具有将上 述的管材、翅片材料和管头箱板组合，将它们一次钎焊加工而得到的结构。
[0212] 在使用这样的本发明的材料进行通常条件的钎焊接合而得到的热交换器中，如上 所述，其特征在于，钎焊加热后的铝合金包层材料的牺牲阳极材料的结晶粒径为IOOym以 上。通过这样的特征，如上所述，能够实现钎焊加热后的牺牲阳极材料的耐腐蚀性的提高。
[0213] 上述热交换器在两端部分安装于管头箱板的管材的外表面配置翅片材料进行组 装。接着，将管材的两端重合部分、翅片材料与管材外表面、管材的两端与管头箱板通过1 次钎焊加热同时接合。作为钎焊的方法，可以使用Nocolok钎焊法、真空钎焊法、无焊剂钎 焊法。钎焊通常通过以590~610 °C的温度加热2~10分钟、优选以590~610°C的温度 加热2~6分钟来进行。钎焊后通常以20~500°C /分钟的冷却速度冷却。
[0214] 实施例
[0215] 接着，基于本发明例和比较例进一步详细地对本发明进行说明，但本发明不限于 这些例子。
[0216] 分别通过DC铸造来铸造具有表1所示合金组成的芯材合金、具有表2所示合金组 成的牺牲阳极材料合金、具有表3所示合金组成的焊料合金、具有表4所示合金组成的中间 层材料合金，分别对两面进行表面切削来最终加工。表面切削后的铸块厚度均为400mm。对 于焊料、中间层材料和牺牲阳极材料，计算最终板厚且为目标厚度的包层率，供于以520°C 加热3小时的加热工序，以达到其所需要的组合时的厚度，之后，进行热乳直至达到规定厚 度。另外，对部分芯材铸块实施均质化处理（后述的表5)。
[0217] [表 1]
[0218]
[0225] 使用这些合金，在芯材合金的一个表面上组合表2的牺牲阳极材料。对于一部分 合金，在芯材的非牺牲阳极材料一侧的表面上组合表3的焊料。并且，在一部分合金中，在 芯材的非牺牲阳极材料一侧的表面上组合表4的中间层材料，在该中间层材料的非芯材一 侦_表面上组合表3的焊料。其中，牺牲阳极材料、焊料和中间层材料的包层率均为10%。
[0226] 将这些组合材料供给到加热工序后，实施包层热乳工序，制作3. 5_厚度的2层、3 层或4层的包层材料。加热工序中的温度和时间、包层热乳工序中的开始温度和结束温度 表示于表5。此外，在包层热乳工序中，实施1次以上的包层材料的温度为200°C~400°C期 间1道次的压下率为30%以上的乳制道次，该乳制道次数也表示于表5。其中，在本发明例 中，由于开始温度均为400°C以上、结束温度均为200°C以上且低于400°C，所以可知存在包 层材料的温度为200°C~400°C的道次。在包层热乳工序后，对包层材料实施冷乳、间歇式 中间退火以及最终冷乳，制作最终板厚0. 3mm的Hln调质的包层材料试样。中间退火后的 冷乳率均为30%。另外，对于一部分试样在最终冷乳之后，实施间歇式最终退火，制成H2n 调质。中间退火和最终退火的条件表示于表5。此外，如表5所示，E8中未实施中间退火， E17~19中中间退火、最终退火均未实施。另外，E19中，未进行包层热乳。
[0229] 在以上的制造工序中未出现问题、能够乳制到0. 3mm的最终板厚的情况下，将制 造性评价为在铸造时或乳制时产生破裂未能乳制到〇. 3_的最终板厚、在包层热乳工 序前的加热工序或中间退火工序中产生熔融、或者出现包层热乳中的压接不良，无法制造 包层材料的情况下，将制造性评价为"X"。结果表示于表6~8。另外，各包层材料中的芯 材合金、牺牲阳极材料合金、焊料合金、中间层材料合金的组合也表示于表6~8。
[0230] [表 6]
[0231]
[0236] 将上述包层材料试样供于下述各评价所得到的结果同样表示于表6~8。其中，对 于表7、8中的制造性为" X "情况，由于无法制造试样，所以未能进行下述评价。
[0237] (成型性的评价）
[0238] 从各包层材料试样切出JIS5号试验片，在与乳制方向平行的方向进行5%拉伸 后，以牺牲阳极材料面为弯曲的内侧，进行弯曲半径R0. 〇5_的180°弯曲。以能够观察该 弯曲R剖面的方式进行树脂包埋，并进行镜面研磨，利用光学显微镜评价是否发生破裂。其 结果，将芯材未发生破裂的情况评价为成型性合格（〇），将芯材发生了破裂的情况评价为 成型性不合格（X)。此外，牺牲阳极材料、焊料、中间层材料中是否发生破裂不在评价对象 内。
[0239] (钎焊性的评价）
[0240] 准备厚度0. 07mm、调质H14、合金成分为在3003合金中添加有I. 0% Zn的翅片材 料，将其波纹成型制成热交换器翅片材料。将该翅片材料配置在上述包层材料试样的焊料 面，浸渍于5%的氟化物焊剂水溶液中，供于600°C、3分钟的钎焊加热，制作小型芯试样。将 该小型芯试样的翅片接合率为100%、并且包层材料试样和翅片未发生熔融的情况评价为 钎焊性优秀（◎)，将翅片接合率为95 %以上且低于100 %、并且包层材料试样和翅片未发 生熔融的情况评价为钎焊性合格（〇），将翅片接合率低于95%、并且包层材料试样和翅片 中两者发生了熔融或任意一者发生了熔融的情况评价为钎焊性不合格（X)。此外，对于未 包层焊料的试样，省略该评价项目。将◎和〇作为合格，将X作为不合格。
[0241] (钎焊加热后的拉伸强度的测定）
[0242] 将实施了 600°C、3分钟的热处理（相当于钎焊加热）的包层材料试样在拉伸速度 IOmm/分钟、标距长度50mm的条件下，按照JIS Z2241进行拉伸试验。由获得的应力一应变 曲线读取拉伸强度。其结果，将拉伸强度为120MPa以上的情况评价为合格（〇），将低于该 数值的情况评价为不合格（X)。
[0243] (牺牲阳极材料的结晶粒径的测定）
[0244] 对未实施加热处理的包层材料试样、以及实施了 600°C 3分钟热处理（相当于钎 焊加热）的包层材料试样的牺牲材料表面进行镜面研磨，制成牺牲阳极材料晶粒测定用试 样。将该试样中的2mmX2mm的区域在SEM(扫描型电子显微镜）中进行EBSD，根据其结果 检测出结晶取向差为20度以上的边界作为晶界，算出结晶粒径（当量圆直径）。其中，测定 部位任意选定3处，用其算术平均值作为结晶粒径。另外，对于由于牺牲阳极材料的再结晶 化没有结束而呈纤维状组织、无法测定结晶粒径的试样记为"纤维状"。
[0245] (芯材的结晶粒径的测定）
[0246] 使用未实施加热处理的包层材料试样，以沿着乳制方向的剖面为测定面的方式进 行树脂包面，并进行镜面研磨，制成芯材晶粒测定用试样。将该试样中的长度2_X厚度 0. 2mm的区域在SEM中进行EBSD，根据其结果将结晶取向差为20度以上的边界作为晶界， 对晶粒进行检测。测定晶粒的板厚方向的最大直径Rl和乳制方向的最大直径R2,算出Rl/ R2的值。其中，晶粒在同一视野中任意测定3处，用其算术平均值作为R1/R2。另外，在EBSD 中没有检测出结晶晶界的情况下，对镜面研磨后的试样进行阳极氧化，用偏光显微镜观察， 在观察到如图3所示的纤维状组织的情况下，设为Rl = 0。
[0247] (焊料侧耐腐蚀性）
[0248] 使用与钎焊性的评价中使用的试样相同的微型芯试样，用绝缘树脂将包层材料 试样的牺牲阳极材料表面掩蔽，将焊料面作为试验面，基于JIS - H8502,供于500小时的 CASS试验。其结果，将500小时在包层材料中未产生腐蚀贯通的试样评价为CASS的耐腐蚀 性合格（〇），将500小时产生了腐蚀贯通的试样评价为CASS的耐腐蚀性不合格（X)。此 外，本评价对于具备含有Zn的焊料的试样、以及包层了含有Zn的中间层材料的试样实施。
[0249] (牺牲材料侧耐腐蚀性）
[0250] 将一片包层材料试样以牺牲阳极材料侧为内侧的方式弯折，使牺牲阳极材料彼此 重合，以600°C实施3分钟的热处理（相当于钎焊加热）。接着，将弯折的部分复原，用绝缘 树脂将焊料侧掩蔽，将牺牲阳极材料面作为试验面。对这样的组合试样进行3个月的循环 浸渍试验，该循环浸渍试验以在含有Cl- 500ppm、S042 _ 100ppm、Cu2+10ppm的88°C的高温水 中浸渍8小时，接着在室温放置16小时的工序为1个循环。其结果，将3个月间包层材料 未发生腐蚀贯通的试样评价为耐腐蚀性合格（〇），将3个月间发生了腐蚀贯通的试样评价 为耐腐蚀性不合格（X)。
[0251] 在本发明例1~23和58~66中，满足本发明所规定的条件，制造性、钎焊性、成 型性、钎焊后的拉伸强度和耐腐蚀性均合格。
[0252] 相对于此，比较例24中，芯材的Si成分过多，因此钎焊性不合格。
[0253] 比较例25中，芯材的Mg成分过多，因此钎焊性不合格。
[0254] 比较例26中，芯材的Fe成分过多，因此乳制时产生破裂，无法制作包层材料，制造 性不合格。
[0255] 比较例27中，芯材的Ti、Zr、Cr、V成分过多，因此乳制时产生破裂，无法制作包层 材料，制造性不合格。
[0256] 比较例28中，芯材的Mn成分过多，因此乳制时产生破裂，无法制作包层材料，制造 性不合格。
[0257] 比较例29中，芯材的Cu成分过多，因此铸造时产生破裂，无法制作包层材料，制造 性不合格。
[0258] 比较例30中，芯材的Mn成分过少，因此钎焊加热后的拉伸强度不合格。
[0259] 比较例31中，牺牲阳极材料的Si成分过多，因此牺牲阳极材料侧的耐腐蚀性不合 格。
[0260] 比较例32中，牺牲阳极材料的Fe成分过多，因此乳制时产生破裂，无法制作包层 材料，制造性不合格。
[0261] 比较例33中，牺牲阳极材料的Ti、Zr、Cr、V成分过多，因此乳制时产生破裂，无法 制作包层材料，制造性不合格。
[0262] 比较例34中，牺牲阳极材料的Zn成分过少，因此牺牲阳极材料侧的耐腐蚀性不合 格。
[0263] 比较例35中，牺牲阳极材料的Zn成分过多，因此牺牲阳极材料侧的耐腐蚀性不合 格。
[0264] 比较例36中，牺牲阳极材料的Mg成分过多，因此包层热乳时芯材与牺牲阳极材料 没有被压接，制造性不合格。
[0265] 比较例37中，牺牲阳极材料的Ni成分过多，因此乳制时产生破裂，无法制作包层 材料，制造性不合格。
[0266] 比较例38中，牺牲阳极材料的Mn成分过多，因此乳制时产生破裂，无法制作包层 材料，制造性不合格。
[0267] 比较例39中，焊料的Si成分过少，因此钎焊性不合格。
[0268] 比较例40中，焊料的Si成分过多，因此钎焊性不合格。
[0269] 比较例41中，焊料的Fe成分过多，因此钎焊性不合格。
[0270] 比较例42中，焊料的Cu成分过多，因此铸造时产生破裂，无法制作包层材料，制造 性不合格。
[0271] 比较例43中，焊料的Mn成分过多，因此乳制时产生破裂，无法制作包层材料，制造 性不合格。
[0272] 比较例44中，焊料的Ti、Zr、Cr、V成分过多，因此乳制时产生破裂，无法制作包层 材料，制造性不合格。
[0273] 比较例45中，焊料的Na成分过多，因此钎焊性不合格。
[0274] 比较例46中，焊料的Sr成分过多，因此钎焊性不合格。
[0275] 比较例47中，焊料的Zn成分过少，因此焊料侧的耐腐蚀性不合格。
[0276] 比较例48中，焊料的Zn成分过多，因此焊料侧的耐腐蚀性不合格。
[0277] 比较例49中，中间层材料的Si成分过多，因此钎焊性不合格。
[0278] 比较例50中，中间层材料的Fe成分过多，因此乳制时产生破裂，无法制作包层材 料，制造性不合格。
[0279] 比较例51中，中间层材料的Ti、Zr、Cr、V成分过多，因此乳制时产生破裂，无法制 作包层材料，制造性不合格。
[0280] 比较例52中，中间层材料的Mn成分过多，因此乳制时产生破裂，无法制作包层材 料，制造性不合格。
[0281] 比较例53中，中间层材料的Zn成分过少，因此焊料侧的耐腐蚀性不合格。
[0282] 比较例54中，中间层材料的Zn成分过多，因此焊料侧的耐腐蚀性不合格。
[0283] 比较例55中，中间层材料的Cu成分过多，因此铸造时产生破裂，无法制作包层材 料，制造性不合格。
[0284] 比较例56中，中间层材料的Zn成分过少，因此焊料侧的耐腐蚀性不合格。
[0285] 比较例57中，中间层材料的Zn成分过多，因此焊料侧的耐腐蚀性不合格。
[0286] 比较例67和68中，包层热乳中的材料温度为250°C~400°C期间压下率为30%以 上的道次数超过了 5道次。因此，钎焊前的芯材晶粒的R1/R2比超过0. 30,成型性不合格。
[0287] 比较例69中，包层热乳开始时的材料温度超过了 520°C。因此，钎焊前的牺牲阳极 材料的结晶粒径小于60 μπι，钎焊后的牺牲阳极材料的结晶粒径小于100 μπι，牺牲阳极材 料侧的耐腐蚀性不合格。
[0288] 比较例70中，中间退火的温度低于200°C。因此，钎焊前的牺牲阳极材料为纤维状 组织，钎焊后的牺牲阳极材料的结晶粒径低于100 μ m，牺牲阳极材料侧的耐腐蚀性不合格。
[0289] 比较例71中，中间退火的温度超过了 560°C，因此焊料发生熔融，无法制作包层材 料，制造性不合格。
[0290] 比较例72中，中间退火的时间小于1小时。因此，钎焊前的牺牲阳极材料为纤维 状组织，钎焊后的牺牲阳极材料的结晶粒径低于100 μ m，牺牲阳极材料侧的耐腐蚀性不合 格。
[0291] 比较例73中，加热温度过低，其结果，包层热乳的开始温度低于400°C，因此包层 热乳中产生破裂，不能制造目标板厚的钎焊片。
[0292] 比较例74中，加热时间过短，其结果，包层热乳的开始温度低于400°C，因此包层 热乳中产生破裂，不能制造目标板厚的钎焊片。
[0293] 比较例75中，加热温度过高，因此焊料产生熔融，不能制造目标板厚的钎焊片。
[0294] 产业上的可利用性
[0295] 本发明的铝合金包层材料由于钎焊后的强度高，翅片接合率、耐侵蚀性等的钎焊 性和耐腐蚀性也优异，所以特别适合作为汽车用热交换器的流路形成部件使用。
【主权项】
1. 一种铝合金包层材料，其特征在于： 具备铝合金的芯材和包层在该芯材的至少一个表面上的牺牲阳极材料， 所述芯材由铝合金构成，构成所述芯材的铝合金含有Si:0.05~1. 50mass%、Fe: 0· 05~2.OOmass%、Μη:0· 50~2.OOmass%，剩余部分由A1和不可避免的杂质构成， 所述牺牲阳极材料由铝合金构成，构成所述牺牲阳极材