CN103305724A - 铝合金层叠板 - Google Patents

Abstract

本发明提供一种可以进行铝合金散热器管等的相当于钎焊加热后的层叠板，和铝合金钎焊板等的层叠板的薄壁化的、高强度化和耐侵蚀性优异的铝合金层叠板和相当于钎焊加热后的层叠板。一种至少包覆盖芯材铝合金板(2)和铝合金牺牲防腐材(3)，通过钎焊而成为热交换器的铝合金层叠板或相当于钎焊加热后的层叠板，其中，所述芯材铝合金板(2)由3000系的特定成分组成构成，此外，控制该芯材铝合金板(2)的特定尺寸的析出物的粒度分布，或分散粒子的平均数密度和组成，使高强度化和耐侵蚀性优异。

Description

铝合金层叠板

技术领域

本发明涉及铝合金热交换器用的、强度和耐侵蚀性优异的铝合金层叠板(以下，将铝也称为Al)。

背景技术

为了汽车的车体轻量化，在热交换构件中，铝合金材的应用正在增加，并取代一直以来所使用的铜合金材。于是，这些热交换构件用铝合金材，使用的是由多层化的层叠板(也称为包覆板、包覆材)构成的耐腐蚀性铝合金材。在此所谓层叠板，是至少包覆芯材铝合金板和铝合金牺牲防腐材的层叠板。该层叠板是通过钎焊而成为热交换器的热交换器用的原材。因此，仅仅称为铝层叠板(或层叠板)时，是指钎焊处理前或相当于钎焊的加热处理前的铝合金层叠板(也仅称为层叠板)。

所述层叠板，在通过钎焊而组装为热交换器时，作为在芯材(板)的一侧的面包覆有铝合金牺牲防腐材(板)，在另一面包覆有铝合金钎料(板)的层叠板(钎焊板)而构成。

图3中显示铝合金制汽车用热交换器(散热器)的例子。如图3，散热器100一般来说为如下构成：在多根设置的扁平管状的铝合金制管111之间，一体形成加工成波纹状的铝合金制散热翅片112，该管111的两端在联管箱113和水箱(未图示)所构成的空间分别开口。这一构成的散热器100，将从一方的水箱的空间通过管111内而变成高温的制冷剂，送到另一方的水箱侧的空间，在管111和散热翅片112的部分进行热交换，使变成低温的制冷剂再循环。

由该铝合金材构成的管111，在图4中显示截面，由铝合金制钎焊板101构成。在该图4中，钎焊板101，在铝合金制芯材102的一个侧面，层叠(包覆)铝合金制牺牲阳极材(也称为皮材)103，在芯材102的另一侧面，层叠(包覆)铝合金制钎料104。还有，在该图4中，铝合金制包覆板的情况下，作为在一侧的面只包覆有铝合金牺牲防腐材103的层叠板而构成。

将这这样的钎焊板101用成形辊等形成为偏平管状，通过电阻焊接或通过钎焊加热，使钎焊板101自身钎接而形成所述图3的管111的流体通路。

散热器的制冷剂(冷却剂)，水溶性媒体是主要成分，使用的是其中适宜含有市场销售的防锈剂等的制冷剂。但是存在的问题是，防锈剂等经时劣化时生成酸，所述牺牲材和芯材等的铝合金材在这些酸的作用下容易被腐蚀。因此，必须使用对于水溶性媒体具有高耐腐蚀性的铝合金材。

因此，作为用于钎焊板和包覆板的层叠板的铝合金，芯材102，从耐腐蚀性和强度的观点出发，使用的是JISH4000所规定的，例如由Al-0.15质量％Cu-1.1质量％Mn等的组成构成的3003等的Al-Mn系(JIS3000系)合金。另外，在时常与制冷剂接触的皮材103中，着眼于防腐和Mg向芯材102的扩散带来的高强度化，使用的是由Al-1质量％Zn的组成等构成的7072等的Al-Zn系，或Al-Zn-Mg系(JIS7000系)合金。此外，在钎料104中，使用是的作为低熔点的由Al-10质量％Si等的组成构成的4045等的Al-Si系(JIS4000系)合金。

散热器100使用采用了这样的钎焊板101而形成的管111、进行了波纹加工的散热翅片112和其他的构件，通过钎焊而组装成一体。作为钎焊的手法，有助焊剂钎焊法、使用了非腐蚀性的助焊剂的铝钎剂(Nocolok)钎焊法等，加热至600℃左右的高温而进行钎接。

如此组装的散热器100内，特别是管111内，从高温至低温并且从高压至常压的所述液体制冷剂时常流通/循环。即，在管111中，会受到包括这些重复的内压变动和汽车本身的振动在内(加上)的、长时间延续的周期应力，这就要求其有可经受的强度。假如强度低，疲劳破坏发生时，其作为管111的裂缝发生、进展，若贯通管111，则成为液体从散热器液渗漏的原因。因此，散热器管的强度改善被认为是重要课题。

一直以来，提出有各种关于该散热器管的强度或疲劳特性的改善。代表性的是，控制铝合金钎焊板的芯材的平均晶粒直径，改善管111因反复弯曲造成的疲劳破坏性＝汽车的振动下的耐振动疲劳特性。另外，还有在钎焊后的钎焊板的芯材与牺牲材的界面邻域的芯材侧界面部，使特定的析出物(金属间化合物)分布，提高芯材侧界面部的强度，改善疲劳特性。

但是，这些提出的现有的汽车的散热器管的芯材，全部都是板厚远远超过0.20mm的比较厚壁的。相对于此，是从地球环境问题出发，为了提高燃油效率的汽车轻量化，并据此而追求的散热器的轻量化。因此，散热器管，即铝合金钎焊板的更进一步的薄壁化受到研究。

散热器管的芯材为所述比较厚的厚壁时，管自身的刚性比较高。相对于此，散热器管，主要是钎焊板等的层叠板的板厚被薄壁化时，管自身的刚性变低。另一方面，所使用的制冷剂的压力多设定得比以往高。因此，在此协同效果下，钎焊板等层叠板的板厚被薄壁化时，对于因所述周期应力造成的疲劳破坏的敏感性变高，疲劳特性有降低的倾向。如果这样的疲劳破坏发生，则散热器管上产生龟裂(裂缝、裂纹)，在薄壁化时，这样的龟裂发生在管上贯通，带来散热器的渗液的可能性高，成为更严重的损伤。

另外，钎焊板等层叠板的板厚被薄壁化时，在所述钎焊时，Al合金钎焊板的钎料侵蚀芯材，如果作为使芯材厚度减少的现象的侵蚀现象产生，则还是会成为严重的损伤。

针对如此薄壁化的散热器管的强度或疲劳特性，还有耐侵蚀性的提高，至今为止也提出有各种改善对策。其代表例是，微细的析出物(金属间化合物)的控制。例如，在专利文献1中，虽然板厚为0.25mm左右，但是使芯材的0.02～0.2μm左右的金属间化合物以数密度计含有10～2000个/μm³。于是，在该金属间化合物的作用下，通过分散硬化而使强度提高，使钎焊加热中产生的再结晶粒粗大并且成为薄饼(パンケ一キ)状。而且，借助在粒子的界面扩散元素被捕捉的作用，防止芯材的组成由于钎焊中的扩散而发生变化。

另外，在专利文献2中，使芯材的平均晶粒直径微细化至50μm以下，并且限制以6万倍的TEM观察到的、直径0.01～0.1μm(10～100nm)的含有Al和Mn的化合物的数量，使所述耐侵蚀性提高。

此外，在专利文献3中，是成为如下这样的组织：在低于0.25mm的作为薄壁的芯材铝合金板的轧制面板厚中心部，通过50000倍的TEM观察到的、当量圆直径的平均值为0.1～0.5μm(100～500nm)的范围的析出物的平均数密度为150个/μm³以下。这是由于，专利文献3发现，钎焊板的板厚被薄壁化时，疲劳特性中的疲劳破坏的机理有以下两种：相比疲劳破坏导致的龟裂(裂缝、裂纹)的发生，龟裂传播(速度)占优势的情况；相比疲劳破坏导致的龟裂(裂缝、裂纹)的传播(速度)，龟裂的发生占优势的情况。

即，针对这两个疲劳破坏的机理，用于使疲劳特性提高的冶金学上有效的手段也各不相同，相比疲劳破坏导致的龟裂(裂缝、裂纹)的发生，龟裂传播(速度)一方占优势的情况下，该疲劳破坏的传播(速度)，主要受到构成热交换器的所述层叠板的芯材铝合金板的组织，即，平均晶粒直径和比较微细的析出物的平均数密度的影响。相对于此，相比疲劳破坏造成的龟裂(裂缝、裂纹)的传播(速度)，龟裂的发生一方占优势的情况下，该龟裂的易发生度，主要受到构成热交换器的所述层叠板的芯材铝合金板的组织，即，平均晶粒直径和比较粗大的分散粒子的平均数密度影响。

在专利文献3中，是使其中相比疲劳破坏造成的龟裂(裂缝、裂纹)的发生，疲劳破坏的传播(速度)占优势时的疲劳特性提高，控制、限制作为热交换器用原材的芯材铝合金板的组织，或相当于钎焊加热后的芯材铝合金板的组织中的平均晶粒直径和微细的析出物的平均数密度，抑制疲劳破坏的传播，使疲劳破坏的传播占优势时的疲劳寿命(疲劳特性)提高。因此，在此专利文献3中，所谓所述析出物，是Si、Cu、Mn、Ti等的合金元素或Fe、Mg等的含有的元素之间的金属间化合物，和这些元素与Al的金属间化合物，是不论形成元素(组成)，而是通过组织观察，能够根据上述大小加以识别的金属间化合物的总称。

【先行技术文献】

【专利文献】

【专利文献1】特开平8-246117号公报

【专利文献2】特开2002-126894号公报

【专利文献3】特开2009-191293号公报

但是，相比这些现有的钎焊板，也开始要求芯材有低于0.20mm的更薄壁化的厚度(板厚)，而且要求是高强度、耐侵蚀性优异的钎焊板。

对于这样的芯材低于0.17mm的薄壁化的钎焊板，只有所述现有技术中的芯材铝合金板的组织控制，即，控制、限制平均晶粒直径和微细的析出物的数密度这样的改善对策，实际情况是，不能应对所要求的高强度化和耐侵蚀性。

发明内容

鉴于这样的问题，本发明的目的在于，提供一种铝合金热交换器用的铝合金层叠板，其在芯材更薄的钎焊板中，也可以实现高强度化和耐侵蚀性的提高。

本发明者们，为了解决上述的课题而反复进和种种研究，其结果是作为第一发明的结论，重新发现如下内容。

本发明者们发现，在芯材低于0.17mm的更薄壁的钎焊板中，受到所述被现有技术限制的、所谓亚微米级大小的析出物的粒度分布。即，在芯材比所述更薄的钎焊板中，其强度和耐侵蚀性受到被所述现有技术限制的所谓亚微米级大小的析出物的影响，这一点与所述现有技术共通。但是，本发明者们发现，在芯材比所述更薄的钎焊板中，与所述现有技术相同，只是通过当量圆直径为100nm以下的亚微米级大小的析出物的、总体的或单纯的密度和个数的限制，对于强度和耐侵蚀性没有明显效果。

于是，进一步进行研究的结果是，本发明者们发现，在芯材比所述更薄的钎焊板中，与现有的认识相反，当量圆直径为100nm以下的亚微米级大小的析出物(以下，也称为分散粒子)，对于强度和耐侵蚀性有效，不是加以限制，而是在组织中积极地使之大量存在。

另外还发现，这时，当量圆直径为100nm以下的分散粒子(以下，也称为微细分散粒子)的粒度分布，即各种大小级别(粒度)的各个微细分散粒子的密度，对强度和耐侵蚀性有重大影响。换言之就是发现，并非是当量圆直径为100nm以下的分散粒子的总体的密度，而是将该亚微米级进一步细分为三个等级，当量圆直径为10nm～100nm的范围的析出物(分散粒子)、10nm～60nm的范围的析出物(分散粒子)、10nm～40nm的范围的析出物(分散粒子)的各密度(平均数密度)，即析出物的粒度分布(微细分散粒子的粒度分布)，对强度和耐侵蚀性产生重大影响。

遵循上述各种结论，为了达成本发明的目的，本发明的铝合金层叠板的第一发明的要旨是，一种至少包覆芯材铝合金板和铝合金牺牲防腐材，通过钎焊而成为热交换器的铝合金层叠板，其中，所述芯材铝合金板，具有如下铝合金组成：以质量％计分别含有Mn：0.5～1.8％、Si：0.2～1.5％、Cu：0.05～1.2％、Ti：0.03～0.3％，并且Fe：限制在1.0％以下(含0％)，此外，还含有Cr：0.02～0.4％、Zr：0.02～0.4％、Ni：0.02～0.4％之中的一种或两种以上，余量由Al和不可避免的杂质构成，此外，作为该芯材铝合金板在轧制面板厚中心部的以10000倍的TEM观察到的当量圆直径为100nm以下的析出物的粒度分布，当量圆直径10nm～100nm的范围的析出物的平均数密度为30个/μm³以上，当量圆直径10nm～60nm的范围的析出物的平均数密度为15个/μm³以上，当量圆直径10nm～40nm的范围的析出物的平均数密度为1.5个/μm³以上。

在此，所述层叠板的芯材铝合金板，优选还含有Zn：0.2～1.0％。另外，所述层叠板的芯材铝合金板，优选还将Mg限制在0.5质量％以下。另外，优选所述层叠板的芯材铝合金板的板厚为低于0.17mm的薄壁。另外，优选所述层叠板的板厚为低于0.2mm的薄壁。

另外，优选所述层叠板的芯材铝合金板具有如下组织：作为实施了相当于所述钎焊的加热处理之后的组织，具有的组织是，该芯材铝合金板的轧制方向的纵截面中的轧制方向的平均晶粒直径为100～200μm，并且，作为在该芯材铝合金板的轧制面板厚中心部的以10000倍的TEM所观察到的当量圆直径为100nm以下的析出物的粒度分布，当量圆直径10nm～100nm的范围的析出物的平均数密度为25个/μm³以上，当量圆直径10nm～60nm的范围的析出物的平均数密度为10个/μm³以上，当量圆直径10nm～40nm的范围的析出物的平均数密度为1.2个/μm³以上，具有如上组织的直径的平均值为0.1～0.5μm的范围的析出物的平均数密度为80个/μm³以下。

在本发明的第一发明中，与以往不同，不是限制、规定当量圆直径为100nm以下的分散粒子的个数，相反，反而是积极地使之大量存在(分散)。另外，在本发明中，不仅这样，而且对于该积极使之大量存在的微细分散粒子，还在当量圆直径为100nm以下的级别下，将每种析出物的大小分成三个等级，规定其各等级的平均数密度，控制其粒度分布。

因此，在本发明的第一发明中，在将这些微细分散粒子的粒度分布控制在适当范围内的基础上，在组织内积极地使之大量存在(分散)，利用这些微细分散粒子的作用，能够使强度和耐侵蚀性提高。

所述专利文献2这样的0.01～0.1μm(10～100nm)直径的析出物的总体的密度或个数的限制中，不是像本发明这样使粒度分布控制在恰当范围内的析出物在组织内以适当数量存在(分散)，在芯材低于0.17mm的更薄壁的钎焊板中，对强度和耐侵蚀性没有明显效果。另外，像所述专利文献3这样的限制当量圆直径的平均值为0.1～0.5μm(100～500nm)的范围的析出物的总体的平均数密度，仍然不是像本发明这样使粒度分布被控制在恰当范围内的析出物在组织内以适当数量存在(分散)，在芯材低于0.20mm的更薄壁的钎焊板中，对强度和耐侵蚀性没有明显效果。

另外，本发明者们为了解决上述的课题而反复进行各种研究，其结果作为第二发明的结论，重新发现如下内容。

本发明者们发现，在芯材低于0.17mm的更薄的钎焊板中，热交换器所需要的耐侵蚀性，受到在芯材铝合金板中存在的析出物＝分散粒子的数密度的重大影响，除此之外，关于强度，不仅受到所述分散粒子的数密度重大影响，而且还受到其组成的重大影响。

即，在本发明的第二发明中，薄壁的钎焊板的强度和耐侵蚀性，在受到存在于芯材组织中的析出物影响这一点上，与所述现有技术共通。但是，本发明者们发现，在芯材更薄的钎焊板中，如所述现有技术，只是限制当量圆直径为100nm以下的(亚微米级大小的)析出物的总体的密度和个数，在强度的提高上存在局限。

在芯材更薄的钎焊板中，作为以往未能认识到的事项，如前述，热交换器所需要的强度，不仅受到在芯材铝合金板中存在的析出物＝分散粒子的数密度的影响，也受到分散粒子的组成，换言之，就是铝合金基体中的主要元素的固溶、析出状态的重大影响。首先，关于数密度，作为分散粒子本身的效果的分散硬化有助于强度提高。即，数密度越大，因为会成为位错的移动的障碍，所以强度提高效果越增大。

另一方面，关于析出的分散粒子的组成(基体中的主要元素的固溶、析出状态)，特别是芯材中含有的Si的存在状态的影响大。芯材中含有的Si存在部分：在基体中固溶的部分，和分散粒子之中特别是成为Al-Mn-Si系分散粒子而析出的部分。而且，被该分散粒子耗尽(消耗)的Si量越小，固溶的Si量越多，钎焊加热后的固溶强化量越增大，以及添加Mg的情况下，钎焊加热后的室温保持下的Mg和Si的时效析出物形成量越增大，由此，芯材(热交换器)所需要的强度提高。

因此，仅仅只是使微细的分散粒子的数密度增大，由于分散粒子之中主要存在的Al-Mn-Si系分散粒子的增大，导致基体中的固溶Si量降低，反而招致强度降低。因此，为了提高强度，除了分散粒子的数密度的控制以外，重要的是使析出的分散粒子的组成不要成为例如消耗固溶Si这样的Al-Mn-Si系分散粒子，而是控制为Si的量少的(固溶Si的消耗量少的)分散粒子。

作为改变此Al-Mn-Si系分散粒子中的Si组成(Mn/Si组成比)的具体的方法，是在Al-Mn-Si系分散粒子之中，控制Si的量少的＝Mn/Si组成比大的α-AlMnSi相粒子，和Si的量多的＝Mn/Si组成比小的β-AlMnSi相粒子的形成比率。通过此α-AlMnSi相粒子(Mn₃SiAl₁₂)和β-AlMnSi相粒子(Mn₂SiAl₉)的形成比率的控制，不仅可以控制分散粒子的数密度，而且可以控制分散粒子的组成。

另外，关于耐侵蚀性，由于分散粒子的存在，致使钎焊退火时产生的再结晶粒粗大并且成为薄饼状，减少钎料向芯材的扩散，抑制侵蚀。微细的分散粒子的数密度越大，钎焊退火后的再结晶粒越粗大，越容易成为薄饼状，侵蚀抑制效果越强。然而，如所述，只是直接使分散粒子的数密度增大，如所述这样，由于基体中的固溶Si量降低，带来强度的降低的影响变大，不能无视，因此还需要用于进一步使加高强度化和耐侵蚀特性并立的控制。

遵循上述的各种结论，为了达成本发明的目的，本发明的铝合金层叠板的第二发明的要旨，是一种至少包覆芯材铝合金板和铝合金牺牲防腐材包覆，通过钎焊而成为热交换器的铝合金层叠板，其中，所述芯材铝合金板，具有如下铝合金组成：以质量％计，分别含有Mn：0.5～1.8％、Si：0.4～1.5％、Cu：0.05～1.2％、Ti：0.03～0.3％，并且Fe：限制在1.0％以下(含0％)，此外还含有Cr：0.02～0.4％、Zr：0.02～0.4％、Ni：0.02～0.4％之中的一种或两种以上，余量由Al和不可避免的杂质构成，在该芯材铝合金板的轧制面板厚中心部观察到的当量圆直径为0.5μm以下的分散粒子的平均数密度为10个/μm³以上、25个/μm³以下，并且，所述当量圆直径为0.5μm以下的分散粒子之中，Al-Mn-Si系分散粒子的平均Mn/Si组成比(质量％换算)为2.50以上，并且，所述当量圆直径为0.5μm以下的Al-Mn-Si系分散粒子之中，Mn/Si组成比(以质量％换算)为2.50以上的Al-Mn-Si系分散粒子的体积分率a，与Mn/Si比(以质量％换算)低于2.50的Al-Mn-Si系分散粒子的体积分率b的比a/b为0.50以上。

在此，所述层叠板中的芯材铝合金板，优选还含有Zn：0.2～1.0质量％。另外，所述层叠板中的芯材铝合金板，优选还将Mg限制在0.8质量％以下(含0％)。另外，优选所述层叠板中的芯材铝合金板的板厚为低于0.17mm的薄壁。另外，优选所述层叠板的板厚为低于0.2mm的薄壁。

另外，优选所述铝合金层叠板具有如下组织：无论是在受到相当于钎焊的加热处理之后，或是通过钎焊而成为热交换器之后，在所述芯材铝合金板的板厚中心部观察到的当量圆直径为0.5μm以下的分散粒子的平均数密度为5个/μm³以上、20个/μm³以下，并且，所述当量圆直径为0.5μm以下的分散粒子之中，Al-Mn-Si系分散粒子的平均Mn/Si组成比(以质量％换算)为2.50以上，并且，所述当量圆直径为0.5μm以下的Al-Mn-Si系分散粒子之中，Mn/Si组成比(以质量％换算)为2.50以上的Al-Mn-Si系分散粒子的体积分率a，和Mn/Si比(以质量％换算)低于2.50的Al-Mn-Si系分散粒子的体积分率b的比a/b为0.50以上。

因此，在本发明的第二发明中，与以往不同，其能够通过控制主要存在的Al-Mn-Si系分散粒子的组成，使芯材、进而使层叠板的强度和耐侵蚀性提高。

像所述专利文献2这样只是限制0.01～0.1μm(10～100nm)直径的析出物的总体的密度或个数，而不是使本发明这样的组成得到控制的分散粒子在组织内作为优选的数密度而存在(分散)，在芯材低于0.17mm的更薄的钎焊板中，对强度没有明显效果。另外，像所述专利文献3这样通过当量圆直径的平均值为0.1～0.5μm(100～500nm)的范围的析出物的总体的平均数密度的限制，仍然不是使本发明这样组成得到控制的分散粒子在组织内作为优选的数密度存在(分散)，在芯材低于0.20mm的更薄的钎焊板中，对强度没有显明效果。

本发明，通过具有上述的构成，能够提供一种铝合金热交换器用的铝合金层叠板，在芯材更薄的钎焊板中，其也可以实现高强度化和耐侵蚀性的提高。

附图说明

图1是表示本发明的层叠板的剖面图。

图2是表示铝合金制热交换器的剖面图。

图3是表示一般的铝合金制热交换器的剖面图。

图4是表示一般的钎焊板等的层叠板的剖面图。

符号说明

1：热交换器用铝合金层叠板，2：芯材，3：皮材，4：钎料，10：散热器(热交换器)，11：管(层叠构件)，12：散热翅片，13：联管箱

具体实施方式

运用图1、2，对于本发明的层叠板、相当于钎焊加热实施后(热过程)的层叠板和用于实施它们的芯材铝合金板的最佳的方式进行说明。图1是本发明的热交换器用铝合金层叠板的剖面图，图2是使用了图1的层叠板(热交换器用铝合金制管)的本发明的层叠板(汽车用散热器管)的要部剖面图。还有，该图1、2的基本的构成、构造本身与所述图3、4相同。

(层叠板)

本发明的层叠板，在组装成热交换器之前，首先，预先被制造成为图1所示的铝合金层叠板1。该层叠板1其构成为，在被钎焊时，作为在芯材铝合金板2的一侧的面包覆有铝合金牺牲防腐材(板)3，在另一面包覆有铝合金钎料(板)4的钎焊板。

上述芯材铝合金板2，由后述的特征性的组织和组成的JIS3000系铝合金构成。另外，作为上述钎焊板，在作为该芯材2的内侧的时刻与制冷剂接触的一侧(图1的上侧)，作为后述的牺牲防腐材(牺牲材、内垫材、皮材)3，例如，包覆有Al-Zn组成的JIS7000系等的铝合金。此外，在芯材2的外侧(图1的下侧)，例如，包覆有Al-Si组成的JIS4000系等的铝合金钎料4。

本发明的所谓层叠板，是如上这样的以芯材铝合金板2为中心的三层的轧制包覆材(板)。该芯材铝合金板的板厚，为了所述热交换器的轻量化而薄壁化为低于0.17mm的0.08～0.16mm。这种情况下，钎料、牺牲防腐材其厚度均为通常20～30μm左右的厚度。但是，其被覆率根据使用的热交换构件的板厚(用途的规格)而有所不同，并不限定为这些值。

但是，钎焊板等的层叠板1的板厚(主要是芯材铝合金板的板厚)，如所述，成为热交换器的轻量化的要点。因此，优选为层叠板的板厚是低于0.2mm的0.15～0.19mm左右，芯材是低于0.17mm的0.08～0.16mm左右的薄板。

这些钎焊板，在实施了均质化热处理的芯材铝合金板(铸锭)的单面，重合牺牲防腐材(板)和钎料(板)而进行热轧，接着按顺序实施冷轧、中间退火、冷轧，制造H14调质材等的板。在此，均质化热处理也可以在热轧前实施。

(钎料合金)

芯材铝合金板2所包覆的钎料合金4，能够使用历来通用的JIS4043、4045、4047等的4000系的Al-Si系合金钎料等公知的钎料铝合金。钎料合金，作为在一侧的面包覆铝合金牺牲防腐材(板)3，和在另一面包覆铝合金钎料(板)4的钎焊板而构成。

(牺牲防腐材)

芯材铝合金板2所包覆的牺牲防腐材合金3，能够使用历来通用的Al-1质量％Zn组成的JIS7072等的7000系铝合金等、含有Zn的公知的牺牲防腐材铝合金。这样的牺牲防腐材，在冷却水存在于管内面侧的汽车用热交换器中是必须的。即，其是为了针对有所述冷却水存在的管内面侧的腐蚀性而进行防腐，确保耐腐蚀性所必须的。

(热交换器)

利用成形辊等，将该钎焊板等的铝合金层叠板1沿宽度方向折弯，在管内面侧配置皮材3而成形为偏平管状后，通过电阻焊接等使其形成偏平管状的管。即，成为图2所示的、形成有流体通路的偏平管状的管(层叠构件)11。

这样的偏平管状的管(层叠构件)11，与进行了波纹加工的散热翅片12和联管箱13等的其他构件，通过钎焊被一体地制作为图2所示的散热器10等的热交换器(组装)。管(层叠构件)11和散热翅片12被一体化的部分也称为热交换器的核心。这时，加热至作为钎料4的固相线温度以上的585～620℃，优选加热至590～600℃的高温而进行钎焊。作为该钎焊施工方法，通用的有助焊剂钎焊法、使用了非腐蚀性的助焊剂的铝钎剂钎焊法等。

在图2的热交换器中，偏平管(层叠构件)11的两端在由联管箱13和水箱(未图示)构成的空间分别开口。然后，高温制冷剂从一方的水箱侧的空间在偏平管11内通过，送至另一方的水箱侧的空间，在管11和翅片12的部分进行热交换，使变成低温的制冷剂再循环。

以下，对于本发明的第一发明的芯材铝合金板组织进行说明。

(第一发明的芯材铝合金板组织)

在此，层叠板(相当于钎焊加热前后)的芯材铝合金板，由JIS3000系铝合金组成构成。在本发明的第一发明中，为了提高该芯材铝合金板的强度和耐侵蚀性，规定该芯材铝合金板的轧制方向的纵截面中的轧制方向的平均晶粒直径(只规定相当于钎焊加热后的层叠板)，和该芯材铝合金板的轧制面板厚中心部的由10000倍的TEM(透射型电子显微镜)观察到的、当量圆直径在100nm以下的析出物(微细分散粒子)的粒度分布。

(晶粒)

如果相当于钎焊加热后的层叠板，或作为组装(热过程)前的原材层叠板的芯材铝合金板的所述平均晶粒直径微细化，则板的耐侵蚀性降低。因此，使相当于钎焊加热后的层叠板的芯材铝合金板的轧制方向的纵截面中的轧制方向的平均晶粒直径粗大化达100μm以上。还有，为了使相当于钎焊加热后的层叠板的芯材铝合金板如此粗大化，当然，需要预先使原材层叠板的芯材铝合金板的平均晶粒直径达到70μm以上，优选为100μm以上。但是，即使规定原材层叠板的芯材铝合金板的所述平均晶粒直径，相当于钎焊加热后的层叠板，由于热交换器制作时的钎焊处理等的加热条件，平均晶粒直径也会发生变化(粗大化)。因此，在原材层叠板的阶段规定芯材铝合金板的所述平均晶粒直径，根据所述加热条件，仍有脱离上述规定而发生粗大化的可能性，在原材层叠板的阶段不特别进行规定。

还有，这里所说的晶粒直径，是轧制方向的纵截面(沿着轧制方向切断的板的截面)的轧制方向的晶粒直径。该晶粒直径，是对于原材层叠板和相当于钎焊加热后的层叠板的芯材铝合金板(提取试料)的所述轧制方向的纵截面，通过机械研磨、电解蚀刻进行前处理后，使用50倍的光学显微镜进行观察的。这时，以切断法(样线法)进行测量，切断法就是在所述轧制方向上引出直线，将位于该直线上的各个晶粒的切片长度作为各自的晶粒直径而进行测量的方法，在任意的10处对其进行测量，计算平均晶粒直径。这时，一条测量线长度为0.5mm以上，每一个视野测量线各三条，以每一个测量位置，观察5个视野。然后，在每一个视野(测量线3条)、每5个视野/一个测量位置、每10个测量位置，使每一条测量线依次测量的平均晶粒直径依次平均化，本发明所说的是平均晶粒直径。

(析出物)

芯材铝合金板，即使是钎焊板，在组装成相当于钎焊加热后的层叠板(装配)时，在钎焊时，必然被加热到600℃附近的温度。受到这样的加热过程，本发明中规定的上述化学成分组成等也不发生变化。但是，本发明中规定的析出物的平均数密度，由于固溶和粗大化等，在所述相当于钎焊加热后的层叠板中，相比所述原材层叠板则向少的一方变化。

在本发明的第一发明中，为了提高芯材(板)的强度和耐侵蚀性，规定所述原材层叠板和相当于钎焊加热后的层叠板的芯材铝合金板中，上述当量圆直径为100nm以下的亚微米级大小的析出物(微细分散粒子)的粒度分布。由此，在本发明中，对于这些亚微米级大小的析出物，在将其粒度分布控制在适当范围内的基础上，使其在组织内积极地大量存在(分散)，利用这些分散的析出物的作用，使强度和耐侵蚀性提高。

这些各种大小级别(粒度)的析出物的密度，分别对强度和耐侵蚀性产生巨大影响。此有影响的析出物的粒度范围，在当量圆直径为100nm以下的析出物中，是在如下范围的三个等级的析出物：当量圆直径为10nm～100nm的范围的析出物；10nm～60nm的范围的析出物；10nm～40nm。

还有，在此所谓当量圆直径，是以所述TEM观察到的不定形的粒状的析出物中的“直径”的特定上通用的公知的规定。所谓当量圆直径，就是与粒状的析出物的投影面积具有相同面积的圆的直径(单位为nm)，也称为投影圆当量径(Heywood径)和重心直径。在本发明中，以该当量圆直径，规定析出物的大小及其粒度分布。

在本发明的第一发明中，规定所述原材层叠板(芯材)和钎焊时受到上述600℃附近的温度下的加热过程的作为热交换器构件的芯材的上述析出物的粒度分布。即，与以往同不，不是限制当量圆直径为100nm以下的亚微米级大小的析出物，相反，是积极地使之大量存在(分散)。这时，在本发明的第一发明中，对于该积极地使之大量存在的亚微米级大小的析出物，在当量圆直径为100nm以下的级别下，将每种析出物的大小分成三个等级，规定此各等级的平均数密度，控制其粒度分布。

因此，也可以在此三个等级以上更细致地规定亚微米级大小的析出物的粒度分布。但是，例如，即使在四个等级以上更细致地规定粒度分布，与本发明所规定的三个等级的粒度分布规定相比，在提高强度和耐侵蚀性这一点上，其相关性也没有明显差异，只是测量中费时费力，并没有什么意义。另外，另一方面，也可以将亚微米级大小的析出物的粒度分布，稍微大体地以两个等级进行规定。但是，那样的话，就是总体上(以一个等级)规定当量圆直径为100nm以下的析出物的数密度的手法没有明显差异，强度和耐侵蚀性提高这一点的相关性受损。因此，不能确实地保证能够提高强度和耐侵蚀性。

更具体地说，在本发明的第一发明中，规定当量圆直径为10nm～100nm的范围的析出物、10nm～60nm的范围的析出物、10nm～40nm的范围的析出物的各密度(平均数密度)。即，在相当于钎焊加热后的层叠板中，为如下组织：作为该层叠板的芯材铝合金板的、在轧制面板厚中心部的以10000倍的TEM所观察到的当量圆直径为100nm以下的析出物的粒度分布，当量圆直径10nm～100nm的范围的析出物的平均数密度为25个/μm³以上，当量圆直径10nm～60nm的范围的析出物的平均数密度为10个/μm³以上，当量圆直径10nm～40nm的范围的析出物的平均数密度为1.2个/μm³以上。

相当于钎焊加热后的层叠板的芯材铝合金板的所述析出物的所述各尺寸的平均数密度低于所述各规定范围的下限时，无法使本发明这样的粒度分布被控制在恰当范围内的析出物在组织内以适当数量存在(分散)，在芯材低于0.17mm的更薄的钎焊板中，没有对于强度和耐侵蚀性的提高效果。

另一方面，在本发明的第一发明中，规定受到钎焊时的加热过程之前的、原材层叠板阶段的芯材铝合金板的上述析出物的粒度分布和平均数密度。该规定是为了保证相当于钎焊加热后的层叠板的芯材铝合金板组织中的上述析出物的粒度分布和平均数密度。具体来说，为如下组织：作为原材层叠板阶段的芯材铝合金板的、在轧制面板厚中心部的以10000倍的TEM所观察到的当量圆直径为100nm以下的析出物的粒度分布，当量圆直径10nm～100nm的范围的析出物的平均数密度为30个/μm³以上，当量圆直径10nm～60nm的范围的析出物的平均数密度为15个/μm³以上，当量圆直径10nm～40nm的范围的析出物的平均数密度为1.5个/μm³以上。

受到钎焊时的加热过程之前的、在原材层叠板阶段的层叠板的芯材铝合金板的所述析出物的所述各尺寸的平均数密度，低于所述各规定范围的下限时，不能保证相当于钎焊加热后的层叠板的芯材铝合金板组织中的上述析出物的粒度分布和平均数密度。因此，在相当于钎焊加热后的层叠板的芯材铝合金板组织中，无法使本发明这样的粒度分布被控制在恰当范围内的析出物以适当数量存在(分散)，在芯材低于0.17mm的更薄的钎焊板中，没有强度和耐侵蚀性的提高效果。

这些析出物(微细分散粒子)，是Si、Cu、Mn、Ti等的合金元素或Fe、Mg等被含有的元素彼此的金属间化合物，以及这些元素和Al的金属间化合物。而且，在本发明中，之所以像上述这样以此尺寸和平均数密度对其加以规定，是由于析出物不论形成元素(组成)，其尺寸和平均数密度都会对龟裂传播(速度)占优势的疲劳中的耐疲劳破坏性产生重大影响。因此，本发明的第一发明所说的析出物(微细分散粒子)，是所述组成的金属间化合物，是不论形成元素(组成)，而是通过组织观察，能够根据上述大小而进行识别的金属间化合物的总称。

这些析出物的尺寸和平均数密度的测量，是对于所述轧制面板厚中心部的组织，以倍率10000倍的TEM(透射型电子显微镜)进行10个视野观察。对其进行图像分析，测量各当量圆直径的范围，即10nm～100nm的范围、10nm～60nm的范围、10nm～40nm的范围的各析出物的平均数密度(个/μm³)。

(析出物的粒度分布，数密度控制)

这些规定的析出物(微细分散粒子)的平均数密度的控制，是通过在均热处理(均质化热处理)中，控制在铸造过程中结晶析出的析出物的数密度来进行。因此，在所述现有技术中，虽然也是通过均热条件来控制析出物的数密度，但在所述现有技术中，为了限制析出物使之变少，而使均热温度为500℃以上，并且是不会产生过烧(バ一ニング)这样的比较高的温度。

相对于此，在本发明的第一发明中，通过350～450℃的比较低温的均热处理(以下，也称为低温均热处理)，使微细分散粒子在芯材组织内析出，以满足微细分散粒子的粒度分布规定的方式积极地使之分散存在。该均热温度低于350℃时，不能进行铸锭的均质化，反之，超过450℃时，则微细分散粒子减少，不能满足微细分散粒子的粒度分布规定，使强度和耐侵蚀性提高的微细分散粒子的数量不足。

还有，由于350～450℃的比较的低温的均热处理，导致铸锭的均质化和热轧开始温度不足时，也可以继该低温的均热处理之后，再加热至450℃以上、低于550℃的温度，进行短时间的均热处理。这时，也可以在对于该芯材铸锭包覆牺牲防腐材和钎料后，进行350～450℃的比较的低温的均热处理，和450℃以上、低于550℃的温度的再加热。另外，也可以只对于芯材铸锭预先进行350～450℃的比较的低温的均热处理，接着，在对于该芯材铸锭包覆牺牲防腐材和钎料之后，将该包覆板再加热至450℃以上、低于550℃的温度，进行短时间的均热处理(以下，也称为高温均热处理)。

这样的均热处理后的包覆板，遵循常规方法进行热轧，再一边适宜实施中间退火，一边冷轧，调质(热处理)，成为原材层叠板(钎焊板)。

接下来，对于本发明的第一发明的芯材铝合金组成进行说明。

(第一发明的铝合金组成)

以下，说明构成本发明的第一发明的层叠板的芯材铝合金板的铝合金组成。本发明的第一发明的芯材铝合金板2，如所述，由3000系铝合金组成构成。但是，本发明芯材铝合金板作为管材和联管箱材料等的热交换器用构件，不仅要成为上述本发明组织，而且除此之外，还要求在成形性、钎焊性或焊接性、强度、耐腐蚀性等的诸特性。

因此，本发明的第一发明的芯材铝合金板，为如下铝合金组成：以质量％计，分别含有Mn：0.5～1.8％、Si：0.2～1.5％、Cu：0.05～1.2％、Ti：0.03～0.3％，并且Fe：限制在1.0％以下，此外还含有Cr：0.02～0.4％、Zr：0.02～0.4％、Ni：0.02～0.4％之中的一种或两种以上，余量由Al和不可避免的杂质构成。还有，各元素的含量的％显示全部是质量％的意思。

在此，所述铝合金板，也可以按质量％计，还含有Zn：0.2～1.0％。另外，优选将Mg限制在0.5质量％以下。

上述Fe、Mg和上述记载元素以外的元素基本上是杂质。但是，从铝合金板的再循环的观点出发，熔化材，不只有高纯度Al锭，将其他的铝合金废材、低纯度Al锭等作为熔化原料使用时，这些元素被混入。而且，将这些元素减少到例如检测极限以下，会造成自身成本提高，需要允许一定程度的含有。因此，允许在不损害本发明目的和效果的范围内的含有。例如，B等，如果上述以外的元素各自在0.05％以下，则也可以含有。

(Si：0.2～1.5％)

Si与Fe形成金属间化合物，提高芯材铝合金板的强度。因此，为了确保作为所述层叠板和相当于钎焊加热后的层叠板所需要的强度，在下限0.2％以上使之含有。另一方面，若Si含量过多，则在芯材中形成粗大的化合物，减小钎焊加热退火时的再结晶晶粒，为此会促进钎焊时钎料向芯材的扩散，因此所述层叠板的钎焊加热时的钎焊性降低。另外，钎焊加热时的Si的扩散也变大，作为所述层叠板和相当于钎焊加热后的层叠板的耐腐蚀性降低。因此，上限为1.5％以下。因此，Si的含量范围为0.2～1.5％的范围。

(Cu：0.05～1.2％)

Cu以固溶状态存在于铝合金板中，使芯材铝合金板的强度提高。另外，使芯材中的电位正移而使耐腐蚀性提高。因此，为了确保作为所述层叠板和相当于钎焊加热后的层叠板所需要的强度，在下限0.05％以上使之含有。另一方面，若Cu含量过多，则在钎焊加热后的冷却时有粗大的Cu系化合物在结晶晶界析出而容易发生晶界腐蚀，耐腐蚀性降低，因此上限为1.2％以下。因此，Cu的含量范围为0.05～1.2％的范围。

(Mn：0.5～1.8％)

Mn使规定的微细分散粒子在铝合金板中分布，不会使芯材铝合金板的耐腐蚀性降低，是用于使强度提高的元素。另外，也有提高耐振动疲劳特性和耐疲劳破坏性的效果。因此，为了确保作为所述层叠板和相当于钎焊加热后的层叠板所需要的强度，为了提高耐疲劳破坏性，在下限0.5％以上使之含有。

另一方面，若Mn含量过多，则粗大的化合物的数密度增大，相反，规定各粒度的析出物的数密度相比规定而变得过小，使耐振动疲劳特性和耐疲劳破坏性降低。另外，由于粗大的化合物的数密度增大，导致铝合金层叠板的成形性降低，在组装成零件形状等的加工时，铝合金层叠板有可能开裂。因此，Mn含量的上限为1.8％以下。因此，Mn的含量范围为0.5～1.8％的范围。

(Ti：0.03～0.3％)

Ti在铝合金板中形成微细的金属间化合物，具有使芯材铝合金板的耐腐蚀性提高的作用。因此，为了确保作为所述层叠板和相当于钎焊加热后的层叠板所需要的耐腐蚀性，在下限0.03％以上使之含有。另一方面，若Ti含量过多，则粗大的化合物的数密度增大，铝合金层叠板的成形性降低，在组装成零件形状等的加工时，铝合金层叠板有可能开裂。因此，Ti含量的上限为0.3％以下。因此，Ti的含量范围为0.03～0.3％的范围。

(Fe：1.0％以下(含0％))

Fe作为杂质，只要将废料作为铝合金熔化原料使用，在芯材铝合金板中就必然含有。Fe如前述，与Si形成金属间化合物而提高芯材铝合金板的强度，并且也有提高芯材的钎焊性的效果。但是，若其含量过多，则在芯材中形成粗大的化合物，减小钎焊加热退火时的再结晶晶粒，为此在钎焊时促进钎料向芯材的扩散，因此所述层叠板的钎焊加热时的钎焊性显著降低，所以Fe含量限制在1.0％以下(含0％)。

(Mg：0.5％以下)

虽然Mg也有提高芯材铝合金板的强度的效果，但若其含量多，则在使用氟化物系助焊剂的铝钎剂钎焊法等之中，钎焊性显著降低。因此，在由Mg造成钎焊性降低这样的受制于钎焊条件的热交换器中，优选Mg含量限制在0.5％以下。

(Cr：0.02～0.4％、Zr：0.02～0.4％、Ni：0.02～0.4％之中的一种或两种以上)

Cr、Zr、Ni是用于使规定的当量圆直径为100nm以下的亚微米级大小的析出物(金属间化合物)分布在铝合金板中的元素。其中特别是Zr，其使微细分散粒子只以规定的粒度分布而分布在铝合金板中的效果最大。Cr、Zr、Ni低于各规定下限量时，不能使微细分散粒子充分分布，不能提高强度和耐侵蚀性。另外，若Cr、Zr、Ni超过各规定上限量而过多，则分散粒子(析出物)粗大化等，反而损害强度和耐侵蚀性、耐疲劳破坏性等。

(Zn：0.2～1.0％)

Zn具有提高芯材铝合金板的耐振动疲劳特性，和龟裂传播占优势的疲劳中的疲劳特性的效果。但是，Zn具有使母相的电位负移而使之优先腐蚀的作用，因此若芯材的Zn含量多，则作为优先腐蚀层而设的牺牲防腐材和芯材的电位差变小，耐腐蚀性劣化。因此，Zn含量优选为0.2～1.0％的范围。

接下来，对于本发明的第二发明的芯材铝合金板组织进行说明。

(第二发明的芯材铝合金板组织)

在此，层叠板(相当于钎焊加热前后)的芯材铝合金板，由JIS3000系铝合金组成构成。在本发明的第二发明中，为了提高芯材铝合金板的强度和耐侵蚀性，规定作为钎焊处理之前的或热交换器组装(热过程)前的原材层叠板，其芯材的组织的分散粒子的平均数密度和分散粒子的组成。还有，该规定作为该芯材的组织的分散粒子的平均数密度和分散粒子的组成的规定，无论是铝合金层叠板受到相当于钎焊的加热处理后，或是由钎焊成为热交换器后，在用于提高热交换器的所述芯材的强度和耐侵蚀性上都有效。

芯材铝合金板，作为钎焊板或层叠板，在钎焊加热后组装成热交换器(装配)时，在钎焊时，必然被加热到600℃附近的温度。受到这样的加热过程，本发明中规定的上述化学成分组成等也不发生变化。但是，本发明中规定的析出物的平均数密度，由于固溶和粗大化等，在所述相当于钎焊加热后的层叠板中，相比所述原材层叠板则向少的一方变化。

另外，本发明的第二发明中规定的分散粒子的组成，由于这样的加热过程而发生变化，当量圆直径为0.5μm以下的Al-Mn-Si系分散粒子的平均Mn/Si组成比(以质量％换算)向大的一方变化，另外，当量圆直径为0.5μm以下的Al-Mn-Si系分散粒子之中，Mn/Si组成比(以质量％换算)为2.50以上的Al-Mn-Si系分散粒子的体积分率a，和Mn/Si比(以质量％换算)低于2.50的Al-Mn-Si系分散粒子的体积分率b的比a/b也向大的一方变化。但是，在此假定的在所述钎焊时的加热，和相当于钎焊的加热的加热过程中变化小。因此，本发明的第二发明的芯材的组织中的分散粒子的组成规定，不仅在钎焊处理之前的或热交换器组装(热过程)前的原材层叠板的阶段，而且如所述，无论在受到相当于钎焊的加热处理之后，或是通过钎焊成为热交换器后，其作为用于保障该芯材的强度和耐侵蚀性等的特性的、组织中的分散粒子的组成的规定均有效。

(分散粒子的平均数密度)

在本发明的第二发明中，为了提高芯材(板)的强度和耐侵蚀性，规定在芯材铝合金板的板厚中心部(芯材铝合金板的轧制面板厚中心部)的以50000倍的TEM观察到的当量圆直径为0.5μm以下的亚微米级大小的分散粒子(析出物)的平均数密度。由此，在本发明中，在将这些亚微米级大小的分散粒子的平均数密度控制在恰当范围内之后，在组织内积极地使之大量存在(分散)，利用这些分散的析出物的作用，使耐侵蚀性提高。另外，关于强度，除了所述分散的析出物的作用以外，利用组合由控制后述的分散粒子的组成带来作用而使之提高。

还有，在此所谓当量圆直径，是以所述TEM观察到的不定形的粒状的析出物中的“直径”的特定上通用的公知的规定。所谓当量圆直径，就是与粒状的析出物的投影面积具有相同面积的圆的直径(单位为nm)，也称为投影圆当量径(Heywood径)和重心直径。在本发明中，以该当量圆直径，规定析出物的大小及其粒度分布。

在本发明的第二发明中，规定所述原材层叠板(芯材)和受到钎焊时的上述600℃附近的温度下的加热过程的作为热交换器构件的芯材的上述分散粒子的平均数密度。

更具体地说，在本发明的第二发明中，在相当于钎焊加热后的层叠板中，成为如下组织：该层叠板的芯材铝合金板的、在轧制面板厚中心部的由50000倍的TEM观察到的当量圆直径0.5μm以下的分散粒子的平均数密度为5个/μm³以上、20个/μm³以下。

相当于钎焊加热后的层叠板的芯材铝合金板的所述分散粒子的所述平均数密度低于所述规程范围的下限时，得不到来自所述分散粒子的分散强化带来的强度增大效果。另外，因为钎焊退火后的再结晶晶粒的粗大化效果和得到薄饼状晶粒的效果消失，所以得不到侵蚀抑制效果。另外，相当于钎焊加热后的层叠板的芯材铝合金板的所述分散粒子的所述平均数密度高于所述规程范围的上限时，担负疲劳破坏时的裂缝的传播的分散粒子的平均数密度将增大，会助长这一举动，因此疲劳破坏的传播占优势时的疲劳寿命(疲劳特性)劣化。

另一方面，在本发明的第二发明中，规定受到钎焊时的加热过程之前的、原材层叠板阶段的芯材铝合金板的所述分散粒子的平均数密度。该规定用于保障相当于钎焊加热后的层叠板的芯材铝合金板组织中的所述分散粒子的平均数密度。具体来说，就是成为如下组织：原材层叠板阶段的芯材铝合金板的、在轧制面板厚中心部的由50000倍的TEM观察到的当量圆直径0.5μm以下的分散粒子的平均数密度为10个/μm³以上、25个/μm³以下。

受到钎焊时的加热过程之前的、原材层叠板阶段的层叠板的芯材铝合金板的所述分散粒子的所述平均数密度，低于所述规定范围的下限时，不能保障相当于钎焊加热后的层叠板的芯材铝合金板组织中的上述分散粒子的平均数密度。另外，受到钎焊时的加热过程之前的、原材层叠板阶段的层叠板的芯材铝合金板的所述分散粒子的所述平均数密度，低于所述规定范围的上限时，不能保障相当于钎焊加热后的层叠板的芯材铝合金板组织中的上述分散粒子的平均数密度。因此，在相当于钎焊加热后的层叠板的芯材铝合金板组织中，无法使本发明这样的平均数密度被控制在恰当范围的分散粒子以适当数量存在(分散)，在层叠板低于0.17mm的更薄的钎焊板中，没有强度和耐侵蚀性的提高效果。

这些分散粒子(析出物)是被含有的元素，即Mn、Si、Cu、Ti、Fe、Cr、Zr、Ni、Zn、Mg彼此的金属间化合物，和这些元素与Al的金属间化合物。而且，在本发明的第二发明中，之所以如上述这样以此平均数密度进行规定，是由于分散粒子不论形成元素(组成)，其数密度都会影响强度和耐侵蚀性。因此，本发明的第二发明中所说的分散粒子(析出物)，是所述组成的金属间化合物，是不论形成元素(组成)，而是通过组织观察，能够根据上述大小加以识别的金属间化合物的总称。

(分散粒子的组成)

在本发明的第二发明中，在芯材(板)低于0.17mm的更薄的钎焊板中，为了提高热交换器所需要的强度，规定芯材铝合金板的板厚中心部的当量圆直径为0.5μm以下的亚微米级大小的分散粒子(析出物)的平均数密度。另外，除此之外，这些当量圆直径为0.5μm以下的分散粒子(析出物)之中，使Al-Mn-Si系分散粒子的平均Mn/Si组成比(以质量％换算)为2.50以上。

所谓所述芯材铝合金板的板厚中心部，是芯材铝合金板的轧制面板厚中心部。然后，当量圆直径为0.5μm以下的亚微米级大小的分散粒子(析出物)的平均数密度，能够通过50000倍的TEM进行观察、测量。另外，当量圆直径为0.5μm以下的亚微米级大小的分散粒子(析出物)之中，Al-Mn-Si系分散粒子的平均Mn/Si组成比(以质量％换算)能够通过所述50000倍的TEM-EDX进行观察、测量。

而且同时，当量圆直径为0.5μm以下的Al-Mn-Si系分散粒子之中，使Mn/Si组成比(以质量％换算)为2.50以上的Al-Mn-Si系分散粒子的体积分率a，与Mn/Si比(以质量％换算)低于2.50的Al-Mn-Si系分散粒子的体积分率b的比a/b为0.50以上。

如所述，在芯材低于0.17mm的更薄的钎焊板中，热交换器所需要的强度和耐侵蚀性，除了在芯材铝合金板中存在的分散粒子的平均数密度以外，也受到其组成重大影响。

(分散粒子的平均Mn/Si组成比)

在芯材中作为合金元素被含有，对于芯材(热交换器)所需要的强度和耐侵蚀性有效的Si，被分为在基体固溶的部分，和作为Al-Mn-Si系分散粒子而析出的部分。若被该分散粒子消耗的Si量多，固溶的Si量少，则即使Si的含量自身再怎么多，也无法由Si获得芯材所需要的强度。因此，在本发明的第二发明中，极力减少该分散粒子所耗尽的(消耗的)Si量，增加固溶的Si量。

当量圆直径为0.5μm以下的Al-Mn-Si系分散粒子的平均Mn/Si组成比，是在该芯材组织中固溶的有效的Si量的标准，即，被所述分散粒子消耗的浪费的Si量的标准。被该分散粒子消耗的Si量越小(固溶Si量越多)，作为分母的Si量越小，Mn/Si组成比的值越高而优选。

在本发明的第二发明中，从芯材所需要的强度和耐侵蚀性出发，关于其临界，是使当量圆直径在0.5μm以下，直到以50000倍的TEM-EDX可以观察到的细小的Al-Mn-Si系分散粒子的平均Mn/Si组成比(以质量％换算)为2.50以上。此平均Mn/Si组成比(以质量％换算)低于2.50时，作为分母的Si量＝被所述分散粒子消耗的浪费的Si量变大，固溶的Si量变少，即使Si的含量自身变多，也得不到芯材所需要的强度。在此，所谓可以由50000倍的TEM-EDX观察到的当量圆直径为10nm左右。因此，Al-Mn-Si系分散粒子的当量圆直径的下限优选为10nm，规定有Al-Mn-Si系分散粒子的当量圆直径优选为10nm～0.5μm的范围。

另外，Si的含量少＝Mn/Si组成比大的α-AlMnSi相粒子的组成，如前述是Mn₃SiAl₁₂，因此α-AlMnSi相粒子的比例越增大，Mn/Si组成比越接近3.0。但是，因为该化合物中组成有伸缩性，所以作为Mn/Si组成比实测得到的上限是5.0左右。

(Al-Mn-Si系分散粒子的体积分率)

同时，作为再一个分散粒子的组成的要件，不仅是确保所述固溶Si，而且这些当量圆直径为0.5μm以下的Al-Mn-Si系分散粒子的α型分散粒子和β型分散粒子的比例，在用于获得芯材所需要的强度上也是重要的。即，在所述Al-Mn-Si系分散粒子之中，作为增多作为Mn的量多＝Mn/Si组成比高的立方晶的α型分散粒子，Mn的量少＝Mn/Si组成比低的六方晶的β型分散粒子少的方法，使芯材的固溶Si含量增大，芯材所需要的强度提高。

因此，在本发明的第二发明中，通过确保固溶Si量，并且增多芯材组织中的所述α型分散粒子，减少所述β型分散粒子，从而使芯材，进而使层叠板的强度提高。但是，正确而再现性良好地直接测量α型分散粒子和β型分散粒子的比例困难。因此，在本发明的第二发明中，通过容易测量，并与该α型分散粒子和β型分散粒子的比例密切相关的、当量圆直径为0.5μm以下的各个Al-Mn-Si系分散粒子的Mn/Si组成比(以质量％换算)，间接地规定α型分散粒子和β型分散粒子的比例(体积分率)。

当量圆直径为0.5μm以下，直到由50000倍的TEM-EDX可以观察到的细小的Al-Mn-Si系分散粒子之中，Mn/Si组成比(以质量％换算)为2.50以上的Al-Mn-Si系分散粒子，代表Mn的量多＝Mn/Si组成比高的立方晶，即α型分散粒子，其体积分率a代表α型分散粒子的体积分率。另外，Mn/Si比(以质量％换算)低于2.50的Al-Mn-Si系分散粒子，代表Mn的量少＝Mn/Si组成比低的六方晶，即β型分散粒子，其体积分率b代表β型分散粒子的体积分率b。

在本发明的第二发明中，使这两者的分散粒子的体积分率的比a/b为0.50以上，通过增多芯材组织中的α型分散粒子，减少β型分散粒子，使芯材，进而使层叠板的强度提高。该比a/b低于0.50时，芯材组织中的α型分散粒子少，β型分散粒子多，不能使芯材、进而不能使层叠板的强度和耐侵蚀性提高。

另外，实际上α型分散粒子的比例无法达到100％，因此作为a/b的比的上限为50左右。

这些所述分散粒子(析出物)，是含有的元素，即Mn、Si、Cu、Ti、Fe、Cr、Zr、Ni、Zn、Mg彼此的金属间化合物，和这些元素与Al的金属间化合物，但在本发明中，关于所述分散粒子的组成，主要涉及的是由Al、Mn、Si构成的析出物，金属间化合物。作为芯材中有可能含有的其他的元素，Fe主要是结晶物，进入此分散粒子的组成的可能性低。另一方面，Cr、Zr、Ni进入该分散粒子的组成的可能性高。另外，若热处理不是低温，则Cu、Zn不会进入该分散粒子的组成，在后述的本发明的高温区域多的层叠板(芯材)的制法中固溶的可能性高。因此，本发明的第二发明中所说的分散粒子的组成，是通过由所述TEM进行组织观察，根据所述大小和组成，能够与其他的分散粒子进行识别的金属间化合物的组成的总称。

Cr、Zr、Ni包含在Al-Mn-Si系分散粒子中的可能性很很高，但在本发明的第二发明中，因为Cr、Zr、Ni的添加量与Mn比较相对较少，因此Al-Mn-Si系分散粒子的Si组成(Mn/Si组成比)由Mn、Si添加量和制造条件而大致决定，来自Cr、Zr、Ni等的元素的影响为能够忽视的水平。

因此，在本发明的第二发明的芯材组织中，超过0.5μm的粗大的Al-Mn-Si系分散粒子，在本发明的第二发明的芯材中，使其合金组成成为不会生成这些粗大的分散粒子这样的组成。因此，假如在组织中存在这些粗大的分散粒子，也是像这样能够忽视的少数，对于芯材，进而对于层叠板的强度和耐侵蚀性没有实际危害。

(分散粒子的测量)

这些分散粒子的尺寸和组成和平均数密度的测量，用50,000倍的FE-TEM(透射型电子显微镜)和其附带的X射线光谱装置(EDX：EnergyDispersive X-ray Spectroscopy，也称为EDS)进行。

具体来说，对于芯材铝合金板的板厚中心部(如果是钎焊前的原材层叠板，则是轧制面的板厚中心部)进行机械研磨至0.05～0.1mm后，实施电解蚀刻而加工成TEM观察用试料，使用所述FE-TEM，对于分散粒子进行10个视野的观察。然后，对于分散粒子的平均数密度，根据公知的污染点法，测量、计算TEM观察试料的膜厚t，由其结果求得观察的10个视野的体积合计。另外，当量圆直径为0.5μm以下，而且大小可以由所述FE-TEM观察到的分散粒子的总个数，由10个视野的观察照片通过图像分析求得，此外，通过使所述分散粒子的总个数除以所述观察视野合计的体积，得到分散粒子的平均数密度(个/μm³)。

另外，关于Al-Mn-Si系分散粒子的组成，使用附带的所述所述EDX，分析由FE-TEM进行了10个视野观察的分散粒子的组成，通过该EDX，识别是Al-Mn-Si系分散粒子，还是实质上不含Al、Mn、Si其他的分散粒子。

同时，在此被识别的各个Al-Mn-Si系分散粒子中，利用相同的EDX，分析和识别该Mn/Si组成比(以质量％换算)是在2.50以上，还是低于2.50。然后，计算出Mn/Si组成比(以质量％换算)为2.50以上的Al-Mn-Si系分散粒子的合计的(作为群的)体积分率a，和Mn/Si比(以质量％换算)低于2.50的Al-Mn-Si系分散粒子的体积分率b，计算出该体积分率的比a/b，差别该a/b是否在0.50以上。

上述Al-Mn-Si系分散粒子的体积分率，是通过公知的污染点法，测量、算出TEM观察试料的膜厚t，将相对于所述TEM观察视野面积的Al-Mn-Si系分散粒子的合计面积的比例(面积分率)换算成体积分率。另外，关于Mn/Si组成比为2.50以上的体积分率，是由上述Al-Mn-Si系分散粒子，只提取适合该规定范围的，换算成只涉及这部分的体积分率。

(分散粒子的控制：层叠板的制造)

为了将分散粒子控制在本发明的第二发明中规定的范围内，在芯材(层叠板)的制造工序中，需要提多高温区域。即，为了增多所述平均Mn/Si组成比为2.50以上的分散粒子，或Mn的量多＝Mn/Si组成比高的立方晶，即α型Al-Mn-Si系分散粒子(使作为标准的所述体积分率a/b的比为0.50以上)，需要在其容易生成(析出)的高温区域下长时间保持。

另外，为了使当量圆直径为0.5μm以下的所述分散粒子的平均数密度为25个/μm³以下，也不能在分散粒子大量析出的低温区域，而是需要在高温区域下保持。另一方面，为了使当量圆直径为0.5μm以下的所述分散粒子的平均数密度为10个/μm³以上，为了防止所述分散粒子的粗大化显著进行，平均数密度显著降低，需要退火温度的上限。

为此，在芯材(层叠板)的制造工序中，需要增多高温处理工序(高温加热处理)，获取本来在铸造时结晶出来的β型Al-Mn-Si系分散粒子相变成α型Al-Mn-Si系分散粒子等的、期望的分散粒子的析出时间。另外，为了将当量圆直径为0.5μm以下的所述分散粒子的数密度的上限控制在期望的范围，也需要增加高温处理工序(高温加热处理)而进行分散粒子的数密度的控制。

具体来说，需要分别进行450℃以上，优选为480℃以上，并且在2小时以上，优选为4小时以上的均热处理(均质化热处理)，和热轧后的450℃以上，优选为480℃以上，并且1分钟以上的高温下的粗退火处理。另外，除此以外，也可以在冷轧途中分别进行450℃以上，优选为480℃以上的高温的中间退火处理。即使所述均热处理为450℃以上的长时间，若无粗退火工序(若省略)，或无论是均热处理还是粗退火处理的任意一项的处理(加热)温度低，则所述平均Mn/Si组成比为2.50以上的分散粒子和α型Al-Mn-Si系分散粒子用于充分析出的高温区域下的时间不足，不能将分散粒子控制在本发明的第二发明所规定范围内的可能性变高。

另一方面，为了将当量圆直径为0.5μm以下的所述分散粒子的数密度的下限控制在期望的范围，需要加热温度的上限，具体来说，需要进行620℃以下，优选为610℃以下，并且在15小时以下，优选为10小时以下的均热处理(均质化热处理)，和热轧后的610℃以下，并且4小时以下的高温的粗退火处理。

因此，钎焊温度虽然为600℃的高温，但只有这样的一次，或只是短时间的高温处理，则与通常的(现有的)芯材(层叠板)的制法同样，高温区域的保持时间过少，不能将分散粒子控制在本发明的第二发明所规定的范围内。即，α型分散粒子必然变少。

均热处理时，也可以只对芯材的铝合金铸锭，优选在480℃以上，实施固相线温度以下的高温的均热处理，其后，对于该芯材的铝合金铸锭包覆牺牲防腐材和钎料，对于该层叠板实施350～450℃的比较低温的均热处理，和450℃以上、低于550℃的温度下的短时间的高温均热处理。

这样的均热处理后的包覆板，在以所述均热温度均热后直接再加热至热轧开始温度，或冷却至室温等的低温后再加热至热轧开始温度，遵循常规方法进行热轧。然后，再实施热轧后的所述粗退火处理后，进行冷轧而成为期望的板厚，之后进行调质(热处理)，成为原材层叠板(钎焊板)。

(晶粒)

还有，作为本发明的第二发明的芯材组织的前提，作为相当于钎焊加热后的层叠板的芯材铝合金板的所述平均晶粒直径微细化时，板的耐侵蚀性降低。因此，优选使相当于钎焊加热后的层叠板的芯材铝合金板的、轧制方向的纵截面中的轧制方向的平均晶粒直径粗大化至120μm以上，更优选为150μm以上。另一方面，若平均晶粒直径变得过大，则钎焊后强度降低，因此优选为250μm以下，更优选为200μm以下。

还有，为了使相当于钎焊加热后的层叠板的芯材铝合金板如此粗大化，可以将受到钎焊时的加热过程之前的、所述原材层叠板阶段的芯材铝合金板的所述分散粒子的平均数密度控制在所述规定的范围。作为所述层叠板阶段的芯材铝合金板的组织，未必限定为再结晶组织，也有晶粒直径不能规定的加工组织的情况。可知任何情况下，由相当于钎焊加热时的再结晶、晶粒生长举动所形成的相当于钎焊加热后的层叠板的芯材铝合金板的平均晶粒直径，都极大地受到相当于钎焊加热前的层叠板的芯材铝合金板的所述分散粒子的平均数密度的影响，因此，原材层叠板的阶段的芯材铝合金板的平均晶粒直径没有特别规定。

在此，本发明的第二发明中所谓的晶粒直径，是轧制方向的纵截面(沿轧制方向切断的板的截面)的轧制方向的晶粒直径。该晶粒直径，是对于原材层叠板和相当于钎焊加热后的层叠板的芯材铝合金板(提取试料)的所述轧制方向的纵截面，通过机械研磨、电解蚀刻而进行前处理之后，使用50倍的光学显微镜进行观察的。这时，以切断法(样线法)进行测量，即，在所述轧制方向上引出直线，将位于该直线上各个晶粒的切片长度作为各自的晶粒直径加以测量。在任意的10处对其进行测量，计算平均晶粒直径。这时，一条测量线长度为0.5mm以上，每一个视野的测量线各3条，每一个测量位置观察5个视野。然后，使每条测量线依次测量的平均晶粒直径，以每一个视野(测量线3条)、每5个视野/1个测量位置、每10个测量位置依次平均化，作为本发明所说的平均晶粒直径。

接着，对于本发明的第二发明的芯材铝合金组成进行说明。

(第二发明的铝合金组成)

以下，说明构成本发明的第二发明的层叠板的芯材铝合金板的铝合金组成。本发明的第二发明的芯材铝合金板2，如所述，由3000系铝合金组成构成。但是，本发明芯材铝合金板作为管材和联管箱材等的热交换器用构件，不仅要成为上述的本发明组织，而且除此以外，还要求有成形性、钎焊性或焊接性、强度、耐腐蚀性等的诸特性。

因此，本发明的第二发明的芯材铝合金板，为如下铝合金组成：以质量％计分别含有Mn：0.5～1.8％、Si：0.4～1.5％、Cu：0.05～1.2％、Ti：0.03～0.3％，并且Fe：限制在1.0％以下(含0％)，此外还含有Cr：0.02～0.4％、Zr：0.02～0.4％、Ni：0.02～0.4％之中的一种或两种以上，余量由Al和不可避免的杂质构成。还有，各元素的含量的％显示全剖质量％的意思。

在此，所述铝合金板，以质量％计，也可以还含有Zn：0.2～1.0质量％。另外，优选将Mg限制在0.8质量％以下(含0％)。

除此以外的其他的元素基本上是杂质。但是，从铝合金板的再循环的观点出发，作为熔化材，不只有高纯度Al锭，将其他的铝合金废材、低纯度Al锭等作为熔化原料使用时，这些元素混入。而且，将这些元素减少到例如检测极限以下，自身成本上升，需要允许一定程度的含有。因此，在不阻碍本发明目的和效果的范围，允许其达到JIS规格的3000系铝合金组成的上限程度。

(Si：0.4～1.5％)

Si在基体中固溶，对于芯材(热交换器)所需要的强度有效。但是，Si如所述，是被Al-Mn-Si系分散粒子消耗的成分，因此从确保固溶Si量的意义出发，在下限0.4％以上使之含有。另外，Si特别形成所述Al-Mn-Si系分散粒子，也有提高芯材铝合金板的强度的效果。Si含量低于0.4％时，这些效果不足。另一方面，若Si含量过多，则使芯材的熔点降低，并且由于低熔点相的增加而在钎焊时发生芯材的熔融，因此上限为1.5％以下。因此，Si的含量范围为0.4～1.5％的范围。

(Cu：0.05～1.2％)

Cu以固溶状态在铝合金板中存在，是使芯材铝合金板的强度提高的元素，另外，也使钎料侧的耐腐蚀性提高。因此，为了确保作为所述层叠板和相当于钎焊加热后的层叠板所需要的强度，在下限0.05％以上使之含有。另一方面，若Cu含量过多，则钎焊加热后的冷却时有粗大的Cu系化合物在结晶晶界析出，容易发生晶界腐蚀，作为所述层叠板和相当于钎焊加热后的层叠板的耐腐蚀性降低。另外，因为使芯材的熔点降低，所以在钎焊时发生芯材的熔融。因此，上限为1.2％以下。因此，Cu的含量范围为0.05～1.2％的范围。

(Mn：0.5～1.8％)

Mn使规定的微细分散粒子分布在铝合金板中，不会使芯材铝合金板的耐腐蚀性降低，是用于通过分散强化而使强度提高的元素。因此，为了确保作为所述层叠板和相当于钎焊加热后的层叠板所需要的强度，在下限0.5％以上使之含有。

另一方面，若Mn含量过多，则塑性变形时成为裂缝发生的起点的粗大的Al-Fe-(Mn)-(Si)系晶出物的数密度增大，铝合金层叠板的成形性降低，在组装成零件形状等的加工时，铝合金层叠板有可能开裂。因此，Mn含量的上限为1.8％以下。因此，Mn的含量范围为0.5～1.8％的范围。

(Ti：0.03～0.3％)

Ti在铝合金板中形成微细的金属间化合物，具有使芯材铝合金板的耐腐蚀性提高的作用。具体来说，通过Ti的添加，其在芯材铝合金板中层状析出，抑制点腐蚀向深度方向行进，并且通过Ti的添加，能够使芯材电位正移。另外，Ti在铝合金中扩散速度小，钎焊时的移动也少，因此添加Ti会维持芯材与钎料，或芯材与牺牲材的电位差，对于在电化学方面纺织芯材有效。因此，为了确保作为所述层叠板和相当于钎焊加热后的层叠板所需要的耐腐蚀性，在下限0.03％以上使之含有。

另一方面，若Ti含量过多，则生成粗大的Al-Ti系化合物，因此铝合金层叠板的成形性降低，在组装成零件形状等的加工时，铝合金层叠板有可能开裂。因此，Ti含量的上限为0.3％以下。因此，Ti的含量范围为0.03～0.3％的范围。

(Fe：1.0％以下(含0％))

Fe作为杂质，只要将废料作为铝合金熔化原料使用，在芯材铝合金板中就必然含有。Fe如前述，与Si形成金属间化合物而提高芯材铝合金板的强度，并且也有提高芯材的钎焊性的效果。但是，若其含量过多，则芯材铝合金板的自身耐腐蚀性显著降低。另外，形成粗大的化合物，铝合金层叠板的成形性降低，在组装成零件形状等的加工时，铝合金层叠板有可能开裂。因此，Fe含量限制在1.0％以下(含0％)。

(Mg：0.8％以下(含0％))

Mg也具有提高芯材铝合金板的强度的效果，但若其含量多，则Mg向钎料的扩散的影响加强，因此在使用氟化物系助焊剂的铝钎剂钎焊法等之中，钎焊时涂布于钎料表面的氟化物系助焊剂和材料中的Mg发生反应，钎焊性显著降低。因此，在由于Mg导致钎焊性降低这样的受制于钎焊条件的热交换器中，优选Mg含量限制在0.8％以下。

(Cr：0.02～0.4％、Zr：0.02～0.4％、Ni：0.02～0.4％之中的一种或两种以上)

Cr、Zr、Ni是用于将规定的当量圆直径为100nm以下的亚微米级大小的析出物(金属间化合物)分布在铝合金板中的元素，含有其中的一种或两种以上。其中，特别是Zr，使微细分散粒子只以规定的粒度分布在铝合金板中分布的效果最大。Cr、Zr、Ni低于各规定下限量时，不能使微细分散粒子充分分布，得不到由分散强化带来的强度提高效果。另外，若Cr、Zr、Ni超过各规定上限量而过多，则形成粗大的化合物，铝合金层叠板的成形性降低，在组装成零件形状等的加工时，铝合金层叠板有可能开裂。因此，使之含有时，各自的范围如下：Cr为0.02～0.4％，Zr为0.02～0.4％，Ti为0.02～0.4％的。

(Zn：0.2～1.0％)

Zn具有通过固溶强化而提高芯材铝合金板的强度的效果。但是，Zn具有使母相的电位负移而优先发生腐蚀的作用，因此若芯材的Zn含量多，则作为优先腐蚀层而设的牺牲防腐材和芯材的电位差变小，耐腐蚀性劣化。因此，Zn含量为，在想使该效果发挥时，在Zn：0.2～1.0％的范围内选择性地使之含有。

【实施例】

以下，列举实施例更具体地说明本发明。最初，对于第一发明的铝合金层叠板的实施例和比较例进行说明，其次，对于第二发明的铝合金层叠板的实施例和比较例进行说明。

(第一发明的铝合金层叠板的实施例/比较例)

制成具有表1所示的A1～T1的组成的3000系铝合金芯材2的层叠板(钎焊板)1，调查芯材2部分的组织。此外，模拟钎焊，对于该层叠板1，在600℃的温度下实施相当于3分钟钎焊的加热、保持后，以平均冷却速度100℃/分钟进行冷却，调查该相当于钎焊加热后的层叠板的芯材部分的组织。这些结果显示在表2中。另外，测量、评价相当于钎焊加热后的层叠板的机械特性和耐侵蚀性。这些结果显示在表2中。

(层叠板的制造)

层叠板的制造如下。熔化、铸造表1所示的A1～T1的组成的3000系铝合金组成，制造铝合金芯材铸锭。发明例是以表2所示的温度条件，以低温只对于该芯材铸锭共同进行10小时保持的均热处理。其后，在层叠牺牲防腐材和钎料之后，再加热而进行更高温的第二次均热处理(共通3小时)，控制析出物的粒度分布。表2所示的“低温均热处理温度”是只针对芯材铸锭的均热处理温度，所谓“第二次均热处理温度”是层叠板(层叠铸锭)的均热处理温度。

向所述芯材铸锭2的层叠，是在芯材铸锭2的一侧的面，作为牺牲防腐材而包覆由Al-1质量％Zn组成构成的JIS7072铝合金板，在另一面，作为钎料而包覆由Al-10质量％Si组成构成的JIS4045铝合金板。然后，以所述第二次均热处理温度开始热轧。这时，从所述第二次均热处理结束后至形成热轧的时间固定为30分钟。然后再适宜组合冷轧和最终退火，使芯材铝合金板的板厚薄壁化至低于0.17mm的0.11mm，并且成为作为H24调质材的层叠板(钎焊板)。各例均共通，层叠板(钎焊板)其芯材铝合金板的板厚为0.11mm，在该芯材的各个面，分别层叠的钎料、牺牲防腐材，其厚度均为25～35μm的范围。

(组织)

分别使用前述的测量方法，观察上述作为冷轧包覆板的层叠板的芯材部分，和上述加热后的各层叠板的芯材部分的组织，测量轧制方向的纵截面中的轧制方向的平均晶粒直径(μm)，轧制面板厚中心部的以10000倍的TEM所观察到的、所述各规定范围的当量圆直径的析出物的平均数密度(个/μm³)。这些结果显示在表2中。还有，关于析出物的平均数密度，利用等厚干涉条纹，求得观察部位的试料膜厚，测量试料的单位体积下的析出物的个数。在此，作为原材的相当于钎焊加热前的层叠板的芯材铝合金板的平均晶粒直径没有在表2中显示，但是在经轧制的调质材中成为加工组织，用光学显微镜难以进行晶粒的评价，因此在此不进行评价。

(机械特性)

进行上述加热后的各层叠板的拉伸试验，分别测量抗拉强度(MPa)。其结果显示在表2中。试验条件是从各层叠板上，提取相对于轧制方向垂直的方向的JISZ2201的5号试验片(25mm×50mmGL×板厚)，进行拉伸试验。拉伸试验基于JISZ2241(1980)(金属材料拉伸试验方法)，以室温20℃进行试验。另外，十字头速度为5mm/分钟，以固定的速度进行直至试验片断裂。

(耐侵蚀性)

耐侵蚀性测量侵蚀深度而进行评价。对于所述制作钎焊板施加10％的轧制，在氧浓度为200ppm以下的气氛中，以600℃保持5分钟以上，制作钎焊试验片。以光学显微镜观察与钎焊后的钎焊板的轧制方向平行的截面，测量钎料对芯材的侵蚀深度，即侵蚀深度(μm)。光学显微镜的观察倍率为100倍，在视野内的钎料侧的晶界向芯材侵蚀的部位，测量其深度进进行平均，再将其在10个视野内进行，将其平均值作为侵蚀深度。

如表1、2所示，发明例1～13是芯材铝合金板(铸锭)在本发明成分组成范围内，并且，在优选的均热条件范围，进行低温均热处理和高温均热处理而制造(发明例3只进行低温均热处理，没有进行高温均热处理)。因此，如表2所示，层叠板(钎焊板)的芯材铝合金板，具有规定的析出物的粒度分布在规定范围内的组织。即，作为芯材铝合金板的轧制面板厚中心部的由10000倍的TEM观察到的当量圆直径为100nm以下的析出物的粒度分布，当量圆直径10nm～100nm的范围的析出物的平均数密度为30个/μm³以上，当量圆直径10nm～60nm的范围的析出物的平均数密度为15个/μm³以上，当量圆直径10nm～40nm的范围的析出物的平均数密度为1.5个/μm³以上。另外，所述相当于钎焊加热后的层叠板的芯材铝合金板的轧制方向的纵截面中的轧制方向的平均晶粒直径，也被粗大化至100μm以上。

其结果可知，发明例1～13，即使芯材被薄壁化为低于0.17mm的0.11mm，相当于钎焊加热后的层叠板在具有规定的强度的基础上，侵蚀深度仍在50μm以下，耐侵蚀性优异。即，在更薄的钎焊板中，仍可以实现高强度化和耐侵蚀性的提高。

但是，在发明例之中，使用了芯材铝合金板(铸锭)的Mg的含量比较高，为0.5％、0.8％的表1的合金例J1、K1的发明例11、12，试验结果没有显示，但在使用了采用氟化物系助焊剂的铝钎剂钎焊法时，钎焊性显著降低。因此，这样的因Mg导致钎焊性降低的这种受制于钎焊条件的热交换器中，如所述，优选Mg含量限制在0.5％以下。

相对于此，比较例14～16，芯材铝合金板(铸锭)虽然在本发明成分组成范围内(B1)，但低温均热处理的均热条件脱离优选的范围。因此，如表2所示，层叠板的芯材铝合金板，不满足本发明中规定的所述析出物的粒度分布，所述10nm～100nm的析出物平均密度低于30个/μm³，或所述10nm～60nm的析出物平均密度低于15个/μm³，或所述10nm～40nm的析出物平均密度低于1.5个/μm³。另外，所述相当于钎焊加热后的层叠板的芯材铝合金板的轧制方向的纵截面中的轧制方向的平均晶粒直径也没有粗大化至100μm以上。其结果如表2所示，比较例14～16的所述相当于钎焊加热后的层叠板强度低，侵蚀深度也超过50μm，耐侵蚀性差。

比较例14、16虽然第二次高温均热处理温度适当，但没有实施第一次低温均热处理。另外，比较例16第二次均热处理温度为与以往相同的温度水平，温度过高。比较例15第一次低温均热处理的温度过低，为300℃。

比较例17～24虽然以优选的均热条件制造(比较例23除外)，但芯材铝合金板(铸锭)具有脱离本发明范围的成分组成M1、N1、01、P1、Q1、R1、S1、T1(表1)。因此，仍然不满足本发明中规定的所述析出物的粒度分布，所述10nm～100nm的析出物平均密度低于30个/μm³，或所述10nm～60nm的析出物平均密度低于15个/μm³，或所述10nm～40nm的范围的析出物平均密度低于1.5个/μm³。另外，所述相当于钎焊加热后的层叠板的芯材铝合金板的轧制方向的纵截面中的轧制方向的平均晶粒直径也未粗大化至100μm以上。其结果如表2所示，比较例17～24的所述相当于钎焊加热后的层叠板强度低，耐侵蚀性差。

比较例17，如表1的合金代码M1，Si量过少。

比较例18，如表1的合金代码N1，Cu量过少。

比较例19，如表1的合金代码01，Mn量过少。

比较例20，如表1的合金代码P1，Fe量过多。

比较例21，如表1的合金代码Q1，Ti量过少。

比较例22、23，如表1的合金代码R1、S1，不含Cr、Zr、Ni。另外，比较例23第一次低温均热处理温度也过高，达480℃。

比较例24如表1的合金代码T1，Zn量过多。

因此，根据以上的实施例的结果，证明了作为热交换器用层叠板或相当于钎焊加热后的层叠板，用于使机械特性优异的本发明的第一发明的各要件所拥有的临界的意义乃至效果。

【表1】

*含量的记载，-表示检测界限以下

【表2】

(第二发明的铝合金层叠板的实施例/比较例)

制成具有表3所示的A2～T2的组成的3000系铝合金芯材2的层叠板(钎焊板)1，调查芯材2部分的组织。此外，模拟钎焊处理，在对于该层叠板1施加10％的预应变后，在600℃的温度保持3分钟，实施这样的相当于钎焊的加热处理后，以平均冷却速度100℃/分钟冷却至室温，调查该相当于钎焊加热后的层叠板的芯材部分的组织。其结果显示在表4中。另外，测量、评价该相当于钎焊加热后的层叠板的机械特性和耐侵蚀性。其结果也显示在表4中。

(层叠板的制造)

层叠板的制造如下。熔化、铸造表3所示的A2～T2的组成的3000系铝合金组成，制造铝合金芯材铸锭。发明例以表4所示的温度条件，只对于该芯材铸锭共同进行保持10小时的第一次均热处理。其后，层叠牺牲防腐材和钎料，之后再加热而进行第二次均热处理(共同保持3小时)。表4所示的“第一次均热处理温度”是只针对芯材铸锭的均热处理温度，“第二次均热处理温度”是层叠板(层叠铸锭)的均热处理温度。

对于所述芯材铸锭2的层叠，在芯材铸锭2的一侧的面作为牺牲防腐材包覆由Al-1质量％Zn组成构成的JIS7072铝合金板，在另一面作为钎料而包覆由Al-10质量％Si组成构成的JIS4045铝合金板。然后，以所述第二次均热处理温度开始热轧。这时，将所述第二次均热处理结束后至开始热轧的时间固定为30分钟。

然后，在对于热轧后的板进行冷轧前，再以批式退火炉或连续退火炉，以表4所示的温度、时间条件进行粗退火。所述分批退火的升温、降温速度为40℃/hr，各例均相同。另外，所述连续退火的升温、降温速度也各例均相同，为40℃/s。因此，不进行冷轧途中的退火，而是在冷轧后，各例均共同进行250℃×2小时的最终退火，制作作为0.17mm厚的H24调质材的层叠板(钎焊板)。在此，芯材铝合金板的板厚被薄壁化至0.11mm。

层叠板(钎焊板)，各例均共通，芯材铝合金板的板厚为0.11mm，在该芯材的各个面，分别层叠的钎料、牺牲防腐材，其厚度均在25～35μm的范围。

(组织)

分别使用前述的测量方法，观察作为上述冷轧包覆板的层叠板的芯材部分，和上述加热后的各层叠板的芯材部分的组织。具体来说，以所述测量方法，测量层叠板的芯材部分的、轧制方向的纵截面中的轧制方向的平均晶粒直径(μm)。在此，作为原材的相当于钎焊加热前的层叠板的芯材铝合金板的平均晶粒直径没有在表4中显示，但是根据合金组成和制造条件，加工组织的状态和形成的再结晶组织等各种各样，关于加工组织，平均粒径也不能评价，此外，与表4所示的相当于钎焊加热后的层叠板的芯材铝合金板的平均晶粒直径并未确认到有对应关系。

此外，分别测量在所述层叠板的轧制面板厚中心部观察到的、在该芯材铝合金板的轧制面板厚中心部观察到的当量圆直径为0.5μm以下的Al-Mn-Si系分散粒子的平均Mn/Si组成比(以质量％换算)。另外，所述当量圆直径为0.5μm以下的Al-Mn-Si系分散粒子之中，Mn/Si组成比(以质量％换算)为2.50以上的Al-Mn-Si系分散粒子的体积分率a，和Mn/Si比(以质量％换算)低于2.50的Al-Mn-Si系分散粒子的体积分率b的比a/b。这些结果也显示在表4中。还有，所述体积分率的比a/b，在表4中简化为Mn/Si组成比不同的分散粒子彼此的体积分率的比a/b而加以显示。另外，此各测量以前的述测量方法进行。

(机械特性)

进行上述相当于钎焊加热后的各层叠板的拉伸试验，分别测量抗拉强度(MPa)。这些结果显示在表4中。试验条件与上述第一发明的实施例的试验条件相同。

(耐侵蚀性)

耐侵蚀性，测量并评价侵蚀深度。在所述相当于钎焊加热前的层叠板上，涂布市场销售的非腐蚀性助焊剂3～5g/m²，在氧浓度为200ppm以下的气氛中，以600℃保持5分钟以上，制作钎焊试验片。接着，通过机械研磨、电解蚀刻而对于实施了相当于钎焊加热的层叠板的轧制方向的纵截面进行前处理之后，使用100倍的光学显微镜观察5个视野。在该5个视野之中，测量钎料向芯材的浸入深度(侵蚀深度)，作为其平均值而求得侵蚀深度(μm)。

如表3、4所示，发明例25～37，芯材铝合金板(铸锭)在本发明成分组成范围内，并且，以优选的条件进行均热处理和粗退火处理而制造(发明例27只有一次均热处理)。

因此，发明例25～37如表4所示，层叠板(钎焊板)的芯材铝合金板，具有本发明所规定的范围内的组织。即，在该芯材铝合金板的轧制面板厚中心部观察到的当量圆直径为0.5μm以下的Al-Mn-Si系分散粒子的平均Mn/Si组成比(以质量％换算)为2.50以上，并且，所述当量圆直径为0.5μm以下的Al-Mn-Si系分散粒子之中，Mn/Si组成比(以质量％换算)为2.50以上的Al-Mn-Si系分散粒子的体积分率a，和Mn/Si比(以质量％换算)低于2.50未満的Al-Mn-Si系分散粒子的体积分率b的比a/b为0.50以上。另外，所述相当于钎焊加热后的层叠板的芯材铝合金板的轧制方向的纵截面中的轧制方向的平均晶粒直径，也粗大化至120μm以上。

其结果是，发明例25～37，即使芯材被薄壁化至低于0.17mm的0.11mm，相当于钎焊加热后的层叠板也具有规定的强度，而且耐侵蚀性优异。即，可知在更薄的钎焊板中，也可以实现高强度化和耐侵蚀性的提高。

但是，在发明例之中，使用了芯材铝合金板(铸锭)的Mg的含量为比较高的0.8％的表3的合金例J2的发明例35，虽然在试验结果中未显示，但在采用使用氟化物系助焊剂的铝钎剂钎焊法时，钎焊性显著降低。因此，这样的因Mg致使钎焊性降低的受制于钎焊条件的热交换器中，如所述，优选Mg含量限制在0.8％以下。

相对于此，比较例38～42，虽然芯材铝合金板(铸锭)在本发明成分组成范围内(B2)，但不管是一次均热或是二次均热，这些均热处理温度都低于450℃，粗退火温度低于450℃，处理温度过低。另外，比较例41中粗退火本身被省略。

因此，如表4所示，在比较例38～42的芯材铝合金板的轧制面板厚中心部观察到的当量圆直径在0.5μm以下的Al-Mn-Si系分散粒子的平均Mn/Si组成比(以质量％换算)低于2.50而过少。另外，在所述当量圆直径为0.5μm以下的Al-Mn-Si系分散粒子之中，Mn/Si组成比(以质量％换算)为2.50以上的Al-Mn-Si系分散粒子的体积分率a，和Mn/Si比(以质量％换算)低于2.50的Al-Mn-Si系分散粒子的体积分率b的比a/b也低于0.50而过低。另外，所述相当于钎焊加热后的层叠板的芯材铝合金板的轧制方向的纵截面中的轧制方向的平均晶粒直径也过小，低于120μm。其结果如表4所示，比较例38～42的所述相当于钎焊加热后的层叠，统统强度低，耐侵蚀性差。

比较例43～50，芯材铝合金板(铸锭)具有脱离本发明范围的成分组成M2、N2、02、P2、Q2、R2、S2、T2(表3)。另外，不管一次均热或是二次均热，其均热处理温度低于450℃，并且粗退火温度也低于500℃，也是各项或某一项过低的例子。

因此，仍然是在芯材铝合金板的轧制面板厚中心部观察到的当量圆直径为0.5μm以下的Al-Mn-Si系分散粒子的平均Mn/Si组成比(以质量％换算)过少而低于2.50。另外，比较例43～48、50，所述当量圆直径为0.5μm以下的Al-Mn-Si系分散粒子之中，Mn/Si组成比(以质量％换算)为2.50以上的Al-Mn-Si系分散粒子的体积分率a，和Mn/Si比(以质量％换算)低于2.50的Al-Mn-Si系分散粒子的体积分率b的比a/b也过低而低于0.50。另外，所述相当于钎焊加热后的层叠板的芯材铝合金板的轧制方向的纵截面中的轧制方向的平均晶粒直径也过小而低于120μm。其结果如表4所示，这些比较例的所述相当于钎焊加热后的层叠板强度低，耐侵蚀性差。

比较例43，如表3的合金代码M2，Si量过少。

比较例44，如表3的合金代码N2，Cu量过少。

比较例45，如表3的合金代码02，Mn量过少。

比较例46，如表3的合金代码P2，Fe量过多。

比较例47，如表3的合金代码Q2，Ti量过少。

比较例48、49，如表3的合金代码R2、S2，不含Cr、Zr、Ni。

比较例50，如表3的合金代码T2，Zn量过多。

因此，根据以上的实施例的结果，证明了使芯材进而使层叠板的强度和耐侵蚀性提高的本发明的第二发明的各要件所拥有的临界的意义乃至效果。即证明，除了控制芯材组织中存在的分散粒子的平均数密度以外，针对分散粒子之中的Al-Mn-Si系分散粒子的组成，增多Si含量少的α型分散粒子，减少Si含量多的β型分散粒子的意义。如此控制分散粒子组成，增多固溶Si量，能够使芯材，进而使层叠板的强度和耐侵蚀性提高。因此，证明了作为热交换器用层叠板或钎焊加热后的层叠板的、用于使机械特性优异的本发明的第二发明的各要件所拥有的临界的意义乃至效果。

【表3】

*含量的记载，-表示检测界限以下

【表4】

【产业上的可利用性】

根据本发明，在芯材低于0.2mm被薄壁化的钎焊板中，也可以实现高强度化和耐侵蚀性的提高。因此，能够提供可以使铝合金散热器管等的相当于钎焊加热后的层叠板和铝合金钎焊板等的层叠板的薄壁化的，使高强度化和耐侵蚀性提高的铝合金层叠板和相当于钎焊加热后的层叠板。因此，本发明适用于要求散热器管薄壁化，并且要求疲劳特性优异的汽车用等的铝合金制热交换器。

Claims (9)

1.一种铝合金层叠板，其特征在于，是至少包覆芯材铝合金板和铝合金牺牲防腐材，并通过钎焊而成为热交换器的铝合金层叠板，其中，

所述芯材铝合金板以质量％计具有如下铝合金组成：分别含有Mn：0.5～1.8％、Si：0.2～1.5％、Cu：0.05～1.2％、Ti：0.03～0.3％，并且Fe限制在1.0％以下且含0％，还含有Cr：0.02～0.4％、Zr：0.02～0.4％、Ni：0.02～0.4％之中的一种或两种以上，余量是Al和不可避免的杂质，

并且，作为在该芯材铝合金板的轧制面板厚中心部的通过10000倍的TEM观察到的当量圆直径为100nm以下的析出物的粒度分布如下：

当量圆直径为10nm～100nm的范围的析出物的平均数密度为30个/μm³以上；

当量圆直径为10nm～60nm的范围的析出物的平均数密度为15个/μm³以上；

当量圆直径为10nm～40nm的范围的析出物的平均数密度为1.5个/μm³以上。

2.根据权利要求1所述的铝合金层叠板，其中，所述层叠板的芯材铝合金板以质量％计还将Mg限制在0.5％以下。

3.根据权利要求1或2所述的铝合金层叠板，其中，

作为所述层叠板的芯材铝合金板被实施了相当于所述钎焊的加热处理之后的组织为：

该芯材铝合金板的轧制方向的纵截面中的轧制方向的平均晶粒直径为100～200μm，

并且，作为在该芯材铝合金板的轧制面板厚中心部的通过10000倍的TEM观察到的当量圆直径为100nm以下的析出物的粒度分布如下：

当量圆直径为10nm～100nm的范围的析出物的平均数密度为25个/μm³以上；

当量圆直径为10nm～60nm的范围的析出物的平均数密度为10个/μm³以上；

当量圆直径为10nm～40nm的范围的析出物的平均数密度为1.2个/μm³以上。

4.一种铝合金层叠板，其特征在于，是至少包覆芯材铝合金板和铝合金牺牲防腐材，并通过钎焊而成为热交换器的铝合金层叠板，其中，

所述芯材铝合金板以质量％计具有如下铝合金组成：分别含有Mn：0.5～1.8％、Si：0.4～1.5％、Cu：0.05～1.2％、Ti：0.03～0.3％，并且Fe限制在1.0％以下且含0％，还含有Cr：0.02～0.4％、Zr：0.02～0.4％、Ni：0.02～0.4％之中的一种或两种以上，余量是Al和不可避免的杂质，

并且，在该芯材铝合金板的轧制面板厚中心部观察到的当量圆直径在0.5μm以下的分散粒子的平均数密度为10个/μm³以上但在25个/μm³以下，

并且，在所述当量圆直径为0.5μm以下的分散粒子之中，Al-Mn-Si系分散粒子的平均Mn/Si组成比以质量％换算为2.50以上，

并且，在所述当量圆直径为0.5μm以下的Al-Mn-Si系分散粒子之中，Mn/Si组成比以质量％换算为2.50以上的Al-Mn-Si系分散粒子的体积分率a，和Mn/Si比以质量％换算低于2.50的Al-Mn-Si系分散粒子的体积分率b的比a/b为0.50以上。

5.根据权利要求4所述的铝合金层叠板，其中，所述层叠板的芯材铝合金板以质量％计还将Mg限制在0.8％以下且含0％。

6.根据权利要求4或5所述的铝合金层叠板，其中，

所述铝合金层叠板无论是在受到相当于钎焊的加热处理之后，或是通过钎焊而成为热交换器之后，

在所述芯材铝合金板的板厚中心部观察到的当量圆直径在0.5μm以下的分散粒子的平均数密度均为5个/μm³以上但在20个/μm³以下，

并且，在所述当量圆直径为0.5μm以下的分散粒子之中，Al-Mn-Si系分散粒子的平均Mn/Si组成比以质量％换算为2.50以上，

并且，在所述当量圆直径在0.5μm以下的Al-Mn-Si系分散粒子之中，Mn/Si组成比以质量％换算为2.50以上的Al-Mn-Si系分散粒子的体积分率a，和Mn/Si比以质量％换算低于2.50的Al-Mn-Si系分散粒子的体积分率b的比a/b为0.50以上。

7.根据权利要求1或4所述的铝合金层叠板，其中，所述层叠板的芯材铝合金板以质量％计还含有Zn：0.2～1.0％。

8.根据权利要求1或4所述的铝合金层叠板，其中，所述层叠板的芯材铝合金板的板厚低于0.17mm。

9.根据权利要求1或4所述的铝合金层叠板，其中，所述层叠板的板厚低于0.2mm。

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