JP7471499B1 - アルミニウム合金クラッド材 - Google Patents
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- Laminated Bodies (AREA)
Abstract
【課題】巨大な金属間化合物の生成が抑制され、強度と成形性に優れたアルミニウム合金クラッド材を提供する。【解決手段】アルミニウム合金クラッド材は、質量％で、Ｍｎ：０．７～１．７％、Ｓｉ：０．５～１．７％、Ｃｕ：０．１～１．２％、Ｆｅ：０．２～０．８％、Ｚｎ：０．０５～１．１％、を含有し、残りはＡｌおよび不可避不純物からなる組成を有し、前記組成における成分含有量が［％Ｍｎ］＋［％Ｆｅ］＋｜（１－［％Ｓｉ］）／［％Ｓｉ］｜≦２．６の関係式を満たし、１００ｎｍ～５００ｎｍの分散粒子の分布密度が１ｍｍ２あたり１．０×１０６個～５．０×１０６個で分布しており、かつ、２００μｍ以上の化合物が１０ｍｍ２に１個以下で分布している心材を有し、ろう材または犠牲材からなる皮材が積層されており、引張強さが１５０ＭＰａ～２５０ＭＰａ、圧延方向に対して０°、４５°、９０°方向から測定したｒ値より算出される平均値ｒａｖｅが０．６以上を有する。【選択図】なし
Description
この発明は、高い強度と成形性に優れるアルミニウム合金クラッド材に関する。
熱交換器に用いられるアルミニウム合金クラッド材では、高強度化のために心材にＭｎ、Ｓｉ、Ｃｕ、Ｆｅを含有させるものが知られている。
例えば特許文献１では、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｆｅを適量含有する熱交換器用アルミニウム合金ブレージングシートが提供されており、高い強度と、優れた耐食性及び曲げ疲労特性を有するものとしている。
例えば特許文献１では、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｆｅを適量含有する熱交換器用アルミニウム合金ブレージングシートが提供されており、高い強度と、優れた耐食性及び曲げ疲労特性を有するものとしている。
しかし、アルミニウム合金クラッド材の心材に、Ｍｎ，Ｓｉ，Ｃｕ，Ｆｅの元素が多く含まれると、鋳造時に巨大な金属間化合物（例えば２００μｍ径以上）が多量に生成することが知られている。それら化合物が多量に生成すると微細な分散粒子の分布密度が低下し、材料に対する強化機能が低下する。また巨大な金属間化合物が存在すると、破壊の起点になることで耐久性が低下したり、成形時に化合物を起点とした割れやき裂が生成するため成形性も劣る。
展伸材に使用するためには、成分および製法の観点から巨大な金属間化合物が生成しないように製造することが望まれる。
また、高強度化のために元素が多く含まれると一般的には伸びの低下や板材の異方性が大きくなるため、成形性が低下し所望する形状の製品を得にくくなる。そのため、板材の高強度化と成形性を両立することは困難とされている。
本発明は、上記事情を背景としてなされたものであり、巨大な金属間化合物の生成が抑制され、かつ高い強度を有し成形性に優れるアルミニウム合金クラッド材を提供することを目的とする。
展伸材に使用するためには、成分および製法の観点から巨大な金属間化合物が生成しないように製造することが望まれる。
また、高強度化のために元素が多く含まれると一般的には伸びの低下や板材の異方性が大きくなるため、成形性が低下し所望する形状の製品を得にくくなる。そのため、板材の高強度化と成形性を両立することは困難とされている。
本発明は、上記事情を背景としてなされたものであり、巨大な金属間化合物の生成が抑制され、かつ高い強度を有し成形性に優れるアルミニウム合金クラッド材を提供することを目的とする。
すなわち、本発明のアルミニウム合金のうち第１の形態は、
アルミニウム合金からなる心材の片面または両面に、質量％で、
Ｓｉ：２．０～１３．０％を含有し、さらに
Ｆｅ：０．８％以下、
Ｚｎ：５．０％以下、
Ｃｕ：１．０％以下、
Ｍｎ：２．０％以下、
Ｃｒ：０．５０％以下、
Ｚｒ：０．３０％以下、
Ｔｉ：０．３０％以下、
Ｎｉ：１．５％以下、
Ｍｇ：２．０％以下、
Ｓｒ：０．２％以下、
Ｎａ：０．２％以下、
Ｖ：０．２％以下、
Ｂｉ：１．０％以下、
Ｓｂ：１．０％以下、および
Ｓｎ：１．０％以下の一種以上を含有し、残りはＡｌおよび不可避不純物からなる組成を有するろう材からなる皮材または／および、質量％で、
Ｓｉ：１．５％以下、
Ｆｅ：０．８％以下、
Ｚｎ：０．４～１０．０％
Ｃｕ：１．０％以下、
Ｍｎ：２．０％以下、
Ｃｒ：０．５０％以下、
Ｚｒ：０．３０％以下、
Ｔｉ：０．３０％以下、
Ｎｉ：１．５％以下、
Ｍｇ：３．０％以下、
Ｓｒ：０．２％以下、
Ｎａ：０．２％以下、
Ｖ：０．２％以下、
Ｂｉ：１．０％以下、
Ｓｂ：１．０％以下、および
Ｓｎ：１．０％以下、
を含有し、残りはＡｌおよび不可避不純物からなる組成を有する犠牲材からなる皮材が一種または二種以上積層され、心材のクラッド率が６０～９７％ クラッド材の板厚が０．５ｍｍ～３．５ｍｍのアルミニウム合金クラッド材であって、
前記心材は、質量％で、
Ｍｎ：０．７～１．７％、
Ｓｉ：０．５～１．７％、
Ｃｕ：０．１～１．２％、
Ｆｅ：０．１～０．８％、
Ｚｎ：０．０５～１.１％、
を含有し、残りはＡｌおよび不可避不純物からなる組成を有し、
前記組成における成分含有量が［％Ｍｎ］＋［％Ｆｅ］＋｜（１－［％Ｓｉ］）／［％Ｓｉ］｜≦２．６の関係式を満たし、
１００ｎｍ～５００ｎｍの分散粒子の分布密度が１ｍｍ２あたり１．０×１０６個～５．０×１０６個で分布しており、かつ、２００μｍ以上の化合物が１０ｍｍ２に１個以下で分布しており、
前記アルミニウム合金クラッド材は、引張強さが１５０ＭＰａ～２５０ＭＰａ、圧延方向に対して０°、４５°、９０°方向から測定したｒ値より算出される平均値ｒａｖｅが０．６以上を有する、
ことを特徴とする
アルミニウム合金からなる心材の片面または両面に、質量％で、
Ｓｉ：２．０～１３．０％を含有し、さらに
Ｆｅ：０．８％以下、
Ｚｎ：５．０％以下、
Ｃｕ：１．０％以下、
Ｍｎ：２．０％以下、
Ｃｒ：０．５０％以下、
Ｚｒ：０．３０％以下、
Ｔｉ：０．３０％以下、
Ｎｉ：１．５％以下、
Ｍｇ：２．０％以下、
Ｓｒ：０．２％以下、
Ｎａ：０．２％以下、
Ｖ：０．２％以下、
Ｂｉ：１．０％以下、
Ｓｂ：１．０％以下、および
Ｓｎ：１．０％以下の一種以上を含有し、残りはＡｌおよび不可避不純物からなる組成を有するろう材からなる皮材または／および、質量％で、
Ｓｉ：１．５％以下、
Ｆｅ：０．８％以下、
Ｚｎ：０．４～１０．０％
Ｃｕ：１．０％以下、
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Ｖ：０．２％以下、
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Ｓｂ：１．０％以下、および
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を含有し、残りはＡｌおよび不可避不純物からなる組成を有する犠牲材からなる皮材が一種または二種以上積層され、心材のクラッド率が６０～９７％ クラッド材の板厚が０．５ｍｍ～３．５ｍｍのアルミニウム合金クラッド材であって、
前記心材は、質量％で、
Ｍｎ：０．７～１．７％、
Ｓｉ：０．５～１．７％、
Ｃｕ：０．１～１．２％、
Ｆｅ：０．１～０．８％、
Ｚｎ：０．０５～１.１％、
を含有し、残りはＡｌおよび不可避不純物からなる組成を有し、
前記組成における成分含有量が［％Ｍｎ］＋［％Ｆｅ］＋｜（１－［％Ｓｉ］）／［％Ｓｉ］｜≦２．６の関係式を満たし、
１００ｎｍ～５００ｎｍの分散粒子の分布密度が１ｍｍ２あたり１．０×１０６個～５．０×１０６個で分布しており、かつ、２００μｍ以上の化合物が１０ｍｍ２に１個以下で分布しており、
前記アルミニウム合金クラッド材は、引張強さが１５０ＭＰａ～２５０ＭＰａ、圧延方向に対して０°、４５°、９０°方向から測定したｒ値より算出される平均値ｒａｖｅが０．６以上を有する、
ことを特徴とする
他の形態のアルミニウム合金の発明は、前記形態の発明において、
前記心材の組成に、さらに、
質量％で、
Ｃｒ：０．０１～０．３０％、
Ｚｒ：０．０１～０．３０％、
Ｔｉ：０．０１～０．３０％、および
Ｍｇ：０．１～１．２％、
を１種以上含む。
前記心材の組成に、さらに、
質量％で、
Ｃｒ：０．０１～０．３０％、
Ｚｒ：０．０１～０．３０％、
Ｔｉ：０．０１～０．３０％、および
Ｍｇ：０．１～１．２％、
を１種以上含む。
他の形態のアルミニウム合金の発明は、前記形態の発明において、 前記皮材として前記ろう材のみが積層されており、前記心材の片面または両面に、ろう材/心材の順に積層されている。
他の形態のアルミニウム合金の発明は、前記形態の発明において、前記皮材として前記ろう材と前記犠牲材が積層されており、前記心材の両面に、ろう材/心材/犠牲材の順に積層されている。
以下に、本発明で規定する組成成分などの規定理由を説明する。
（心材組成）
各元素の添加バランスの適正化により巨大な金属間化合物の生成を抑制する。以下の含有量はいずれも質量％で示される。
各元素の添加バランスの適正化により巨大な金属間化合物の生成を抑制する。以下の含有量はいずれも質量％で示される。
Ｍｎ：０．７～１．７％
Ｍｎの含有は、固溶強化および、Ａｌ－Ｍｎ系、Ａｌ－Ｍｎ－Ｓｉ系、Ａｌ－Ｍｎ－Ｆｅ系、Ａｌ－Ｍｎ－Ｆｅ－Ｓｉ系などの金属間化合物として析出によって材料強度を向上する。Ｍｎ含有量が過小であると所望の強度向上効果を得られない。一方、含有量が過剰であると鋳造時に巨大な金属間化合物を生成し、製造性が低下する。このため、Ｍｎ含有量の下限を０．７％とし、上限を１．７％とする。
なお、同様の理由で上限を１．５％、下限を０．８％とするのが望ましい。
Ｍｎの含有は、固溶強化および、Ａｌ－Ｍｎ系、Ａｌ－Ｍｎ－Ｓｉ系、Ａｌ－Ｍｎ－Ｆｅ系、Ａｌ－Ｍｎ－Ｆｅ－Ｓｉ系などの金属間化合物として析出によって材料強度を向上する。Ｍｎ含有量が過小であると所望の強度向上効果を得られない。一方、含有量が過剰であると鋳造時に巨大な金属間化合物を生成し、製造性が低下する。このため、Ｍｎ含有量の下限を０．７％とし、上限を１．７％とする。
なお、同様の理由で上限を１．５％、下限を０．８％とするのが望ましい。
Ｓｉ：０．５～１．７％
Ｓｉの含有は、固溶強化および、Ａｌ－Ｍｎ－Ｓｉ系、Ａｌ－Ｍｎ－Ｆｅ－Ｓｉ系などの金属間化合物として析出する分散強化によって材料強度を向上する。
Ｓｉ含有量が過小であると所望の強度向上効果を得られない。一方、含有量が過剰であると、鋳造時に巨大な金属間化合物を生成し、製造性が低下する。このため、Ｓｉ含有量の下限を０．５％とし、上限を１．７％とする。
なお、同様の理由で上限を１．６％、下限を０．６％とするのが望ましい。
Ｓｉの含有は、固溶強化および、Ａｌ－Ｍｎ－Ｓｉ系、Ａｌ－Ｍｎ－Ｆｅ－Ｓｉ系などの金属間化合物として析出する分散強化によって材料強度を向上する。
Ｓｉ含有量が過小であると所望の強度向上効果を得られない。一方、含有量が過剰であると、鋳造時に巨大な金属間化合物を生成し、製造性が低下する。このため、Ｓｉ含有量の下限を０．５％とし、上限を１．７％とする。
なお、同様の理由で上限を１．６％、下限を０．６％とするのが望ましい。
Ｃｕ：０．１～１．２％
Ｃｕの含有による固溶強化により材料強度を向上する。またＺｎと共に添加することで伸びを向上し成形性を向上することに寄与する。Ｃｕ含有量が過小であると所望の強度向上効果を得られない。一方、含有量が過剰であると、鋳造時に割れが生じやすくなる。このため、Ｃｕ含有量の下限を０．１％、上限を１．２％とする。
なお、同様の理由で上限を０．９％、下限を０．１５％とするのが望ましい。
Ｃｕの含有による固溶強化により材料強度を向上する。またＺｎと共に添加することで伸びを向上し成形性を向上することに寄与する。Ｃｕ含有量が過小であると所望の強度向上効果を得られない。一方、含有量が過剰であると、鋳造時に割れが生じやすくなる。このため、Ｃｕ含有量の下限を０．１％、上限を１．２％とする。
なお、同様の理由で上限を０．９％、下限を０．１５％とするのが望ましい。
Ｆｅ：０．１～０．８％
Ｆｅの含有によって、主にＡｌ－Ｆｅ系、Ａｌ－Ｆｅ－Ｓｉ系、Ａｌ－Ｍｎ－Ｆｅ系、Ａｌ－Ｍｎ－Ｆｅ－Ｓｉ系などの金属間化合物として析出し、材料強度を向上する。
Ｆｅは、原料に不純物として存在しているため下限未満とするとコストがかかる。また、所望する強度向上効果を得られない。一方、過剰に含有すると、鋳造時に巨大な金属間化合物を生成し、製造性が低下する。このため、Ｆｅ含有量の下限を０．１％、上限を０．８％とする。
なお、同様の理由で上限を０．６５％、下限を０．２０％とするのが望ましい。さらに、下限を０．２５％とするのがより望ましい。
Ｆｅの含有によって、主にＡｌ－Ｆｅ系、Ａｌ－Ｆｅ－Ｓｉ系、Ａｌ－Ｍｎ－Ｆｅ系、Ａｌ－Ｍｎ－Ｆｅ－Ｓｉ系などの金属間化合物として析出し、材料強度を向上する。
Ｆｅは、原料に不純物として存在しているため下限未満とするとコストがかかる。また、所望する強度向上効果を得られない。一方、過剰に含有すると、鋳造時に巨大な金属間化合物を生成し、製造性が低下する。このため、Ｆｅ含有量の下限を０．１％、上限を０．８％とする。
なお、同様の理由で上限を０．６５％、下限を０．２０％とするのが望ましい。さらに、下限を０．２５％とするのがより望ましい。
Ｚｎ：０．０５～１．１％
Ｚｎの含有は、結晶粒微細化により強度および成形性が向上する。またＣｕと共に添加することで伸びを向上し成形性を向上することに寄与する。下限未満であると所望する効果が得られない。一方、過剰に含有すると、成形性への影響は小さいものの、自己腐食速度が増大することで耐食性が低下する。このため、Ｚｎ含有量の下限を０．０５％、上限を１．１％とするのが望ましい。
なお、同様の理由で上限を１．０％、下限を０．３５％とするのが望ましい。
Ｚｎの含有は、結晶粒微細化により強度および成形性が向上する。またＣｕと共に添加することで伸びを向上し成形性を向上することに寄与する。下限未満であると所望する効果が得られない。一方、過剰に含有すると、成形性への影響は小さいものの、自己腐食速度が増大することで耐食性が低下する。このため、Ｚｎ含有量の下限を０．０５％、上限を１．１％とするのが望ましい。
なお、同様の理由で上限を１．０％、下限を０．３５％とするのが望ましい。
Ｔｉ，Ｚｒ、Ｃｒ：０．０１～０．３０％
これらの成分は、固溶強化および、金属間化合物として析出する分散強化により材料強度を向上させるので、所望により一種以上を含有させる。
これら元素の含有量が過小であると所望の強度向上効果を得られない。一方、含有量が過剰であると、鋳造時に巨大な金属間化合物を生成し、製造性が低下する。このため、これら元素の含有量の下限をそれぞれ０．０１％とし、上限をそれぞれ０．３０％とする。
なお、同様の理由でＴｉ，Ｚｒ含有量の上限を０．１％、下限を０．０５％とするのが望ましい。
またＣｒ含有量の上限を０．０８％、下限を０．０５％とするのが望ましい。これら元素を添加しない場合でも、いずれかの元素を不可避不純物として含有するものであってもよく、その場合、個々には、０．０１％未満であるのが望ましい。
これらの成分は、固溶強化および、金属間化合物として析出する分散強化により材料強度を向上させるので、所望により一種以上を含有させる。
これら元素の含有量が過小であると所望の強度向上効果を得られない。一方、含有量が過剰であると、鋳造時に巨大な金属間化合物を生成し、製造性が低下する。このため、これら元素の含有量の下限をそれぞれ０．０１％とし、上限をそれぞれ０．３０％とする。
なお、同様の理由でＴｉ，Ｚｒ含有量の上限を０．１％、下限を０．０５％とするのが望ましい。
またＣｒ含有量の上限を０．０８％、下限を０．０５％とするのが望ましい。これら元素を添加しない場合でも、いずれかの元素を不可避不純物として含有するものであってもよく、その場合、個々には、０．０１％未満であるのが望ましい。
Ｍｇ：０．１～１．２％
Ｍｇの含有は、固溶強化および、Ｍｇ－Ｓｉ系の金属間化合物として析出し時効析出能を発揮することで材料強度が向上するので、所望により含有させる。
Ｍｇの含有が過小であると、所望の強度向上効果が得られない。一方で、過剰に含有すると、熱間圧延時に割れが生じ易くなり、製造性が低下する。このため、Ｍｇを含有する場合、下限は０．１％、上限は１．２％とする。
なお、同様の理由で上限を１．０％、下限を０．４％とするのが望ましい。
Ｍｇを添加しない場合でもＭｇを不可避不純物として含有するものであってもよく、その場合、０．０５％以下であるのが望ましい。
Ｍｇの含有は、固溶強化および、Ｍｇ－Ｓｉ系の金属間化合物として析出し時効析出能を発揮することで材料強度が向上するので、所望により含有させる。
Ｍｇの含有が過小であると、所望の強度向上効果が得られない。一方で、過剰に含有すると、熱間圧延時に割れが生じ易くなり、製造性が低下する。このため、Ｍｇを含有する場合、下限は０．１％、上限は１．２％とする。
なお、同様の理由で上限を１．０％、下限を０．４％とするのが望ましい。
Ｍｇを添加しない場合でもＭｇを不可避不純物として含有するものであってもよく、その場合、０．０５％以下であるのが望ましい。
成分含有量［％Ｍｎ］＋［％Ｆｅ］＋｜（１－［％Ｓｉ］）／［％Ｓｉ］｜≦２．６
これらの関係式を満たすことで、巨大な金属間化合物の生成が抑制される。この関係式を満たさないと、製造方法等の条件如何に拘わらず、巨大な金属間化合物の生成抑制が困難になる。
上記関係式は、成分含有量と単位面積当たりの２００μｍ径以上の化合物の生成個数との関係を、製造した合金に存在する２００μｍ以上の化合物の個数と、ＭｎとＦｅおよびＳｉの添加量との対応を回帰分析により求めたものであり、上記関係式を満たすことで、２００μｍ以上の化合物を１０ｍｍ２に１個以下とすることができる。上記関係式を満たさないと、上記巨大化合物の生成個数を１０ｍｍ２当たり１個以下とするのが困難になる。
これらの関係式を満たすことで、巨大な金属間化合物の生成が抑制される。この関係式を満たさないと、製造方法等の条件如何に拘わらず、巨大な金属間化合物の生成抑制が困難になる。
上記関係式は、成分含有量と単位面積当たりの２００μｍ径以上の化合物の生成個数との関係を、製造した合金に存在する２００μｍ以上の化合物の個数と、ＭｎとＦｅおよびＳｉの添加量との対応を回帰分析により求めたものであり、上記関係式を満たすことで、２００μｍ以上の化合物を１０ｍｍ２に１個以下とすることができる。上記関係式を満たさないと、上記巨大化合物の生成個数を１０ｍｍ２当たり１個以下とするのが困難になる。
（心材特性）
１００ｎｍ～５００ｎｍの分散粒子の分布密度が１ｍｍ２あたり１．０×１０６個～５．０×１０６個
所望する焼鈍後の引張強さを得るために、上記の金属間化合物の分布状態に調整する必要がある。金属間化合物の粒子サイズが１００ｎｍ未満および５００ｎｍ超では所望する強度を得られないため、１００ｎｍ～５００ｎｍの分散粒子に着目した。これらの分散粒子の分散密度については、１．０×１０６個未満または５．０×１０６個超では所望する強度を得られない。
１００ｎｍ～５００ｎｍの分散粒子の分布密度が１ｍｍ２あたり１．０×１０６個～５．０×１０６個
所望する焼鈍後の引張強さを得るために、上記の金属間化合物の分布状態に調整する必要がある。金属間化合物の粒子サイズが１００ｎｍ未満および５００ｎｍ超では所望する強度を得られないため、１００ｎｍ～５００ｎｍの分散粒子に着目した。これらの分散粒子の分散密度については、１．０×１０６個未満または５．０×１０６個超では所望する強度を得られない。
２００μｍ以上の化合物が１０ｍｍ２に１個以下
これらの化合物が存在する場合、表面剥離や圧延中の破断の原因となり圧延性の低下を招く恐れがある。また、部品成型時や製品仕様時にこれらの巨大な化合物が起点となって破壊を助長する。
これらの化合物が存在する場合、表面剥離や圧延中の破断の原因となり圧延性の低下を招く恐れがある。また、部品成型時や製品仕様時にこれらの巨大な化合物が起点となって破壊を助長する。
（クラッド材特性）
引張強さが１５０ＭＰａ～２５０ＭＰａ
焼鈍後において、引張強さが上記の範囲であることが好ましい。強度が１５０ＭＰａ未満であると成形後の構造強度を保つことができない。一方、上記引張強さが２５０ＭＰａ超であると成形時に割れが発生する恐れがある。
引張強さが１５０ＭＰａ～２５０ＭＰａ
焼鈍後において、引張強さが上記の範囲であることが好ましい。強度が１５０ＭＰａ未満であると成形後の構造強度を保つことができない。一方、上記引張強さが２５０ＭＰａ超であると成形時に割れが発生する恐れがある。
圧延方向に対して０°、４５°、９０°方向から測定したｒ値（ランクフォード値）より算出される平均値ｒａｖｅが０．６以上
ｒ値は０．６以上が好ましい。ｒａｖｅは、常温において計測し、引張強さが得らえるひずみ量（均一伸び）からマイナス０．５％のひずみ量において、０°、４５°、９０°で測定されたｒ値（；ｒ０°、ｒ４５°、ｒ９０°）に基づいて、以下の式により算出される。
ｒａｖｅ＝（ｒ０°＋ｒ９０°＋２＊ｒ４５°）／４
ｒａｖｅが０．６未満であると、異方性が高くなりプレス成形性が低下し、割れなどが生じ易くなる。
ｒ値は０．６以上が好ましい。ｒａｖｅは、常温において計測し、引張強さが得らえるひずみ量（均一伸び）からマイナス０．５％のひずみ量において、０°、４５°、９０°で測定されたｒ値（；ｒ０°、ｒ４５°、ｒ９０°）に基づいて、以下の式により算出される。
ｒａｖｅ＝（ｒ０°＋ｒ９０°＋２＊ｒ４５°）／４
ｒａｖｅが０．６未満であると、異方性が高くなりプレス成形性が低下し、割れなどが生じ易くなる。
（クラッド材の積層構成）
クラッド材は、前記心材の片面または両面に、皮材または犠牲材からなる一種または二種以上の皮材が積層されている。
クラッド材の各層のクラッド率は特に限定されないが、心材のクラッド率を６０～９７％の範囲とするのが望ましい。
皮材としては、ろう材、犠牲材から選択される。積層構成は、特に限定されないが、ろう材/心材の順に積層されているアルミニウム合金クラッド材、ろう材/心材/ろう材の順に積層されているアルミニウム合金クラッド材、ろう材/心材/犠牲材の順に積層されているアルミニウム合金クラッド材、ろう材/心材/犠牲材/ろう材の順に積層されているアルミニウム合金クラッド材、ろう材/犠牲材/心材/犠牲材/ろう材の順に積層されているアルミニウム合金クラッド材、犠牲材/心材の順に積層されているアルミニウム合金クラッド材、犠牲材/心材/犠牲材の順に積層されているアルミニウム合金クラッド材などを例示することができる。
クラッド材は、前記心材の片面または両面に、皮材または犠牲材からなる一種または二種以上の皮材が積層されている。
クラッド材の各層のクラッド率は特に限定されないが、心材のクラッド率を６０～９７％の範囲とするのが望ましい。
皮材としては、ろう材、犠牲材から選択される。積層構成は、特に限定されないが、ろう材/心材の順に積層されているアルミニウム合金クラッド材、ろう材/心材/ろう材の順に積層されているアルミニウム合金クラッド材、ろう材/心材/犠牲材の順に積層されているアルミニウム合金クラッド材、ろう材/心材/犠牲材/ろう材の順に積層されているアルミニウム合金クラッド材、ろう材/犠牲材/心材/犠牲材/ろう材の順に積層されているアルミニウム合金クラッド材、犠牲材/心材の順に積層されているアルミニウム合金クラッド材、犠牲材/心材/犠牲材の順に積層されているアルミニウム合金クラッド材などを例示することができる。
ろう材種別
心材には、皮材として一般的なろう材であるＡｌ－Ｓｉ系合金はもちろん、さらに、各種元素を含有したろう材を貼り合わせることができる。クラッド材全体の強度に対するろう材の寄与は少ないが、ろう材に特に強度向上効果が大きい元素を含有する場合にはその影響を考慮することで、クラッド材全体の強度を調整することができる。
心材には、皮材として一般的なろう材であるＡｌ－Ｓｉ系合金はもちろん、さらに、各種元素を含有したろう材を貼り合わせることができる。クラッド材全体の強度に対するろう材の寄与は少ないが、ろう材に特に強度向上効果が大きい元素を含有する場合にはその影響を考慮することで、クラッド材全体の強度を調整することができる。
クラッド材全体の強度は、下記の式のとおり、各層単体の強度のクラッド率按分で算出できる。
クラッド材全体の強度＝（皮材単体の強度×皮材クラッド率）＋（心材単体の強度×心材クラッド率）
クラッド材全体の強度＝（皮材単体の強度×皮材クラッド率）＋（心材単体の強度×心材クラッド率）
さらに、ろう材に任意に含有される元素のうち、ろう材単体の強度に寄与しやすい元素としては、Ｍｇ，Ｍｎ，Ｃｕ，Ｆｅを上げることができ、それぞれのろう材単体の強度に及ぼす影響は、
［引張強さ］
Ｍｇ：５ＭＰａ／０．１％含有、Ｍｎ：２ＭＰａ／０．１％含有、Ｃｕ：５ＭＰａ／０．１％含有、Ｆｅ：２ＭＰａ／０．１％含有である。
［引張強さ］
Ｍｇ：５ＭＰａ／０．１％含有、Ｍｎ：２ＭＰａ／０．１％含有、Ｃｕ：５ＭＰａ／０．１％含有、Ｆｅ：２ＭＰａ／０．１％含有である。
一方、クラッド材全体の成形性は皮材の成形性＞心材の成形性となるため、基本的に心材の成形性、すなわち心材の化学成分や金属組織によって決まる。
（ろう材組成）
ろう材の含有成分は特定のものに限定されないが、以下の代表的な成分例を説明する。
ろう材の含有成分は特定のものに限定されないが、以下の代表的な成分例を説明する。
Ｓｉ：２．０～１３．０％
融点を低下させてろう付温度において液相を生成することでろう付を可能とする。
下限未満では液相生成量が少なくろう付不良となる。上限超えでは、Ｓｉ過剰のためエロ－ジョンが発生する。
融点を低下させてろう付温度において液相を生成することでろう付を可能とする。
下限未満では液相生成量が少なくろう付不良となる。上限超えでは、Ｓｉ過剰のためエロ－ジョンが発生する。
Ｆｅ：０．８％以下
含有してもよい（０％としてもよい）。上限超えでは巨大な化合物を生成し、製造が困難となる。
含有してもよい（０％としてもよい）。上限超えでは巨大な化合物を生成し、製造が困難となる。
Ｚｎ：５．０％以下
含有してもよい（０％としてもよい）。ろう材を心材に対する防食層として機能させたい場合に含有する。含有した場合は電位が卑となり心材に対する犠牲陽極効果を発揮する。上限超えの場合には、腐食速度が速くなりすぎる。
含有してもよい（０％としてもよい）。ろう材を心材に対する防食層として機能させたい場合に含有する。含有した場合は電位が卑となり心材に対する犠牲陽極効果を発揮する。上限超えの場合には、腐食速度が速くなりすぎる。
Ｃｕ：１．０％以下
含有してもよい（０％としてもよい）。上限超えでは、材料が硬くなって製造が困難となる。
含有してもよい（０％としてもよい）。上限超えでは、材料が硬くなって製造が困難となる。
Ｍｎ：２．０％以下
含有してもよい（０％としてもよい）。上限超えでは巨大な化合物を生成し、製造が困難となる。
含有してもよい（０％としてもよい）。上限超えでは巨大な化合物を生成し、製造が困難となる。
Ｃｒ：０．５０％以下
含有してもよい（０％としてもよい）。上限超えでは巨大な化合物を生成し、製造が困難となる。
含有してもよい（０％としてもよい）。上限超えでは巨大な化合物を生成し、製造が困難となる。
Ｚｒ：０．３０％以下
含有してもよい（０％としてもよい）。上限超えでは巨大な化合物を生成し、製造が困難となる。
含有してもよい（０％としてもよい）。上限超えでは巨大な化合物を生成し、製造が困難となる。
Ｔｉ：０．３０％以下
含有してもよい（０％としてもよい）。上限超えでは巨大な化合物を生成し、製造が困難となる。
含有してもよい（０％としてもよい）。上限超えでは巨大な化合物を生成し、製造が困難となる。
Ｎｉ：１．５％以下
含有してもよい（０％としてもよい）。上限超えでは巨大な化合物を生成し、製造が困難となる。
含有してもよい（０％としてもよい）。上限超えでは巨大な化合物を生成し、製造が困難となる。
Ｍｇ：２．０％以下
含有してもよい（０％としてもよい）。真空ろう付などに使用する場合に含有される。上限超えでは、材料が硬くなって製造が困難となる。
含有してもよい（０％としてもよい）。真空ろう付などに使用する場合に含有される。上限超えでは、材料が硬くなって製造が困難となる。
Ｓｒ：０．２％以下
含有してもよい（０％としてもよい）。
含有してもよい（０％としてもよい）。
Ｎａ：０．２％以下
含有してもよい（０％としてもよい）。
含有してもよい（０％としてもよい）。
Ｖ：０．２％以下
含有してもよい（０％としてもよい）。
含有してもよい（０％としてもよい）。
Ｂｉ：１．０％以下
含有してもよい（０％としてもよい）。
含有してもよい（０％としてもよい）。
Ｓｂ：１．０％以下
含有してもよい（０％としてもよい）。
含有してもよい（０％としてもよい）。
Ｓｎ：１．０％以下
含有してもよい（０％としてもよい）。
含有してもよい（０％としてもよい）。
（犠牲材組成）
心材には、皮材として心材よりも電位が低い材料を犠牲材としてクラッドすることができる。
一般的な犠牲材であるＡｌ－Ｚｎ系合金はもちろん、さらに、各種元素を含有した犠牲材を貼り合わせることができる。クラッド材全体の強度に対する犠牲材の寄与は少ないが、犠牲材に特に強度向上効果が大きい元素を含有する場合にはその影響を考慮することで、クラッド材全体の強度を調整することができる。
心材には、皮材として心材よりも電位が低い材料を犠牲材としてクラッドすることができる。
一般的な犠牲材であるＡｌ－Ｚｎ系合金はもちろん、さらに、各種元素を含有した犠牲材を貼り合わせることができる。クラッド材全体の強度に対する犠牲材の寄与は少ないが、犠牲材に特に強度向上効果が大きい元素を含有する場合にはその影響を考慮することで、クラッド材全体の強度を調整することができる。
クラッド材全体の強度は、下記の式のとおり、各層の強度のクラッド率按分で算出できる。
クラッド材全体の強度＝（皮材単体の強度×皮材クラッド率）＋（心材単体の強度×心材クラッド率）
クラッド材全体の強度＝（皮材単体の強度×皮材クラッド率）＋（心材単体の強度×心材クラッド率）
さらに、犠牲材に任意に含有される元素のうち、犠牲材単体の強度に寄与しやすい元素としては、Ｍｇ，Ｍｎ，Ｓｉ，Ｃｕ，Ｆｅを上げることができ、それぞれの犠牲材単体の強度に及ぼす影響は、
［引張強さ］
Ｍｇ：５ＭＰａ／０．１％含有、Ｍｎ：２ＭＰａ／０．１％含有、Ｓｉ：５ＭＰａ／０．１％含有、Ｃｕ：５ＭＰａ／０．１％含有、Ｆｅ：２ＭＰａ／０．１％含有である。
［引張強さ］
Ｍｇ：５ＭＰａ／０．１％含有、Ｍｎ：２ＭＰａ／０．１％含有、Ｓｉ：５ＭＰａ／０．１％含有、Ｃｕ：５ＭＰａ／０．１％含有、Ｆｅ：２ＭＰａ／０．１％含有である。
クラッド材全体の成形性は、ろう材の場合と同様に、皮材の成形性＞心材の成形性となるため、基本的に心材の成形性、すなわち心材の化学成分や金属組織によって決まる。
（犠牲材組成）
犠牲材の含有成分は特定のものに限定されないが、以下の代表的な成分例を説明する。
犠牲材の含有成分は特定のものに限定されないが、以下の代表的な成分例を説明する。
Ｓｉ：１．５％以下
含有してもよい（０％としてもよい）。上限超えでは、融点が低下して局部溶融が発生する。
含有してもよい（０％としてもよい）。上限超えでは、融点が低下して局部溶融が発生する。
Ｆｅ：０．８％以下
含有してもよい（０％としてもよい）。
含有してもよい（０％としてもよい）。
Ｚｎ：０．４～１０．０％
含有してもよい（０％としてもよい）。電位を卑にして心材に対する犠牲陽極効果を得るために含有される。下限未満ではその効果が小さく、上限超えでは腐食速度が速くなりすぎて犠牲材が早期消耗することで、犠牲陽極効果が長期間発揮できない。
含有してもよい（０％としてもよい）。電位を卑にして心材に対する犠牲陽極効果を得るために含有される。下限未満ではその効果が小さく、上限超えでは腐食速度が速くなりすぎて犠牲材が早期消耗することで、犠牲陽極効果が長期間発揮できない。
Ｃｕ：１．０％以下
含有してもよい（０％としてもよい）。上限超えでは、材料が硬くなって製造が困難となる。
含有してもよい（０％としてもよい）。上限超えでは、材料が硬くなって製造が困難となる。
Ｍｎ：２．０％以下
含有してもよい（０％としてもよい）。上限超えでは巨大な化合物を生成し、製造が困難となる。
含有してもよい（０％としてもよい）。上限超えでは巨大な化合物を生成し、製造が困難となる。
Ｃｒ：０．５０％以下
含有してもよい（０％としてもよい）。上限超えでは巨大な化合物を生成し、製造が困難となる。
含有してもよい（０％としてもよい）。上限超えでは巨大な化合物を生成し、製造が困難となる。
Ｚｒ：０．３０％以下
含有してもよい（０％としてもよい）。上限超えでは巨大な化合物を生成し、製造が困難となる。
含有してもよい（０％としてもよい）。上限超えでは巨大な化合物を生成し、製造が困難となる。
Ｔｉ：０．３０％以下
含有してもよい（０％としてもよい）。上限超えでは巨大な化合物を生成し、製造が困難となる。
含有してもよい（０％としてもよい）。上限超えでは巨大な化合物を生成し、製造が困難となる。
Ｎｉ：１．５％以下
含有してもよい（０％としてもよい）。上限超えでは巨大な化合物を生成し、製造が困難となる。
含有してもよい（０％としてもよい）。上限超えでは巨大な化合物を生成し、製造が困難となる。
Ｍｇ：３．０％以下
含有してもよい（０％としてもよい）。真空ろう付などに使用する場合に含有される。上限超えでは、材料が硬くなって製造が困難となる。
含有してもよい（０％としてもよい）。真空ろう付などに使用する場合に含有される。上限超えでは、材料が硬くなって製造が困難となる。
Ｓｒ：０．２％以下
含有してもよい（０％としてもよい）。
含有してもよい（０％としてもよい）。
Ｎａ：０．２％以下
含有してもよい（０％としてもよい）。
含有してもよい（０％としてもよい）。
Ｖ：０．２％以下
含有してもよい（０％としてもよい）。
含有してもよい（０％としてもよい）。
Ｂｉ：１．０％以下
含有してもよい（０％としてもよい）。
含有してもよい（０％としてもよい）。
Ｓｂ：１．０％以下
含有してもよい（０％としてもよい）。
含有してもよい（０％としてもよい）。
Ｓｎ：１．０％以下
含有してもよい（０％としてもよい）。
含有してもよい（０％としてもよい）。
本発明によれば、高い強度と、優れた成形性を有するクラッド材を得ることができる。
[心材の作製]
［心材組成］
心材用のアルミニウム合金として、質量％で、Ｍｎ：０．７～１．７％、Ｓｉ：０．５～１．７％、Ｃｕ：０．１～１．２％、Ｆｅ：０．１～０．８％、Ｚｎ：０．０５～１．１％を含有し、所望によりＣｒ：０．０１～０．３０％、Ｚｒ：０．０１～０．３０％、Ｔｉ：０．０１～０．３０％、Ｍｇ：０．１～１．２％を１種以上を含有し、残りはＡｌおよび不可避不純物からなる組成に調製する。その際に、前記組成の成分含有量について、［％Ｍｎ］＋［％Ｆｅ］＋｜（１－［％Ｓｉ］）／［％Ｓｉ］｜≦２．６の関係式を満たすように調製する。
［心材組成］
心材用のアルミニウム合金として、質量％で、Ｍｎ：０．７～１．７％、Ｓｉ：０．５～１．７％、Ｃｕ：０．１～１．２％、Ｆｅ：０．１～０．８％、Ｚｎ：０．０５～１．１％を含有し、所望によりＣｒ：０．０１～０．３０％、Ｚｒ：０．０１～０．３０％、Ｔｉ：０．０１～０．３０％、Ｍｇ：０．１～１．２％を１種以上を含有し、残りはＡｌおよび不可避不純物からなる組成に調製する。その際に、前記組成の成分含有量について、［％Ｍｎ］＋［％Ｆｅ］＋｜（１－［％Ｓｉ］）／［％Ｓｉ］｜≦２．６の関係式を満たすように調製する。
［鋳造］
上記組成においてアルミニウム合金を溶製する。溶製の方法としては、例えば半連続鋳造法によりアルミニウム合金を鋳造する。
一般的な鋳造速度で鋳造を実施すると鋳造開始から凝固までの間でＡｌ－Ｍｎ－Ｆｅ系の化合物などが成長し、２００μｍ以上の巨大な金属間化合物を形成しやすくなる。これを抑制するために鋳造時に６４０℃～６７０℃を通過する際の合金の冷却速度が０．１℃／ｓ～１０℃／ｓの間で実施するのが望ましい。これにより２００μｍ以上の巨大な金属間化合物の生成を効果的に抑制することができる。なお、６４０℃～６７０℃は上記化合物が成長する温度である。
上記冷却速度が０．１℃／秒未満の場合、巨大な金属間化合物が生成しやすい。また１０℃／秒以上の場合、巨大な金属間化合物の生成抑制については効果的であるが、割れの感受性が高まり製造性が低下する。より好ましくは、上記温度範囲の冷却速度を０．５℃／秒～５℃／秒とする。
上記組成においてアルミニウム合金を溶製する。溶製の方法としては、例えば半連続鋳造法によりアルミニウム合金を鋳造する。
一般的な鋳造速度で鋳造を実施すると鋳造開始から凝固までの間でＡｌ－Ｍｎ－Ｆｅ系の化合物などが成長し、２００μｍ以上の巨大な金属間化合物を形成しやすくなる。これを抑制するために鋳造時に６４０℃～６７０℃を通過する際の合金の冷却速度が０．１℃／ｓ～１０℃／ｓの間で実施するのが望ましい。これにより２００μｍ以上の巨大な金属間化合物の生成を効果的に抑制することができる。なお、６４０℃～６７０℃は上記化合物が成長する温度である。
上記冷却速度が０．１℃／秒未満の場合、巨大な金属間化合物が生成しやすい。また１０℃／秒以上の場合、巨大な金属間化合物の生成抑制については効果的であるが、割れの感受性が高まり製造性が低下する。より好ましくは、上記温度範囲の冷却速度を０．５℃／秒～５℃／秒とする。
［均質化処理］
得られた合金に対しては均質化処理を行うことができる。
均質化処理では、得られた合金に４００℃～６００℃未満、処理時間３時間～１２時間未満の範囲で均質化処理を施すことができる。これにより、所望する特性を得るための適切な金属間化合物として、円相当径１００ｎｍ～５００ｎｍ程度の微細な分散状態が得られる。上記温度および処理時間外の条件を施すと、所望する金属間化合物の分布状態を得ることができず、強度が低下する。また６００℃以上では、材料が均質化処理中に溶融するリスクもある。より好ましい温度は、４２０℃～５８０℃である。
得られた合金に対しては均質化処理を行うことができる。
均質化処理では、得られた合金に４００℃～６００℃未満、処理時間３時間～１２時間未満の範囲で均質化処理を施すことができる。これにより、所望する特性を得るための適切な金属間化合物として、円相当径１００ｎｍ～５００ｎｍ程度の微細な分散状態が得られる。上記温度および処理時間外の条件を施すと、所望する金属間化合物の分布状態を得ることができず、強度が低下する。また６００℃以上では、材料が均質化処理中に溶融するリスクもある。より好ましい温度は、４２０℃～５８０℃である。
「熱間圧延」
別途、ろう材用合金、犠牲材用合金を、常法により、鋳造、熱間圧延により所定厚みとし、心材用鋳塊と張り合わせて熱間圧延することでクラッド材を製造する。
ろう材用合金としては、質量％で、Ｓｉ：２．０～１３．０％を含有し、さらに、
Ｆｅ：０．８％以下、Ｚｎ：５．０％以下、Ｃｕ：１．０％以下、Ｍｎ：２．０％以下、
Ｃｒ：０．５０％以下、Ｚｒ：０．３０％以下、Ｔｉ：０．３０％以下、Ｎｉ：１．５％以下、Ｍｇ：２．０％以下、Ｓｒ：０．２％以下、Ｎａ：０．２％以下、Ｖ：０．２％以下、Ｂｉ：１．０％以下、Ｓｂ：１．０％以下、Ｓｎ：１．０％以下、を含有し、残りはＡｌおよび不可避不純物からなる組成を例示することができる。Ｓｉ以外の各成分は０％の場合を含む。
前記犠牲材用アルミニウム合金としては、質量％で、Ｓｉ：１．５％以下、Ｆｅ：０．８％以下、Ｚｎ：０．４～１０．０％、Ｃｕ：１．０％以下、Ｍｎ：２．０％以下、Ｃｒ：０．５０％以下、Ｚｒ：０．３０％以下、Ｔｉ：０．３０％以下、Ｎｉ:１．５％以下、 Ｍｇ：３．０％以下、Ｓｒ：０．２％以下、Ｎａ：０．２％以下、Ｖ：０．２％以下、Ｂｉ：１．０％以下、Ｓｂ：１．０％以下、Ｓｎ：１．０％以下、を含有し、残りはＡｌおよび不可避不純物からなる組成を例示することができる。各成分は０％の場合を含む。
別途、ろう材用合金、犠牲材用合金を、常法により、鋳造、熱間圧延により所定厚みとし、心材用鋳塊と張り合わせて熱間圧延することでクラッド材を製造する。
ろう材用合金としては、質量％で、Ｓｉ：２．０～１３．０％を含有し、さらに、
Ｆｅ：０．８％以下、Ｚｎ：５．０％以下、Ｃｕ：１．０％以下、Ｍｎ：２．０％以下、
Ｃｒ：０．５０％以下、Ｚｒ：０．３０％以下、Ｔｉ：０．３０％以下、Ｎｉ：１．５％以下、Ｍｇ：２．０％以下、Ｓｒ：０．２％以下、Ｎａ：０．２％以下、Ｖ：０．２％以下、Ｂｉ：１．０％以下、Ｓｂ：１．０％以下、Ｓｎ：１．０％以下、を含有し、残りはＡｌおよび不可避不純物からなる組成を例示することができる。Ｓｉ以外の各成分は０％の場合を含む。
前記犠牲材用アルミニウム合金としては、質量％で、Ｓｉ：１．５％以下、Ｆｅ：０．８％以下、Ｚｎ：０．４～１０．０％、Ｃｕ：１．０％以下、Ｍｎ：２．０％以下、Ｃｒ：０．５０％以下、Ｚｒ：０．３０％以下、Ｔｉ：０．３０％以下、Ｎｉ:１．５％以下、 Ｍｇ：３．０％以下、Ｓｒ：０．２％以下、Ｎａ：０．２％以下、Ｖ：０．２％以下、Ｂｉ：１．０％以下、Ｓｂ：１．０％以下、Ｓｎ：１．０％以下、を含有し、残りはＡｌおよび不可避不純物からなる組成を例示することができる。各成分は０％の場合を含む。
ここでクラッド材に対する熱間圧延前の均熱処理は４００℃から５５０℃で１～１０時間の温度で行うことが望ましい。これ以上の温度では均質化処理にて析出させた分散粒子が再固溶するため素材強度が低下する。加えて、鋳造時に生成した巨大な金属間化合物を熱間圧延中に破砕することを目的として、入側の厚さに対して出側の厚さが２０ｍｍ以上の減少を伴うように圧延されるパスを１５回以上実行することが望ましい。またこの条件を行うことで、破砕された金属間化合物が核生成サイトとして有効に働く１μｍ程度のサイズになるとともに、金属間化合物の分布状態が好適化することで、板材のｒ値を向上させることができる。
これよりも少ない圧下量もしくは回数の場合、鋳造時に生成した巨大な金属間化合物が残留し、後の製造性が低下する。一方で３０ｍｍを超える圧下量は巨大な金属間化合物の破砕には効果的であるが、板幅方向の割れが助長されるため製造性が低下する。したがって、１パス当たりの圧下量を２０ｍｍ～３０ｍｍとし、そのパス数を１５回以上とするのがより好ましい。
これよりも少ない圧下量もしくは回数の場合、鋳造時に生成した巨大な金属間化合物が残留し、後の製造性が低下する。一方で３０ｍｍを超える圧下量は巨大な金属間化合物の破砕には効果的であるが、板幅方向の割れが助長されるため製造性が低下する。したがって、１パス当たりの圧下量を２０ｍｍ～３０ｍｍとし、そのパス数を１５回以上とするのがより好ましい。
「冷間圧延」
熱間圧延を行ったアルミニウム合金クラッド材に対しては、冷間圧延を行うことができる。この際に、特に規定されるものではないが、１パス当たりの圧下率が１０～４０％の間で実施するのが望ましい。この範囲以外の場合、製造性が低下する。
熱間圧延を行ったアルミニウム合金クラッド材に対しては、冷間圧延を行うことができる。この際に、特に規定されるものではないが、１パス当たりの圧下率が１０～４０％の間で実施するのが望ましい。この範囲以外の場合、製造性が低下する。
「圧延途中の焼鈍」
冷間圧延の途中で、冷間圧延を続行するために実施しても良い。バッチ式の焼鈍炉を用いて昇温速度３０～７０℃／時間で２００～４５０℃、処理時間３～１０時間の範囲で施すことができる。４５０℃を超える場合、二次再結晶が生じて不均一な再結晶粒となるおそれがある。
また連続焼鈍炉（昇温速度５０℃／ｓ以上、処理温度４００℃以上、処理時間６０ｓ、冷却速度２００℃／ｓ以下）を用いても良い。
冷間圧延の途中で、冷間圧延を続行するために実施しても良い。バッチ式の焼鈍炉を用いて昇温速度３０～７０℃／時間で２００～４５０℃、処理時間３～１０時間の範囲で施すことができる。４５０℃を超える場合、二次再結晶が生じて不均一な再結晶粒となるおそれがある。
また連続焼鈍炉（昇温速度５０℃／ｓ以上、処理温度４００℃以上、処理時間６０ｓ、冷却速度２００℃／ｓ以下）を用いても良い。
「最終板厚」
特に定められるものではないが、０．５ｍｍ～３．５ｍｍが例示される。
特に定められるものではないが、０．５ｍｍ～３．５ｍｍが例示される。
「焼鈍」
冷間圧延を終了したアルミニウム合金クラッド材では、最終焼鈍を行うことができる。最終焼鈍としては、バッチ式の焼鈍炉を用いて昇温速度３０～７０℃／時間で２００～４００℃、処理時間３～１０時間の範囲で施すことができる。
また連続焼鈍炉（昇温速度５０℃／ｓ以上、処理温度４００℃以上、処理時間６０ｓ、冷却速度２００℃／ｓ以下）を用いた場合であれば、さらに焼鈍後の結晶粒が微細となり強度と成形性が向上する。
なお、必要に応じて焼鈍後にさらに最終圧延を１０～４０％の範囲で行うことができる。
また、上記説明では、冷間圧延後、最終焼鈍を行っているが、本実施形態は、冷間圧延後に最終焼鈍を行わず、圧延ままで使用に供することもできる。
冷間圧延を終了したアルミニウム合金クラッド材では、最終焼鈍を行うことができる。最終焼鈍としては、バッチ式の焼鈍炉を用いて昇温速度３０～７０℃／時間で２００～４００℃、処理時間３～１０時間の範囲で施すことができる。
また連続焼鈍炉（昇温速度５０℃／ｓ以上、処理温度４００℃以上、処理時間６０ｓ、冷却速度２００℃／ｓ以下）を用いた場合であれば、さらに焼鈍後の結晶粒が微細となり強度と成形性が向上する。
なお、必要に応じて焼鈍後にさらに最終圧延を１０～４０％の範囲で行うことができる。
また、上記説明では、冷間圧延後、最終焼鈍を行っているが、本実施形態は、冷間圧延後に最終焼鈍を行わず、圧延ままで使用に供することもできる。
上記工程を経たアルミニウム合金クラッド材では、心材に１００ｎｍ～５００ｎｍの分散粒子の分布密度が１ｍｍ２あたり１．０×１０６個～５．０×１０６個で分布しており、かつ、２００μｍ以上の化合物が１０ｍｍ２に１個以下で分布している。
また、製造後のアルミニウム合金クラッド材では、焼鈍後または圧延ままで、引張強さが１５０ＭＰａ～２５０ＭＰａ、圧延方向に対して０°、４５°、９０°方向から測定したｒ値より算出される平均値ｒａｖｅが０．６以上を有している。
本発明のアルミニウム合金は、特定の用途に限定されるものではないが、例えば、熱交換器用のプレート材などに好適に用いることができる。
本発明のアルミニウム合金は、特定の用途に限定されるものではないが、例えば、熱交換器用のプレート材などに好適に用いることができる。
表１に示す心材用アルミニウム合金（残部がＡｌと不可避不純物）を用意した。それぞれの組成における［％Ｍｎ］＋［％Ｆｅ］＋｜（１－［％Ｓｉ］）／［％Ｓｉ］｜の関係式における計算値を表１に示した。
該合金の鋳造方法は半連続鋳造を採用し、アルミニウム合金の物体温度が６４０℃～６７０℃を通過する際には、適正な鋳造速度および冷却水量の調節を行うことで冷却速度を制御し、０．５℃～５．０℃／ｓｅｃの範囲とした。６４０℃未満の冷却速度については一般的な鋳造速度で鋳造した。６４０℃～６７０℃の範囲で冷却速度を０．５℃～５．０℃／ｓｅｃの範囲で制御したものを●、０．５℃／ｓｅｃ未満で制御したものを△で表５に示した。
該合金の鋳造方法は半連続鋳造を採用し、アルミニウム合金の物体温度が６４０℃～６７０℃を通過する際には、適正な鋳造速度および冷却水量の調節を行うことで冷却速度を制御し、０．５℃～５．０℃／ｓｅｃの範囲とした。６４０℃未満の冷却速度については一般的な鋳造速度で鋳造した。６４０℃～６７０℃の範囲で冷却速度を０．５℃～５．０℃／ｓｅｃの範囲で制御したものを●、０．５℃／ｓｅｃ未満で制御したものを△で表５に示した。
また、表２に示すろう材用合金、表３に示す犠牲材用合金を同様に半連続鋳造によって製造した。ろう材用合金、犠牲材用合金は通常条件で鋳造した。ろう材用合金、犠牲材用合金は表４に示すクラッド率になるように熱間圧延で板厚調整した後、心材用合金と組み合わせて熱間圧延によりクラッド材にした。
心材用合金鋳塊に対し、表５に示す条件で均質化処理を行った後に、上記のとおり、ろう材用合金、犠牲材用合金と組み合わせ、均熱処理を５００℃×１時間の条件で行い、その後、熱間圧延を行った。その際の熱間圧延条件（圧下量２０ｍｍ～３０ｍｍの圧下量で圧延を行った際のパス数）を表５に示した。
熱間圧延材の厚さは、８．０ｍｍとし、その後、冷間圧延を行い、板厚０．８ｍｍの冷間圧延材を得た。供試材Ｎｏ．２１については、冷間圧延の途中で、中間焼鈍を行った。熱間圧延後に冷間圧延にて３．０ｍｍまで圧延を行った後、中間焼鈍の条件として、３５０℃×４時間で熱処理を実施した。その後、冷間圧延にて０．８ｍｍの冷間圧延材を得た。
０．８ｍｍまで冷間圧延後に、最終焼鈍として３５０℃で３時間の熱処理を行った（質別Ｏ材）。
なお、一部の試料（Ｎｏ．３１，３２）については、最後の焼鈍を０．８ｍｍより手前で行い、所定の冷間圧延率になるように０．８ｍｍまで薄くしたままの試料も用意した（質別Ｈ材で、それぞれ１５％、３０％の最終圧延率）。
熱間圧延材の厚さは、８．０ｍｍとし、その後、冷間圧延を行い、板厚０．８ｍｍの冷間圧延材を得た。供試材Ｎｏ．２１については、冷間圧延の途中で、中間焼鈍を行った。熱間圧延後に冷間圧延にて３．０ｍｍまで圧延を行った後、中間焼鈍の条件として、３５０℃×４時間で熱処理を実施した。その後、冷間圧延にて０．８ｍｍの冷間圧延材を得た。
０．８ｍｍまで冷間圧延後に、最終焼鈍として３５０℃で３時間の熱処理を行った（質別Ｏ材）。
なお、一部の試料（Ｎｏ．３１，３２）については、最後の焼鈍を０．８ｍｍより手前で行い、所定の冷間圧延率になるように０．８ｍｍまで薄くしたままの試料も用意した（質別Ｈ材で、それぞれ１５％、３０％の最終圧延率）。
「化合物の分布状態］
２００μｍ以上の化合物の確認
製造したアルミニウム合金について、圧延方向に平行な断面を機械研磨し、光学顕微鏡にて金属間化合物を観察した。光学顕微鏡にて倍率×１００で、０．３５ｍｍ２の面積で１０視野を観察し、１０枚取得した画像より、画像解析ソフト（例えばＩｍａｇｅＪ、Ｗａｙｎｅ Ｒａｓｂａｎｄ開発）を用いて、金属間化合物の粒子の円相当径および分布量を算出し、その結果を表５に示した。
２００μｍ以上の化合物の確認
製造したアルミニウム合金について、圧延方向に平行な断面を機械研磨し、光学顕微鏡にて金属間化合物を観察した。光学顕微鏡にて倍率×１００で、０．３５ｍｍ２の面積で１０視野を観察し、１０枚取得した画像より、画像解析ソフト（例えばＩｍａｇｅＪ、Ｗａｙｎｅ Ｒａｓｂａｎｄ開発）を用いて、金属間化合物の粒子の円相当径および分布量を算出し、その結果を表５に示した。
１００～５００ｎｍの化合物の確認
上記と同様に圧延方向に平行な断面にクロスセクションポリッシャ加工を施し、電界放出型走査電子顕微鏡（ＦＥ－ＳＥＭ；日本電子製ＪＳＭ－７９００Ｆ）を用いて二次電子像を倍率３００００倍で、１２μｍ２の面積で１０視野を観察し、１０枚の画像を取得した。取得した画像より画像解析ソフトを用いて、金属間化合物の粒子の円相当径および分布量を算出し、表５に示した。
上記と同様に圧延方向に平行な断面にクロスセクションポリッシャ加工を施し、電界放出型走査電子顕微鏡（ＦＥ－ＳＥＭ；日本電子製ＪＳＭ－７９００Ｆ）を用いて二次電子像を倍率３００００倍で、１２μｍ２の面積で１０視野を観察し、１０枚の画像を取得した。取得した画像より画像解析ソフトを用いて、金属間化合物の粒子の円相当径および分布量を算出し、表５に示した。
［引張強さ］
引張試験
圧延方向と平行になるようＪＩＳＺ２２４１に準ずる方法で５号試験片を採取し、引張強さを測定した。引張強さは、１４０ＭＰａ未満を×、１４０ＭＰａ以上、１８０ＭＰａ未満を〇、１８０ＭＰａ以上を◎とし、その結果を表５に示した。
引張試験
圧延方向と平行になるようＪＩＳＺ２２４１に準ずる方法で５号試験片を採取し、引張強さを測定した。引張強さは、１４０ＭＰａ未満を×、１４０ＭＰａ以上、１８０ＭＰａ未満を〇、１８０ＭＰａ以上を◎とし、その結果を表５に示した。
［平均ｒ値］
引張強さが得らえるひずみ量（均一伸び）からマイナス０．５％のひずみ量におけるｒ値を測定した。r値の測定方法は常法に従う。圧延方向に平行方向を０°としてｒ０°を測定し、同様に４５°方向からｒ４５°および９０°方向からｒ９０°を測定した。
平均ｒ値として（ｒ０°＋ｒ９０°＋２＊ｒ４５°）／４を算出し、その絶対値が０．６以上、０．７未満のものを〇、０．７以上のものを◎とし、０．６未満のものは×として評価し、算出値および評価を表５に示した。
引張強さが得らえるひずみ量（均一伸び）からマイナス０．５％のひずみ量におけるｒ値を測定した。r値の測定方法は常法に従う。圧延方向に平行方向を０°としてｒ０°を測定し、同様に４５°方向からｒ４５°および９０°方向からｒ９０°を測定した。
平均ｒ値として（ｒ０°＋ｒ９０°＋２＊ｒ４５°）／４を算出し、その絶対値が０．６以上、０．７未満のものを〇、０．７以上のものを◎とし、０．６未満のものは×として評価し、算出値および評価を表５に示した。
[成形性評価]
成形性の評価として、打ち抜きと曲げを踏まえたプレス成型加工を実施した。寸法精度が特に優れたものをＡ、それ以外で規格をクリアしたものをＢとして合格判定し、優れなかったものをＣとして不合格判定して表５に示した。
成形性の評価として、打ち抜きと曲げを踏まえたプレス成型加工を実施した。寸法精度が特に優れたものをＡ、それ以外で規格をクリアしたものをＢとして合格判定し、優れなかったものをＣとして不合格判定して表５に示した。
Claims (4)
- アルミニウム合金からなる心材の片面または両面に、質量％で、
Ｓｉ：２．０～１３．０％を含有し、さらに
Ｆｅ：０．８％以下、
Ｚｎ：５．０％以下、
Ｃｕ：１．０％以下、
Ｍｎ：２．０％以下、
Ｃｒ：０．５０％以下、
Ｚｒ：０．３０％以下、
Ｔｉ：０．３０％以下、
Ｎｉ：１．５％以下、
Ｍｇ：２．０％以下、
Ｓｒ：０．２％以下、
Ｎａ：０．２％以下、
Ｖ：０．２％以下、
Ｂｉ：１．０％以下、
Ｓｂ：１．０％以下、および
Ｓｎ：１．０％以下の一種以上を含有し、残りはＡｌおよび不可避不純物からなる組成を有するろう材からなる皮材または／および、質量％で、
Ｓｉ：１．５％以下、
Ｆｅ：０．８％以下、
Ｚｎ：０．４～１０．０％
Ｃｕ：１．０％以下、
Ｍｎ：２．０％以下、
Ｃｒ：０．５０％以下、
Ｚｒ：０．３０％以下、
Ｔｉ：０．３０％以下、
Ｎｉ：１．５％以下、
Ｍｇ：３．０％以下、
Ｓｒ：０．２％以下、
Ｎａ：０．２％以下、
Ｖ：０．２％以下、
Ｂｉ：１．０％以下、
Ｓｂ：１．０％以下、および
Ｓｎ：１．０％以下、
を含有し、残りはＡｌおよび不可避不純物からなる組成を有する犠牲材からなる皮材が一種または二種以上積層され、心材のクラッド率が６０～９７％ クラッド材の板厚が０．５ｍｍ～３．５ｍｍのアルミニウム合金クラッド材であって、
前記心材は、質量％で、
Ｍｎ：０．７～１．７％、
Ｓｉ：０．５～１．７％、
Ｃｕ：０．１～１．２％、
Ｆｅ：０．１～０．８％、
Ｚｎ：０．０５～１.１％、
を含有し、残りはＡｌおよび不可避不純物からなる組成を有し、
前記組成における成分含有量が［％Ｍｎ］＋［％Ｆｅ］＋｜（１－［％Ｓｉ］）／［％Ｓｉ］｜≦２．６の関係式を満たし、
１００ｎｍ～５００ｎｍの分散粒子の分布密度が１ｍｍ２あたり１．０×１０６個～５．０×１０６個で分布しており、かつ、２００μｍ以上の化合物が１０ｍｍ２に１個以下で分布しており、
前記アルミニウム合金クラッド材は、引張強さが１５０ＭＰａ～２５０ＭＰａ、圧延方向に対して０°、４５°、９０°方向から測定したｒ値より算出される平均値ｒａｖｅが０．６以上を有する、
ことを特徴とするアルミニウム合金クラッド材。 - 前記心材の組成に、さらに、
質量％で、
Ｃｒ：０．０１～０．３０％、
Ｚｒ：０．０１～０．３０％、
Ｔｉ：０．０１～０．３０％、および
Ｍｇ：０．１～１．２％、
を１種以上含む請求項１記載のアルミニウム合金クラッド材。 - 前記皮材として前記ろう材のみが積層されており、前記心材の片面または両面に、ろう材/心材の順に積層されている請求項１または２に記載のアルミニウム合金クラッド材。
- 前記皮材として前記ろう材と前記犠牲材が積層されており、前記心材の両面に、ろう材/心材/犠牲材の順に積層されている請求項１または２に記載のアルミニウム合金クラッド材。
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Citations (5)
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|---|---|---|---|---|
| JP2009191293A (ja) | 2008-02-12 | 2009-08-27 | Kobe Steel Ltd | 疲労特性に優れたアルミニウム合金積層板 |
| JP2015196858A (ja) | 2014-03-31 | 2015-11-09 | 株式会社神戸製鋼所 | アルミニウム合金積層板 |
| JP2015196859A (ja) | 2014-03-31 | 2015-11-09 | 株式会社神戸製鋼所 | アルミニウム合金積層板 |
| JP2017082266A (ja) | 2015-10-26 | 2017-05-18 | 株式会社神戸製鋼所 | 表面処理アルミニウム合金及び表面処理アルミニウム合金クラッド材 |
| JP2023116058A (ja) | 2022-02-09 | 2023-08-22 | 株式会社Uacj | アルミニウム合金材の製造方法及びアルミニウム合金材 |
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