JP2009215643A - 疲労特性に優れたアルミニウム合金積層板 - Google Patents

Abstract

【課題】アルミニウム合金ラジエータチューブなどのろう付け相当加熱後の積層板や、アルミニウム合金ブレージングシートなどの積層板の薄肉化が可能な、疲労特性に優れたアルミニウム合金積層板やろう付け相当加熱後の積層板を提供する。
【解決手段】少なくとも心材アルミニウム合金板２とアルミニウム合金犠牲防食材３とをクラッドし、ろう付けあるいは溶接によって熱交換器とされるアルミニウム合金積層板あるいはろう付け相当加熱後の積層板であって、前記心材アルミニウム合金板２が３０００系の特定成分組成からなり、更に、この心材アルミニウム合金板２の特定サイズの分散粒子の平均数密度を規制して、亀裂発生が支配的な疲労特性を優れさせる。
【選択図】図１

Description

本発明は、アルミニウム合金熱交換器用の疲労特性に優れたアルミニウム合金積層板（以下、アルミニウムをＡｌとも言う）に関するものである。本発明では、少なくとも心材アルミニウム合金板とアルミニウム合金犠牲防食材とをクラッドした積層板であって、ろう付けによって熱交換器とされる熱交換器用の素材をアルミニウム合金積層板あるいは単に積層板とも言う。また、少なくとも心材アルミニウム合金板とアルミニウム合金犠牲防食材とをクラッドし、ろう付け相当の加熱処理を施された積層板を、ろう付け相当加熱後のアルミニウム合金積層板あるいは単にろう付け相当加熱後の積層板とも言う。

自動車の車体軽量化のため、従来から使用されている銅合金材に代わって、熱交部材にも、アルミニウム合金材の適用が増加しつつある。そして、これら熱交部材用アルミニウム合金材は、多層化させた積層板（クラッド板、クラッド材とも言う）からなる耐食性アルミニウム合金材が用いられている。

前記積層板は、ろう付けにより熱交換器として組み立てられる場合には、一方の面にアルミニウム合金犠牲防食材（板）と、他面にアルミニウム合金ろう付け材（板）とをクラッドしたブレージングシートとして構成される。

図４に、アルミニウム合金製自動車用熱交換器（ラジエータ）の例を示す。図４のように、ラジエータ１００は、一般的には、複数本設けられた扁平管状のアルミニウム合金製チューブ１１１の間に、コルゲート状に加工したアルミニウム合金製放熱フィン１１２を一体に形成し、このチューブ１１１の両端はヘッダ１１３とタンク（不図示）とで構成される空間にそれぞれ開口した構成となっている。かかる構成のラジエータ１００は、一方のタンクの空間からチューブ１１１内を通して高温になった冷媒を、他方のタンク側の空間に送り、チューブ１１１および放熱フィン１１２の部分で熱交換して、低温になった冷媒を再び循環させる。

このアルミニウム合金材からなるチューブ１１１は、図５に断面を示す、アルミニウム合金製ブレージングシート１０１から構成される。この図５において、ブレージングシート１０１は、アルミニウム合金製心材１０２の一側面に、アルミニウム合金製犠牲陽極材（皮材とも言う）１０３を積層（クラッド）し、心材１０２の他側面に、アルミニウム合金製ろう材１０４を積層（クラッド）している。なお、この図５において、アルミニウム合金製クラッドシートの場合には、一方の面にアルミニウム合金犠牲防食材１０３のみをクラッドした積層板として構成される。

そして、このようなアルミニウム合金製ブレージングシート１０１を、成形ロールなどによって偏平管状に形成し、電縫溶接することによって、あるいは、ろう付け加熱することによって、ブレージングシート１０１自体がろう付けされて前記図４のチューブ１１１の流体通路が形成されている。

ラジエータの冷媒（クーラント）は、水溶性媒体が主成分であり、これに市販の防錆剤などを適宜含んだ冷媒が使用されている。しかし、防錆剤などが経時劣化した場合に酸を生成し、前記犠牲材や心材などのアルミニウム合金材が、これらの酸により腐食されやすくなるという問題がある。このため、水溶性媒体に対する高耐食性を有するアルミニウム合金材の使用が必須となる。

したがって、ブレージングシートやクラッドシートの積層板に用いるアルミニウム合金として、心材１０２は、耐食性と強度の観点から、ＪＩＳＨ４０００に規定されている、例えば、Ａｌ−０．１５質量％Ｃｕ−１．１質量％Ｍｎなどの組成からなる、３００３などのＡｌ−Ｍｎ系（３０００系）合金が用いられている。また、冷媒に常時触れている皮材１０３には、防食と心材１０２へのＭｇ拡散による高強度化を狙って、Ａｌ−１質量％Ｚｎの組成などからなる７０７２などのＡｌ−Ｚｎ系、または、Ａｌ−Ｚｎ−Ｍｇ系（７０００系）合金が用いられている。更に、ろう材１０４には、低融点であるＡｌ−１０質量％Ｓｉなどの組成からなる４０４５などのＡｌ−Ｓｉ系（４０００系）合金が用いられている。

ラジエータ１００は、このようなブレージングシート１０１を用いて形成したチューブ１１１と、コルゲート加工を行った放熱フィン１１２と、その他の部材とを用いて、ブレージングにより一体に組み立てられる。ブレージングの手法としては、フラックスブレージング法、非腐食性のフラックスを用いたノコロックブレージング法などがあり、６００℃前後の高温に加熱してろう付けされる。

このようにして組み立てられたラジエータ１００内、特にチューブ１１１内は、高温から低温、かつ、高圧から常圧の、前記した液体冷媒が常時流通・循環することになる。すなわち、チューブ１１１には、これら繰り返しの内圧変動や、自動車自体の振動を含めて（加えて）、長時間にわたり、繰り返し応力がかかるため、これらに耐える疲労特性が要求される。仮に、疲労特性が低く、疲労破壊が生じた場合には、チューブ１１１のクラックとして発生、進展し、チューブ１１１を貫通すると、ラジエータからの液漏れの原因になる。このため、ラジエータチューブのこれら疲労特性の改善は重要課題とされている。

従来から、このラジエータチューブの疲労特性の改善が種々提案されている。例えば、特許文献１では、アルミニウム合金ブレージングシートにおける心材を、Ｃｕ、Ｔｉ、Ｍｎを含み、Ｓｉ、Ｆｅ、Ｍｇを規制したアルミニウム合金とするとともに、心材の縦断面における圧延方向の平均結晶粒径Ｌを１５０〜２００μｍとして、チューブ１の溶接部の耐食性を向上させ、チューブ１の繰り返し曲げによる疲労破壊性＝自動車の振動下での耐振動疲労特性を改善しようとしている。特許文献２では、犠牲防食材側の厚さ方向の平均結晶粒径を犠牲防食材の厚み未満として、犠牲防食材の耐食性を向上させ、チューブ１の繰り返し曲げや、繰り返し内圧負荷による疲労破壊性＝疲労特性を改善しようとしている。

また、疲労特性は、静的な引張強度と関係していることが一般的に知られており、熱交換器においても素材の引張強度を向上させるため、例えば、特許文献３のように、Ｃｕを添加した材料も提案されている。そして、特許文献４では、組織的な改善によって耐振動疲労特性を改善しようとしている。即ち、Ｃｕを含有するアルミニウム合金心材、アルミニウム合金ろう材、ＺｎとＭｇを含有するアルミニウム合金犠牲材をクラッドした３層構造の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において、ろう付け後のブレージングシートの心材と犠牲材の界面近傍の心材側界面部で、特定のＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ−Ｚｎ系析出物を分布させることが提案されている。これは、Ａｌ−Ｃｕ−Ｍｇ−Ｚｎ系析出物による時効硬化によって、心材側界面部の強度を上げて、繰り返し内圧負荷による疲労破壊性＝疲労特性を改善しようとしているものである。

更に、特許文献５では、Ａｌ−Ｍｎ系合金の心材と、この心材の一側面にクラッドしたＡｌ−Ｚｎ系合金などの皮材と、この心材の他側面にクラッドしたＡｌ−Ｓｉ系合金のろう材とで構成されるアルミニウム合金製ブレージングシートの集合組織を、Ｘ線回折強度比にて規定している。この文献５では、ブレージングシートの圧延方向と平行な方向の塑性変形を均一に発生させやすくしている。これによって、ブレージングシートの圧延方向に引っ張りまたは圧縮の繰り返し応力が負荷された場合でも、変形が局所的に集中しなくなり、板厚方向への亀裂の進展を遅らせ、塑性域での疲労を含めた寿命を向上させることを狙いとしている。

この他、ブレージングシートではないが、このブレージングシートに設ける、同じ３０００系アルミニウム合金からなる放熱フィン１１２の耐食性向上のために、組織中の晶出物や金属間化合物の形状や数密度を規定したものもある（例えば特許文献６、７、８参照）。このような放熱フィンにおいては、腐食すればフィン自体の消失につながる耐食性が重要となる。このため、前記特許文献に記載された、組織中の晶出物や金属間化合物の形状や数密度の規定も、勢い、耐食性向上という、放熱フィン１１２特有の技術的な課題と結びついている。
特開２００３−８２４２７号公報 特開平１１−１００６２８号公報 特開平１０−５３８２７号公報 特開平９−９５７４９号公報 特開２００６−２９１３１１号公報 特開平９−７８１６８号公報 特開２０００−１１９７８３号公報 特開２００５−１３９５０５号公報

しかし、これら従来の自動車のラジエータチューブは比較的厚肉である。例えば、前記各特許文献の実施例における、耐疲労特性評価の対象としているブレージングシートの板厚（合計板厚）を参考にすると、特許文献１では０．４ｍｍ、特許文献２では０．２５ｍｍ、特許文献４、５では０．２０ｍｍと、全て板厚は０．２０ｍｍ以上である。これに対して、地球環境問題から来る燃費向上のための自動車軽量化によって、ラジエータの軽量化が図られている。このため、ラジエータチューブ、即ちアルミニウム合金ブレージングシートのより一層の薄肉化が検討されている。

ラジエータチューブが０．４ｍｍ程度の比較的厚肉である際には、チューブ自体の剛性が比較的高い。これに対して、ラジエータチューブ、主には、ブレージングシートなどの積層板の板厚が薄肉化された場合には、チューブ自体の剛性が低くなる。一方、使用される冷媒の圧力は、従来よりも高く設定されることが多くなっている。したがって、これらの相乗効果によって、ブレージングシートなど積層板の板厚が薄肉化された場合には、前記繰り返し応力による疲労破壊に対する感受性が高くなり、疲労特性が低下してしまう傾向がある。

このような疲労破壊が発生した場合には、ラジエータチューブに亀裂（クラック、割れ）が生じる。薄肉化されたラジエータチューブの場合には、このような亀裂の発生は、チューブを貫通し、ラジエータの液漏れにつながる可能性が高く、より深刻なダメージとなる。

しかし、このように薄肉化されたラジエータチューブの疲労特性については、これまで有効な改善策が見いだされていない。この有効な改善策が見いだされないと、ラジエータチューブ、即ちアルミニウム合金ブレージングシートなどの積層板が薄肉化できず、ラジエータの軽量化、ひいては自動車の軽量化に大きな限界が生じることとなる。

このような問題に鑑みて、本発明の目的は、ラジエータチューブ、即ちアルミニウム合金ブレージングシートなどの薄肉化が可能な、アルミニウム合金熱交換器用の、疲労特性に優れたアルミニウム合金積層板を提供することにある。

この目的を達成するために、本発明の疲労特性に優れたアルミニウム合金積層板の要旨は、少なくとも心材アルミニウム合金板とアルミニウム合金犠牲防食材とをクラッドし、ろう付けによって熱交換器とされるアルミニウム合金積層板であって、前記心材アルミニウム合金板が、質量％で、Ｓｉ：０．２〜１．５％、Ｃｕ：０．2 〜１．２％、Ｍｎ：０．２〜１．４％、Ｔｉ：０．０３〜０．３％を各々含有するとともに、Ｆｅ：１．0 ％以下に規制し、残部がＡｌおよび不可避的不純物からなるアルミニウム合金組成を有し、更に、この心材アルミニウム合金板の圧延面表層部での５００倍のＳＥＭにより観察される重心直径の平均値が１μｍ以上の分散粒子の平均数密度を７０００個／ｍｍ² 以下とした組織を有することである。

ここで、前記積層板における心材アルミニウム合金板が、更に、質量％で、Ｃｒ：０．０３〜０．３％、Ｚｎ：０．２〜１．０％、Ｚｒ：０．０３〜０．３％のうちの１種または２種以上を含有することが好ましい。また、前記積層板における心材アルミニウム合金板が、更に、Ｍｇを０．5 質量％以下に規制することが好ましい。また、前記積層板における心材アルミニウム合金板の板厚が０．２５ｍｍ未満の薄肉であることが好ましい。また、前記積層板の板厚が０．３ｍｍ未満の薄肉であることが好ましい。

また、上記目的を達成するために、本発明の疲労特性に優れたアルミニウム合金積層板の別の要旨は、少なくとも心材アルミニウム合金板とアルミニウム合金犠牲防食材とがクラッドされ、前記心材アルミニウム合金板が、質量％で、Ｓｉ：０．２〜１．５％、Ｃｕ：０．2 〜１．２％、Ｍｎ：０．２〜１．４％、Ｔｉ：０．０３〜０．３％を各々含有するとともに、Ｆｅ：１．0 ％以下に規制し、残部がＡｌおよび不可避的不純物からなるアルミニウム合金組成を有し、更に、ろう付け相当の加熱後の組織として、この心材アルミニウム合金板の圧延方向の縦断面における圧延方向の平均結晶粒径を２００μｍ以下であるとともに、この心材アルミニウム合金板の圧延面表層部での５００倍のＳＥＭにより観察される重心直径の平均値が１μｍ以上の分散粒子の平均数密度を６０００個／ｍｍ² 以下である組織を有することとする。

ここで、前記積層板における心材アルミニウム合金板が、更に、質量％で、Ｃｒ：０．０３〜０．３％、Ｚｎ：０．２〜１．０％、Ｚｒ：０．０３〜０．３％のうちの１種または２種以上を含有することが好ましい。また、前記積層板における心材アルミニウム合金板が、更に、Ｍｇを０．5 質量％以下に規制することが好ましい。また、前記積層板における心材アルミニウム合金板の板厚が０．２５ｍｍ未満の薄肉であることが好ましい。また、前記積層板の板厚が０．３ｍｍ未満の薄肉であることが好ましい。

本発明者らは、前記積層板の板厚が薄肉化された場合の、疲労特性における疲労破壊のメカニズムを探求した。この結果、本発明者らの知見によれば、本発明が課題とする、上記薄肉化された場合の疲労特性における、疲労破壊のメカニズムには２種類ある。即ち、疲労破壊による亀裂（クラック、割れ）の発生よりも、亀裂伝播（速度）が支配的な場合と、疲労破壊による亀裂（クラック、割れ）の伝播（速度）よりも、亀裂の発生が支配的な場合とである。

そして、本発明者らは、これら二つの疲労破壊のメカニズムに対して、疲労特性を向上させるための、冶金的に有効な手段も、各々異なることを知見した。即ち、疲労破壊による亀裂（クラック、割れ）の発生よりも、亀裂伝播（速度）の方が支配的な場合には、この疲労破壊の伝播（速度）は、熱交換器を構成する前記積層板の心材アルミニウム合金板の組織、即ち、平均結晶粒径と比較的微細な析出物の平均数密度とに大きく影響される。

これに対して、疲労破壊による亀裂（クラック、割れ）の伝播（速度）よりも、亀裂の発生の方が支配的な場合には、この亀裂の発生のしやすさは、熱交換器を構成する前記積層板の心材アルミニウム合金板の組織、即ち、平均結晶粒径と比較的粗大な分散粒子の平均数密度とに大きく影響される。

本発明では、この内、疲労破壊による亀裂（クラック、割れ）の伝播（速度）よりも、亀裂の発生の方が支配的な場合の疲労特性を向上させる。したがって、前記したように、この疲労破壊の伝播（速度）を、熱交換器を構成する前の熱交換器用素材としての前記積層板の心材アルミニウム合金板の組織、あるいは、前記積層板をろう付け相当の加熱をした後の心材アルミニウム合金板の組織として、平均結晶粒径や比較的粗大な分散粒子の平均数密度の組織制御によって抑制する。

そして、本発明で、この制御とは、心材アルミニウム合金板の平均結晶粒径を微細化させるとともに、微細な析出物の平均数密度を規制する。本発明のように、心材アルミニウム合金板の平均結晶粒径を微細化させるとともに、比較的粗大な分散粒子の数密度を規制することで、疲労破壊の発生自体が抑制される。この結果、疲労破壊による亀裂（クラック、割れ）の伝播（速度）よりも、亀裂の発生の方が支配的な場合の疲労寿命（疲労特性）が向上する。

ここで、本発明で言う分散粒子とは、Ｓｉ、Ｃｕ、Ｍｎ、Ｔｉなどの合金元素あるいはＦｅ、Ｍｇなどの含有される元素同士の金属間化合物や、これら元素とＡｌとの金属間化合物であって、形成元素（組成）にはよらず、組織観察によって、上記大きさから識別できる金属間化合物の総称である。

本発明の積層板、ろう付け相当加熱実施後（熱履歴）の積層板およびこれらの心材アルミニウム合金板を実施するための最良の形態について、図１、２を用いて説明する。図１は、本発明の熱交換器用アルミニウム合金積層板の断面図であり、図２は、図１の積層板（熱交換器用アルミニウム合金製チューブ）を用いた、本発明の積層板（自動車用ラジエータチューブ）の要部断面図である。なお、この図１、２の基本的な構成、構造自体は、前記した図４、５と同じである。

（積層板）
本発明の積層板は、熱交換器に組み立てられる前に、先ず、図１に示すアルミニウム合金積層板１として、予め製造される。この積層板１は、ろう付けされる場合には、心材アルミニウム合金板２の一方の面にアルミニウム合金犠牲防食材（板）３と、他面にアルミニウム合金ろう付け材（板）４とをクラッドしたブレージングシートとして構成される。

上記心材アルミニウム合金板２は、後述する特徴的な組織や組成のＪＩＳ３０００系アルミニウム合金からなる。また、上記ブレージングシートとしては、この心材２の内側である冷媒に常時触れている側（図１の上側）には、後述する犠牲防食材（犠材、内張材、皮材）３として、例えば、Ａｌ−Ｚｎ組成のＪＩＳ７０００系などのアルミニウム合金がクラッドされる。更に、心材２の外側（図１の下側）には、例えば、Ａｌ−Ｓｉ組成のＪＩＳ４０００系などのアルミニウム合金ろう材４がクラッドされる。

本発明のブレージングシートなどの積層板とは、心材アルミニウム合金板２を中心とする、以上のような３層の圧延クラッド材（板）である。心材アルミニウム合金板の板厚が０．２５ｍｍ未満の０．１６〜０．２４ｍｍの場合、ろう材、犠牲防食材ともその厚さは通常２０〜３０μｍ程度の厚みとする。しかし、その被覆率は使われる熱交部材の板厚（用途の仕様）によって異なり、これらの値に限定するものではない。

但し、ブレージングシートなどの積層板１の板厚（主として心材アルミニウム合金板の板厚）は、前記した通り、熱交換器の軽量化の要となる。したがって、積層板の板厚は０．３ｍｍ未満の０．１６〜０．２９ｍｍ程度、心材は０．２５ｍｍ未満の０．１６〜０．２４ｍｍ程度の薄板であることが好ましい。

これらブレージングシートは、均質化熱処理を施した心材アルミニウム合金板（鋳塊）の片面に、犠牲防食材（板）やろう材（板）を重ね合わせて熱間圧延し、次いで冷間圧延、中間焼鈍、冷間圧延を順に施して、Ｈ１４調質材などのシートを製造する。ここで、均質化熱処理を熱間圧延前に実施しても良い。

（熱交換器）
このブレージングシートなどのアルミニウム合金積層板１を、成形ロールなどにより幅方向に曲折して、管内面側に皮材３が配置されるように偏平管状に形成した後、これを電縫溶接等により、偏平管状のチューブを形成する。即ち、図２に示す、流体通路が形成された偏平管状のチューブ（積層部材）１１とする。

このような偏平管状のチューブ（積層部材）１１は、コルゲート加工を行った放熱フィン１２や、ヘッダ１３などの他の部材と、ブレージングにより一体に図２に示す、ラジエータ１０などの熱交換器として作製される（組み立てられる）。チューブ（積層部材）１１と放熱フィン１２とが一体化された部分を熱交換器のコアとも言う。この際、ろう材４の固相線温度以上である、５８５〜６２０℃、好ましくは５９０〜６００℃の高温に加熱してろう付けされる。この加熱温度が６２０℃を超えて高すぎると、過剰溶融やエロージョンなどが生じる。このブレージング工法としては、フラックスブレージング法、非腐食性のフラックスを用いたノコロックブレージング法等が汎用される。

図２の熱交換器において、偏平チューブ（積層部材）１１の両端はヘッダー１３とタンク（図示せず）とで構成される空間にそれぞれ開口している。そして、一方のタンク側の空間から偏平チューブ１１内を通して、高温冷媒を他方のタンク側の空間に送り、チューブ１１およびフィン１２の部分で熱交換し、低温になった冷媒を再び循環させる。

（心材アルミニウム合金板組織）
ここで、積層板あるいはろう付け相当加熱（熱履歴）後の積層板における心材アルミニウム合金板は、３０００系アルミニウム合金組成からなる。本発明では、この心材アルミニウム合金板の疲労破壊による亀裂の発生が支配的な場合の疲労における耐疲労破壊性を高めるために、このアルミニウム合金板の圧延方向の縦断面における圧延方向の平均結晶粒径（ろう付け相当加熱後の積層板のみ規定）と、上記した１μｍ以上の分散粒子の平均数密度（積層板およびろう付け相当加熱後の積層板）とを規定する。

（結晶粒）
ろう付け相当加熱後の積層板、あるいは組み立て（熱履歴）前の素材積層板としての、心材アルミニウム合金板の前記平均結晶粒径が粗大化した場合には、疲労破壊による亀裂の発生が支配的な疲労に対する耐疲労破壊性が低下する。したがって、ろう付け相当加熱後の積層板における心材アルミニウム合金板の、圧延方向の縦断面における圧延方向の平均結晶粒径は２００μｍ以下、好ましくは１５０μｍ以下に微細化させる。なお、ろう付け相当加熱後の積層板における心材アルミニウム合金板をこのように微細化させるためには、当然、素材積層板の心材アルミニウム合金板の平均結晶粒径を２００μｍ以下、好ましくは１５０μｍ以下に予めしておくことが必要となる。但し、素材積層板の心材アルミニウム合金板の前記平均結晶粒径を規定しても、ろう付け相当加熱後の積層板は、熱交換器製作時のろう付け処理などの加熱条件によって、平均結晶粒径が変化（粗大化）する。このため、素材積層板の段階で心材アルミニウム合金板の前記平均結晶粒径を規定しても、前記加熱条件によっては、上記規定を外れて粗大化する可能性もあり、素材積層板の段階では特に規定しないこととした。

なお、ここで言う結晶粒径とは、圧延方向の縦断面（圧延方向に沿って切断した板の断面）における圧延方向の結晶粒である。この結晶粒径は、素材積層板やろう付け相当加熱後の積層板における心材アルミニウム合金板（採取試料）における前記圧延方向の縦断面を、機械研磨、電解エッチングによって前処理した後に、５０倍の光学顕微鏡を用いて観察する。この際、前記圧延方向に、直線を引き、この直線上に位置する個々の結晶粒の切片長さを、個々の結晶粒径として測定する切断法（ラインインターセプト法）で測定する。これを任意の１０箇所で測定し、平均結晶粒径を算出する。この際、1 測定ライン長さは０．５ｍｍ以上とし、1 視野当たり測定ラインを各３本として、１測定箇所当たり、５視野を観察する。そして、測定ライン毎に順次測定した平均結晶粒径を、1 視野当たり（測定ライン３本）、５視野当たり／１測定箇所、１０測定箇所当たりで順次平均化して、本発明で言う、平均結晶粒径とする。

（分散粒子）
心材アルミニウム合金板は、ブレージングシートにせよ、ろう付け相当加熱後の積層板に組み立てられる（組み込まれる）際には、ろう付けの際に、６００℃付近の温度に必然的に加熱される。このような加熱履歴を受けても、本発明で規定する上記した化学成分組成などは変化しない。しかし、本発明で規定する上記した１μｍ以上の分散粒子の数密度の方は、固溶や粗大化などによって、前記ろう付け相当加熱後の積層板では、前記素材積層板よりも少ない方に変化する。

本発明では、疲労破壊による亀裂の発生が支配的な疲労に対する耐疲労破壊性を高めるために、前記素材積層板やろう付け相当加熱後の積層板における心材アルミニウム合金板の、上記した１μｍ以上の分散粒子の平均数密度を、必要以上に増やさない方向で規制する。言い換えると、ろう付けの際の上記６００℃付近の温度での加熱履歴を受けた熱交換器部材としての上記分散粒子の平均数密度を必要以上に増やさない方向で規制する。

ろう付け相当加熱後の積層板の心材アルミニウム合金板の上記分散粒子の平均数密度が６０００個／ｍｍ²を超えた場合には、疲労破壊による亀裂の発生が支配的な疲労に対する耐疲労破壊性が低下する。したがって、ろう付け相当加熱後の積層板の心材アルミニウム合金板の圧延面表層部での前記５００倍のＳＥＭにより観察される重心直径の平均値が１μｍ以上の分散粒子の平均数密度を６０００個／ｍｍ² 以下と規制する。この分散粒子の平均数密度は、好ましくは４０００個／ｍｍ² 以下、より好ましくは２０００個／ｍｍ² 以下とする。

一方、本発明では、ろう付け相当加熱後の積層板の心材アルミニウム合金板の上記分散粒子の数密度を抑制するために、ろう付けの際の加熱履歴を受ける前の、素材積層板段階での心材アルミニウム合金板の上記分散粒子の平均数密度を規定する。

即ち、素材積層板段階での心材アルミニウム合金板の、上記した分散粒子の平均数密度を７０００個／ｍｍ²以下としなければ、例えろう付けの際の加熱履歴を受けて分散粒子の数密度が減る（減った）としても、ろう付け相当加熱後の積層板での心材アルミニウム合金板の、上記した分散粒子の平均数密度を保証（確保）できない。したがって、本発明では、素材積層板段階での心材アルミニウム合金板の５００倍のＳＥＭにより観察される重心直径の平均値が１μｍ以上の分散粒子の平均数密度を７０００個／ｍｍ² 以下と規定する。この分散粒子の平均数密度は、好ましくは５０００個／ｍｍ² 以下、より好ましくは３０００個／ｍｍ² 以下とする。

これらの分散粒子は、前記した通り、Ｓｉ、Ｃｕ、Ｍｎ、Ｔｉなどの合金元素あるいはＦｅ、Ｍｇなどの含有される元素同士の金属間化合物や、これら元素とＡｌとの金属間化合物である。そして、本発明で、上記のようにそのサイズと数密度で規定するのは、分散粒子は、形成元素（組成）によらず、そのサイズと数密度とが、亀裂伝播（速度）が支配的な疲労における耐疲労破壊性に大きく影響するからである。

これら析出物のサイズと平均数密度との測定は、前記心材アルミニウム合金板の圧延面表層部における組織を、倍率５００倍のＳＥＭ（走査型電子顕微鏡) で１０視野観察する。これを画像解析して、各重心直径の平均値が１μｍ以上の分散粒子の平均数密度（個／ｍｍ² ）を測定する。

（分散粒子の数密度制御）
これら規定した分散粒子の平均数密度の制御は、均熱処理（均質化熱処理）において、均熱処理の加熱過程で析出する分散粒子の数密度を必要以上に増やさないことによって行う。これらのサイズの析出物の数密度を、素材としての心材アルミニウム合金板（鋳塊）の段階で、上記分散粒子の平均数密度を７０００個／ｍｍ² を超えて増やさないようにするためには、均熱温度に到達後に一定時間保持後に熱延を開始するに際して、均熱処理が終了後から熱延を開始するまでの時間を３０分以下とする。均熱温度は４５０℃以上で、かつバーニングが生じないような、比較的高温とする。この均熱温度が４５０℃未満では、均質化（均熱）の効果がない。但し、この心材アルミニウム合金板（鋳塊）に対する均熱処理は比較的高温なので、犠牲防食材（板）やろう材（板）の融点によっては、心材に、これら犠牲防食材（板）やろう材（板）を重ね合わせた状態では行えない場合がある。このような場合には、心材アルミニウム合金鋳塊のみに対して、上記比較的高温の均熱処理を行ない、その後、重ね合わせた状態の積層板に対して、比較的低温の均熱処理や、熱延のための再加熱処理を行なうことが好ましい。

（アルミニウム合金組成）
以下、本発明に係る積層板を構成する各部材のアルミニウム合金組成を説明する。先ず、心材アルミニウム合金板２は、前記した通り、３０００系アルミニウム合金組成からなる。ただ、心材アルミニウム合金板２はチューブ材およびヘッダー材などの熱交換器用部材として、後述する本発明組織とするためだけでなく、それ以外にも、成形性、ろう付け性あるいは溶接性、強度、耐食性などの諸特性が要求される。

このため、本発明に係る心材アルミニウム合金板は、質量％で、Ｓｉ：０．２〜１．５％、Ｃｕ：０．２〜１．２％、Ｍｎ：０．２〜１．４％、Ｔｉ：０．０３〜０．３％を各々含有するとともに、Ｆｅ：１．0 ％以下に規制し、残部がＡｌおよび不可避的不純物からなるアルミニウム合金組成とする。なお、各元素の含有量の％表示は全て質量％の意味である。

ここで、前記アルミニウム合金板が、更に、質量％で、Ｃｒ：０．０３〜０．３％、Ｚｎ：０．２〜１．０％、Ｚｒ：０．０３〜０．３％のうちの１種または２種以上を含有することが好ましい。また、Ｍｇを０．5 質量％以下に規制することが好ましい。

上記Ｆｅ、Ｍｇおよび上記記載元素以外の元素は基本的には不純物である。ただ、アルミニウム合金板のリサイクルの観点から、溶解材として、高純度アルミニウム地金だけではなく、６０００系合金やその他のアルミニウム合金スクラップ材、低純度アルミニウム地金などを溶解原料として使用した場合には、これらの元素が混入される。そして、これら元素を例えば検出限界以下に低減すること自体コストアップとなり、ある程度の含有の許容が必要となる。したがって、本発明目的や効果を阻害しない範囲での含有を許容する。例えば、Ｂ等、上記以外の元素はそれぞれ０．０５％以下であれば含有されていてもかまわない。

Ｓｉ：０．２〜１．５％
ＳｉはＦｅと金属間化合物を形成して心材アルミニウム合金板の強度を高める。このため、前記積層板やろう付け相当加熱後の積層板としての必要な強度を確保するためには、下限０．２％以上含有させる。一方、Ｓｉ含有量が多過ぎると、心材中に粗大な化合物を形成して、前記積層板やろう付け相当加熱後の積層板としての耐食性が低下するため、上限は１．５％以下とする。したがって、Ｓｉの含有量範囲は０．２〜１．５％の範囲とする。

Ｃｕ：０．２〜１．２％
Ｃｕは固溶状態にてアルミニウム合金板中に存在し、心材アルミニウム合金板の強度を向上させる。このため、前記積層板やろう付け相当加熱後の積層板としての必要な強度を確保するためには、下限０．２％以上含有させる。一方、Ｃｕ含有量が多過ぎると、前記積層板やろう付け相当加熱後の積層板としての耐食性が低下するため、上限は１．２％以下とする。したがって、Ｃｕの含有量範囲は０．２〜１．２％の範囲とする。

Ｍｎ：０．２〜１．４％
Ｍｎは、規定している分散粒子などの金属間化合物をアルミニウム合金板中に分布させ、心材アルミニウム合金板の、耐食性を低下させることなく、強度を向上させるための元素である。また、結晶粒径を微細化させ、耐振動疲労特性や、疲労破壊による亀裂の発生が支配的な疲労に対する耐疲労破壊性を高める効果もある。このため、前記積層板やろう付け相当加熱後の積層板としての必要な強度を確保し、耐疲労破壊性を高めるためには、下限０．２％以上含有させる。

一方、Ｍｎ含有量が多過ぎると、却って、分散粒子の数密度が規定より多くなりすぎ、耐振動疲労特性や、疲労破壊による亀裂の発生が支配的な疲労に対する、耐疲労破壊性を低下させる。また、アルミニウム合金積層板の成形性が低下し、部品形状への組付け等の加工時にアルミニウム合金積層板が割れてしまう恐れがある。このため、Ｍｎ含有量の上限は１．４％以下とする。したがって、Ｍｎの含有量範囲は０．２〜１．４％の範囲とする。また、Ｍｎの含有量範囲を、好ましくは、０．２％以上、１．０％以下、より好ましくは０．２％以上、０．６％以下とする。

Ｔｉ：０．０３〜０．３％
Ｔｉは、アルミニウム合金板中で微細な金属間化合物を形成し、心材アルミニウム合金板の耐食性を向上させる働きを有する。このため、前記積層板やろう付け相当加熱後の積層板としての必要な耐食性を確保するためには、下限０．０３％以上含有させる。一方、Ｔｉ含有量が多過ぎると、アルミニウム合金積層板の成形性が低下し、部品形状への組付け等の加工時にアルミニウム合金積層板が割れてしまう恐れがある。このため、Ｔｉ含有量の上限は０．３％以下とする。したがって、Ｔｉの含有量範囲は０．０３〜０．３％の範囲とする。

Ｆｅ：１．0 ％以下
Ｆｅは、不純物としてスクラップをアルミニウム合金溶解原料として使用する限り、心材アルミニウム合金板に必然的に含まれる。Ｆｅには、前述のようにＳｉと金属間化合物を形成して心材アルミニウム合金板の強度を高めるとともに、結晶粒径を微細化し、さらに心材のろう付け性を高める効果がある。しかし、その含有量が多すぎると、心材アルミニウム合金板の耐食性が著しく低下する。このためＦｅ含有量は１．０％以下に規制する。

Ｍｇ：０．5 ％以下
Ｍｇは心材アルミニウム合金板の強度を高めるが、その含有量が多いとフッ化物系フラックスを用いるノコロックろう付け法などにおいてろう付け性が低下する。このため、Ｍｇによってろう付け性が低下するようなろう付け条件による熱交換器向けには、Ｍｇ含有量は０．５％以下に規制することが好ましい。

Ｃｒ：０．０３〜０．３％、Ｚｎ：０．２〜１．０％、Ｚｒ：０．０３〜０．３％のうちの１種または２種以上
Ｃｒ、Ｚｎ、Ｚｒは、心材アルミニウム合金板の耐振動疲労特性や、疲労破壊による亀裂の発生が支配的な疲労特性を高める効果がある。この効果を発揮させたい場合には、Ｃｒ：０．０３〜０．３％、Ｚｎ：０．２〜１．０％、Ｚｒ：０．０３〜０．３％の範囲で、１種または２種以上を含有させる。

（ろう材合金）
次に、心材アルミニウム合金板２にクラッドされるろう材合金４は、従来から汎用されているＪＩＳ４０４３、４０４５、４０４７などの４０００系のＡｌ−Ｓｉ系合金ろう材など公知のろう材アルミニウム合金が使用できる。ろう材合金は、一方の面にアルミニウム合金犠牲防食材（板）３と、他面にアルミニウム合金ろう付け材（板）４とをクラッドしたブレージングシートとして構成される。

（犠牲防食材）
更に、心材アルミニウム合金板２にクラッドされる犠牲防食材合金３は、従来から汎用されているＡｌ−１質量％Ｚｎ組成のＪＩＳ７０７２などの７０００系アルミニウム合金等、Ｚｎを含む公知の犠牲防食材アルミニウム合金が使用できる。このような犠牲防食材は、冷却水がチューブ内面側に存在する自動車用熱交換器では必須となる。即ち、前記した冷却水が存在するチューブ内面側の腐食性に対する防食、耐蝕性確保のためには必須となる。

以下、実施例を挙げて本発明をより具体的に説明する。表１に示すＡ〜Ｊの組成のアルミニウム合金心材２を有する積層板（ブレージングシート）１を作成して、心材２部分の組織を調査した。更に、この積層板１を、ろう付けを模擬して、６００℃の温度に３分間ろう付け相当の加熱、保持を実施した後、平均冷却速度１００℃／分で冷却し、このろう付け相当加熱後の積層板の心材部分の組織を調査した。これらの結果を表２に示す。また、このろう付け相当加熱後の積層板の機械的な特性と、疲労特性を測定、評価した。これらの結果を表３に示す。

（積層板の製造）
積層板の製造は以下の通りとした。表１に示すＡ〜Ｊの組成の３０００系アルミニウム合金組成を溶解、鋳造してアルミニウム合金心材鋳塊を製造とした。この心材鋳塊の一方の面に、Ａｌ−１質量％Ｚｎ組成からなるＪＩＳ７０７２アルミニウム合金板を犠牲防食材として、他面にＡｌ−１０質量％Ｓｉ組成からなるＪＩＳ４０４５アルミニウム合金板をろう付け材として、各々クラッドした。そして、このクラッド板を、表２に示すように、各例とも均熱温度、均熱終了後から熱延を開始するまでの時間を種々変えて、前記した分散粒子の数密度を制御した上で、クラッド板を熱間圧延した。そして更に、適宜中間焼鈍を施しながら冷間圧延し、Ｈ１４調質材の積層板（ブレージングシート）とした。

各例とも共通して、積層板は、心材アルミニウム合金板の板厚が０．１８ｍｍであり、この心材の各々の面に、それぞれ積層されたろう材、犠牲防食材ともに、その厚さは２０〜３０μｍの範囲であった。

（組織）
前記した測定方法を各々用いて、上記冷延クラッド板である積層板の心材部分と、上記加熱後の各積層板の心材部分との組織を観察して、圧延方向の縦断面における圧延方向の平均結晶粒径（μｍ）、圧延面表層部における５００倍のＳＥＭにより観察される重心直径の平均値が１μｍ以上の分散粒子の平均数密度（個／ｍｍ² ）を測定した。これらの結果を表２に示す。ここで、素材であるろう付け相当加熱前の積層板の心材アルミニウム合金板の平均結晶粒径は、表２に示していないが、上記短時間のろう付け相当加熱では殆ど変化しないために、表２に示す、ろう付け相当加熱後の積層板における心材アルミニウム合金板の平均結晶粒径と概ね同じであった。

（機械的特性）
上記加熱後の各積層板の引張り試験を行い、引張強さ（ＭＰａ）、０．２％耐力（ＭＰａ）、伸び（％）、絞り（％）、ｎ値を各々測定した。これらの結果を表３に示す。試験条件は、各積層板から圧延方向に対し垂直方向のＪＩＳＺ２２０１の５号試験片（２５ｍｍ×５０mmＧＬ×板厚）を採取し、引張り試験を行った。引張り試験は、ＪＩＳＺ２２４１（１９８０）（金属材料引張り試験方法）に基づき、室温２０℃で試験を行った。また、クロスヘッド速度は、５ｍｍ／分で、試験片が破断するまで一定の速度で行った。ｎ値は、降伏伸びの終点から真応力と真歪みを計算し、横軸を歪み、縦軸を応力とした対数目盛上にプロットし、測定点が表す直線の勾配を測定してｎ値とした。

（疲労特性）
上記加熱後の各積層板の疲労特性の評価は、図３に示す、前記特許文献５にも記載された、公知の片振り型平面曲げ疲労試験機によって、常温にて行った。即ち、上記加熱後の各積層板から、圧延方向と平行となるように、１０ｍｍ×６０ｍｍ×板厚の試験片を切り出して試験片を作製した。この試験片の一端を、図３の右側に示すように、片振り平面曲げ疲労試験機の固定側に取り付けた。そして、この試験片の他端を、図３の左側に示すように、駆動側のナイフエッジで挟持した。

曲げ疲労試験は、このナイフエッジの位置を移動させることで、試験片セット長さを変化させつつ、片振り幅一定（図３の上下方向に５ｍｍ）となるように、試験片の平面曲げを繰り返し行った。このとき、本発明が課題とする亀裂発生が支配的な疲労を再現するために、付加曲げ応力を、破断部の歪量が比較的高い最大０．００５程度となるように試験片セット長さを調節した。このような条件で、各試験片が破断するまでの平面曲げの繰り返し数を求めた。これらの結果を表３に示す。

なお、破断部の歪量については歪ゲージを破断部位に直接貼ることができないため、破断部位から少し離れた２、３箇所の所定の位置に歪ゲージを貼り、各試験片長さ時の歪ゲージの歪値から破断部位の歪量を内挿することにより破断部位の歪量を推計し、これを元に負荷応力、すなわち、試験片セット長さを調節した。

（破面観察）
更に、曲げ疲労試験後の各積層板（上記ろう付け相当加熱後）の疲労破壊近傍の圧延面を、１００倍のＳＥＭで観察し、亀裂の発生の程度から疲労破壊の機構を調査した。この亀裂の発生程度が比較的多い場合には、本発明が課題とする亀裂発生が支配的な疲労であり、亀裂の発生程度が比較的少ない場合には、亀裂伝搬が支配的な疲労である。したがって、同種のアルミニウム合金板につき、意図的（典型的に）に亀裂発生が支配的な疲労と、亀裂伝搬が支配的な疲労とを作り分けた、基準となる試料から、亀裂発生程度の違いを予め調べておく。そして、この基準となる試料と比較して、亀裂の発生程度が比較的多い場合には亀裂伝搬が支配的な疲労であり、亀裂の発生程度が比較的少ない場合には亀裂伝搬が支配的な疲労であると判定した。これらの結果を表３に示す。

表２に示す通り、発明例１〜１３は、心材アルミニウム合金板が本発明成分組成範囲内で、かつ、好ましい均熱条件範囲で製造している。このため、表２に示す通り、積層板（ブレージングシート）の心材アルミニウム合金板は、その圧延面表層部での５００倍のＳＥＭにより観察される重心直径の平均値が１μｍ以上の分散粒子の平均数密度を７０００個／ｍｍ² 以下である組織を有する。したがって、ろう付け相当加熱後の積層板（ブレージングシート）としても、その心材アルミニウム合金板は、その圧延方向の縦断面における圧延方向の平均結晶粒径が２００μｍ以下であるとともに、その圧延面表層部での５００倍のＳＥＭにより観察される重心直径の平均値が１μｍ以上の分散粒子の平均数密度を６０００個／ｍｍ²以下である組織を有する。

この結果、表３に示す通り、発明例１〜１３は、所定の強度を有した上で、絞り、ｎ値などの特性が優れ、曲げ疲労試験におけるろう付け相当材の破断までの繰り返し数が多く、疲労寿命が長い。したがって、亀裂の発生の程度が多いという破面近傍表面観察結果から、発明例１〜１３は、本発明が課題とする亀裂発生が支配的な疲労に優れていることが分かる。

言い換えると、後述する各比較例との比較において、発明例１〜１３のように、絞りが８５％以上、ｎ値が０．３２以上あれば、本発明が課題とする亀裂発生が支配的な疲労に優れていることが分かる。

これに対して、比較例１４、１５は、心材アルミニウム合金板が本発明成分組成範囲内（Ｂ）ではあるが、均熱温度が低すぎる。このため、表２に示す通り、積層板の心材アルミニウム合金板は前記析出物の平均数密度が７０００個／ｍｍ² を超えている。したがって、上記加熱後の各積層板も、心材アルミニウム合金板の上記平均結晶粒径は１５０μｍ以下であるものの、上記分散粒子の平均数密度が６０００個／ｍｍ² を超える。

この結果、表３に示す通り、比較例１４、１５は、所定の強度を有しているものの、絞りが８５％未満、ｎ値が０．３２未満と、これらの特性が劣っている。このため、曲げ疲労試験におけるろう付け相当材の破断までの繰り返し数が少なく、疲労寿命が短い。したがって、破断部近傍圧延表面の亀裂の発生の程度が多いという観察結果から、比較例１４、１５は、亀裂発生が支配的な疲労に劣っていることが分かる。

比較例１６〜２０は、心材アルミニウム合金板が本発明範囲から外れる成分組成Ｎ、Ｏ、Ｐ、Ｑ、Ｒ（表１）を有している。即ち、Ｓｉ、Ｃｕ、Ｍｎ、Ｔｉ、Ｆｅの含有量が各々上限を超えており、多すぎる。この結果、上記加熱後の各積層板は、曲げ疲労試験におけるろう付け相当材の破断までの繰り返し数が少なく、疲労寿命が短い。

したがって、以上の実施例の結果から、熱交換器用積層板あるいはろう付け相当加熱後の積層板としての、機械的な特性や、亀裂発生が支配的な疲労に優れるための、本発明各要件の持つ臨界的な意義乃至効果が裏付けられる。

本発明によれば、アルミニウム合金ラジエータチューブなどのろう付け相当加熱後の積層板や、アルミニウム合金ブレージングシートなどの積層板の薄肉化が可能な、疲労特性に優れたアルミニウム合金積層板やろう付け相当加熱後の積層板を提供できる。したがって、本発明は、ラジエータチューブの薄肉化とともに、疲労特性に優れることが求められる、自動車用などのアルミニウム合金製熱交換器に用いられて好適である。

本発明積層板を示す断面図である。 アルミニウム合金製熱交換器を示す断面図である。 曲げ疲労試験を示す説明図である。 一般的なアルミニウム合金製熱交換器を示す断面図である。 一般的なブレージングシートなどの積層板を示す断面図である。

符号の説明

１：熱交換器用アルミニウム合金積層板、２：心材、３：皮材、４：ろう材、１０：ラジエータ（熱交換器）、１１：チューブ（積層部材）、１２：放熱フィン、１３：ヘッダ

Claims (10)

1. 少なくとも心材アルミニウム合金板とアルミニウム合金犠牲防食材とをクラッドし、ろう付けによって熱交換器とされるアルミニウム合金積層板であって、前記心材アルミニウム合金板が、質量％で、Ｓｉ：０．２〜１．５％、Ｃｕ：０．2 〜１．２％、Ｍｎ：０．２〜１．４％、Ｔｉ：０．０３〜０．３％を各々含有するとともに、Ｆｅ：１．0 ％以下に規制し、残部がＡｌおよび不可避的不純物からなるアルミニウム合金組成を有し、更に、この心材アルミニウム合金板の圧延面表層部での５００倍のＳＥＭにより観察される重心直径の平均値が１μｍ以上の分散粒子の平均数密度を７０００個／ｍｍ² 以下とした組織を有することを特徴とする、疲労特性に優れたアルミニウム合金積層板。
2. 前記積層板における心材アルミニウム合金板が、更に、質量％で、Ｃｒ：０．０３〜０．３％、Ｚｎ：０．２〜１．０％、Ｚｒ：０．０３〜０．３％のうちの１種または２種以上を含有する、請求項１に記載の疲労特性に優れたアルミニウム合金積層板。
3. 前記積層板における心材アルミニウム合金板が、更に、Ｍｇを０．5 質量％以下に規制した、請求項１または２に記載の疲労特性に優れたアルミニウム合金積層板。
4. 前記積層板における心材アルミニウム合金板の板厚が０．２５ｍｍ未満の薄肉である請求項１乃至３のいずれか１項に記載の疲労特性に優れたアルミニウム合金積層板。
5. 前記積層板の板厚が０．３ｍｍ未満の薄肉である請求項１乃至４のいずれか１項に記載の疲労特性に優れたアルミニウム合金積層板。
6. 少なくとも心材アルミニウム合金板とアルミニウム合金犠牲防食材とがクラッドされ、前記心材アルミニウム合金板が、質量％で、Ｓｉ：０．２〜１．５％、Ｃｕ：０．2 〜１．２％、Ｍｎ：０．２〜１．４％、Ｔｉ：０．０３〜０．３％を各々含有するとともに、Ｆｅ：１．0 ％以下に規制し、残部がＡｌおよび不可避的不純物からなるアルミニウム合金組成を有し、更に、ろう付け相当の加熱後の組織として、この心材アルミニウム合金板の圧延方向の縦断面における圧延方向の平均結晶粒径を２００μｍ以下であるとともに、この心材アルミニウム合金板の圧延面表層部での５００倍のＳＥＭにより観察される重心直径の平均値が１μｍ以上の分散粒子の平均数密度を６０００個／ｍｍ² 以下である組織を有することを特徴とする、疲労特性に優れたアルミニウム合金積層板。
7. 前記積層板における心材アルミニウム合金板が、更に、質量％で、Ｃｒ：０．０３〜０．３％、Ｚｎ：０．２〜１．０％、Ｚｒ：０．０３〜０．３％のうちの１種または２種以上を含有する、請求項６に記載の疲労特性に優れたアルミニウム合金積層板。
8. 前記積層板における心材アルミニウム合金板が、更に、Ｍｇを０．5 質量％以下に規制した、請求項６または７に記載の疲労特性に優れたアルミニウム合金積層板。
9. 前記積層板における心材アルミニウム合金板の板厚が０．２５ｍｍ未満の薄肉である請求項６乃至８のいずれか１項に記載の疲労特性に優れたアルミニウム合金積層板。
10. 前記積層板の板厚が０．３ｍｍ未満の薄肉である請求項６乃至９のいずれか１項に記載の疲労特性に優れたアルミニウム合金積層板。

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