JP2013234376A - 高強度アルミニウム合金ブレージングシート及びその製造方法 - Google Patents

Abstract

【課題】良好なろう付性と耐食性、高いクリープ強度を有するアルミニウム合金ブレージングシートを提供する。
【解決手段】本発明は、アルミニウム合金からなる心材と、心材の少なくとも一方の面にクラッドされたＡｌ−Ｓｉ系合金からなるろう材とを備えるアルミニウム合金ブレージングシートにおいて、心材は、Ｍｎ：０．６〜１．８ｍａｓｓ％、Ｓｉ：０．０１〜１．２ｍａｓｓ％、Ｆｅ：０．３ｍａｓｓ％以下、Ｃｕ：０．０５〜１．２ｍａｓｓ％を含有するアルミニウム合金であり、ろう材は、Ｓｉ：２．５〜１３．０ｍａｓｓ％、Ｆｅ０．０５〜１．０ｍａｓｓ％を含有するアルミニウム合金であり、心材は、ろう付前の任意断面において、Ｆｅを含有する金属間化合物であって円相当径が１〜１００μｍであるものの占める面積率が３％以下であることを特徴とする高強度アルミニウム合金ブレージングシートである。
【選択図】なし

Description

本発明は、自動車用熱交換器等に使用されるアルミニウム合金ブレージングシートに関し、特に高温圧縮空気や冷媒の通路構成材として好適に使用される高強度アルミニウム合金ブレージングシート及びその製造方法に関する。

アルミニウム合金は軽量かつ高熱伝導性を備えており、適切な処理により高耐食性が実現できるため、自動車用熱交換器、例えば、ラジエータ、コンデンサ、エバポレータ、ヒータ、インタークーラなどに用いられている。これら自動車用熱交換器の流路形成部品用の材料として、アルミニウム合金からなる心材と、この心材にろう材や犠牲陽極材をクラッドしたアルミニウム合金ブレージングシートが使用されている。具体的には、ＪＩＳ３００３合金に代表されるＡｌ−Ｍｎ系合金等を心材とし、一方の面にＡｌ−Ｓｉ系合金等のろう材、又は、Ａｌ−Ｚｎ系合金等の犠牲陽極材をクラッドした２層クラッド材や、心材の内面側にＡｌ−Ｚｎ系合金などの犠牲陽極材をクラッドすると共に、大気側にＡｌ−Ｓｉ系合金などのろう材をクラッドした３層クラッド材が使用されている。

熱交換器は通常、このようなクラッド材とコルゲート成形したフィンとを組み合わせ、６００℃程度の温度でろう付することによって接合される。熱交換器として自動車に搭載された後、この流路形成部品が破壊し貫通すると、内部を循環している冷却水や冷媒の漏洩が生じる。そのため、製品寿命を向上させるために、ろう付後における強度に優れたアルミニウム合金ブレージングシートが必要不可欠とされている。

ところで、近年になって自動車の軽量化に対する要求が高まり、これに対応するため自動車用熱交換器の軽量化も求められている。そのため、熱交換器を構成する各部材の薄肉化が検討されており、これに伴いアルミニウム合金ブレージングシートのろう付け後の強度を更に向上させることが必要とされている。特に、ターボチャージャの圧縮空気を冷却する熱交換器であるインタークーラは、圧縮空気の流路を形成するアルミ材料が２００℃近い高温に晒される。このような高温環境では、材料がクリープ変形を起こし、それによって熱交換器の部材に損傷が生じることが懸念される。従って、材料が薄肉であっても熱交換器に十分な耐久性を持たせるためには、従来よりもクリープ強度に優れる材料が要求される。

ここで、アルミニウム合金ブレージングシートのクリープ強度を決定する要因について考えると、その大半は心材が担っている。そして、心材のクリープ強度には主要添加元素であるＭｎの存在状態が大きく影響すると考えられる。心材に添加されたＭｎは、アルミニウムのマトリックス中に固溶して固溶強化として作用する。また、Ｍｎは、金属間化合物（Ａｌ−Ｍｎ−Ｓｉ系化合物）を生成することができることから、これが分散強化材として作用することもある。

上記のＭｎの挙動に影響を与えるのが、心材に含有されているＦｅである。Ｆｅは、Ｓｉ、ＭｎとともにＡｌ−Ｆｅ−Ｍｎ−Ｓｉ系やＡｌ−Ｍｎ−Ｆｅ系の化合物を形成するが、これらＦｅを含む金属間化合物は粗大なものとなり易く粗大になった場合には分散強化にはほとんど寄与しない。そして、Ｆｅの含有量が多いと、粗大な金属間化合物が多く形成し、マトリックス中に固溶するＭｎ量が減少すると共に、分散強化に有用な前記Ａｌ−Ｍｎ−Ｓｉ系の金属間化合物の分散密度が低くなるため、これらによるクリープ強度向上の効果が低減する。

上記のクリープ強度に対する構成元素の影響を考慮すると、従来から使用されているアルミニウム合金ブレージングシートの心材であるＪＩＳ３００３合金（Ａｌ−Ｍｎ系合金）は、心材に０．７％以下のＦｅの含有を許容することから、このようなクラッド材のろう付け後のクリープ強度は不十分であり、例えば２００℃における引張強さが１１０ＭＰａ程度であり不十分な強度であった。

もっとも、このような一般材であってもろう付け条件を調整することでクリープ強度を改善することができる。例えば、より高温の条件、又は、より長時間の条件でろう付加熱を行えば、その間にＦｅを含む金属間化合物の一部のＭｎをマトリックス中に固溶させることができるため、Ｍｎによる固溶強化の効果を得ることができ、優れたクリープ強度を発揮させることが可能である。

しかし、ろう付温度の高温化は、局所的なろう侵食やフィンの溶融、座屈の発生が不可避となるため、現実的な対応ではない。また、近年、熱交換器の生産を高効率化するため、ろう付の加熱処理を従来よりも短時間で行う技術開発が進んでいる。かかる時代背景を鑑みると、ろう付加熱を長時間化することはその要求に背くものである。更に、短時間のろう付加熱では、熱交換器全体の温度を均一にすることが難しくなる。

以上から、アルミニウム合金ブレージングシートのろう付け後のクリープ強度確保のためには、心材中のＦｅを含む金属間化合物の問題に対処する必要はあるものの、ろう付け温度の高温化やろう付け時間の長時間化は採用できない。むしろ短時間でのろう付加熱においても、ろう付後に優れたクリープ強度を持たせることが必要不可欠な技術課題となっている。

アルミニウム合金におけるＦｅを含む金属間化合物の影響について検討を行った先行技術としては、例えば、特許文献１記載のものがある。この先行技術では、鋳造後のアルミニウム合金の均質化処理を５７０℃以上で８時間以上行い、熱間圧延を４５０〜５５０℃で行い、その後の工程についても様々な条件を規定している。その結果、得られるアルミニウム合金の金属組織は、１μｍ以下の析出物が５００００個／ｍｍ^２以上であるとされている。

しかしながら、上記の先行技術においては、Ｆｅを含む金属間化合物のみの影響について検討するものではない。そして、高速ろう付におけるクリープ強度の向上という技術課題に対する解決策を示唆し得ない。

特開平２−２８２４５１号公報

本発明は、良好なろう付性と耐食性だけでなく、高速ろう付に対応可能であり高いクリープ強度を有するアルミニウム合金ブレージングシートの提供を目的とする。特に、自動車用熱交換器の流体通路構成材として好適に使用可能なアルミニウム合金ブレージングシート、及び、その製造方法の提供を目的とする。

本発明者等は上記課題について鋭意研究を重ねた結果、アルミニウム合金ブレージングシートの心材となるアルミニウム合金について、高速のろう付加熱においてもクリープ強度を改善するためには、粗大なＦｅを含む金属間化合物の体積を一定限度まで減らし、固溶強化及び分散強化を阻害させないことが重要であると考えた。この考察は、Ｆｅを含む金属間化合物は、従来、その存在そのものが忌避されるべきものであると考えられていたが、合金強度に悪影響を及ぼすものとそうでないものの基準を明確とし、前者についてその許容限度を明示すべきであるという考えに基づくものである。

一方、合金強度に悪影響を及ぼし得るＦｅを含む金属間化合物の体積を低減するためには、添加するＦｅの量を制限することはもちろんであるが、それだけでは不十分である。そこで本発明者等は、Ｆｅを含む金属間化合物の生成経路を考慮し、鋳造工程等の合金製造工程に関する条件を詳細に制御することが必要であると考えた。そして、特定の合金組成のアルミニウム合金心材を用いて、特定の工程で製造することで、特定の金属組織を有するアルミニウム合金クラッド材がその目的に適合することを見出し本発明に想到した。

即ち、本発明は、アルミニウム合金からなる心材と、前記心材の少なくとも一方の面にクラッドされたＡｌ−Ｓｉ系合金からなるろう材とを備えるアルミニウム合金ブレージングシートにおいて、前記心材は、Ｍｎ：０．６〜１．８ｍａｓｓ％、Ｓｉ：０．０１〜１．２ｍａｓｓ％、Ｆｅ：０．３ｍａｓｓ％以下、Ｃｕ：０．０５〜１．２ｍａｓｓ％を含有し、残部Ａｌ及び不可避的不純物からなるアルミニウム合金であり、前記ろう材は、Ｓｉ：２．５〜１３．０ｍａｓｓ％、Ｆｅ０．０５〜１．０ｍａｓｓ％を含有し、残部Ａｌ及び不可避的不純物からなるアルミニウム合金であり、前記心材は、ろう付前の任意断面において、Ｆｅを含有する金属間化合物であって円相当径が１〜１００μｍであるものの占める面積率が３％以下であることを特徴とする高強度アルミニウム合金ブレージングシートである。

以下、本発明に係る高強度アルミニウム合金ブレージングシートについて、その金属組織及び各構成の詳細について説明する。尚、強度や耐食性に関する性能に関する説明は、全てろう付後についてのものである。また、本願明細書において合金組成を示す「％」とはｍａｓｓ％（質量％）を意味する。

本発明に係るアルミニウム合金ブレージングシートは心材の金属組織に関し、ろう付前の心材の任意断面におけるＦｅを含む金属間化合物の面積率について、その円相当径が１〜１００μｍであるものの占める面積率が３％以下とする。

Ｆｅを含む金属間化合物のサイズとして、円相当径が１〜１００μｍと規定するのは、心材の強度に好ましくない金属間化合物を明確にするためである。即ち、１μｍ未満の微細な金属間化合物は、ろう付後のクリープ強度に悪影響を及ぼすどころか、分散強化を有する分散粒子としてクリープ強度に寄与するからである。また、１００μｍを越える巨大な金属間化合物は正常に製造されたブレージングシートには存在し得ない。これは、かかる巨大な金属化化合物は、心材製造中の圧延の際、圧延材の割れの要因となるからである。

そして、上記サイズのＦｅを含む金属間化合物について、任意断面で占める割合を面積率で３％以下としたのは、好ましくない金属間化合物であっても存在が許容される限界を明確にするためである。面積率で３％以下である場合、ろう付加熱の時間によらずに、ろう付後のクリープ強度として十分なものを得ることができる。一方、面積率が３％を越えると、ろう付加熱が短時間の場合に、ろう付後のクリープ強度が不十分となる。尚、本発明では、ろう付け加熱前の心材の状態について、上記のＦｅを含む金属間化合物の面積率を規定しているが、ろう付加熱後もこの面積率は同じとなる。この金属間化合物は、短時間でのろう付加熱によって固溶しないからである。

次に、本発明のアルミニウム合金ブレージングシートを構成する心材、ろう材、犠牲陽極材の合金成分について説明する。

心材は、Ｍｎ：０．６〜１．８ｍａｓｓ％、Ｓｉ：０．０１〜１．２ｍａｓｓ％、Ｆｅ：０．０１〜０．３ｍａｓｓ％、Ｃｕ：０．０５〜１．２ｍａｓｓ％を含有し、残部Ａｌ及び不可避的不純物からなるアルミニウム合金である。心材であるアルミニウム合金についての必須添加元素は、Ｍｎ、Ｓｉ、Ｆｅ、Ｃｕである。

Ｍｎは、ＳｉとともにＡｌ−Ｍｎ−Ｓｉ系の金属間化合物を形成し、分散強化によりクリープ強度を向上させたり、アルミニウム母相中に固溶して固溶強化によりクリープ強度を向上させる。Ｍｎの含有量は、０．６〜１．８ｍａｓｓ％（以下、単に「％」と記す）である。含有量が０．６％未満ではその効果が小さく、１．８％を超えると鋳造時に巨大金属間化合物が形成され易くなり、塑性加工性を低下させる。Ｍｎの好ましい含有量は、０．８〜１．６％である。

Ｓｉは、ＭｎとともにＡｌ−Ｍｎ−Ｓｉ系の金属間化合物を形成し、分散強化により強度を向上させたり、アルミニウム母相中に固溶して固溶強化により強度を向上させる。Ｓｉの含有量は、０．０１〜１．２％である。含有量が０．０１％未満では高純度アルミニウム地金を使用しなければならずコスト高となり、１．２％を超えると心材の融点が低下して心材へのろうの侵食が発生する。Ｓｉの好ましい含有量は、０．３〜１．０％である。

Ｆｅは、これまで述べたように、粗大な金属間化合物を形成し、Ｍｎによる固溶強化、分散強化の作用の妨げとなる。そのため、本発明で如何にＦｅを含む金属間化合物の許容量を明示したとしても、Ｆｅ含有量には上限がある。以上から、Ｆｅの含有量は、０．３％を上限とする。０．３％を超えると、高速でろう付された場合のクリープ強度が不十分となるからである。一方、Ｆｅの含有量は少ない方が好ましいが、０．０１％未満に制御することは容易ではなく、高純度アルミニウム地金を使用しなければならずコスト高となる。尚、Ｆｅの好ましい含有量は、０．１〜０．２５％である。

Ｃｕは、固溶強化により強度を向上させる。Ｃｕの含有量は、０．０５〜１．２％である。含有量が０．０５％未満ではその効果が小さく、１．２％を超えるとアルミニウム合金が鋳造時に割れを発生する。Ｃｕの好ましい含有量は、０．３〜１．０％である。

心材は、上記の必須構成元素に加えて、Ｍｇ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｃｒ、Ｖから成る群から選択される１種以上を含有しても良い。

Ｍｇは、Ｍｇ_２Ｓｉの析出により強度を向上させるので含有させるのが好ましい。Ｍｇの含有量は、０．０５〜０．５％が好ましい。含有量が０．０５％未満ではその効果が小さい場合があり、０．５％を超えると、ろう付が困難となる場合がある。Ｍｇのより好ましい含有量は、０．１５〜０．４％である。

Ｔｉは、固溶強化により強度を向上させるので含有させるのが好ましい。Ｔｉの含有量は、０．０５〜０．３％が好ましい。含有量が０．０５％未満ではその効果が得られない場合があり、０．３％を超えると巨大金属間化合物を形成し易くなり、塑性加工性を低下させる場合がある。Ｔｉのより好ましい含有量は、０．１〜０．２％である。

Ｚｒは、固溶強化により強度を向上させ、またＡｌ−Ｚｒ系の金属間化合物が析出してろう付後の結晶粒粗大化に作用するので含有させるのが好ましい。Ｚｒの含有量は、０．０５〜０．３％が好ましい。含有量が０．０５％未満ではその効果が得られない場合があり、０．３％を超えると巨大金属間化合物を形成し易くなり、塑性加工性を低下させる場合がある。Ｚｒのより好ましい含有量は、０．１〜０．２％である。

Ｃｒは、固溶強化により強度を向上させ、またＡｌ−Ｃｒ系の金属間化合物が析出してろう付後の結晶粒粗大化に作用するので含有させるのが好ましい。Ｃｒの含有量は、０．０５〜０．３％が好ましい。含有量が０．０５％未満ではその効果が得られない場合があり、０．３％を超えると巨大金属間化合物を形成し易くなり、塑性加工性を低下させる場合がある。Ｃｒのより好ましい含有量は、０．１〜０．２％である。

Ｖは、固溶強化により強度を向上させるので含有させるのが好ましい。Ｖの含有量は、０．０５〜０．３％が好ましい。含有量が０．０５％未満ではその効果は得られない場合があり、０．３％を超えると巨大金属間化合物を形成し易くなり、塑性加工性を低下させる場合がある。Ｖのより好ましい含有量は、０．１〜０．２％である。

尚、心材は、不可避不純物として上記以外の元素を、全体で０．１５％以下含有することを許容する。但し、上記以外の元素の含有量は、いずれも０．０５％以下にすることを要する。

本発明に係るアルミニウム合金ブレージングシートは、心材の少なくとも一方の面にろう材がクラッドされる。このろう材は、Ｓｉ：２．５〜１３．０％、Ｆｅ０．０５〜１．０％を含有し、残部Ａｌ及び不可避的不純物からなるアルミニウム合金である。ろう材であるアルミニウム合金についての必須添加元素は、Ｓｉ、Ｆｅである。

Ｓｉは、融点を低下させて液相を生じ、ろう付けを可能にする。Ｓｉの含有量は、２．５〜１３．０％である。２．５％未満では、生じる液相が僅かでありろう付けが機能し難くなる。一方、１３．０％を超えると、例えばフィンなどの相手材へ拡散するＳｉ量が過剰となり、相手材の溶融が発生する。Ｓｉの好ましい含有量は３．５〜１２．０％であり、更に好ましい含有量は７．０〜１２．０％である。

Ｆｅは、Ａｌ−Ｆｅ系やＡｌ−Ｆｅ−Ｓｉ系の化合物を形成し易い。Ａｌ−Ｆｅ−Ｓｉ系化合物の形成によりろう材の有効Ｓｉ量を低下させ、また、Ａｌ−Ｆｅ系やＡｌ−Ｆｅ−Ｓｉ系の化合物の形成によりろう付時におけるろうの流動性を低下させ、ろう付性を阻害する。Ｆｅの含有量は、０．０５〜１．０％である。Ｆｅ含有量が１．０％を超えると、上述のようにろう付性を阻害してろう付が不十分となる。一方、Ｆｅの含有量は少ない方が好ましいが、０．０５％未満では、高純度アルミニウム地金を使用しなければならなくなってコスト高を招く。Ｆｅの好ましい含有量は、０．１〜０．８％である。

そして、ろう材は、任意の添加元素としてＺｎを含むことができる。Ｚｎは、電位を卑にすることができ、心材との電位差を形成することで犠牲陽極効果により耐食性を向上できるので含有させるのが好ましい。添加する場合のＺｎの含有量は、０．５〜５．５％が好ましい。０．５％未満ではその効果が十分でない場合があり、５．５％を超えると、例えばフィンなどの相手材との接合部にＺｎが濃縮し、これが優先腐食して相手材が剥離する場合がある。Ｚｎのより好ましい含有量は、０．５〜３．０％である。このＺｎを含むろう材は、心材の両面にろう材がクラッドされたアルミニウム合金ブレージングシートの場合、一方のろう材のみに含まれていても良く、両方のろう材に含まれていてもよい。

尚、ろう材は、不可避不純物として上記以外の元素を、全体で０．１５％以下含有することを許容する。但し、上記以外の元素の含有量は、いずれも０．０５％以下にすることを要する。

本発明に係るアルミニウム合金ブレージングシートは、心材の一方の面にろう材がクラッドされ、他方の面にアルミニウム合金からなる犠牲陽極材をクラッドしたものも適用できる。例えば、熱交換器の使用環境において高い耐食性が求められるような場合に、心材の一方の面にクラッドされる。この犠牲陽極材は、Ｚｎ：０．５〜６．０ｍａｓｓ％、Ｓｉ：０．０１〜１．５ｍａｓｓ％、Ｆｅ：０．０１〜２．０ｍａｓｓ％を含有し、残部Ａｌ及び不可避的不純物からなるアルミニウム合金である。犠牲陽極材であるアルミニウム合金についての必須添加元素は、Ｚｎ、Ｓｉ、Ｆｅである。

Ｚｎは、電位を卑にすることができ、心材との電位差を形成することで犠牲陽極効果により耐食性を向上できる。Ｚｎの含有量は、１．０〜６．０％である。含有量が１．０％未満ではその効果が十分ではなく、６．０％を超えると腐食速度が速くなり早期に犠牲陽極材が消失し、耐食性が低下する。Ｚｎの好ましい含有量は、２．０〜５．０％である。

Ｓｉは、Ｆｅ、ＭｎとともにＡｌ−Ｆｅ−Ｍｎ−Ｓｉ系の化合物を形成し、分散強化により強度を向上させたり、或いは、アルミニウム母相に固溶して固溶強化により強度を向上させる。また、ろう付時に心材から拡散してくるＭｇと反応してＭｇ_２Ｓｉ化合物を形成することで、強度を向上させる。Ｓｉの含有量は、０．０１〜１．５％である。含有量が０．０１％未満では、高純度アルミニウム地金を使用しなければならずコスト高となる一方、１．５％を超えると犠牲陽極材の融点が低下して溶融してしまい、また、犠牲陽極材の電位を貴にするため、犠牲陽極効果を阻害して耐食性を低下させる。Ｓｉの好ましい含有量は、０．０５〜１．２％である。

Ｆｅは、Ｓｉ、ＭｎとともにＡｌ−Ｆｅ−Ｍｎ−Ｓｉ系やＡｌ−Ｍｎ−Ｆｅ系の化合物を形成し、分散強化により強度を向上させる。Ｆｅの添加量は、０．０１〜２．０％である。含有量が０．０１％未満では、高純度アルミニウム地金を使用しなければならずコスト高となる。一方、２．０％を超えると鋳造時に巨大金属間化合物が形成され易くなり、塑性加工性を低下させる。Ｆｅの好ましい含有量は、０．０５〜１．５％以下である。

犠牲陽極材は、上記の必須構成元素に加えて、Ｍｎ、Ｍｇ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｃｒ、Ｖから成る群から選択される１種以上を含有しても良い。

Ｍｎは、強度と耐食性を向上させる。Ｍｎの含有量は、０．０５〜１．８％が好ましい。１．８％を超えると鋳造時に巨大金属間化合物が形成され易くなり、塑性加工性を低下させる場合があり、また犠牲陽極材の電位を貴にするため、犠牲陽極効果を阻害して耐食性を低下させる場合がある。一方、０．０５％未満ではその効果が小さい場合がある。Ｍｎのより好ましい含有量は、０．０５〜１．５％である。

Ｍｇは、Ｍｇ_２Ｓｉの析出により強度を向上させる。また、犠牲陽極材自身の強度を向上させるだけでなく、ろう付加熱することにより心材へＭｇが拡散して心材の強度も向上させる。Ｍｇの含有量は、０．５〜３．０％が好ましい。０．５％未満ではその効果が小さい場合があり、３．０％を超えると熱間クラッド圧延時の圧着が困難となる場合がある。Ｍｇのより好ましい含有量は、０．５〜２．０％である。尚、Ｍｇはノコロックろう付におけるろう付性を阻害するため、犠牲陽極材が０．５％以上のＭｇを含有する場合は犠牲陽極材にノコロックろう付をすることができない。この場合には、例えば流路の接合には溶接などの手段を用いる必要がある。

Ｔｉは、固溶強化により強度を向上させ、また耐食性の向上を図ることができる。Ｔｉの含有量は、０．０５〜０．３％が好ましい。０．０５％未満では、その効果が得られない場合がある。一方、０．３％を超えると巨大金属間化合物を形成し易くなり、塑性加工性を低下させる場合がある。Ｔｉのより好ましい含有量は、０．０５〜０．２％である。

Ｚｒは、固溶強化により強度を向上させ、またＡｌ−Ｚｒ系の金属間化合物が析出してろう付後の結晶粒粗大化に作用する。Ｚｒの含有量は、０．０５〜０．３％が好ましい。含有量が０．０５％未満ではその効果が得られない場合があり、０．３％を超えると巨大金属間化合物を形成し易くなり、塑性加工性を低下させる場合がある。Ｚｒのより好ましい含有量は、０．１〜０．２％である。

Ｃｒは、固溶強化により強度を向上させ、またＡｌ−Ｃｒ系の金属間化合物が析出してろう付後の結晶粒粗大化に作用する。Ｃｒの含有量は、０．０５〜０．３％が好ましい。含有量が０．０５％未満ではその効果が得られない場合があり、０．３％を超えると巨大金属間化合物を形成し易くなり、塑性加工性を低下させる場合がある。Ｃｒのより好ましい含有量は、０．１〜０．２％である。

Ｖは、固溶強化により強度を向上させ、また耐食性の向上が図ることができる。Ｖの含有量は、０．０５〜０．３％が好ましい。０．０５％未満ではその効果が得られない場合がある。一方、０．３％を超えると巨大金属間化合物を形成し易くなり、塑性加工性を低下させる場合がある。Ｖのより好ましい含有量は、０．０５〜０．２％である。

尚、犠牲陽極材は、不可避不純物として上記以外の元素を、全体で０．１５％以下含有することを許容する。但し、上記以外の元素の含有量は、いずれも０．０５％以下にすることを要する。

本発明に係るアルミニウム合金ブレージングシートは、上記で説明した所定金属組織を有する心材、ろう材、犠牲陽極材の組合せにより構成される。例えば、心材の一方の面にろう材又は犠牲陽極材のいずれかをクラッドした２層クラッド材や、心材の両方の面にろう材をクラッドした３層クラッド材、更に、心材の一方の面にろう材を、他方の面に犠牲陽極材をクラッドした３層クラッド材などが適用される。

また、本発明に係るアルミニウム合金ブレージングシートの厚さ、ろう材層や犠牲陽極材層のクラッド率に特に制限はないが、通常、自動車用熱交換器の流路形成部品用材として用いる場合には、約０．６ｍｍ以下の薄肉ブレージングシートとすることができる。但し、この範囲内の板厚に限定されるものではなく、０．６〜５ｍｍの比較的厚肉の材料として使用することも可能である。ろう材層及び犠牲陽極材層における片面クラッド率は、通常３〜２０％程度である。

次に、本発明に係るアルミニウム合金ブレージングシートの製造方法について説明する。上述したように、本発明に係るアルミニウム合金ブレージングシートは、所定組成のアルミニウム合金からなる心材について、円相当径が１〜１００μｍのＦｅを含有する金属間化合物の面積率が３％以下としている。ここで、Ｆｅを含有する金属間化合物は、主に鋳造から熱間圧延までの工程にて生成されることからこれらの各工程における制御を要する。

本発明に係る高強度アルミニウム合金ブレージングシートの製造方法は、心材及びろう材のアルミニウム合金をそれぞれ鋳造する鋳造工程と、鋳造後の心材の少なくとも一方の面に、鋳造後のろう材を組み合わせて合わせ材とする合わせ工程と、合わせ工程後に合わせ材を加熱保持する加熱工程と、加熱工程後の合わせ材を熱間クラッド圧延する工程とを含むものであり、これらの工程中、特に、鋳造工程と熱間クラッド圧延工程における条件制御を主とする。以下、これらの工程に重点を置きつつ詳細に説明する。

心材における粗大な金属間化合物の量を抑制するためには、まず鋳造時にそのようなサイズの化合物を生成させないことが必要である。心材の鋳造時における冷却速度が速い方がＦｅを含む１〜１００μｍのサイズの金属間化合物の量は少なくなる。また、既に述べたように心材中のＦｅ含有量が多いほど粗大な金属間化合物を生成しやすい。従って、心材に含有されるＦｅ量が多いほど、鋳造時の冷却において厳しい制御を行わなければ、適切な金属組織を得ることができない。発明者等は、詳細な研究を重ねた結果、心材に含有するＦｅ量（％）をＣとしたとき、鋳造時の冷却速度が５×Ｃ（℃／ｓ）以上であるとき、または後に示す均質化処理を施すときには４５０℃までの冷却速度も一定の速度以上に制御したときのみ、ろう付前の心材の任意断面における１〜１００μｍのサイズを有する金属間化合物の占める割合が面積率で３％以下であるブレージングシートを製造できることを見出した。

鋳造における他の条件については特に制限はないが、溶湯の温度は６７０〜８００℃とし、メタルヘッドの高さは５０〜１５０ｍｍ程度とするのが好ましい。尚、犠牲陽極材及びろう材の鋳造には特に制限はないが、ＤＣ法で行われ、溶湯の温度は６７０〜８００℃とし、メタルヘッドの高さは５０〜１５０ｍｍ程度とするのが好ましい。また、心材は、鋳造後、次の合わせ工程のため熱間圧延によって所定の厚さまで圧延しても良い。

尚、上記の鋳造工程に関する条件は、心材に関するものであり、ろう材及び犠牲陽極材の製造方法に特に制限は無いが、通常はＤＣ法で鋳造される。これらの材料も鋳造後、熱間圧延によって所定の厚さまで圧延しても良い。

鋳造された心材は、合わせ工程に供されるが、その前に均質化処理工程を経ても良い。均質化処理工程における条件に特に制約は無いが、通常の保持温度は５００〜６４０℃、保持時間は１〜２０程度である。保持温度が５００℃未満、または保持時間が１時間未満では均質化処理の効果が十分に得られない場合があり、保持温度が６４０℃を超えると心材鋳塊の溶融を生じるおそれがあり、保持時間が２０時間を超えると生産性を著しく損なってしまう。

そして、心材に均質化処理を施す場合、上記の加熱保持後に冷却する際、４５０℃まで冷却されるときの冷却速度を３０℃／ｈ以上とすることが好ましい。４５０℃まで冷却されるときの冷却速度を３０℃／ｈ以下とした場合、冷却中に金属間化合物の粗大化が起こる可能性があるからである。このように、前述の鋳造時の冷却速度の制御・管理と合わせて、均質化処理後４５０℃まで冷却されるときの冷却速度を３０℃／ｈ以上に制御・管理することで、心材の任意断面における１〜１００μｍのサイズを有する金属間化合物の占める割合が面積率で３％以下にすることができる。

次に、合わせ工程、合わせ材の加熱工程及び熱間クラッド圧延工程について説明する。上記の方法で鋳造された心材鋳塊は、後述する均質化処理工程を任意的に経て、合わせ工程にかけられる。合わせ工程において組み合わされる合わせ材としては、鋳造された心材の一方の面に鋳造されたろう材を重ねた２層の合わせ材、鋳造された心材の両方の面に鋳造されたろう材を重ねた３層の合わせ材、鋳造された心材の一方の面に鋳造されたろう材を、他方の面に鋳造された犠牲陽極材を重ねた３層の合わせ材である。このようにして合わせられた材料の総厚さは、２５０〜８００ｍｍ程度、好ましくは３００〜６００ｍｍ程度である。

合わせ工程後、合わせ材は加熱工程にかけられる。加熱工程の条件に特に制限は無いが、通常は４２０〜５５０℃で０〜２０時間保持される。加熱温度が４２０℃未満では、後の熱間クラッド圧延工程中における変形抵抗が大きく圧延が困難となる場合があり、加熱温度が５５０℃を超えると、合わせられたろう材が溶融してしまうおそれがある。また、保持時間が２０時間を超えると、生産性を著しく損なってしまう。

上述の加熱工程後に、合わせ材は直ちに熱間クラッド圧延工程にかけられる。合わせ材の温度が４００℃未満の温度に低下しないうちに、熱間クラッド圧延工程が開始される。熱間クラッド圧延工程中は、粗大な金属間化合物の近傍に変形によって生じる転位組織が局在化する。また、材料が高温に保たれている間は、金属間化合物の析出が生じやすい。

この高温の圧延工程における被加工材の組織変化に関し、発明者等は、材料の温度が４００℃〜５５０℃である間に、圧延の１パスでかける圧下量が大きくなると、粗大な金属間化合物の近傍に局在化した転位組織において析出が促進し、金属間化合物がさらに粗大化してしまうという現象を見出した。そして、この知見に基き鋭意検討を重ねた結果、熱間クラッド圧延工程における条件として、材料の温度が４００℃〜５５０℃である間に、圧延の１パスでかける圧下量が６０％以下とすることとした。本発明者等によれば、材料の温度が４００℃〜５５０℃である間に、圧延の１パスでかける圧下量が６０％以下とする場合にのみ、ろう付前の心材の任意断面における１〜１００μｍのサイズを有する金属間化合物の占める割合が面積率で３％以下であるブレージングシートを製造することができる。一方、前記温度域における圧延の１パスの圧下量が６０％を超えると、熱間クラッド圧延中における金属間化合物の粗大化が促進し、適切な金属組織を得ることができない。

上記説明した熱間クラッド圧延工程後のクラッド材は、その後冷間圧延に供されるが、最終板厚に達するまでの間に１〜２回程度の中間焼鈍を施しても良い。中間焼鈍は、１５０〜５５０℃の温度で行われることが好ましい。最後に中間焼鈍を行なってから最終板厚に達するまでの圧延率は、通常は１０〜８０％程度である。最終板厚は、通常は０．１〜０．６ｍｍ程度である。更に、最終板厚まで冷間圧延した後に、成形性の向上などを目的として仕上げ焼鈍を施しても良い。仕上げ焼鈍は、１５０〜５５０℃で行われることが好ましい。

以上のようにして製造されたアルミニウム合金ブレージングシートは、更に成形され、必要な部材と組み付けられた後、ろう付されることにより、熱交換器となる。

このろう付け接合の工程について、一般的なろう付の条件は、６００℃付近で３〜５分程度保持を行うのが通常である。図１は、このろう付加熱時の温度チャートを模式的に示したものであるが、前記の６００℃付近で３〜５分程度保持というろう付加熱条件に対しては、５８０℃以上に保持される時間が１２分よりも長くなるのが一般的な温度制御の方法である。

本発明のアルミニウム合金ブレージングシートでは、ろう付加熱が短時間である場合、具体的にはろう付中に５８０℃以上に保持される時間を１２分以下とすることで、発明の効果を最大限に発揮することができる。このように５８０℃以上に保持される時間を従来よりも短くした場合、従来のアルミニウム合金ブレージングシートでは、金属間化合物から心材マトリックス中に固溶するＭｎの量が少なく、粗大な金属間化合物が残るためクリープ強度が低い。これに対し、本発明のアルミニウム合金ブレージングシートでは、ろう付が短時間であるため金属間化合物から固溶するＭｎの量が少なくても、粗大な金属間化合物が少ないことから、ろう付け後優れたクリープ強度を得ることができる。

勿論、本発明のアルミニウム合金ブレージングシートについて長時間のろう付を行っても、従来技術と同等かそれ以上のクリープ強度を得ることができる。但し、ろう付け時間の短時間化とろう付け後のクリープ強度の確保とを両立させ、本発明の効果を最大限に発揮するためのろう付条件としては、ろう付中に５８０℃以上に保持される時間を１２分以下とする。より好ましくは、より短時間である５分以下である。

尚、ろう付において到達する材料温度は、５９０〜６２０℃である。５９０℃より低いと流動するろうの量が不十分のためろう付不良が生じる場合があり、６２０℃より高いと心材やフィンにろうが侵食するおそれがある。

以上説明したように、本発明に係るアルミニウム合金ブレージングシートは、ろう付後もクリープ強度に優れる。このクリープ強度については、ろう付け時間を短時間としても確保されている。このブレージングシートはフィン接合率、耐エロージョン性などろう付性に優れ、更に、適切な成分のろう材又は犠牲陽極材、或いは、ろう材及び犠牲陽極材を用いることにより優れた耐食性が達成できる。また、本発明に係るアルミニウム合金ブレージングシートは、上記特徴とともに軽量性と高熱伝導性の特徴により、特に自動車用の熱交換器の流路部品用材として好適に用いられる。

ろう付加熱時の温度チャートを模式的に示した図。

表１に示す合金組成を有する心材合金、表２に示す合金組成を有するろう材合金、表３に示す合金組成を有する犠牲陽極材合金をそれぞれＤＣ鋳造により鋳造し、各々両面を面削して仕上げた。心材については、一部の供試材には６００℃で３時間保持する均質化処理を施した。これらの合金を用い、心材合金の一方の面には皮材１として表２のろう材合金を組み合わせ、他方の面には皮材２として表２のろう材合金又は表３の犠牲陽極材合金を組み合わせた。尚、皮材２を組み合わせず２層材としたものもある。いずれの組み合わせにおいても、皮材のクラッド率は１０％であり、合わせ材の総厚さは５００ｍｍである。

これらの合わせ材を５００℃で３時間保持する加熱工程に供し、熱間クラッド圧延工程にかけ、３．５ｍｍ厚さの２層又は３層のクラッド材を作製した。その後、冷間圧延によって板厚を０．７５ｍｍとし、４００℃で５時間保持の中間焼鈍、ならびに、最終冷間圧延を施して、Ｈ１ｎ調質の最終板厚０．５０ｍｍのブレージングシート試料を作製した。

以上の製造工程における、心材と皮材１と皮材２の組み合わせ、心材鋳造時の冷却速度、均質化処理の冷却時に４５０℃に達するまでの冷却速度、熱間クラッド圧延で材料温度が４００〜５００℃の間に１パスでかけられた最大の圧下率を表４に示す。尚、心材のＦｅ量（％）をＣとし、心材鋳造時の冷却速度が５×Ｃ（℃／ｓ）以上の場合は鋳造冷却速度の判定欄に「○」、５×Ｃ（℃／ｓ）未満の場合は「×」を付記した。また、以上の製造工程において問題が発生せず、０．５ｍｍの最終板厚まで圧延できた場合は製造性を「○」とし、鋳造または圧延時における割れ、皮材の過剰な伸び、心材と犠牲陽極材との圧着不良が生じて最終板厚まで製造できなかった場合は製造性を「×」として表４に示す。

以上製造したブレージングシート試料について、金属間化合物の面積率の測定、ろう付後の引張強さ及びクリープ変形量の測定、ろう付性評価、腐食深さ測定の各評価を行った。評価方法については下記の通りである。これらの結果を表５に示す。尚、表４における製造性「×」のものについては試料を製造できなかったため、下記評価を行なうことができなかった。

（金属間化合物の面積率の測定）
製造後及びろう付相当の加熱処理を施した各ブレージングシート試料の心材部分についてＬ−ＬＴ面を研磨で面出しし、走査型透過電子顕微鏡（ＳＴＥＭ）にてエネルギー分散形Ｘ線分光器（ＥＤＳ）によりＦｅ元素分布のマッピングを行うことにより調べた。この際、電子分光装置（ＥＥＬＳ）を用いて観察部の膜厚を測定し、膜厚が０．１〜０．１５μｍの箇所でのみＳＴＥＭ観察を行って、各サンプルにつき１０００倍の倍率で１０視野ずつ観察し、それぞれの視野のＦｅのマッピングを画像解析することによって、１〜１００μｍのサイズの金属間化合物の面積率を求めた。その結果、面積率が３％以内の場合を合格（○）とし、面積率が３％を超えた場合を不合格（×）とした。尚、ここでのろう付相当加熱の条件は、到達温度を６００℃とし５８０℃以上の保持時間は５分である。

（ろう付後における引張強さの測定）
ろう付相当の加熱処理を施したブレージングシート試料を、引張速度１０ｍｍ／分、ゲージ長５０ｍｍの条件で、ＪＩＳ Ｚ２２４１に従って引張試験に供した。得られた応力−ひずみ曲線から引張強さを読み取った。その結果、引張強さが１５０ＭＰａ以上の場合を合格（○）とし、それ未満を不合格（×）とした。尚、ここでのろう付相当加熱の条件は、到達温度を６００℃とし５８０℃以上の保持時間は５分である。

（ろう付後におけるクリープ変形量の測定）
ろう付相当の加熱処理を施したブレージングシート試料を長さ５０ｍｍ、幅１０ｍｍの標点間を有する試験片に加工し、温度２００℃、負荷応力３０ＭＰａのクリープ試験に供した。尚、ここでのろう付相当加熱の条件は、到達温度は６００℃とした。そして、５８０℃以上の保持時間は５分、１３分の２条件を設定している。これらについて、保持時間５分を「ろう付Ａ」、保持時間１３分を「ろう付Ｂ」と表５で表記した。試験開始から１週間時間経過した後の標点間の変位から、平均のひずみ速度を算出した。その結果、ひずみ速度が１０^−９／ｓ以下の場合を合格とし、それより大きい場合を不合格とした。

（ろう付性の評価）
３００３合金をコルゲート成形したフィン材を、ブレージングシート試料のろう材面に配置し、５％のフッ化物フラックス水溶液中に浸漬し、ろう付加熱に供した。尚、ここでのろう付加熱条件は、到達温度は６００℃、５８０℃以上の保持時間は５分である。この試験コアのフィン接合率が９５％以上であり、かつ、ブレージングシート試料またはフィンに溶融が生じていない場合をろう付性が合格（○）とし、フィン接合率が９５％未満又はブレージングシート試料またはフィンに溶融が生じた場合をろう付性が不合格（×）とした。

（腐食深さの測定）
ブレージングシート試料にろう付相当の加熱を施した後、５０ｍｍ×５０ｍｍに切り出し、試験面の逆側を樹脂によってマスキングした。尚、ここでのろう付相当加熱の条件は、到達温度を６００℃とし５８０℃以上の保持時間は５分である。また、試験面とは、ろう材にＺｎが添加されている試料についてはろう材面を試験面とし、犠牲陽極材がクラッドされている試料については犠牲陽極材面を試験面とした。どちらにも該当しない試料については耐食性の評価を行なわなかった。試験面がろう材の場合は、ＡＳＴＭ−Ｇ８５に基づいてＳＷＡＡＴ試験に供し、５００時間で腐食貫通の生じなかったものを合格（○）とし、腐食貫通の生じたものを不合格（×）とした。試験面が犠牲材の場合は、Ｃｌ⁻５００ｐｐｍ、ＳＯ_４ ^２−１００ｐｐｍ、Ｃｕ^２＋１０ｐｐｍを含有する８８℃の高温水中で８時間、室温放置１６時間を１サイクルとするサイクル浸漬試験を３ヶ月間実施し、腐食貫通の生じなかったものを合格（○）とし、生じたものを不合格（×）とした。

以下、表５を参照しつつ評価結果を検討する。まず、実施例１〜１３及び３３〜４０は、心材、ろう材、犠牲陽極材の組成が本発明で規定する条件を満たすものであり、また、その製造条件も適切なものとした試料である。これらの実施例は、製造性も良好であり、心材の金属間化合物の面積率も条件をクリアしていた。そして、これらの実施例は、ろう付後の引張強さ、ろう付後のクリープ速度、ろう付性、腐食深さのいずれも合格であった。尚、ろう材にＺｎを添加している実施例６〜８については、ろう材面の腐食深さについても優れていた。

次に比較例について検討する。比較例１４〜２１は、心材の組成が本発明規定の条件から外れたものであり、以下のような結果となった。
比較例１４では、心材のＳｉ成分が多過ぎたためろう付中に心材の溶融が起こり、ろう付性が不合格であった。
比較例１５では、心材のＭｇ成分が多過ぎたためろう付で未接合が生じ、ろう付性が不合格であった。
比較例１６では、心材のＦｅ成分が多過ぎたためＦｅを含む金属間化合物の面積率が３％を越えており、Ａ条件でのろう付後のクリープ速度が不合格であった。
比較例１７では、心材のＴｉ、Ｚｒ、Ｃｒ、Ｖ成分が多過ぎたため圧延中に割れが生じ、ブレージングシートを製造することができなかった。
比較例１８では、心材のＭｎ成分が多過ぎたため圧延中に割れが生じ、ブレージングシートを製造することができなかった。
比較例１９では、心材のＣｕ成分が多過ぎたため鋳造中に割れが生じ、ブレージングシートを製造することができなかった。
比較例２０では、心材のＭｎ成分が少な過ぎたため、ろう付後の引張強さが不合格であった。
比較例２１では、心材のＣｕ成分が少な過ぎたため、ろう付後の引張強さが不合格であった。

比較例２２〜２６は、ろう材の組成が本発明規定の条件から外れたものであり、以下のような結果となった。
比較例２２では、ろう材のＺｎ成分が多過ぎたため、ろう材面の腐食深さが不合格であった。
比較例２３では、ろう材のＺｎ成分が少な過ぎたため、ろう材面の腐食深さが不合格であった。
比較例２４では、ろう材のＳｉ成分が少な過ぎたため、ろう付で未接合が生じ、ろう付性が不合格であった。
比較例２５では、ろう材のＳｉ成分が多過ぎたため、ろう付でフィンの溶融が生じ、ろう付性が不合格であった。
比較例２６では、ろう材のＦｅ成分が多過ぎたため、ろう付で未接合が生じ、ろう付性が不合格であった。

比較例２７〜３２は、犠牲陽極材の組成が本発明規定の条件から外れたものであり、以下のような結果となった。
比較例２７では、犠牲陽極材のＳｉ成分が多過ぎたため、犠牲陽極材の腐食深さが不合格であった。
比較例２８では、犠牲陽極材のＦｅ成分が多過ぎたため、犠牲陽極材の腐食深さが不合格であった。
比較例２９では、犠牲陽極材のＭｎ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｃｒ、Ｖ成分が多過ぎたため圧延中に割れが生じ、ブレージングシートを製造することができなかった。
比較例３０では、犠牲陽極材のＺｎ成分が少な過ぎたため、犠牲陽極材の腐食深さが不合格であった。
比較例３１では、犠牲陽極材のＺｎ成分が多過ぎたため、犠牲陽極材の腐食深さが不合格であった。
比較例３２では、犠牲陽極材のＭｇ成分が多過ぎたため、熱間クラッド圧延において圧着不良が生じ、ブレージングシートを製造することができなかった。
本発明に係るアルミニウム合金ブレージングシートにおいて犠牲陽極材は任意的に備えるものであるが、以上の結果から、犠牲陽極材を適用する場合、その適切な組成設定が必要であることがわかる。

そして、比較例４１〜４４は、ブレージングシートの製造工程に関し、本発明で重視される鋳造時の冷却速度及び熱延時の最大圧下率が本発明規定の条件から外れたものであり、以下のような結果となった。
比較例４１では、鋳造時の冷却速度が遅過ぎたため、Ｆｅを含む金属間化合物の面積率が３％を越えており、ろう付けの加熱時間が短いＡ条件でのろう付後のクリープ速度が不合格であった。
比較例４２では、鋳造時の冷却速度が遅過ぎたため、Ｆｅを含む金属間化合物の面積率が３％を越えており、ろう付けの加熱時間が短いＡ条件でのろう付後のクリープ速度が不合格であった。
比較例４３では、熱延時の最大圧下率が高すぎたため、Ｆｅを含む金属間化合物の面積率が３％を越えており、ろう付けの加熱時間が短いＡ条件でのろう付後のクリープ速度が不合格であった。
また、比較例４４では、均質化処理時の冷却速度が遅過ぎたため、Ｆｅを含む金属間化合物の面積率が３％を越えており、ろう付けの加熱時間が短いＡ条件でのろう付後のクリープ速度が不合格であった。本発明では、均質化処理は任意の工程であるが、この処理についても実施する場合には適切な冷却速度管理が必要であることがわかる。

本発明に係るアルミニウム合金ブレージングシートは、ろう付後の強度及びクリープ特性が高く、フィン接合率、耐エロージョン性などのろう付性や耐食性にも優れる。特に、軽量性と高熱伝導性にも優れるので、特に自動車用熱交換器の流路形成部品用材として好適に用いられる。

Claims (9)

1. アルミニウム合金からなる心材と、前記心材の少なくとも一方の面にクラッドされたＡｌ−Ｓｉ系合金からなるろう材とを備えるアルミニウム合金ブレージングシートにおいて、
   前記心材は、Ｍｎ：０．６〜１．８ｍａｓｓ％、Ｓｉ：０．０１〜１．２ｍａｓｓ％、Ｆｅ：０．３ｍａｓｓ％以下、Ｃｕ：０．０５〜１．２ｍａｓｓ％、を含有し、残部Ａｌ及び不可避的不純物からなるアルミニウム合金であり、
   前記ろう材は、Ｓｉ：２．５〜１３．０ｍａｓｓ％、Ｆｅ０．０５〜１．０ｍａｓｓ％を含有し、残部Ａｌ及び不可避的不純物からなるアルミニウム合金であり、
   前記心材は、ろう付前の任意断面において、Ｆｅを含有する金属間化合物であって円相当径が１〜１００μｍであるものの占める面積率が３％以下であることを特徴とする高強度アルミニウム合金ブレージングシート。
2. 心材が、更に、Ｍｇ：０．０５〜０．５ｍａｓｓ％、Ｔｉ０．０５〜０．３ｍａｓｓ％、Ｚｒ：０．０５〜０．３ｍａｓｓ％、Ｃｒ：０．０５〜０．３ｍａｓｓ％及びＶ：０．０５〜０．３ｍａｓｓ％から成る群から選択される１種以上を含有する請求項１に記載の高強度アルミニウム合金ブレージングシート。
3. 心材の少なくとも一方の面にクラッドされたろう材が、更に、Ｚｎ：０．３〜５．５ｍａｓｓ％を含有する請求項１又は２に記載の高強度アルミニウム合金ブレージングシート。
4. 心材の一方の面にろう材がクラッドされ、前記心材の他方の面にはアルミニウム合金からなる犠牲陽極材がクラッドされており、
   前記犠牲陽極材は、Ｚｎ：０．５〜６．０ｍａｓｓ％、Ｓｉ：０．０１〜１．５ｍａｓｓ％、Ｆｅ：０．０１〜２．０ｍａｓｓ％を含有し、残部Ａｌ及び不可避的不純物からなるアルミニウム合金である請求項１〜請求項３のいずれかに記載の高強度アルミニウム合金ブレージングシート。
5. 犠牲陽極材が、更に、Ｍｎ：０．０５〜１．８ｍａｓｓ％、Ｍｇ：０．５〜３．０ｍａｓｓ％、Ｔｉ０．０５〜０．３ｍａｓｓ％、Ｚｒ：０．０５〜０．３ｍａｓｓ％、Ｃｒ：０．０５〜０．３ｍａｓｓ％及びＶ：０．０５〜０．３ｍａｓｓ％から成る群から選択される１種以上を含有する請求項４に記載の高強度アルミニウム合金ブレージングシート。
6. 請求項１〜５のいずれか一項に記載の高強度アルミニウム合金ブレージングシートの製造方法であって、
   心材及びろう材のアルミニウム合金をそれぞれ鋳造する鋳造工程と、
   鋳造後の前記心材の少なくとも一方の面に、鋳造後の前記ろう材を組み合わせて合わせ材とする合わせ工程と、
   前記合わせ工程後、前記合わせ材を加熱保持する加熱工程と、
   前記加熱工程後の合わせ材を熱間クラッド圧延する工程とを含み、
   前記鋳造工程において、心材に含有するＦｅ量（ｍａｓｓ％）をＣ４としたとき、鋳造時の冷却速度が５×Ｃ４ （℃／ｓ）以上とし、
   前記熱間クラッド圧延工程において、前記合わせ材の温度が４００〜５５０℃である間、圧延１パスごとの圧下率を６０％以下に制御する、高強度アルミニウム合金ブレージングシートの製造方法。
7. 鋳造工程後合わせ工程前の心材を加熱保持した後に冷却する均質化処理工程を含み、
   前記均質化処理工程において、加熱保持後に４５０℃まで冷却されるときの温度変化が３０℃／ｈ以上とする請求項６記載の高強度アルミニウム合金ブレージングシートの製造方法。
8. 犠牲陽極材のアルミニウム合金を鋳造する工程を更に含み、
   合わせ工程で、鋳造後の心材の一方の面に鋳造されたろう材を組み合わせ、他方の面に鋳造された前記犠牲陽極材を組み合わせて合わせ材とし、
   前記合わせ材を、加熱工程で加熱保持した後、熱間クラッド圧延する工程を含む請求項６又は請求項７記載の高強度アルミニウム合金ブレージングシートの製造方法。
9. 請求項１〜５のいずれか一項に記載の高強度アルミニウム合金ブレージングシートを流路形成部品用の材料として用いた熱交換器であって、
   ろう付後の流路形成部品用材料の任意断面において、円相当径が１〜１００μｍであり、Ｆｅを含有した金属間化合物の占める面積率が３％以下である熱交換器。

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