ホーム > 特許ランキング > ＭＡアルミニウム株式会社
特許7157561熱交換器用アルミニウム合金ブレージングシート及び熱交換器の製造方法
(19)【発行国】日本国特許庁(JP)
(12)【公報種別】特許公報(B2)
(11)【特許番号】
(24)【登録日】2022-10-12
(45)【発行日】2022-10-20
(54)【発明の名称】熱交換器用アルミニウム合金ブレージングシート及び熱交換器の製造方法
(51)【国際特許分類】
C22C 21/00 20060101AFI20221013BHJP
C22F 1/04 20060101ALI20221013BHJP
C22F 1/00 20060101ALN20221013BHJP
B23K 35/22 20060101ALN20221013BHJP
B23K 35/28 20060101ALN20221013BHJP
【ＦＩ】
C22C21/00 J
C22F1/04 Z
C22C21/00 D
C22C21/00 E
C22F1/00 627
C22F1/00 630A
C22F1/00 651A
C22F1/00 681
C22F1/00 682
C22F1/00 683
C22F1/00 691B
C22F1/00 691C
C22F1/00 692A
C22F1/00 692B
C22F1/00 694A
C22F1/00 602
B23K35/22 310E
B23K35/28 310B
C22F1/00 623
【請求項の数】
6
(21)【出願番号】P 2018107392
(22)【出願日】2018-06-05
(65)【公開番号】P2019210512
(43)【公開日】2019-12-12
【審査請求日】2021-04-21
(73)【特許権者】
【識別番号】522160125
【氏名又は名称】ＭＡアルミニウム株式会社
(74)【代理人】
【識別番号】100101465
【弁理士】
【氏名又は名称】青山 正和
(72)【発明者】
【氏名】岩尾 祥平
【審査官】川口 由紀子
(56)【参考文献】
【文献】特開２０１３－１３３５１７（ＪＰ，Ａ）
【文献】特開２０１４－１７７６９４（ＪＰ，Ａ）
【文献】特開２０１１－２４１４３４（ＪＰ，Ａ）
【文献】特開２０１３－０９１８４０（ＪＰ，Ａ）
【文献】特開平０６－１４５８５９（ＪＰ，Ａ）
【文献】特開２００２－２８３０４７（ＪＰ，Ａ）
【文献】特開平１０－２５９４４３（ＪＰ，Ａ）
(58)【調査した分野】(Int.Cl.，ＤＢ名)
Ｃ２２Ｃ ２１／００
Ｃ２２Ｆ １／０４
Ｃ２２Ｆ １／００
Ｂ２３Ｋ ３５／２２
Ｂ２３Ｋ ３５／２８
(57)【特許請求の範囲】
【請求項1】
芯材と、ろう材及び犠牲材の少なくとも一方とからなる、ろう付け熱処理前の熱交換器用アルミニウム合金ブレージングシートであって、前記芯材は、質量％で、Ｓｉ：０．１％以上１．２％以下、Ｍｎ：１．０％以上２．０％以下、Ｃｕ：０．４％以上１．２％以下、を含有し、残部がＡｌ及び不可避不純物からなる組成のＡｌ－Ｍｎ－Ｃｕ系合金であり、
前記ろう付け熱処理前の前記芯材の結晶粒内における円相当径で２００ｎｍ以上のＡｌ－Ｍｎ系金属間化合物の分散粒子は、８．５×１０４個／ｍｍ２以下であり、
ろう付け熱処理後、１８０℃で１０００時間熱処理した後の前記芯材の常温での引張強度が１５０ＭＰａ以上であることを特徴とする熱交換器用アルミニウム合金ブレージングシート。
【請求項2】
前記芯材は、質量％でＺｒ：０．０５％以上０．１５％以下、Ｔｉ：０．０５％以上０．１５％以下の少なくとも一方を含有することを特徴とする請求項１に記載の熱交換器用アルミニウム合金ブレージングシート。
【請求項3】
前記芯材は、質量％でＭｇ：０．０１％以上０．５％以下をさらに含有することを特徴とする請求項１又は２に記載の熱交換器用アルミニウム合金ブレージングシート。
【請求項4】
前記ろう付け熱処理後、且つ前記１０００時間熱処理前の前記芯材の結晶粒内における円相当径で２００ｎｍ以上の前記Ａｌ－Ｍｎ系金属間化合物の分散粒子は、１．２×１０５個／ｍｍ２以下であり、前記ろう付け熱処理後、且つ前記１０００時間熱処理前の前記芯材の結晶粒界上に析出する円相当径で１００ｎｍ以上のＡｌ－Ｍｎ系金属間化合物の分散粒子は、前記結晶粒界の長さに対して５０個／ｍｍ以下であることを特徴とする請求項１から３のいずれか一項に記載の熱交換器用アルミニウム合金ブレージングシート。
【請求項5】
前記芯材の一方の面には、Ａｌ－Ｓｉ系合金からなる前記ろう材が貼り合わされ、他方の面には、Ａｌ－Ｚｎ系合金からなる前記犠牲材が貼り合わされていることを特徴とする請求項１から４のいずれか一項に記載の熱交換器用アルミニウム合金ブレージングシート。
【請求項6】
Ａｌ－Ｍｎ系合金にＣｕを添加し、これらを溶解鋳造することにより芯材用アルミニウム合金を鋳造し、得られた鋳塊について均質化処理を４００℃以上５２０℃以下の温度で５～１５時間行った後、仕上がり温度が４０８℃以上４４２℃以下となるように熱間圧延を施して、質量％で、Ｓｉ：０．１％以上１．２％以下、Ｍｎ：１．０％以上２．０％以下、Ｃｕ：０．４％以上１．２％以下、を含有し、残部がＡｌ及び不可避不純物からなる組成のＡｌ－Ｍｎ－Ｃｕ系合金からなる芯材を製造する芯材製造工程と、前記芯材の片面又は両面にろう材を配置して冷間圧延及び最終焼鈍を施すことで、結晶粒内における円相当径で２００ｎｍ以上のＡｌ－Ｍｎ系金属間化合物の分散粒子が８．５×１０４個／ｍｍ２以下となる芯材の片面又は両面にろう材が貼り付けられた熱交換器用アルミニウム合金ブレージングシートを製造するブレージングシート製造工程と、
前記熱交換器用アルミニウム合金ブレージングシートにより形成された各部材を組み合わせて炉内に配置した上、ろう付け熱処理するろう付け熱処理工程と、を備え、
前記ろう付け熱処理工程では、室温から６００℃以下まで昇温し、その温度で１分以上３分以下保持後、６８℃／分以上８８℃／分以下の冷却速度で４００℃まで冷却することを特徴とする熱交換器の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【0001】
本発明は、自動車等の熱交換器用部品として用いられる熱交換器用アルミニウム合金ブレージングシート及び熱交換器用アルミニウム合金ブレージングシートを用いた熱交換器の製造方法に関する。
【背景技術】
【0002】
従来、自動車用の熱交換器として、アルミニウム製のものが知られている。このような熱交換器には、例えばフィン、チューブ、ヘッダープレート、サイドサポートと呼ばれる部材が使用されている。このような自動車用の熱交換器は一般的に、フッ化物系フラックスを用いた６００℃前後のろう付処理によって、上記各部材が一度に接合され、製品となる。
熱交換器用の各部材において、チューブ及びヘッダープレートは、例えばＡｌ－Ｍｎ－Ｃｕ系合金からなる芯材の片面または両面にＡｌ－Ｓｉ系合金からなるろう材を貼り合せてなるブレージングシートや、芯材の片面にＡｌ－Ｓｉ系合金からなるろう材、もう一方の片面にＡｌ－Ｚｎ系合金からなる犠牲材をそれぞれ貼り合せてなるブレージングシートなどが用いられている。
熱交換器用の各部材において、チューブ及びヘッダープレートは、例えばＡｌ－Ｍｎ－Ｃｕ系合金からなる芯材の片面または両面にＡｌ－Ｓｉ系合金からなるろう材を貼り合せてなるブレージングシートや、芯材の片面にＡｌ－Ｓｉ系合金からなるろう材、もう一方の片面にＡｌ－Ｚｎ系合金からなる犠牲材をそれぞれ貼り合せてなるブレージングシートなどが用いられている。
【0003】
ブレージングシートの芯材に用いられているＡｌ－Ｍｎ－Ｃｕ系合金は、Ｍｎ，Ｃｕ等の添加効果により機械的強度に優れるとともに、外部側に貼り合わせたろう材よりも電位的に貴なため、ブレージングシートの芯材が貴でろう材が卑な防食上有効な電位勾配が形成されることで、外部側(大気側)の耐食性を確保している（例えば、特許文献１参照）。
また、Ｚｎ含有フィン材と組み合わせることでブレージングシートの外部耐食性を向上させる手法も検討されている（例えば、特許文献２参照）。
また、Ｚｎ含有フィン材と組み合わせることでブレージングシートの外部耐食性を向上させる手法も検討されている（例えば、特許文献２参照）。
【先行技術文献】
【特許文献】
【0004】
【文献】特開２００３－１３９４８０号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【0005】
ところで、近年、自動車用の各種熱交換器の使用条件はアルミニウム材料にとって苛酷になりつつある。例えば、ターボ車に搭載されるＣＡＣ(チャージエアクーラ)は、過給機の高性能化などに伴って、従来よりも更に高温・高圧下で使用されるようになり、ＣＡＣに吸入される空気は、今後最高１８０℃前後まで上昇すると考えられている。
従来のろう付処理法によって製造される熱交換器に用いられるブレージングシートは、主にＡｌ－Ｍｎ－Ｃｕ系合金を芯材とすることで、機械的強度と外部耐食性を確保してきたが、熱交換器がより高温の環境下で使用される場合は、従来に比べて機械的強度（引張強度）が低下するおそれがある。
このため、今後予想される熱交換器の苛酷な使用条件を考慮して、高温環境下での優れた引張強度を有するブレージングシートが望まれている。
従来のろう付処理法によって製造される熱交換器に用いられるブレージングシートは、主にＡｌ－Ｍｎ－Ｃｕ系合金を芯材とすることで、機械的強度と外部耐食性を確保してきたが、熱交換器がより高温の環境下で使用される場合は、従来に比べて機械的強度（引張強度）が低下するおそれがある。
このため、今後予想される熱交換器の苛酷な使用条件を考慮して、高温環境下での優れた引張強度を有するブレージングシートが望まれている。
【0006】
本発明は、引張強度を向上できる熱交換器用アルミニウム合金ブレージングシート及び熱交換器用アルミニウム合金ブレージングシートの製造方法を提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【0007】
本発明者らは鋭意研究した結果、熱交換器用アルミニウム合金ブレージングシートの芯材のＡｌ－Ｍｎ系分散粒子のサイズ、数密度等を最適化させることで、芯材の高温強度特性が大幅に向上することを見出した。
すなわち、本発明の熱交換器用アルミニウム合金ブレージングシートは、芯材と、ろう材及び犠牲層の少なくとも一方とからなる熱交換器用アルミニウム合金ブレージングシートであって、前記芯材は、Ａｌ－Ｍｎ－Ｃｕ系合金であり、ろう付け熱処理前の結晶粒内における円相当径で２００ｎｍ以上のＡｌ－Ｍｎ系金属間化合物の分散粒子は、８．５×１０４個／ｍｍ２以下であり、ろう付け熱処理後、１８０℃で１０００時間熱処理した後の前記芯材の常温での引張強度が１５０ＭＰａ以上である。
すなわち、本発明の熱交換器用アルミニウム合金ブレージングシートは、芯材と、ろう材及び犠牲層の少なくとも一方とからなる熱交換器用アルミニウム合金ブレージングシートであって、前記芯材は、Ａｌ－Ｍｎ－Ｃｕ系合金であり、ろう付け熱処理前の結晶粒内における円相当径で２００ｎｍ以上のＡｌ－Ｍｎ系金属間化合物の分散粒子は、８．５×１０４個／ｍｍ２以下であり、ろう付け熱処理後、１８０℃で１０００時間熱処理した後の前記芯材の常温での引張強度が１５０ＭＰａ以上である。
【0008】
本発明では、熱交換器用アルミニウム合金材の芯材として、Ａｌ－Ｍｎ－Ｃｕ系芯材を用いており、この芯材に含まれるＭｎ及びＣｕは、芯材の強度を向上させる。また、本発明では、Ａｌ－Ｍｎ－Ｃｕ系合金からなる芯材において、Ｃｕ系分散粒子の析出サイトとなるろう付け熱処理前の結晶粒内における円相当径で２００ｎｍ以上のＡｌ－Ｍｎ系金属間化合物の分散粒子の生成を８．５×１０４個／ｍｍ２以下に抑制している。
ここで、いくつかのアルミニウム合金は、時効硬化することが知られている。この際、ろう付け熱処理前の結晶粒内における円相当径で２００ｎｍ以上のＡｌ－Ｍｎ系金属間化合物の分散粒子が８．５×１０４個／ｍｍ２以下に抑えられているので、ろう付熱処理後の使用実環境を想定した１８０℃で１０００時間の熱処理を実行することにより、Ａｌ－Ｍｎ－Ｃｕ系合金からなる芯材は、適切に時効硬化する。具体的には、時効硬化におけるＡｌ－Ｃｕ系の析出過程にて、母材に整合なＧＰゾーン(Ｃｕ原子の集合体)が形成されることにより硬化され、その後微細なθ’相(中間相)が形成される際にさらに硬化する。このようにして、芯材の強度及び硬さが大きく増大するため、１８０℃で１０００時間熱処理した後の芯材の常温での引張強度が１５０ＭＰａ以上となる。
ここで、いくつかのアルミニウム合金は、時効硬化することが知られている。この際、ろう付け熱処理前の結晶粒内における円相当径で２００ｎｍ以上のＡｌ－Ｍｎ系金属間化合物の分散粒子が８．５×１０４個／ｍｍ２以下に抑えられているので、ろう付熱処理後の使用実環境を想定した１８０℃で１０００時間の熱処理を実行することにより、Ａｌ－Ｍｎ－Ｃｕ系合金からなる芯材は、適切に時効硬化する。具体的には、時効硬化におけるＡｌ－Ｃｕ系の析出過程にて、母材に整合なＧＰゾーン(Ｃｕ原子の集合体)が形成されることにより硬化され、その後微細なθ’相(中間相)が形成される際にさらに硬化する。このようにして、芯材の強度及び硬さが大きく増大するため、１８０℃で１０００時間熱処理した後の芯材の常温での引張強度が１５０ＭＰａ以上となる。
【0009】
本発明の熱交換器用アルミニウム合金ブレージングシートでは、前記芯材は、質量％で、Ｓｉ：０．１％以上１．２％以下、Ｍｎ：１．０％以上２．０％以下、Ｃｕ：０．４％以上１．２％以下、を含有し、残部がＡｌ及び不可避不純物からなる組成のアルミニウム合金である。
Ｓｉは、芯材の強度向上に寄与し、０．１質量％未満では、添加量が少なく所望の効果を得られず、１．２質量％を超えると芯材の融点が低下して、ろう付け性が低下する。
Ｍｎは、芯材の強度向上に寄与し、１．０質量％未満では、添加量が少なく所望の効果を得られず、２．０質量％を超えると芯材の鋳造性及び圧延性が低下する。
Ｃｕは、芯材の強度向上に寄与し、０．４質量％未満では、添加量が少なく所望の効果を得られず、１．２質量％を超えると芯材の電位が貴化することで、耐食性が低下するとともに、融点が低下してろう付け性も低下する。
Ｓｉは、芯材の強度向上に寄与し、０．１質量％未満では、添加量が少なく所望の効果を得られず、１．２質量％を超えると芯材の融点が低下して、ろう付け性が低下する。
Ｍｎは、芯材の強度向上に寄与し、１．０質量％未満では、添加量が少なく所望の効果を得られず、２．０質量％を超えると芯材の鋳造性及び圧延性が低下する。
Ｃｕは、芯材の強度向上に寄与し、０．４質量％未満では、添加量が少なく所望の効果を得られず、１．２質量％を超えると芯材の電位が貴化することで、耐食性が低下するとともに、融点が低下してろう付け性も低下する。
【0010】
本発明の熱交換器用アルミニウム合金ブレージングシートの好ましい態様としては、前記芯材は、質量％でＺｒ：０．０５％以上０．１５％以下、Ｔｉ：０．０５％以上０．１５％以下の少なくとも一方を含有するとよい。
Ｚｒは、芯材の強度向上及び結晶粒粗大化によるエロージョンの抑制に寄与し、０．０５質量％未満では、添加量が少なく所望の効果を得られず、０．１５質量％を超えると、芯材の鋳造性が低下する。
Ｔｉは、芯材の強度向上及び耐食性の向上に寄与し、０．０５質量％未満では、添加量が少なく所望の効果を得られず、０．１５質量％を超えると、芯材の鋳造性が低下する。
Ｚｒは、芯材の強度向上及び結晶粒粗大化によるエロージョンの抑制に寄与し、０．０５質量％未満では、添加量が少なく所望の効果を得られず、０．１５質量％を超えると、芯材の鋳造性が低下する。
Ｔｉは、芯材の強度向上及び耐食性の向上に寄与し、０．０５質量％未満では、添加量が少なく所望の効果を得られず、０．１５質量％を超えると、芯材の鋳造性が低下する。
【0011】
本発明の熱交換器用アルミニウム合金ブレージングシートの好ましい態様としては、前記芯材は、質量％でＭｇ：０．０１％以上０．５％以下をさらに含有するとよい。
Ｍｇは、芯材の強度向上に寄与し、０．１質量％未満では、添加量が少なく所望の効果を得られず、０．５質量％を超えると、ろう付け性が低下する。
ここで、Ａｌ－Ｍｎ－Ｃｕ系合金にＭｇを合金元素として添加すると、時効硬化がさらに増大する。つまり、時効硬化におけるＭｇ系分散粒子の析出サイトとなるＡｌ－Ｍｎ系分散粒子の生成を抑制することで、使用実環境を想定したろう付け熱処理後の１８０℃熱処理におけるＭｇ２Ｓｉの析出過程にて、母材に整合なＧＰゾーン(Ｍｇ原子の集合体)が形成され、その後微細なβ’相(中間相)が形成される。これにより、芯材の強度、硬さがさらに大きく増大する。
Ｍｇは、芯材の強度向上に寄与し、０．１質量％未満では、添加量が少なく所望の効果を得られず、０．５質量％を超えると、ろう付け性が低下する。
ここで、Ａｌ－Ｍｎ－Ｃｕ系合金にＭｇを合金元素として添加すると、時効硬化がさらに増大する。つまり、時効硬化におけるＭｇ系分散粒子の析出サイトとなるＡｌ－Ｍｎ系分散粒子の生成を抑制することで、使用実環境を想定したろう付け熱処理後の１８０℃熱処理におけるＭｇ２Ｓｉの析出過程にて、母材に整合なＧＰゾーン(Ｍｇ原子の集合体)が形成され、その後微細なβ’相(中間相)が形成される。これにより、芯材の強度、硬さがさらに大きく増大する。
【0012】
本発明の熱交換器用アルミニウム合金ブレージングシートの好ましい態様としては、前記ろう付け熱処理後、且つ前記１０００時間熱処理前の結晶粒内における円相当径で２００ｎｍ以上の前記Ａｌ－Ｍｎ系金属間化合物の分散粒子は、１．２×１０５個／ｍｍ２以下であり、前記ろう付け熱処理後、且つ前記１０００時間熱処理前の結晶粒界上に析出する円相当径で１００ｎｍ以上のＡｌ－Ｍｎ系金属間化合物の分散粒子は、前記結晶粒界の長さに対して５０個／ｍｍ以下であるとよい。
前記ろう付け熱処理後、且つ前記１０００時間熱処理前のＡｌ－Ｍｎ系金属間化合物の分散粒子が１．２×１０５個／ｍｍ２未満である、若しくは前記ろう付け熱処理後、且つ前記１０００時間熱処理前の結晶粒界上に析出する円相当径で１００ｎｍ以上のＡｌ－Ｍｎ系金属間化合物の分散粒子が前記結晶粒界の長さに対して５０個／ｍｍを超えていると、適切に時効硬化が進行しない。
前記ろう付け熱処理後、且つ前記１０００時間熱処理前のＡｌ－Ｍｎ系金属間化合物の分散粒子が１．２×１０５個／ｍｍ２未満である、若しくは前記ろう付け熱処理後、且つ前記１０００時間熱処理前の結晶粒界上に析出する円相当径で１００ｎｍ以上のＡｌ－Ｍｎ系金属間化合物の分散粒子が前記結晶粒界の長さに対して５０個／ｍｍを超えていると、適切に時効硬化が進行しない。
【0013】
本発明の熱交換器用アルミニウム合金ブレージングシートの好ましい態様としては、前記芯材の一方の面には、Ａｌ－Ｓｉ系合金からなる前記ろう材が貼り合わされ、他方の面には、Ａｌ－Ｚｎ系合金からなる前記犠牲材が貼り合わされているとよい。
【0014】
上述したような熱交換器用アルミニウム合金ブレージングシートを用いて熱交換器を製造するには、製造工程中の圧延、熱処理条件、さらにはろう付熱処理条件の最適化が必要となる。
すなわち、本発明の熱交換器の製造方法は、Ａｌ－Ｍｎ系合金にＣｕを添加し、これらを溶解鋳造することにより芯材用アルミニウム合金を鋳造し、得られた鋳塊について均質化処理を４００℃以上５２０℃以下の温度で５～１５時間行った後、仕上がり温度が４０８℃以上４４２℃以下となるように熱間圧延を施して、質量％で、Ｓｉ：０．１％以上１．２％以下、Ｍｎ：１．０％以上２．０％以下、Ｃｕ：０．４％以上１．２％以下、を含有し、残部がＡｌ及び不可避不純物からなる組成のＡｌ－Ｍｎ－Ｃｕ系合金からなる芯材を製造する芯材製造工程と、前記芯材の片面又は両面にろう材を配置して冷間圧延及び最終焼鈍を施すことで、結晶粒内における円相当径で２００ｎｍ以上のＡｌ－Ｍｎ系金属間化合物の分散粒子が８．５×１０４個／ｍｍ２以下となる芯材の片面又は両面にろう材が貼り付けられた熱交換器用アルミニウム合金ブレージングシートを製造するブレージングシート製造工程と、前記熱交換器用アルミニウム合金ブレージングシートにより形成された各部材を組み合わせて炉内に配置した上、ろう付け熱処理するろう付け熱処理工程と、を備え、前記ろう付け熱処理工程では、室温から６００℃以下まで昇温し、その温度で１分以上３分以下保持後、６８℃／分以上８８℃／分以下の冷却速度で４００℃まで冷却する。
すなわち、本発明の熱交換器の製造方法は、Ａｌ－Ｍｎ系合金にＣｕを添加し、これらを溶解鋳造することにより芯材用アルミニウム合金を鋳造し、得られた鋳塊について均質化処理を４００℃以上５２０℃以下の温度で５～１５時間行った後、仕上がり温度が４０８℃以上４４２℃以下となるように熱間圧延を施して、質量％で、Ｓｉ：０．１％以上１．２％以下、Ｍｎ：１．０％以上２．０％以下、Ｃｕ：０．４％以上１．２％以下、を含有し、残部がＡｌ及び不可避不純物からなる組成のＡｌ－Ｍｎ－Ｃｕ系合金からなる芯材を製造する芯材製造工程と、前記芯材の片面又は両面にろう材を配置して冷間圧延及び最終焼鈍を施すことで、結晶粒内における円相当径で２００ｎｍ以上のＡｌ－Ｍｎ系金属間化合物の分散粒子が８．５×１０４個／ｍｍ２以下となる芯材の片面又は両面にろう材が貼り付けられた熱交換器用アルミニウム合金ブレージングシートを製造するブレージングシート製造工程と、前記熱交換器用アルミニウム合金ブレージングシートにより形成された各部材を組み合わせて炉内に配置した上、ろう付け熱処理するろう付け熱処理工程と、を備え、前記ろう付け熱処理工程では、室温から６００℃以下まで昇温し、その温度で１分以上３分以下保持後、６８℃／分以上８８℃／分以下の冷却速度で４００℃まで冷却する。
【0015】
本発明では、上記熱交換器用アルミニウム合金ブレージングシートにより熱交換器が構成されていることから、該熱交換器自体の引張強度が高まるので、熱交換器の耐久性を高めることができる。
【発明の効果】
【0016】
本発明によれば、熱交換器用アルミニウム合金ブレージングシートの引張強度を向上できるとともに、この熱交換器用アルミニウム合金ブレージングシートを用いた熱交換器の耐久性を高めることができる。
【発明を実施するための形態】
【0017】
以下、本発明に係る熱交換器用アルミニウム合金ブレージングシート及びこれを用いた熱交換器の製造方法について説明する。
本発明に係る熱交換器用アルミニウム合金ブレージングシート（以下、単にブレージングシートという）は、自動車用の熱交換器に用いられる。
このブレージングシートは、Ａｌ－Ｍｎ－Ｃｕ系合金からなる芯材と、その片面又は両面に貼り合わされたろう材とからなる。
本発明に係る熱交換器用アルミニウム合金ブレージングシート（以下、単にブレージングシートという）は、自動車用の熱交換器に用いられる。
このブレージングシートは、Ａｌ－Ｍｎ－Ｃｕ系合金からなる芯材と、その片面又は両面に貼り合わされたろう材とからなる。
【0018】
ブレージングシートの芯材は、Ａｌ－Ｍｎ－Ｃｕ系合金からなり、ろう付け熱処理前の結晶粒内における円相当径で２００ｎｍ以上のＡｌ－Ｍｎ系金属間化合物の分散粒子は、８．５×１０４個／ｍｍ２以下であり、ろう付け熱処理後、１８０℃で１０００時間熱処理した後の芯材の常温での引張強度が１５０ＭＰａ以上である。
【0019】
［芯材の組成］
本実施形態では、芯材としてＡｌ－Ｍｎ－Ｃｕ系合金からなる芯材を用いており、この心材に含まれるＭｎ及びＣｕは芯材の強度を向上させる。具体的には、Ｓｉを０．１質量％以上１．２質量％以下、Ｍｎを１．０質量％以上２．０質量％以下、Ｃｕを０．４％以上１．２質量％以下の範囲で含有し、残部がＡｌ及び不可避不純物からなる組成のアルミニウム合金により構成されるとよい。
ここで、Ｓｉが０．１質量％未満では、添加量が少なく所望の効果を得られず、１．２質量％を超えると芯材の融点が低下して、ろう付け性が低下する。また、Ｍｎが１．０質量％未満では、添加量が少なく所望の効果を得られず、２．０質量％を超えると芯材の鋳造性及び圧延性が低下する。さらに、Ｃｕが０．４質量％未満では、添加量が少なく所望の効果を得られず、１．２質量％を超えると芯材の電位が貴化することで、耐食性が低下するとともに、融点が低下してろう付け性も低下する。
なお、より好ましくは、芯材は、Ｓｉを０．７質量％以上１．０質量％以下、Ｍｎを１．３質量％以上１．７質量％以下、Ｃｕを０．５５％以上０．８５質量％以下の範囲で含有し、残部がＡｌ及び不可避不純物からなる組成のアルミニウム合金により構成されるとよい。
本実施形態では、芯材としてＡｌ－Ｍｎ－Ｃｕ系合金からなる芯材を用いており、この心材に含まれるＭｎ及びＣｕは芯材の強度を向上させる。具体的には、Ｓｉを０．１質量％以上１．２質量％以下、Ｍｎを１．０質量％以上２．０質量％以下、Ｃｕを０．４％以上１．２質量％以下の範囲で含有し、残部がＡｌ及び不可避不純物からなる組成のアルミニウム合金により構成されるとよい。
ここで、Ｓｉが０．１質量％未満では、添加量が少なく所望の効果を得られず、１．２質量％を超えると芯材の融点が低下して、ろう付け性が低下する。また、Ｍｎが１．０質量％未満では、添加量が少なく所望の効果を得られず、２．０質量％を超えると芯材の鋳造性及び圧延性が低下する。さらに、Ｃｕが０．４質量％未満では、添加量が少なく所望の効果を得られず、１．２質量％を超えると芯材の電位が貴化することで、耐食性が低下するとともに、融点が低下してろう付け性も低下する。
なお、より好ましくは、芯材は、Ｓｉを０．７質量％以上１．０質量％以下、Ｍｎを１．３質量％以上１．７質量％以下、Ｃｕを０．５５％以上０．８５質量％以下の範囲で含有し、残部がＡｌ及び不可避不純物からなる組成のアルミニウム合金により構成されるとよい。
【0020】
なお、Ａｌ－Ｍｎ－Ｃｕ系合金からなる芯材は、Ｚｒを０．０５質量％以上０．１５質量％以下の範囲で含有してもよい。より好ましくは、芯材は、Ｚｒを０．０８質量％以上０．１２質量％以下の範囲で含有するとよい。
芯材において、Ｚｒは、芯材の強度向上及び結晶粒粗大化によるエロージョンの抑制に寄与する。この点、Ｚｒが０．０５質量％未満では、添加量が少なく所望の効果を得られず、Ｚｒが０．１５質量％を超えると、芯材の鋳造性が低下する。
また、Ａｌ－Ｍｎ－Ｃｕ系合金からなる芯材は、Ｔｉを０．０５質量％以上０．１５質量％以下の範囲で、上記Ｚｒに代えて、若しくは上記Ｚｒとともに含有してもよい。より好ましくは、芯材は、Ｔｉを０．０８質量％以上０．１２質量％以下の範囲で含有するとよい。
芯材において、Ｔｉは、芯材の強度向上及び耐食性の向上に寄与する。Ｚｒが０．０５質量％未満では、添加量が少なく所望の効果を得られず、Ｚｒが０．１５質量％を超えると、芯材の鋳造性が低下する。
芯材において、Ｚｒは、芯材の強度向上及び結晶粒粗大化によるエロージョンの抑制に寄与する。この点、Ｚｒが０．０５質量％未満では、添加量が少なく所望の効果を得られず、Ｚｒが０．１５質量％を超えると、芯材の鋳造性が低下する。
また、Ａｌ－Ｍｎ－Ｃｕ系合金からなる芯材は、Ｔｉを０．０５質量％以上０．１５質量％以下の範囲で、上記Ｚｒに代えて、若しくは上記Ｚｒとともに含有してもよい。より好ましくは、芯材は、Ｔｉを０．０８質量％以上０．１２質量％以下の範囲で含有するとよい。
芯材において、Ｔｉは、芯材の強度向上及び耐食性の向上に寄与する。Ｚｒが０．０５質量％未満では、添加量が少なく所望の効果を得られず、Ｚｒが０．１５質量％を超えると、芯材の鋳造性が低下する。
【0021】
さらに、Ａｌ－Ｍｎ－Ｃｕ系合金からなる芯材は、Ｍｇを０．０１質量％以上０．５質量％以下の範囲で含有してもよい。より好ましくは、芯材は、Ｍｇを０．１５質量％以上０．３５質量％以下の範囲で含有するとよい。
芯材において、Ｍｇは、芯材の強度向上に寄与する。Ｍｇが０．１質量％未満では、添加量が少なく所望の効果を得られず、Ｍｇが０．５質量％を超えると、ろう付け性が低下する。
ここで、Ａｌ－Ｍｎ－Ｃｕ系合金からなる芯材にＭｇを合金元素として添加すると、時効硬化がさらに増大する。つまり、時効硬化におけるＭｇ径分散粒子の析出サイトとなるＡｌ－Ｍｎ系分散粒子の生成を抑制することで、使用実環境を想定したろう付け熱処理後の１８０℃熱処理におけるＭｇ２Ｓｉの析出過程にて、母材に整合なＧＰゾーン(Ｍｇ原子の集合体)が形成され、その後微細なβ’相(中間相)が形成される。これにより、芯材の強度、硬さがさらに大きく増大する。
芯材において、Ｍｇは、芯材の強度向上に寄与する。Ｍｇが０．１質量％未満では、添加量が少なく所望の効果を得られず、Ｍｇが０．５質量％を超えると、ろう付け性が低下する。
ここで、Ａｌ－Ｍｎ－Ｃｕ系合金からなる芯材にＭｇを合金元素として添加すると、時効硬化がさらに増大する。つまり、時効硬化におけるＭｇ径分散粒子の析出サイトとなるＡｌ－Ｍｎ系分散粒子の生成を抑制することで、使用実環境を想定したろう付け熱処理後の１８０℃熱処理におけるＭｇ２Ｓｉの析出過程にて、母材に整合なＧＰゾーン(Ｍｇ原子の集合体)が形成され、その後微細なβ’相(中間相)が形成される。これにより、芯材の強度、硬さがさらに大きく増大する。
【0022】
また、芯材においてろう付け熱処理後の結晶粒内における円相当径で２００ｎｍ以上のＡｌ－Ｍｎ系金属間化合物の分散粒子は、１．２×１０５個／ｍｍ２以下であり、ろう付け熱処理後の結晶粒界上に析出する円相当径で１００ｎｍ以上のＡｌ－Ｍｎ系金属間化合物の分散粒子は、５０個／ｍｍ以下であるとよい。
【0023】
［ろう材および犠牲材の組成］
本実施形態では、芯材の一方の面には、Ａｌ－Ｓｉ系合金からなるろう材が貼り合わされ、他方の面には、Ａｌ－Ｚｎ系合金からなる犠牲材が貼り合わされている。
Ａｌ－Ｓｉ系合金からなるろう材は、通常Ｓｉを６質量％以上１２質量％以下の範囲で含有し、残部がＡｌ及び不可避不純物からなる組成のアルミニウム合金からなるとよい。
また、Ａｌ－Ｚｎ系合金からなる犠牲材は、Ｚｎを１．０質量％以上５．０質量％以下の範囲で含有し、残部がＡｌ及び不可避不純物からなる組成のアルミニウム合金により構成されるとよい。
本実施形態では、芯材の一方の面には、Ａｌ－Ｓｉ系合金からなるろう材が貼り合わされ、他方の面には、Ａｌ－Ｚｎ系合金からなる犠牲材が貼り合わされている。
Ａｌ－Ｓｉ系合金からなるろう材は、通常Ｓｉを６質量％以上１２質量％以下の範囲で含有し、残部がＡｌ及び不可避不純物からなる組成のアルミニウム合金からなるとよい。
また、Ａｌ－Ｚｎ系合金からなる犠牲材は、Ｚｎを１．０質量％以上５．０質量％以下の範囲で含有し、残部がＡｌ及び不可避不純物からなる組成のアルミニウム合金により構成されるとよい。
【0024】
［熱交換器の製造方法］
次に、このブレージングシートを用いた熱交換器を製造する方法について説明する。
この熱交換器の製造方法は、芯材を製造する芯材製造工程と、芯材の一方の面にろう材が貼り付けられ、他方の面に犠牲材が貼り付けられたブレージングシートを製造するブレージングシート製造工程と、ブレージングシートにより構成される各部材をろう付け熱処理するろう付け熱処理工程と、を備える。
［芯材製造工程］
まず、溶解鋳造により芯材用アルミニウム合金、ろう材用アルミニウム合金を鋳造し、得られた鋳塊について、スラブ鋳造後に偏析など不均質な組織を除去する事を目的に均質化処理を実施する。高温の均質化処理により、鋳造時にマトリクスに過飽和に固溶した添加元素が金属間化合物として析出する。析出する金属間化合物のサイズや分散量は均質化処理の温度、時間に影響を及ぼされるため、添加元素の種類に応じた熱処理条件を選択する必要がある。
本実施形態では、Ａｌ－Ｍｎ系合金にＣｕを添加し、これらを溶解鋳造することにより芯材用アルミニウム合金を鋳造し、得られた鋳塊について均質化処理を４００℃以上５２０℃以下の温度で５～１５時間行う。
次に、このブレージングシートを用いた熱交換器を製造する方法について説明する。
この熱交換器の製造方法は、芯材を製造する芯材製造工程と、芯材の一方の面にろう材が貼り付けられ、他方の面に犠牲材が貼り付けられたブレージングシートを製造するブレージングシート製造工程と、ブレージングシートにより構成される各部材をろう付け熱処理するろう付け熱処理工程と、を備える。
［芯材製造工程］
まず、溶解鋳造により芯材用アルミニウム合金、ろう材用アルミニウム合金を鋳造し、得られた鋳塊について、スラブ鋳造後に偏析など不均質な組織を除去する事を目的に均質化処理を実施する。高温の均質化処理により、鋳造時にマトリクスに過飽和に固溶した添加元素が金属間化合物として析出する。析出する金属間化合物のサイズや分散量は均質化処理の温度、時間に影響を及ぼされるため、添加元素の種類に応じた熱処理条件を選択する必要がある。
本実施形態では、Ａｌ－Ｍｎ系合金にＣｕを添加し、これらを溶解鋳造することにより芯材用アルミニウム合金を鋳造し、得られた鋳塊について均質化処理を４００℃以上５２０℃以下の温度で５～１５時間行う。
【0025】
一方、Ａｌ－Ｓｉ系合金からなるろう材の均質化処理は、４００～５５０℃で１～１５時間とする。通常、ブレージングシートの作製工程において、ろう材層へ均質化処理を実施しないことが一般的であり、この工程にて作製されたブレージングシートのろう材層内には円相当径で１μｍ程度のＳｉ粒子が多数存在する。このろう材層内のＳｉ粒子サイズを制御するために、均質化処理が効果的であり、４００～５５０℃で１～１５時間の範囲から選択することができ、４８０～５５０℃で３～１０時間の範囲で実施するのがより好ましい。
また、Ａｌ－Ｚｎ系合金からなる犠牲材の均質化処理は、４００～５５０℃で１～１５時間もしくは実施しない。
また、Ａｌ－Ｚｎ系合金からなる犠牲材の均質化処理は、４００～５５０℃で１～１５時間もしくは実施しない。
【0026】
均質化処理を実施した芯材用アルミニウム合金、ろう材用アルミニウム合金、及び犠牲材用アルミニウム合金の鋳塊は、それぞれ熱間圧延を得て合金板とされる。また、鋳造工程と圧延工程とを分けずに、連続鋳造圧延を経て合金板としてもよい。
通常、熱間圧延は５００℃前後の高温で負荷されるが、圧延終了後にコイル化され室温まで冷却される。この場合、熱間圧延の仕上げ温度により高温で保持される時間が変わるため、金属間化合物の析出挙動に影響を及ぼす。
本実施形態では、仕上がり温度が４０８℃以上４４２℃以下となるように熱間圧延を実行している。
通常、熱間圧延は５００℃前後の高温で負荷されるが、圧延終了後にコイル化され室温まで冷却される。この場合、熱間圧延の仕上げ温度により高温で保持される時間が変わるため、金属間化合物の析出挙動に影響を及ぼす。
本実施形態では、仕上がり温度が４０８℃以上４４２℃以下となるように熱間圧延を実行している。
【0027】
［ブレージングシート製造工程］
そして、これら合金板を適宜のクラッド率でクラッドする。そのクラッドは一般には圧延により行われる。その後、さらに冷間圧延を施すことにより、所望の厚さの熱交換器用アルミニウム合金材が得られる。そして、最終焼鈍を例えば３６０℃で３時間行うことにより、ブレージングシートとする。これにより、芯材におけるろう付け熱処理前の結晶粒内における円相当径で２００ｎｍ以上のＡｌ－Ｍｎ系金属間化合物の分散粒子は、８．５×１０４個／ｍｍ２以下となる。
ブレージングシートの厚みの構成は、例えば、ろう材層：芯材：犠牲材層＝１０％：８０％：１０％とすることができるが、これに限定されるものではなく、ろう材層のクラッド率を５％や１５％としてもよい。
そして、これら合金板を適宜のクラッド率でクラッドする。そのクラッドは一般には圧延により行われる。その後、さらに冷間圧延を施すことにより、所望の厚さの熱交換器用アルミニウム合金材が得られる。そして、最終焼鈍を例えば３６０℃で３時間行うことにより、ブレージングシートとする。これにより、芯材におけるろう付け熱処理前の結晶粒内における円相当径で２００ｎｍ以上のＡｌ－Ｍｎ系金属間化合物の分散粒子は、８．５×１０４個／ｍｍ２以下となる。
ブレージングシートの厚みの構成は、例えば、ろう材層：芯材：犠牲材層＝１０％：８０％：１０％とすることができるが、これに限定されるものではなく、ろう材層のクラッド率を５％や１５％としてもよい。
【0028】
熱間圧延、冷間圧延、最終焼鈍は常法によって行えばよいが、冷間圧延工程時に、中間焼鈍を介在させることも可能である。その場合、中間焼鈍としては、例えば２００～４００℃で１～６時間の加熱によって行なうことができる。中間焼鈍後の最終圧延では、１０～５０％の冷間圧延率で圧延を行なう。
【0029】
［ろう付け熱処理工程］
このようなブレージングシートは、熱交換器の各部材として用いられ、各部材を組み立てた状態で全体を高温の炉内に挿入し、冷却することで、Ａｌ－Ｓｉ系合金からなるろう材が溶融して各部材の接触部位がろう付け接合され、熱交換器が構成される。このろう付け熱処理は、例えば、室温（例えば、２５℃）から６００℃まで平均昇温速度１００℃／分で昇温し、６００℃で１～３分保持後、６８℃／分以上８８℃／分以下の冷却速度で６００℃から４００℃まで冷却を制御した。ろう付熱処理における冷却中に各添加元素の析出が進むため、所望の金属間化合物サイズを得るには、冷却速度を制御することが有効となるからである。
これにより、ろう付け熱処理後の結晶粒内における円相当径で２００ｎｍ以上のＡｌ－Ｍｎ系金属間化合物の分散粒子が１．２×１０５個／ｍｍ２以下となり、ろう付け熱処理後の結晶粒界上に析出する円相当径で１００ｎｍ以上のＡｌ－Ｍｎ系金属間化合物の分散粒子は、５０個／ｍｍ以下となる。
このようなブレージングシートは、熱交換器の各部材として用いられ、各部材を組み立てた状態で全体を高温の炉内に挿入し、冷却することで、Ａｌ－Ｓｉ系合金からなるろう材が溶融して各部材の接触部位がろう付け接合され、熱交換器が構成される。このろう付け熱処理は、例えば、室温（例えば、２５℃）から６００℃まで平均昇温速度１００℃／分で昇温し、６００℃で１～３分保持後、６８℃／分以上８８℃／分以下の冷却速度で６００℃から４００℃まで冷却を制御した。ろう付熱処理における冷却中に各添加元素の析出が進むため、所望の金属間化合物サイズを得るには、冷却速度を制御することが有効となるからである。
これにより、ろう付け熱処理後の結晶粒内における円相当径で２００ｎｍ以上のＡｌ－Ｍｎ系金属間化合物の分散粒子が１．２×１０５個／ｍｍ２以下となり、ろう付け熱処理後の結晶粒界上に析出する円相当径で１００ｎｍ以上のＡｌ－Ｍｎ系金属間化合物の分散粒子は、５０個／ｍｍ以下となる。
【0030】
このような製造方法により製造されたブレージングシートは、ろう付熱処理後の使用実環境を想定した１８０℃で１０００時間の熱処理におけるＡｌ－Ｃｕ系の析出過程にて、母材に整合なＧＰゾーン(Ｃｕ原子の集合体)やθ’相(中間相)が形成されるため、強度及び硬さが大きく増大し、芯材の常温での引張強度が１５０ＭＰａ以上となる。
そして、上述した製造方法により製造された熱交換器用アルミニウム合金ブレージングシートにより熱交換器が構成されていることから、該熱交換器自体の引張強度が高まるので、熱交換器の耐久性を高めることができる。
そして、上述した製造方法により製造された熱交換器用アルミニウム合金ブレージングシートにより熱交換器が構成されていることから、該熱交換器自体の引張強度が高まるので、熱交換器の耐久性を高めることができる。
【0031】
なお、本発明は上記実施形態の構成のものに限定されるものではなく、細部構成においては、本発明の趣旨を逸脱しない範囲において種々の変更を加えることが可能である。
上記実施形態では、ブレージングシートとして、芯材の一方の面にろう材が貼り付けられ、他方の面に犠牲材が貼り付けられている例を示したが、これに限らず、芯材の片面にのみろう材が貼り付けられていてもよい。
上記実施形態では、ブレージングシートとして、芯材の一方の面にろう材が貼り付けられ、他方の面に犠牲材が貼り付けられている例を示したが、これに限らず、芯材の片面にのみろう材が貼り付けられていてもよい。
【実施例】
【0032】
半連続鋳造により芯材用アルミニウム合金およびろう材用アルミニウム合金を鋳造した。芯材用アルミニウム合金には、表１に示す合金（残部Ａｌおよび不可避不純物）を用いた。また、芯材用の材料にはそれぞれ表１に示す条件にて均質化処理を行なった。一方、ろう材用アルミニウム合金には、Ｓｉを８．０質量％含有し、残部がＡｌ及び不可避不純物からなる組成のアルミニウム合金を用い、犠牲材用アルミニウム合金には、Ｚｎを１．０質量％含有し、残部がＡｌ及び不可避不純物からなるアルミニウム合金を用い、ろう材用及び犠牲材用のアルミニウム合金のそれぞれには４５０℃で１０時間の均質化処理を行なった。
次に、芯材の両面にろう材及び犠牲材（クラッド率各１０％）を組み合わせて、表１に示す条件にて熱間圧延してクラッド材とし、さらに冷間圧延を行った。その後、板厚０．５ｍｍ、２５０℃で４時間の焼鈍を実施して調質Ｈ２４のブレージングシート（供試材）を作製した。
そして、各供試材に対して、室温から６００℃まで平均昇温温度１００℃／分で昇温し、６００℃で３分保持した後、表１に示す各冷却速度で６００℃から４００℃まで冷却を制御し、ろう付け相当加熱を行った。
次に、芯材の両面にろう材及び犠牲材（クラッド率各１０％）を組み合わせて、表１に示す条件にて熱間圧延してクラッド材とし、さらに冷間圧延を行った。その後、板厚０．５ｍｍ、２５０℃で４時間の焼鈍を実施して調質Ｈ２４のブレージングシート（供試材）を作製した。
そして、各供試材に対して、室温から６００℃まで平均昇温温度１００℃／分で昇温し、６００℃で３分保持した後、表１に示す各冷却速度で６００℃から４００℃まで冷却を制御し、ろう付け相当加熱を行った。
【0033】
［分散粒子の分布状態］
各供試材のろう付け熱処理前及びろう付け熱処理後の円相当径２００ｎｍ以上の分散粒子の個数密度（個／ｍｍ２）を透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）によって測定した。
測定方法は、ろう付熱処理後の供試材に機械研磨、および電解研磨によって犠牲材中央部から薄膜を作製し、透過型電子顕微鏡にて１００００倍で写真撮影した。５視野（合計で５００μｍ２程度）について写真撮影し、画像解析によって分散粒子の平均サイズおよび面積率を計測した。
また、この測定方法により、ろう付け熱処理後の結晶粒界上に析出する円相当径で１００ｎｍ以上の分散粒子の数（個／ｍｍ）を測定した。これらは、表１及び表２に示す通りである。
各供試材のろう付け熱処理前及びろう付け熱処理後の円相当径２００ｎｍ以上の分散粒子の個数密度（個／ｍｍ２）を透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）によって測定した。
測定方法は、ろう付熱処理後の供試材に機械研磨、および電解研磨によって犠牲材中央部から薄膜を作製し、透過型電子顕微鏡にて１００００倍で写真撮影した。５視野（合計で５００μｍ２程度）について写真撮影し、画像解析によって分散粒子の平均サイズおよび面積率を計測した。
また、この測定方法により、ろう付け熱処理後の結晶粒界上に析出する円相当径で１００ｎｍ以上の分散粒子の数（個／ｍｍ）を測定した。これらは、表１及び表２に示す通りである。
【0034】
［ろう付け後強度評価］
ろう付け熱処理後に１８０℃で１０００時間熱処理を行った各供試材について、圧延方向と平行にサンプルを切り出してＪＩＳ１３号Ｂ形状の試験片を作成し、常温で引張試験を実施し、引張強度（ＭＰａ）を測定した。なお、引張速度は、３ｍｍ／分とした。
なお、ろう付け熱処理後に１８０℃で１０００時間熱処理した後の芯材の常温での引張強度が１５７ＭＰａを超えているものを良好「◎」と評価し、１５０ＭＰａ以上１５７ＭＰａ以下のものを可「〇」と評価し、１５０ＭＰａ未満のものを不可「×」と評価した。
以上説明した測定結果及び評価は、表１及び表２に示す通りである。
ろう付け熱処理後に１８０℃で１０００時間熱処理を行った各供試材について、圧延方向と平行にサンプルを切り出してＪＩＳ１３号Ｂ形状の試験片を作成し、常温で引張試験を実施し、引張強度（ＭＰａ）を測定した。なお、引張速度は、３ｍｍ／分とした。
なお、ろう付け熱処理後に１８０℃で１０００時間熱処理した後の芯材の常温での引張強度が１５７ＭＰａを超えているものを良好「◎」と評価し、１５０ＭＰａ以上１５７ＭＰａ以下のものを可「〇」と評価し、１５０ＭＰａ未満のものを不可「×」と評価した。
以上説明した測定結果及び評価は、表１及び表２に示す通りである。
【0035】
【表1】
【0036】
【表2】
【0037】
表１及び表２に示すように、実施例１～１４は、ろう付け熱処理前の結晶粒内における円相当径で２００ｎｍ以上のＡｌ－Ｍｎ系金属間化合物の分散粒子が、８．５×１０４個／ｍｍ２以下であったため、ろう付け熱処理後、１８０℃で１０００時間熱処理した後の芯材の常温での引張強度が１５０ＭＰａ以上となり、上記評価が可「〇」以上であった。
一方、比較例７～１３は、ろう付け熱処理前の結晶粒内における円相当径で２００ｎｍ以上のＡｌ－Ｍｎ系金属間化合物の分散粒子が、８．５×１０４個／ｍｍ２を超えていたため、上記評価が不可「×」であった。また、比較例１～６は、芯材の組成が質量％で、Ｓｉ：０．１％以上１．２％以下、Ｍｎ：１．０％以上２．０％以下、Ｃｕ：０．４％以上１．２％以下の範囲外であったことから、上記評価が不可「×」であった。さらに、比較例１４及び１５は、ろう付け工程の際の冷却速度が小さかったため、上記評価が不可「×」であった。
一方、比較例７～１３は、ろう付け熱処理前の結晶粒内における円相当径で２００ｎｍ以上のＡｌ－Ｍｎ系金属間化合物の分散粒子が、８．５×１０４個／ｍｍ２を超えていたため、上記評価が不可「×」であった。また、比較例１～６は、芯材の組成が質量％で、Ｓｉ：０．１％以上１．２％以下、Ｍｎ：１．０％以上２．０％以下、Ｃｕ：０．４％以上１．２％以下の範囲外であったことから、上記評価が不可「×」であった。さらに、比較例１４及び１５は、ろう付け工程の際の冷却速度が小さかったため、上記評価が不可「×」であった。