶粒界が優先的に溶解し、例えば管状に形成したブレージングシートの端面同士の突合せ時の応力によって溶接割れが発生する。この溶接割れを防止するためには、心材と犠牲陽極材の組織を未再結晶組織とすることが必要である。

［６．材料の機械的特性］
溶接する際には、材料を管状に成形して端面を精度よく突合わせることが必要である。ここで、材料の機械的特性が適正範囲外であると、管状に成形加工する際に適切な形状に成形加工できず、溶接性が低下する。成型加工性には、材料の０．２％耐力と伸びが重要である。

０．２％耐力は、１４０〜２００Ｎ／ｍｍ^２の範囲が好ましい。０．２％耐力が１４０Ｎ／ｍｍ^２未満では、例えば端面を突合わせた際に、材料の先端が変形して端面同士が適合しない支障が生じる。一方、２００Ｎ／ｍｍ^２を超えると、管状に成形する際にスプリングバックが大きくなり、この場合においても端面同士が適合しない支障が生じる。より好ましくい０．２％耐力は、１５０〜１９０Ｎ／ｍｍ^２である。

伸びは、５％以上とするのが好ましい。伸びが５％未満では管状に成形加工する際に局部変形が起こり易くなる。伸びは、より好ましくは１０％以上である。伸びの上限値は特に限定されるものではないが、合金組成や製造方法によって自ずと上限値が決まり、本発明では２０％が上限値となる。

［７．アルミニウム合金ブレージングシートの製造方法］
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。

本発明に係るアルミニウム合金ブレージングシートは、上記組成の合金の心材の一方の表面にＡｌ−Ｓｉ系ろう材をクラッドし、心材の他方の表面に上述の組成の合金から形成された犠牲陽極材をクラッドすることで製造される。

先ず、心材用及び犠牲陽極材用として、前記した所望の成分組成を有するアルミニウム合金をそれぞれ溶解し、鋳造し、その後必要に応じて均質化処理を行う。ろう材としては、所望の成分組成を有するアルミニウム合金を溶解し、鋳造し、その後の均質化処理は行わないものとする。

鋳造方法としては、通常のＤＣ鋳造法やＣＣ鋳造法が用いられる。心材に対しては、鋳塊の均質化処理を行わないか、行う場合は５５０℃以下で行う。５５０℃を超えると、心材中に存在するＭｎ系金属間化合物が粗大化する。粗大化したＭｎ系金属間化合物がろう付時の再結晶の核になることで、ろう付後の心材の結晶粒が微細になり、ろうが心材の結晶粒界を浸透して浸食するろう拡散の不具合が発生し易くなる。均質化処理を行う場合のより好ましい心材の均質化処理温度は５３０℃未満である。均質化処理温度の下限値は、４５０℃である。また、均質化処理時間は、２〜１０時間、好ましくは３〜８時間である。２時間未満では、ろう付後の心材結晶粒を粗大化させるための効果が不十分となり、１０時間を超えると、ろう付時の再結晶核が多くなり、ろう付後の心材の結晶粒が微細となる。

犠牲陽極材の鋳塊に対しては、均質化処理を行わないことが好ましい。その理由は以下のとおりである。犠牲陽極材に均質化処理を行うと、犠牲陽極材中に存在するＡｌ−Ｆｅ、Ａｌ−Ｆｅ−Ｓｉ系金属間化合物が成長する。これらの成長した金属間化合物はろう付時にもＡｌ中に溶けずに残っている可能性が高いため、ろう付後の冷却過程において、金属間化合物表面にＭｇ_２Ｓｉ、ＭｇＺｎ_２の安定相が析出し易くなる。その結果、時効析出に寄与しないＭｇ、Ｚｎ量が増えて強度が低下する。

次に、心材、犠牲陽極材及びろう材の鋳塊にそれぞれ面削を行った後、犠牲陽極材とろう材を熱間圧延により所望の厚さまでそれぞれ圧延する。犠牲陽極材とろう材の鋳塊の熱間圧延温度は、３８０〜５００℃である。そして、心材鋳塊に、熱間圧延した犠牲陽極材及びろう材をそれぞれ組み合わせ、この組み合わせ材を熱間圧延前に４００〜５５０℃に加熱し、次いで熱間圧延することによりクラッド材を作製する。熱間圧延前の加熱温度が４００℃未満であると、皮材（犠牲陽極材）と心材との圧着が困難となる。また、熱間圧延前の加熱温度が５５０℃を超えると、心材中に存在するＭｎ系金属間化合物が粗大化し、ろう付後の心材の結晶粒が微細になるとともに、犠牲陽極材表面に強固なＭｇＯ酸化皮膜が形成され、熱間圧延時の心材と犠牲陽極材の圧着が困難となる。より好ましい熱間圧延前の加熱温度は４２０〜５３０℃である。また、上記熱間圧延前の加熱時間は、１〜１０時間、好ましくは２〜８時間である。１時間未満では、組み合わせ材の温度が不均一になる虞があり、熱間圧延時の圧着が困難となり、１０時間を超えるとろう付時の再結晶の核が多くなり、ろう付後の心材の結晶粒が微細となる。

更に、熱間圧延開始温度は４００〜５３０℃、熱間圧延終了温度は２００〜３２０℃とする。上述のように、このように終了温度を規定することによって、Ａｌ−Ｍｇ−Ｃｕ系金属間化合物が形成される入熱量を抑制してこの金属間化合物の密度を低くすることが可能となる。すなわち、巻き取った後のコイルが高温で保持される過程において、心材／犠牲陽極材の界面でのＡｌ−Ｍｇ−Ｃｕ系化合物の形成を抑制するものである。熱間圧延の終了温度が２００℃未満であると、熱間圧延時に用いた圧延油が焼き付くなどの問題が生じる。熱間圧延の終了温度が３２０℃を超えると、クラッド材をコイルに巻いた後において、心材／犠牲陽極材の界面でＡｌ−Ｍｇ−Ｃｕ系金属間化合物が形成され、この金属間化合物が連続的に存在する割合が増加する。熱間圧延における好ましい終了温度は、２３０〜３００℃である。

次いで、上記熱間圧延したクラッド材を冷間圧延し、焼鈍を行う。バッチ焼鈍では、焼鈍温度は２３０〜３２０℃、好ましくは２５０〜３００℃とする。このように焼鈍温度を規定することによって、Ａｌ−Ｍｇ−Ｃｕ系金属間化合物が形成される入熱量を抑制してこの化合物の密度を低くすることが可能となる。すなわち、３２０℃を超えると、心材／犠牲陽極材の界面においてＡｌ−Ｍｇ−Ｃｕ系化合物が形成され、この金属間化合物が連続的に存在する割合が増加してしまう。一方、焼鈍温度が２３０℃未満であると、素材強度が高くなり、溶接時の成形性が低下する。また、焼鈍保持時間は、１〜８時間、好ましくは２〜５時間とする。焼鈍保持時間が１時間未満ではコイル内の温度が不均一となり、素材の機械的特性のばらつきが大きくなり、８時間を超えると犠牲陽極材のＺｎが心材へ拡散し、ろう付後の耐食性が低下する虞がある。一方、ＣＡＬを用いた連続焼鈍では、焼鈍温度は、２５０〜４００℃、好ましくは２８０〜３８０℃とする。また、焼鈍保持時間は、０〜５０秒、好ましくは１０〜３０秒である。焼鈍温度と焼鈍時間の上下限を限定した理由はバッチ焼鈍の場合と同じである。なお、連続焼鈍において、焼鈍保持時間が０秒とは、焼鈍温度に達した直後に冷却することを意味する。

焼鈍を行うタイミングとしては、最終板厚まで冷間圧延した後に行なう最終焼鈍のみとするパターンとしてもよい。一方、これに代わって、冷間圧延の途中で中間焼鈍を行い、その後に５〜４０％の圧延率で最終冷間圧延を行ない、更にその後に最終焼鈍を行なうパターンとしてもよい。いずれのパターンにおいても、材料の調質としてはＨ２ｎとなる。

最終焼鈍を行わないと、素材の０．２％耐力が高く、且つ、素材の伸びが低くなって、溶接時の成形性が低下してしまう。また、素材の０．２％耐力と伸びを適正範囲とするためには、最終焼鈍に加えて中間焼鈍も行なうのが好ましい。

焼鈍の方法として、バッチ式焼鈍炉を用いたバッチ焼鈍、ＣＡＬを用いた連続焼鈍が採用されるが、本発明においてはバッチ焼鈍が好ましい。その理由としては、前述したように、心材と犠牲陽極材の組織及び界面の金属間化合物分布を適正にするために焼鈍温度を低く抑制する必要があるが、連続焼鈍では焼鈍時の通板時間（焼鈍時間）が短く、低温での焼鈍時にアルミニウム合金ブレージングシートのコイル長手及び幅方向における全体の温度を均一に制御し難いからである。

なお、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、各層のクラッド率は特に限定されるものではない。例えば上述のようなラジエータ、ヒーターなどに使用されるチューブ材では、約０．３ｍｍ程度以下、好ましくは０．１５〜０．３ｍｍ程度の薄肉ブレージングシートとすることができる。この場合、犠牲陽極材層及びろう材層のクラッド率は、それぞれ５〜２０％である。また、インタークーラなどのチューブ材として使用する場合には、０．２〜０．８ｍｍ程度のブレージングシートとすることができる。この場合、犠牲陽極材層及びろう材層のクラッド率は、それぞれ３〜１５％程度である。

以上説明し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、肉薄でありながら優れた溶接性とろう付後強度を得ることができる。従って、本実施形態によれば、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できるアルミニウム合金ブレージングシートを得ることができる。

次に、本発明のアルミニウム合金ブレージングシートの実施例について、その特許請求の範囲から外れる比較例と比較して具体的に説明するが、本発明はこれに制限されるものではない。

先ず、表１に示す合金組成の心材合金、ならびに、表２に示す合金組成の犠牲陽極材合金をそれぞれ金型鋳造により鋳造し、各々両面を面削して仕上げた。なお、表１及び表２の合金組成において、「−」は検出限界以下であることを示すものであり、「残部」は不可避的不純物を含む。

ろう材にはＪＩＳ４０４５合金を用い、ろう材と犠牲陽極材の鋳塊を５００℃の熱間圧延によりそれぞれ所望の厚さまで圧延し、それぞれの板材を作製した。この際、犠牲陽極材の均質化処理は行わなかった。

心材鋳塊は均質化処理を行わず、これに上記熱間圧延したろう材、犠牲陽極材を、ろう材−心材−犠牲陽極材の組み合わせでクラッドした。ろう材のクラッド率は１０％、犠牲陽極材のクラッド率は１５％とした。このようなクラッド材を、５００℃で２時間加熱を行った後に、開始温度４８０℃、終了温度は表３に示す条件で熱間圧延を行った。次いで、熱間圧延材を冷間圧延した後に、冷間圧延材に対してバッチ式焼鈍炉で表３に示す条件で中間焼鈍を行い（製造工程８では中間焼鈍を行っていない）、最終板厚が０．２５ｍｍまで最終冷間圧延を行なった。最後に、バッチ式焼鈍炉で表３に示す条件にて最終焼鈍を行い（製造工程１３、１４では最終焼鈍を行っていない）、アルミニウム合金ブレージングシート（調質：Ｈ２ｎ）の供試材を作製した。なお、中間焼鈍を実施する場合は、中間焼鈍板厚から最終板厚までの圧延率を３０％とした。製造工程Ｎｏ．１３、１４では最終焼鈍を実施していないため、板材の調質はＨ１ｎとなる。

上記のようにして作製したアルミニウム合金ブレージングシートの各供試材（試験材Ｎｏ．１〜３８）について、Ａｌ−Ｍｇ−Ｃｕ系金属間化合物の分布、心材と犠牲陽極材の組織、機械的特性（０．２％耐力及び伸び）、電縫溶接性、ろう付後強度、ろう付性（フィン接合率、耐エロージョン性及び耐溶融性）、ならびに、冷却水側の耐食性について、下記に示す方法で評価した。結果を表４〜６に示す。

〔ａ〕Ａｌ−Ｍｇ−Ｃｕ系金属間化合物の分布密度（個／ｍｍ）：
１．作製した供試材のコイルの長手方向（圧延方向）に平行で、かつ、厚さ方向に沿った断面を研磨し、走査型電子顕微鏡によって心材／犠牲陽極材の界面を観察することによって、Ａｌ−Ｍｇ−Ｃｕ系金属間化合物の分布密度を測定した。各供試材について３箇所測定し、その算術平均値を分布密度とした。

〔ｂ〕心材及び犠牲陽極材の組織：
作製した供試材のコイルの長手方向（圧延方向）に平行で、かつ、厚さ方向に沿った断面を鏡面研磨した後、バーカーエッチングを行い、心材と犠牲陽極材の組織を光学顕微鏡を用いて観察した。それぞれの層について、再結晶粒が形成されているものを再結晶組織、再結晶粒が形成されず繊維状組織を呈しているものを未再結晶組織とした。

〔ｃ〕機械的特性＜０．２％耐力（Ｎ／ｍｍ^２）、伸び（％）＞：
引張速度１０ｍｍ／ｍｉｎ、ゲージ長５０ｍｍの条件で、ＪＩＳ Ｚ２２４１に従って、常温にて引張試験を実施し、０．２％耐力（Ｎ／ｍｍ^２）と伸び（％）を測定した。

〔ｄ〕電縫溶接性：
作製した供試材のコイルから、その長手方向（圧延方向）に沿った幅が３５ｍｍとなるように、長手方向に直交してスリットすることにより、縫溶接用のコイル材を切り取った。そして、このコイル材の長さ方向の両端同士を電縫溶接して、幅１６ｍｍの偏平チューブを作製した。得られたチューブの断面を光学顕微鏡（倍率：２００倍）で観察し、溶接割れや犠牲陽極材の剥がれの有無を調査した。また、偏平チューブの耐圧試験を実施し、耐圧強度（チューブが破壊する強度）を測定した。溶接割れ及び犠牲陽極材の剥がれがなく、且つ、耐圧強度が５．０ＭＰａ以上のものを電縫溶接性が良好「○」とした。一方、溶接割れ及び犠牲陽極材の剥がれのいずれかが発生した場合、ならびに、耐圧強度が５．０ＭＰａ未満の場合について、少なくともいずれかの場合が発生したものについては、電縫溶接性が不十分「×」とした。

〔ｅ〕ろう付後の引張強さ（Ｎ／ｍｍ^２）：
作製した供試材を６００℃×３分のろう付相当加熱後、５０℃／ｍｉｎの冷却速度で冷却し、その後、室温で１週間放置した。このサンプルを引張速度１０ｍｍ／ｍｉｎ、ゲージ長５０ｍｍの条件で、ＪＩＳ Ｚ２２４１に従って常温にて引張試験を実施し、引張強さを測定した。この引張強さが１７０Ｎ／ｍｍ^２以上のものを「○」、それ未満のものを「×」とした。

〔ｆ〕フィン接合率（ろう付性）：
ＪＩＳ３００３合金に２．５％のＺｎを添加した合金のフィン材をコルゲート成形し、ブレージングシート供試材のろう材面と合わせた。その後、これを１０％のフッ化物フラックス懸濁液中に浸漬し、２００℃で乾燥後に６００℃×３分のろう付加熱を行って試験コアを作製した。この試験コアにおいて、フィンの全山数に対する接合したフィンの山数の割合をフィン接合率とした。フィン接合率が９５％以上のものはろう付性が良好「○」とし、９５％未満のものはろう付性が不十分「×」とした。

〔ｇ〕耐エロージョン性及び耐溶融性（ろう付性）：
上記〔ｆ〕で作製した試験コア断面のミクロ観察を光学顕微鏡を用いて行い、心材や犠牲陽極材におけるエロージョン（ろう拡散）や材料の溶融発生の有無を観察した。エロージョン及び材料溶融がともに発生していない場合を「○」とし、エロージョン及び材料溶融のいずれか又は両方が発生した場合を「×」とした。

〔ｈ〕冷却水側の耐食性評価：（熱交換器の冷却水・冷媒側）
上記〔ｆ〕に記載の引張試験試料と同様のブレージングシート供試材を用いて、熱交換器の冷却水（冷媒側）側の耐食性を以下の様に評価した。６００℃×３分のろう付加熱を行った後、ろう材側をシールし、Ｃｌ⁻５００ｐｐｍ、ＳＯ_４ ^２−１００ｐｐｍ、Ｃｕ^{２ ＋}１０ｐｐｍを含む８８℃の高温水中で８時間、室温放置で１６時間のサイクル浸漬試験を３か月実施した。その後、各供試材について最大孔食深さを測定した。最大孔食深さが０．１ｍｍ以下の場合を「○」とし、０．１ｍｍを超えた場合を「×」とした。

本発明例１〜１２、１８〜２４及び２９〜３５では、Ａｌ−Ｍｇ−Ｃｕ系金属間化合物の分布及び心材と犠牲陽極材の組織が適切であり、また素材の機械的特性（０．２％耐力、伸び）が適正範囲内にあって溶接性が良好であり、電縫溶接性が良好であり、ろう付後の引張強さが１７０Ｎ／ｍｍ^２以上と高く、フィン接合率が高く、耐エロージョン性と耐溶融性も良好であった。また、犠牲材面（冷却水側）の耐食性も良好であった。

これに対して、比較例は以下に示すような結果となった。
なお、本発明の心材、犠牲陽極材の合金系において、それぞれの再結晶温度は犠牲陽極材が心材より低いため、同一焼鈍条件において、犠牲陽極材が未再結晶組織、心材が再結晶組織の組み合わせとなる供試材を作製することはできなかった。
比較例１３では、心材のＳｉの含有量が少な過ぎ、かつ、Ｍｎの含有量も少な過ぎたため、ろう付後強度が低かった。またＴｉの含有量も多過ぎたため、巨大金属間化合物（Ｇ．Ｃ．）が発生した。

比較例１４では、心材のＳｉの含有量が多過ぎたため、溶接時に局部溶融が起こり、電縫溶接性が不合格であった。また、心材の融点が低下し、ろう付時に材料溶融が発生した。更に心材のＦｅの含有量が多過ぎ、ろう付後の心材の結晶粒が微細となったため、エロージョンが発生した。更に、Ｚｒの含有量が多過ぎたため、巨大金属間化合物が発生した。

比較例１５では、心材のＣｕ含有量が少な過ぎたため、ろう付後の強度が低かった。またＣｒの含有量が多過ぎたため、巨大金属間化合物が発生した。

比較例１６では、心材のＣｕの含有量が多過ぎたため、溶接時に局部溶融が起こり、電縫溶接性が不合格であった。また、心材の融点が低下し、ろう付時に材料溶融が発生した。更にＶの含有量が多過ぎたため、巨大金属間化合物が発生した。

比較例１７では、心材のＭｇ含有量が多過ぎたため、フィン接合率が低かった。また犠牲陽極材のＺｎ含有量が少な過ぎたため、冷却水側の耐食性が不十分であった。更に犠牲陽極材のＶの含有量が多過ぎたため、巨大金属間化合物が発生した。また、心材のＭｇ含有量が多過ぎたため、心材の融点が低下し、ろう付時に材料溶融が発生した。

比較例２５では、犠牲陽極材のＳｉ及びＭｇの含有量が少な過ぎたため、ろう付後の強度が低かった。

比較例２６では、犠牲陽極材のＦｅの含有量が多過ぎ、またＴｉの含有量が多過ぎたため、巨大金属間化合物が発生し、冷却水側の耐食性に劣った。また、犠牲陽極材のＳｉの含有量が多過ぎたため、溶接時に局部溶融が起こった。その結果、電縫溶接性に劣った。

比較例２７では、犠牲陽極材のＺｎ含有量が少な過ぎ、またＶの含有量が多過ぎたため、巨大金属間化合物が発生した。その結果、冷却水側の耐食性に劣った。

比較例２８では、犠牲陽極材のＭｇが多過ぎたため、溶接時に局部溶融が起こり、電縫溶接性が不合格であった。更に、犠牲陽極材の融点が低下し、ろう付時に材料溶融が発生したため、冷却水側の耐食性に劣った。

比較例３６では、熱間圧延の終了温度が低過ぎたため、圧延油の焼きつきが生じた。また中間焼鈍の温度が高過ぎたため、心材／犠牲陽極材の界面に形成されたＡｌ−Ｍｇ−Ｃｕ系金属間化合物の密度が高く、溶接時に犠牲陽極材の剥がれが発生し、電縫溶接性が不合格であった。また、犠牲陽極材の組織が再結晶組織となっており、溶接時に粒界割れが発生し、これも電縫溶接性が不合格となる原因となった。

比較例３７では、中間焼鈍の温度が高過ぎた。その結果、心材／犠牲陽極材の界面に形成されたＡｌ−Ｍｇ−Ｃｕ系金属間化合物の密度が高く、溶接時に犠牲陽極材の剥がれが発生し、電縫溶接性が不合格であった。また、心材及び犠牲陽極材の組織が再結晶組織となっており、溶接時に粒界割れが発生し、これも電縫溶接性が不合格となる原因となった。

比較例３８では、熱間圧延の終了温度が高過ぎ、また最終焼鈍の温度が高過ぎた。その結果、心材／犠牲陽極材の界面に形成されたＡｌ−Ｍｇ−Ｃｕ系金属間化合物の密度が高く、溶接時に犠牲陽極材の剥がれが発生した。また、犠牲陽極材の組織が再結晶組織となっており、溶接時に粒界割れが発生し、電縫溶接性が不合格であった。更に、０．２％耐力が低くなったため、溶接時の材料端面の突合せ精度が低下した。これも電縫溶接性が不合格となる原因となった。

比較例３９では、最終焼鈍の温度が高過ぎた。その結果、心材／犠牲陽極材の界面に形成されたＡｌ−Ｍｇ−Ｃｕ系金属間化合物の密度が高く、溶接時に犠牲陽極材の剥がれが発生し、電縫溶接性が不合格であった。また、心材及び犠牲陽極材の組織が再結晶組織となっており、溶接時に粒界割れが発生し、これも電縫溶接性が不合格となる原因となった。更に、０．２％耐力が低くなったため、溶接時の材料端面の突合せ精度が低下した。これも電縫溶接性が不合格となる原因となった。

比較例４０では、最終焼鈍を行わなかった。その結果、０．２％耐力が高くなり、伸びも小さくなり、電縫溶接性が不合格となった。

比較例４１では、中間焼鈍の温度が高過ぎ、かつ、最終焼鈍を行わなかった。その結果、心材／犠牲陽極材の界面に形成されたＡｌ−Ｍｇ−Ｃｕ系金属間化合物の密度が高く、溶接時に犠牲陽極材の剥がれが発生し、電縫溶接性が不合格であった。また、心材及び犠牲陽極材の組織が再結晶組織となっており、溶接時に粒界割れが発生し、これも電縫溶接性が不合格となる原因となった。更に、０．２％耐力が高くなり、伸びも小さくなり、電縫溶接性が不合格となった。

本発明により、肉薄でありながら溶接性とろう付後強度に優れたアルミニウム合金ブレージングシートが得られ、また、これを用いた自動車用等の熱交換器は、軽量で熱伝導性に優れ、かつ、ろう付後の強度が優れていることにより、熱交換器の寿命を延ばすことができる。

１０・・・アルミニウム合金ブレージングシート
１１・・・心材
１２・・・ろう材
１３・・・犠牲陽極材

Claims (9)

1. アルミニウム合金からなる心材と、当該心材の一方の表面にクラッドされたＡｌ−Ｓｉ系ろう材と、前記心材の他方の表面にクラッドされた犠牲陽極材とからなるアルミニウム合金ブレージングシートであって、
   前記心材が、Ｓｉ：０．２〜１．０ｍａｓｓ％、Ｆｅ：０．０５〜０．４０ｍａｓｓ％、Ｃｕ：０．４〜１．２ｍａｓｓ％、Ｍｎ：０．３〜１．８ｍａｓｓ％を含有し、Ｔｉ：０．０２〜０．３０ｍａｓｓ％、Ｚｒ：０．０２〜０．３０ｍａｓｓ％、Ｃｒ：０．０２〜０．３０ｍａｓｓ％及びＶ：０．０２〜０．３０ｍａｓｓ％から選択される１種又は２種以上を更に含有し、残部Ａｌ及び不可避的不純物からなるアルミニウム合金からなり、
   前記犠牲陽極材が、Ｓｉ：０．０５〜０．５０ｍａｓｓ％、Ｆｅ：０．０１〜０．３０ｍａｓｓ％、Ｍｇ：１．０〜３．０ｍａｓｓ％、Ｚｎ：２．０〜６．０ｍａｓｓ％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からなり、
   長手方向に平行で、かつ、厚さ方向に沿った断面において、前記心材と犠牲陽極材との界面に存在するＡｌ−Ｍｇ−Ｃｕ系金属間化合物が３００個／ｍｍ以下であり、前記心材及び犠牲陽極材の組織が未再結晶組織であることを特徴とするアルミニウム合金ブレージングシート。
2. 前記心材がＭｇ：０．０５〜０．６０ｍａｓｓ％を更に含有する、請求項１に記載のアルミニウム合金ブレージングシート。
3. 前記犠牲陽極材がＴｉ：０．０２〜０．３０％及びＶ：０．０２〜０．３０％の少なくともいずれか一方を更に含有する、請求項１又は２に記載のアルミニウム合金ブレージングシート。
4. ０．２％耐力が１４０〜２００Ｎ／ｍｍ^２のであり、かつ、伸び率が５％以上である、請求項１〜３のいずれか一項に記載のアルミニウム合金ブレージングシート。
5. 請求項１〜４のいずれか一項に記載のアルミニウム合金ブレージングシートの製造方法において、
   前記心材用、犠牲陽極材用及びろう材用のアルミニウム合金をそれぞれ鋳造する工程と、心材の一方の面に犠牲陽極材を、他方の面にろう材をクラッドするクラッド工程と、クラッド材の加熱工程と、熱間圧延工程と、冷間圧延工程と、焼鈍工程とを備え、焼鈍工程は、冷間圧延工程の途中における中間焼鈍及び冷間圧延工程後の最終焼鈍の両方又は最終焼鈍のみからなり、前記熱間圧延工程における終了温度が２００〜３２０℃であり、前記中間焼鈍及び最終焼鈍における焼鈍がバッチ焼鈍であり、焼鈍温度が２３０〜３２０℃であることを特徴とするアルミニウム合金ブレージングシートの製造方法。
6. バッチ焼鈍における焼鈍保持時間が１〜１０時間である、請求項５に記載のアルミニウム合金ブレージングシートの製造方法。
7. 前記心材の鋳塊を５５０℃以下の温度で均質化処理する均質化処理工程を更に備える、請求項５又は６に記載のアルミニウム合金ブレージングシートの製造方法。
8. 熱間圧延工程前に前記クラッド材を４００〜５５０℃で１〜１０時間加熱処理する、請求項５〜７のいずれか一項に記載のアルミニウム合金ブレージングシートの製造方法。
9. 前記熱間圧延工程における開始温度が４００〜５３０℃である、請求項５〜８のいずれか一項に記載のアルミニウム合金ブレージングシートの製造方法。

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