本发明涉及铝合金制包层材料、及铝合金制包层材料的制造方法。
背景技术
如图1所示，汽车所具备的散热器等热交换器具有：多根管1，其被形成为扁平状；以及波纹状的翅片2，其被配置在管1之间。管1与翅片2被相互接合。管1的两端分别向由联管箱3和罐4构成的空间开口。热交换器将高温的冷媒经由管1从罐4的一个空间输送到罐4的另一个空间，使由管1及翅片2进行热交换从而变成了低温的冷媒循环到引擎等。
在制造这样的热交换器的管1时，通常，使用由铝合金制包层材料构成的钎焊板，该铝合金制包层材料包括芯材、被粘贴在芯材上的内贴材、以及钎料。作为芯材，例如使用具有jis3003所规定的组分(al－0.15质量％cu－1.1质量％mn)的铝合金材料。在钎焊板被加工成管1时，在管1的内表面即与冷媒接触的面上，作为内贴材，粘贴具有jis7072所规定的组分(al－1质量％zn)的铝合金材料。另外，在管1的外表面上，作为钎料，通常粘贴具有jis4045所规定的组分(al－10质量％si)的铝合金材料等。管1与加工成波纹状的翅片2等构件一起通过钎焊而被相互接合。作为钎焊法，可举出焊剂钎焊法、使用了非腐蚀性焊剂的不溶性焊剂(nocolok)钎焊法等，钎焊是通过将各构件加热到600℃附近的温度从而进行的。
近年来，为了热交换器的轻量化，需求管1用的钎焊板的薄壁化，随之而来，钎焊板需求较高的耐蚀性。在以往的基于zn的牺牲防蚀中，通过对内贴材添加zn，从而使电位变低，由此，得到了耐蚀效果。但是，添加有zn的内贴材因为腐蚀的速度较快，所以在使管薄壁化的情况下，牺牲防蚀层被提早消耗，无法得到作为目标的耐蚀性。另外，预想到了被添加在牺牲阳极材料层中的zn在将来会枯竭，需求确立通过对牺牲防蚀材层的金属组织进行控制等方法抑制了zn的使用量的防蚀方法。
对于这样的要求，专利文献1公开了使用在含有mn的芯材的至少单面上配置有含有1.5～3.0质量％的si的al－低si合金的皮材层的包层材料。其目的在于，将通过钎焊后的热处理而使si系的析出颗粒以适当的大小和密度分散在al－低si合金的皮材层内的热交换器用的铝合金用作钎焊结构体。公开了：由于si系的颗粒的析出，导致al－低si合金的皮材层的基体中的si固溶量会减少，使得al－低si合金的皮材层的电位比芯材的电位低，由此发挥防蚀功能。也就是说，si系的析出颗粒的电位高，si系的析出颗粒其本身没有牺牲防蚀的效果。另外，si系的析出颗粒会促进使al－低si合金皮材层的基体腐蚀的速度。进一步，存在如下风险：当暴露在腐蚀环境中的皮材中的si的浓度过高时，该包层材无法得到充分的耐蚀性。
专利文献2公开了一种钎焊板，其使牺牲阳极材料中含有生成比基体电位高的金属间化合物的元素，使与基体相比电位高的金属间化合物以适当的大小和密度分散。通过使与牺牲阳极材料的基体相比电位高的金属间化合物作为局部阴极点大量存在，从而使耐蚀性提高。但是，因为与牺牲阳极材料的基体相比电位高的金属间化合物会加速腐蚀的速度，所以无法得到防蚀效果。
另外，对钎焊板在要求较高的耐蚀性的同时也同样要求较高的强度。以往一直使用的设计思想主要是利用mg2si的时效析出来强化材料。因此，为了提高强度，使用了增加芯材中的si或mg的含量的方法。但是，当增加芯材的si的含量时，熔点会降低。在以600℃附近的温度进行钎焊的情况下，无法指望增加si的含量。因此，管的高强度化处于达到极限的现状。
对此，专利文献3公开了使用包覆有由含有cu的铝合金材料构成的钎料的铝合金制的钎焊板。通过将含有cu的铝合金材料用作钎料，钎料的熔点会降低，能够使钎焊温度成为570～585℃这样的较低的温度。其结果，能够使芯材中的si或cu的含量增加，能够使得管具有较高的强度。但是，当在钎料中添加cu时，钎料的电位会高电位化，有可能芯材会优先地腐蚀。对此，通过在钎料中添加zn等使电位低电位化的元素，从而实现了应对。但是，芯材中的金属间化合物的存在状态是不明确的，根据情况的不同，存在钎焊加热后si及cu的固溶量会降低的风险。在这样的情况下，不会有效地发挥钎焊加热后的时效强化，强度也会降低。
[现有技术文献]
[专利文献]
专利文献1：日本特开2008－284558号公报
专利文献2：日本特开2004－50195号公报
专利文献3：日本特开平7－207393号公报
技术实现要素：
[发明要解决的课题]
本发明是鉴于上述问题而完成的，其目的在于提供一种能够以600℃附近的温度进行钎焊，具有较高的强度，耐蚀性优异的铝合金制包层材料及铝合金制包层材料的制造方法。
[用于解决技术课题的技术方案]
为了达成上述目的，本发明的第1观点的铝合金制包层材料是一种铝合金制包层材料，其包括铝合金的芯材、和被包覆在该芯材的一个面或两个面上的牺牲阳极材料层，其特征在于，
上述芯材由铝合金构成，该铝合金含有si：超过0质量％且小于0.2质量％、fe：0.05～0.30质量％、cu：1.0～2.5质量％、mn：1.0～1.6质量％、mg：0.1～1.0质量％，且剩余部分由al及不可避免的杂质构成；
上述牺牲阳极材料层由铝合金构成，该铝合金含有si：0.1～1.5质量％、mg：0.1～2.0质量％，且剩余部分由al及不可避免的杂质构成；
在上述芯材中，具有0.1μm以上的圆当量径的al－mn系的金属间化合物的数密度为1.0×105个/mm2以上，且具有0.1μm以上的圆当量径的al2cu的数密度为1.0×105个/mm2以下；
在上述牺牲阳极材料层中，具有0.1～5.0μm的圆当量径的mg－si系结晶物的数密度为100～150000个/mm2，且具有超过5.0μm且10.0μm以下的圆当量径的mg－si系结晶物的数密度为5个/mm2以下。
也可以是，上述芯材由铝合金构成，该铝合金进一步含有从由ti：0.05～0.20质量％、zr：0.05～0.20质量％、cr：0.05～0.20质量％及v：0.05～0.20质量％构成的群中选择的1种或2种以上。
也可以是，上述牺牲阳极材料层由铝合金构成，该铝合金进一步含有从由fe：0.05～1.00质量％、ni：0.05～1.00质量％、cu：0.05～1.00质量％、mn：0.05～1.50质量％、zn：0.05～1.00质量％、ti：0.05～0.20质量％、zr：0.05～0.30质量％、cr：0.05～0.30质量％及v：0.05～0.30质量％构成的群中选择的1种或2种以上。
本发明的第2观点的铝合金制包层材料的制造方法是一种上述铝合金制包层材料的制造方法，其特征在于，包括：
分别铸造上述芯材用及牺牲阳极材料层用的铝合金的工序，
均质化处理工序，对铸造后的牺牲阳极材料层的铸坯进行均质化处理，
热轧制工序，对均质化处理后的牺牲阳极材料层的铸坯进行热轧制到预定的厚度，
组合工序，在芯材铸坯的一个面或两个面上组合通过热轧制而成为了预定厚度的牺牲阳极材料层从而制成为组合材料，
组合加热工序，加热组合材料，
热包层轧制工序，对加热后的组合材料进行热轧制，以及
冷轧制工序，对热包层轧制后的包层材进行冷轧制；
在上述牺牲阳极材料层用的铝合金的铸造工序中，将半连续铸造对铸坯表面的冷却速度设为1℃/秒以上，在牺牲阳极材料层的铸坯的均质化处理工序中，将铸坯以450～570℃的温度加热处理1小时以上，上述组合加热工序的加热温度为420～550℃，在组合加热工序后，320～400℃下的保持时间为6分钟以下。
也可以是，在上述芯材的铸造工序后，进一步包括对芯材的铸坯进行均质化处理的均质化处理工序，在该均质化处理工序中，对上述芯材的铸坯以400～550℃的温度进行加热处理。
也可以是，在上述冷轧制工序的中途及冷轧制工序的后的一者或两者，进一步包括将包层材退火的1次以上的退火工序，在该退火工序中，对包层材以200～320℃的温度进行加热处理。
本发明的第3的观点的铝合金制包层材料是一种铝合金制包层材料，其包括铝合金的芯材、被包覆在该芯材的一个面上的牺牲阳极材料层、以及被包覆在另一个面上的钎料，其特征在于，
上述芯材由铝合金构成，该铝合金含有si：超过0质量％且小于0.2质量％、fe：0.05～0.30质量％、cu：1.0～2.5质量％、mn：1.0～1.6质量％、mg：0.1～1.0质量％，且剩余部分由al及不可避免的杂质构成；
上述牺牲阳极材料层由铝合金构成，该铝合金含有si：0.1～1.5质量％、mg：0.1～2.0质量％，且剩余部分由al及不可避免的杂质构成；
上述钎料由铝合金构成，该铝合金含有si：7.0～12.0质量％，且剩余部分由al及不可避免的杂质构成；
在上述芯材中，具有0.1μm以上的圆当量径的al－mn系的金属间化合物的数密度为1.0×105个/mm2以上，且具有0.1μm以上的圆当量径的al2cu的数密度为1.0×105个/mm2以下；
在上述牺牲阳极材料层中，具有0.1～5.0μm的圆当量径的mg－si系结晶物的数密度为100～150000个/mm2，且具有超过5.0μm且10.0μm以下的圆当量径的mg－si系结晶物的数密度为5个/mm2以下。
也可以是，上述芯材由铝合金构成，该铝合金进一步含有从由ti：0.05～0.20质量％、zr：0.05～0.20质量％、cr：0.05～0.20质量％及v：0.05～0.20质量％构成的群中选择的1种或2种以上。
也可以是，上述牺牲阳极材料层由铝合金构成，该铝合金进一步含有从由fe：0.05～1.00质量％、ni：0.05～1.00质量％、cu：0.05～1.00质量％、mn：0.05～1.50质量％、zn：0.05～1.00质量％、ti：0.05～0.20质量％、zr：0.05～0.30质量％、cr：0.05～0.30质量％及v：0.05～0.30质量％构成的群中选择的1种或2种以上。
也可以是，上述钎料由进一步含有cu：0.5～2.5质量％的al－si－cu系合金构成。
也可以是，上述钎料由进一步含有zn：0.1～3.0质量％的al－si－cu－zn系合金构成。
本发明的第4的观点的铝合金制包层材料的制造方法是一种上述铝合金制包层材料的制造方法，其特征在于，包括：
分别铸造上述芯材用、牺牲阳极材料层用及钎料用的铝合金的工序，
均质化处理工序，对铸造后的牺牲阳极材料层的铸坯进行均质化处理，
热轧制工序，对均质化处理后牺牲阳极材料层的铸坯及钎料的铸坯分别进行热轧制到预定的厚度，
组合工序，在芯材铸坯的一个面上组合通过热轧制而成为了预定厚度的牺牲阳极材料层，并在另一个面上组合通过热轧制而成为了预定厚度的钎料，从而制成为组合材料，
组合加热工序，加热组合材料，
热包层轧制工序，对加热后的组合材料进行热轧制，以及
冷轧制工序，对热包层轧制后的包层材进行冷轧制；
在上述牺牲阳极材料层用的铝合金的铸造工序中，将半连续铸造对铸坯表面的冷却速度设为1℃/秒以上，在牺牲阳极材料层的铸坯的均质化处理工序中，对铸坯以450～570℃的温度进行加热处理1小时以上，上述组合加热工序的加热温度为420～550℃，在组合加热工序后，320～400℃下的保持时间为6分钟以下。
也可以是，在上述芯材的铸造工序后中，进一步包括对芯材的铸坯进行均质化处理的均质化处理工序，在该均质化处理工序中，对上述芯材的铸坯以400～550℃的温度进行加热处理。
也可以是，在上述冷轧制工序的中途及冷轧制工序后的一者或两者，进一步包括将包层材退火的1次以上的退火工序，在该退火工序中，对包层材以200～320℃的温度进行加热处理。
[发明效果]
本发明的铝合金制包层材料具有较高的强度，并具有优异的耐蚀性。另外，因为本发明的铝合金制包层材料所具备的芯材的熔点较高，所以能够以600℃附近的温度来钎焊铝合金制包层材料。
附图说明
图1是示出现有的热交换器的一部分的分解立体图。
具体实施方式
本申请发明人发现了：通过将使mg－si系的晶析出物的密度在预定的范围内的牺牲阳极材料层包覆在主要着眼于al－cu－mg系的时效析出相所带来的强化的芯材上，从而能够最大限度地利用芯材中的al－cu－mg系的时效析出。由此，本申请发明人发现了：抑制芯材的熔点的降低并且以较高的强度得到耐蚀性优异的铝合金制包层材料。
以下，说明用于实施本发明的方式的铝合金制包层材料。此外，以下，对于合金组分，将“mass％(质量％)”简记为“％”。
1.铝合金制包层材料的合金组分
1－1.合金组分的设计
在以往的铝合金制包层材料中，通过在芯材中引起mg2si的时效析出从而强化了材料。但是，因为当si的含量较多时，铝合金材料的熔点会降低，所以当考虑到在600℃附近的温度下的钎焊时，不希望为了铝合金材料的进一步的强化而使si的含量增加。因此，本申请发明人发现了：通过利用al2cumg的时效析出，能够得到较高的强度的铝合金材料。cu也与si同样具有使铝合金材料的熔点降低的作用，但是，其影响不像si那么大。即使cu的含量比较多，也能够在600℃附近的温度下进行钎焊。因此，设计了使用了抑制si的含量、并增加了cu的含量的芯材的铝合金制包层材料。
进一步，为了利用al2cumg的时效析出，希望增多钎焊加热后的cu的固溶量。因此，为了增加钎焊加热后的cu的固溶量，而抑制了圆当量径0.1μm以上的粗大的al2cu的析出。进一步，为了更有效地利用al2cumg的时效析出，需要减少铝合金中的位错环的数量。al－mn系的金属间化合物因为具有在与母相的界面上使淬火所导致的过剩的空孔消灭的作用，所以具有减少位错环的数量的效果。因此，决定促进圆当量径0.1μm以上的粗大的al－mn系的金属间化合物的析出。
但是，明确了在al－mn系的金属间化合物中会固溶与母相相比多量的cu。因此，当al－mn系的金属间化合物的析出量增加时，由于已固溶在母相中的cu会固溶到al－mn系的金属间化合物中，从而母相中的cu的固溶量会降低。其结果，变得无法有效地利用al2cumg的时效析出。对于这样的不合适状况，本申请发明人发现了：当在钎焊加热时si从皮材向芯材扩散时，固溶在al－mn系的金属间化合物中的cu会被吐出到母相中，母相中的cu的固溶量会增加。由此，与以往相比，能够进一步有效地利用al2cumg的时效析出所带来的强度的增加。
以往，作为牺牲阳极材料，一般而言利用al－zn系的合金或al－zn－mg系的合金。但是，当芯材的cu的含有率较高时，芯材自身的腐蚀速度会变快。因此，当cu的含有率较高的芯材上包覆以往的牺牲阳极材料时，由于扩散到芯材中的牺牲阳极材料中的zn，芯材的腐蚀速度会进一步变快，无法得到充分的牺牲防蚀效果。对此，通过将牺牲阳极材料设为al－si－mg合金，从而除了能够利用提高芯材的cu的固溶量的效果来提高芯材的强度，还因为不会有zn从牺牲阳极材料向芯材扩散，所以能够抑制芯材的腐蚀速度。其结果，由于芯材具有较高的强度，且达成腐蚀速度的抑制，从而能够得到兼具芯材的强化和优异的耐蚀性的铝合金制包层材料。
1－2.芯材
本实施方式的铝合金制的包层材的芯材由铝合金构成，该铝合金含有si：大于0％小于0.2％、fe：0.05～0.30％、cu：1.0～2.5％、mn：1.0～1.6％、mg：0.1～1.0％，且剩余部分由al及不可避免的杂质构成。该铝合金也可以进一步含有从由ti：0.05～0.20％、zr：0.05～0.20％、v：0.05～0.20％及cr：0.05～0.20％构成的群中选择的1种或2种以上。
si是作为不可避免的杂质而混入在铝合金中的。si固溶在铝合金的母相中，并通过固溶强化而使铝合金材料的强度提高。另外，si会形成金属间化合物，并通过析出强化而使铝合金材料的强度提高。但是，在大量的cu共存的情况下，单体的si或al－cu－si系的金属间化合物会析出。当si的含量达到0.2％以上时，该金属间化合物会在晶界处析出而使晶界的腐蚀发生，使耐蚀性降低。另外，存在铝合金材料的熔点降低的风险。因此，将si的含量规定为大于0％小于0.2％，优选规定为小于0.1％。此外，si含量的下限值可以为0.01％。
fe在铝合金中会与mn形成金属间化合物。该金属间化合物会结晶或析出，并通过分散强化而使材料的强度提高。在fe的含量小于0.05％的情况下，无法充分得到该效果。另一方面，当fe的含量超过0.30％时，会产生不会形成与mn的金属间化合物的fe，这会成为腐蚀的起点。因此，将fe的含量规定为0.05～0.30％，优选规定为0.05～0.20％。
mn在铝合金中会与si、fe、cu反应，形成al－fe－mn系、al－si－fe－mn系、al－cu－mn系的金属间化合物。这些金属间化合物会结晶或析出，并通过分散强化而使铝合金材料的强度提高。另外，这些金属间化合物会与母相形成非整合的界面，该界面在钎焊中成为被导入到铝合金材料中的空孔的消灭位点。在钎焊中，当空孔被导入到铝合金材料中时，空孔会在钎焊的冷却中形成位错环。而且，在钎焊后，s'相会在该位错环上不均匀地析出。因为s'相对强度的帮助较小，所以材料的强度会降低。但是，当al－fe－mn系、al－si－fe－mn系、al－cu－mn系的金属间化合物存在时，因为能够消灭作为位错环的来源的空孔，所以在钎焊加热后难以在材料中残留位错环。由此，抑制s'相的不均匀析出，促进al2cumg的时效析出。al2cumg相对强度的帮助较大。根据以上，当添加mn时，强度会提高。在mn的含量小于1.0％的情况下，无法充分得到该效果。另一方面，当mn的含量超过1.6％时，会形成粗大的结晶物，成品率会恶化。因此，将mn的含量规定为1.0～1.6％，优选规定为1.2～1.5％。
cu在铝合金中会与mg反应，形成al2cumg。al2cumg在钎焊后通过时效析出而使材料的强度大幅提高。在cu的含量小于1.0％的情况下，无法充分得到该效果。另一方面，当cu的含量超过2.5％时，存在铝合金材料的熔点降低的风险。另外，al2cu会在晶界处析出而引起晶界腐蚀。因此，将cu的含量规定为1.0～2.5％，优选规定为1.5～2.5％。
mg在铝合金中会与cu反应而形成al2cumg。al2cumg在钎焊后会通过时效析出而使铝合金材料的强度大幅提高。在mg的含量小于0.1％的情况下，无法充分得到该效果。另一方面，当mg的含量超过1.0％时，在使用了非腐蚀性的焊剂的气氛下进行钎焊时，mg会扩散到钎料的表面从而钎焊性会降低。另外，有的情况下，钎焊前的拉伸会降低而成形加工性降低。因此，将mg的含量规定为0.1～1.0％，优选规定为0.1～0.5％。
cr、zr分别在铝合金中形成微细的金属间化合物，使材料的强度提高。在cr、zr各自的含量小于0.05％的情况下，无法充分得到该效果。另一方面，当cr、zr各自的含量超过0.20％时，会形成粗大的金属间化合物，存在使铝合金材料的成形加工性降低的风险。因此，将cr、zr的含量分别规定为0.05～0.20％，优选为0.05～0.10％。
ti、v分别在铝合金中形成微细的金属间化合物，使材料的强度提高。另外，该金属间化合物层状地分散。因为该金属间化合物的电位高，所以尽管向水平方向的腐蚀会发展，可是会发挥向深度方向的腐蚀难以进展的效果。在ti、v各自的含量小于0.05％的情况下，这些效果不充分。另一方面，当ti、v各自的含量超过0.20％时，会形成粗大的金属间化合物，存在使铝合金材料的成形时的加工性降低的风险。因此，将ti、v的含量分别规定为0.05～0.20％，优选规定为0.05～0.10％。
铝合金中含有的cu与mg之比(cu/mg比)根据其值不同，在钎焊加热后析出的相也不同。在cu/mg比小于1的情况下，在钎焊加热后会析出al6cumg4。因为al6cumg4对时效固化的帮助较小，所以存在强度降低的风险。另一方面，在cu/mg比大于8的情况下，在钎焊加热后会析出al2cu。因为al2cu也比al2cumg对时效固化的帮助小，所以存在强度降低的风险。因此，cu/mg比优选为1～8，更优选为3～6。
本实施方式的铝包层合金材料的芯材的铝合金也可以进一步含有具有使铸坯组织微细化的作用的b、或其它不可避免的杂质元素。优选这些元素的含量分别为0.05％以下，且整体上为0.2％以下。
1－3.牺牲阳极材料层
本实施方式的铝合金制包层材料的牺牲阳极材料层由铝合金构成，该铝合金含有si：0.1～1.5％、mg：0.1～2.0％，且剩余部分由al及不可避免的杂质构成。该铝合金也可以进一步含有从由fe：0.05～1.00％、ni：0.05～1.00％、cu：0.05～1.00％、mn：0.05～1.50％、zn：0.05～1.00％、ti：0.05～0.20％、zr：0.05～0.30％、cr：0.05～0.30％及v：0.05～0.30％构成的群中选择的1种或2种以上。
si及mg在铝合金中、在牺牲阳极材料层中形成以mg和si为主成分的mg－si系的结晶物及微细的mg－si系的析出物。mg－si系的结晶物例如是mg和si以原子个数比2：1构成的mg2si。在作为在牺牲阳极材料层中选择性地添加的元素含有fe或cu的情况下，在该结晶物中除了含有mg2si之外，还含有mg－si－fe、mg－si－cu的3元组分、或mg－si－fe－cu的4元组分。mg2si和这些3元组分或4元组分因为与基体相比点蚀电位低，所以会优先溶解，因此，通过使其适当地分布，从而不必使用zn就能够发现牺牲防蚀的效果。
另一方面，mg－si系的析出物是针状的β"相(mg2si)，在添加有cu的情况下，是同一形状的q"相(al－mg－si－cu)。mg－si系析出物因为与基体相比点蚀电位低，所以优先地溶解，因此，通过适当地分布，从而即使不使用大量的zn也能够发现牺牲防蚀的效果。另外，在mg－si系析出物中，还具有在其溶解时mg会优先地溶出并在表面形成si浓缩层的功能，由此，耐蚀性进一步提高。
在铝合金中，在si含量和mg含量的至少任一者小于0.10％的情况下，因为预定的大小的mg－si系结晶物及mg－si系析出物的量较少，所以无法充分得到牺牲防蚀的效果及形成si浓缩层的效果。当si含量为1.50％以上时，因为熔点会降低，所以在铝合金材料的制造时牺牲阳极材料层的一部分或整体会熔融。另外，存在mg－si系的析出物的密度变得比规定的大、耐蚀性降低的风险。当mg含量超过2.00％时，牺牲阳极材料层的表面的氧化膜变厚，难以制造与芯材良好的包层材料。根据以上，将牺牲阳极材料层的si含量规定为0.10～1.50％，将mg含量规定为0.10～2.00％。优选将si含量规定为0.20～1.00％，将mg含量规定为0.30～1.00％。
关于si含量和mg含量，为了利用mg－si系的结晶物及mg－si系的析出物来发挥牺牲防蚀的效果，不仅含量是重要的，控制mg与si之比也重要。在mg－si系的结晶物及mg－si系的析出物仅由mg和si形成的情况下，成为mg2si，mg/si的原子个数比为2。以质量％比表示时，为0.18。在上述的组分的范围内，即使mg的比例变大而mg/si比变大也没有问题，但是，当si的比例变大而mg/si比变小时，会招致耐蚀性的恶化。当si含量的比例多过时，牺牲阳极材料层的基体中的si的固溶量变大，牺牲阳极材料层变成高电位。当牺牲阳极材料层的基体变成高电位时，mg－si系的结晶物及mg－si系的析出物的牺牲防蚀的效果即使起作用，作为对牺牲阳极材料层的整体进行防蚀的效果，也会变得不充分。因此，优选以质量％比计mg/si为超过0.18的值。
fe和ni有助于铝合金的耐蚀性的提高。这些元素具有使al腐蚀的速度增大的作用，但是，当使fe系的金属间化合物或ni系的金属间化合物均匀地分布时，腐蚀会分散，结果，贯穿寿命会提高。在fe和ni的至少一者的含量小于0.05％的情况下，贯穿寿命的提高效果不充分。另一方面，当fe和ni的至少一者的含量超过1.00％时，腐蚀速度的增大变得显著。根据以上，将fe和ni的含量分别规定为0.05～1.00％，优选规定为0.10～0.50％。
通过在铝合金中含有cu，从而上述mg－si系的析出物变成q”相(al－mg－si－cu)，能够使该析出物更微细地分散。因此，将cu含量设为0.05％以上。但是，当cu的含量超过1.00％时，腐蚀的速度的增大变得显著。根据以上，将cu的含量规定为0.05～1.00％，优选规定为0.10～0.50％。
mn在铝合金中作为al－mn系的金属间化合物而结晶或析出，从而有助于强度的提高。另外，al－mn系的金属间化合物由于会吸入fe，所以具有抑制作为不可避免的杂质的fe及出于使耐蚀性提高的目的而添加的fe所导致的使腐蚀速度增大的作用的功能。为了得到这些效果，将mn含量设为0.05％以上。但是，当mn的含量超过1.50％时，有的情况下，巨大的金属间化合物会结晶从而阻碍制造性。根据以上，将mn的含量规定为0.05～1.50％，优选规定为0.10～1.00％。
在铝合金中也可以不含有zn，在含有zn的情况下，即使是0.05～1.00％的少量的含量，也能够通过上述的mg－si系的结晶物及析出物的作用而得到优异的耐蚀性。此外，当zn含量超过1.00％时，腐蚀速度会变快，牺牲阳极材料层会提早消失。
ti、zr、cr及v在铝合金中有助于耐蚀性、尤其是耐点蚀性的提高。在铝合金中添加的ti、zr、cr、v被分为其浓度较高的区域和浓度较低的区域，它们沿着牺牲阳极材料层的板厚方向交替地积层状地分布。此处，由于与浓度较高的区域相比，浓度较低的区域会优先地腐蚀，从而腐蚀形态成为层状。其结果，沿着牺牲阳极材料层的板厚方向的腐蚀会产生局部的快慢，整体上腐蚀的进展被抑制，从而耐点蚀性会提高。为了充分得到使这样的耐点蚀性提高的效果，将ti、zr、cr、v各自的含量规定为0.05％以上。另一方面，当ti的含量超过0.20％、且zr、cr、v各自的含量超过0.30％时，有的情况下，在铸造时会生成粗大的化合物从而阻碍制造性。根据以上，将ti的含量规定为0.05～0.20％，优选规定为0.10～0.20％。另外，将zr、cr、v的含量分别规定为0.05～0.30％，优选规定为0.10～0.20％。
除了以上所述的必要元素及选择性地添加的元素之外，作为不可避免的杂质，即使将na、ca等单独地分别含有0.05％以下，合计含有0.15％以下，也不会损害牺牲阳极材料层的作用。
1－4.钎料
作为钎料，能够使用在铝合金的钎焊中通常使用的铝合金。例如，可举出al－si系的合金、al－si－cu系的合金、al－si－cu－zn系的合金、al－si－mg系的合金、al－si－mg－bi系的合金。
具体而言，作为al－si系的合金，使用含有si：7.0～12.0％、且剩余部分由al及不可避免的杂质构成的铝合金。在si含量小于7.0％的情况下，在之后的钎焊时液相率会不足，存在发生与翅片的未接合的风险。另一方面，当si含量超过12.0％时，会结晶粗大的单体si粒，成形性会降低。进一步，作为在该合金中加入了cu的al－si－cu系的合金，使用含有si：7.0～12.0％、cu：0.5～2.5％、且剩余部分由al及不可避免的杂质构成的铝合金。通过在钎料中添加cu，从而在之后的钎焊时抑制芯材cu向钎料的扩散，在钎焊加热后能够得到较高的强度。在cu的含量小于0.5％的情况下，无法得到上述效果。另一方面，当cu的含量超过2.5％时，因为从钎料向芯材扩散的cu量增加，所以在钎焊时存在芯材熔融的风险。进一步，另外，作为在该合金中加入了zn的al－si－cu－zn系的合金，使用含有si：7.0～12.0％、cu：0.5～2.5％、zn：0.1～3.0％、且剩余部分由al及不可避免的杂质构成的铝合金。通过在al－si－cu系的钎料中添加zn，从而使由于cu的添加而变成了高电位的角焊缝部的电位低电位化，能够抑制芯材优先地腐蚀。在zn的含量小于0.1％的情况下，无法得到上述效果。另一方面，当zn的含量超过3.0％时，角焊缝部的电位变得过低，存在优先腐蚀的风险。
2.铝合金制包层材料的金属组织
2－1.芯材
在芯材中，圆当量径0.1μm以上的al－mn系的金属间化合物(例如al－mn、al－mn－si、al－fe－mn－si、al－cu－mn系的金属间化合物)因为其尺寸比较大，所以在钎焊时难以固溶到铝合金中且在钎焊后也会残存。al－mn系的金属间化合物因为晶格常数与母相的al的晶格常数不同，所以与母相会形成非整合的界面，该界面在钎焊中会成为被导入到铝合金材料中的空孔的消灭位点。在钎焊中，当空孔被导入到铝合金中时，空孔在钎焊的冷却中会形成位错环。而且，在钎焊后s'相会在该位错环上不均匀地析出。s'相为al－cu－mg系的合金的时效析出相，但是，对强度的帮助较小。尽管如此。因为使cu的固溶量降低，所以铝合金的强度会降低。
但是，当al－mn系的金属间化合物存在一定量以上时，因为在钎焊后存在于铝合金中的位错环会减少，所以能够抑制s'相的析出，能够有效地利用al2cumg的时效析出。由此，铝合金材料的强度会提高。在具有0.1μm以上的圆当量径的al－mn系的金属间化合物的数密度小于1.0×105个/mm2的情况下，使该强度提高的效果不充分。因此，将芯材中的具有0.1μm以上的圆当量径(圆当量直径)的al－mn系的金属间化合物的数密度规定为1.0×105个/mm2以上，优选规定为2.0×105个/mm2以上。该数密度的上限值取决于合金的组分和制造方法，在本实施方式中，为1.0×108个/mm2左右。另外，虽然采用了具有0.1μm以上的圆当量径的al－mn系的金属间化合物，但是，圆当量径的上限值也取决于合金的组分或制造方法，在本实施方式中为30μm左右。
圆当量径0.1μm以上的al－mn系的金属间化合物的数密度是通过利用sem(scanningelectronmicroscope：扫描电子显微镜)观察铝合金、并对sem像进行图像分析从而求出的。观察部位是芯材的任意的部分，例如观察沿着厚度方向的任意剖面或与板材表面平行的剖面。从简便性的观点出发，优选测定沿着厚度方向的任意剖面。此外，数密度被规定为多个部位的测定值的算术平均值。
在芯材中，具有0.1μm以上的圆当量径的al2cu因为其尺寸比较大，所以在钎焊时难以固溶到铝合金中，在钎焊后也会残存。由此，钎焊后的芯材中的cu的固溶量会降低。当钎焊后的芯材中的cu固溶量较少时，不仅无法充分得到al2cumg的时效析出所带来的使铝合金材料的强度提高的效果，而且因为al2cu成为晶界腐蚀的起点，所以耐蚀性也会降低。因此，将芯材中的具有0.1μm以上的圆当量径的al2cu的数密度规定为1.0×105个/mm2以下，优选规定为0.8×105个/mm2以下。该数密度的下限值取决于合金的组分或制造方法，为1.0×103个/mm2左右。另外，采用了具有0.1μm以上的圆当量径的al2cu，但是，圆当量径的上限值也取决于合金的组分或制造方法，为10μm左右。
具有0.1μm以上的圆当量径的al2cu的数密度是通过利用sem观察铝合金并对sem像进行图像分析从而求出的。观察部位是芯材的任意的部分，例如观察沿着厚度方向的任意剖面或与板材表面平行的剖面。从简便性的观点出发，优选测定沿着厚度方向的任意剖面。此外，数密度被规定为多个部位的测定值的算术平均值。
2－2.牺牲阳极材料层
在本实施方式的铝合金制包层材料的牺牲阳极材料层中，将具有0.1～5.0μm的圆当量径的mg－si系的结晶物的数密度规定为100～150000个/mm2，优选规定为100～100000个/mm2。进一步，将具有超过5.0μm且10.0μm以下的圆当量径的mg－si系的结晶物的数密度规定为5个/mm2以下，优选规定为3个/mm2以下，最优选规定为0个/mm2。所谓mg－si系的结晶物，基本上是由mg和si以原子个数比2比1构成的。在作为在牺牲阳极材料层中选择性地添加的元素而含有fe或cu的情况下，在该结晶物中除了mg2si之外，还含有mg－si－fe、mg－si－cu的3元组分、或mg－si－fe－cu的4元组分。
如上所述，通过将具有预定的圆当量径的mg－si系的结晶物规定为预定的数密度，从而能够发挥牺牲防蚀的效果。mg－si系结晶物因为以近似球的形状分布，所以其大小能够以圆当量径的方式规定。关于存在于牺牲阳极材料层中的mg―si系的结晶物的大小，作为圆当量径，通常为0.1～10.0μm。其中，能够发挥牺牲防蚀的效果的结晶物的圆当量径为0.1～5.0μm，需要将该大小的结晶物的面密度设为100～150000个/mm2。当该数密度小于100个/mm2时，无法发挥充分的牺牲防蚀的效果。另一方面，当该数密度超过150000个/mm2时，腐蚀速度会过快而使耐蚀性降低。此外，圆当量径小于0.1μm的mg－si系结晶物因为在牺牲阳极材料层中几乎不存在，所以不作为对象。
另外，关于具有超过5.0μm且10.0μm以下的圆当量径的mg－si系的结晶物，腐蚀会集中于结晶物，从而使牺牲防蚀的功能大幅降低。为了防止该牺牲防蚀的功能的较大的降低，需要使该大小的mg－si系的结晶物的面密度在5个/mm2以下。此外，具有超过10μm的圆当量径的mg－si系的结晶物会由于热轧制等加工或均质化处理等热处理而再固溶，所以几乎不存在。
上述mg－si系的结晶物的数密度是通过用光学显微镜或电子显微镜观察牺牲阳极材料层的任意的部分而测定的。例如，观察沿着厚度方向的任意的剖面或与板材表面平行的剖面。从简便性的观点出发，优选测定沿着厚度方向的任意的剖面。此外，数密度被规定为多个部位的测定值的算术平均值。
3.铝合金制包层材料的制造方法
在第1方式中，首先，铸造作为芯材的铝合金。具体而言，将具有上述的组分的铝合金的材料熔解，利用dc(directchill：直接冷却)铸造法来制作芯材用铝合金的铸坯。在dc铸造法中，熔液的冷却速度较快，为0.5～20℃/秒。因此，在铸造时产生的金属间化合物是微细的，铝合金中所含有的元素过饱和地固溶。但是，根据铸造条件的不同，有时会在铸坯中大量地生成圆当量径0.1μm以上的粗大的al2cu。当该al2cu存在于芯材的铸坯中时，cu向母相中的固溶量会降低，在之后的钎焊加热后的自然时效中，有助于时效析出的固溶cu会不足。其结果，存在钎焊加热后的强度会降低的风险。
在铸造工序中，针对这样的粗大的al2cu的大量的生成，通过对铸坯实施均质化处理，从而使粗大的al2cu向母相中固溶，由此，使钎焊加热后的强度稳定化从而能够得到较高的强度，因此，也可以设置均质化处理工序。在均质化处理温度小于400℃的情况下，无法充分得到上述效果。另一方面，当均质化处理温度超过550℃时，al－mn系的金属间化合物的密度会降低。因此，或者不进行均质化处理、或者在进行的情况下以400～550℃的温度来进行，优选以400～500℃的温度来进行。在均质化处理时间小于2小时的情况下，无法得到上述效果。另一方面，即使超过20小时地实施，效果也未见变化，是不经济的。因此，均质化处理的时间进行2小时～20小时，优选进行5小时～15小时。此外，在均质化处理后，希望对冷却后的铸坯进行表面切削处理。
接下来，铸造作为牺牲阳极材料层的铝合金。具体而言，将具有上述的组分的铝合金的材料熔解，利用dc铸造法来制作牺牲阳极材料层用铝合金的铸坯。在dc铸造法中，将牺牲阳极材料层用的铝合金的铸坯的表面的冷却速度规定为1℃/秒以上，优选规定为1.5℃/秒以上。在冷却速度小于1℃/秒的情况下，在牺牲阳极材料层中会生成粗大的mg－si系的结晶物，无法得到上述的mg－si系的结晶物的适当分布。此外，冷却速度的上限值没有特别规定，设为50℃/秒。对于冷却速度，能够观察铸坯的组织，并从枝晶臂间距算出。此处，所谓铸坯的表面是指从最外表面起到30mm为止的范围。
此外，将利用dc铸造法铸造出的牺牲阳极材料层用的铝合金的铸坯投入到以450～570℃的温度且1小时以上、优选450～550℃的温度且2小时以上进行热处理的均质化处理工序。由此，能够使牺牲阳极材料层中的金属的组织均匀化，并且，使粗大的mg－si系的结晶物再固溶。在热处理温度小于450℃的情况或热处理时间小于1小时的情况下，无法充分得到使金属的组织均匀化的效果或粗大的mg－si系的结晶物再固溶的效果。另外，即使热处理温度超过570℃，效果也不会变化，欠缺经济性。此外，热处理时间的上限值没有特别限定，但是，从经济性的观点等出发，优选设为20小时以下。
在第2方式中，为了进一步将钎料也包覆，铸造作为钎料的铝合金而制作钎料用铝合金的铸坯。钎料的铸造工序也可以采用通常使用的方法。与芯材用或牺牲阳极材料层用的铝合金同样，优选使用dc铸造法。
首先，在第1方式中，对牺牲阳极材料层用的铝合金的铸坯进行热轧制处理到预定的厚度。此处，优选对牺牲阳极材料层用的铝合金的铸坯在热轧制处理之前进行表面切削处理。接下来，将被热轧制后的牺牲阳极材料在组合工序中与芯材用铝合金的铸坯组合从而制成为组合材料。具体而言，在芯材用的铸坯的一个面或两个面上组合被热轧制后的牺牲阳极材料。接下来，通过将组合材料投入到进行加热的组合加热工序、以及热包层轧制工序，从而将其减薄到预定的板厚。当组合材料的加热温度超过550℃时，固溶在芯材用铝合金铸坯中的mn不会新生成al－mn系的金属间化合物的析出物，具有0.1μm以上的圆当量径的al－mn系的金属间化合物的数密度不会增加。另一方面，在加热温度小于420℃的情况下，因为mn的扩散速度过小，所以al－mn系的金属间化合物不会新析出，具有0.1μm以上的圆当量径的al－mn系的金属间化合物的数密度不会增加。这样，将组合加热工序中的加热温度规定为420～550℃，优选规定为420～500℃。此外，对于加热工序中的保持时间，从经济性性的观点出发，优选设为5小时以下。
另外，在加热工序之后实施热轧制工序，随着板厚变薄，铝合金组合材料的温度会渐渐地降低。在320℃～400℃的温度区域中，固溶在芯材用铝合金中的cu会作为粗大的al2cu而析出。因此，当在该温度区域中保持超过6分钟时，存在芯材中的圆当量径0.1μm以上的al2cu的数密度超过1.0×105个/mm2的风险。因此，将在加热工序后的320℃～400℃的温度区域中的保持时间规定为6分钟以下，优选规定为5分钟以下。
在组合加热工序之后，组合材料被施加热包层轧制工序。接下来，利用冷轧制工序将热包层轧制后的包层材料冷轧制处理到目标的板厚，得到铝合金制包层材料。也可以在冷轧制工序的中途进行中间退火处理，还可以在冷轧制工序之后进行最终退火处理。中间退火处理和最终退火处理既可以仅实施任一者，也可以实施两者。此外，关于中间退火处理，在冷轧制工序实施多次冷轧制操作的情况下，也可以在冷轧制操作之间实施多次退火。
本实施方式的铝合金制包层材料因为芯材的cu的含量较多，所以铝合金板的强度较高。因此，为了确保成形性，而优选实施最终退火处理，除此之外，更优选还实施中间退火处理。退火温度设为200～320℃。当退火温度超过320℃时，存在具有0.1μm以上的圆当量径的al2cu的数密度会增加的风险。另一方面，在退火温度小于200℃的情况下，在冷轧制时导入的晶格缺陷不会消灭，铝合金制包层材料的软化不会进展，无法得到退火的有效效果。因此，本发明中的退火处理中，中间退火处理及最终退火处理的任一者都以200～320℃的温度实施。
在第2方式中，在第1方式的基础上，铸造作为钎料的铝合金而铸造钎料用铝合金的铸坯，将其热轧制处理到预定的厚度。在组合工序中，在芯材用铝合金的铸坯上组合被热轧制后的牺牲阳极材料和钎料从而制成为组合材料。具体而言，在芯材用的铸坯的一个面上组合被热轧制后的牺牲阳极材料，并在另一个面上组合被热轧制后的钎料，从而制成为组合材料。此外，冷却速度、加热温度及加热时间等与第1方式相同。
实施例
接下来，基于实施例更详细地说明本发明，但是，本发明不被限制于此。
对于芯材、牺牲阳极材料层及钎料，分别使用具有表1～表3所示的组分的合金，并利用表4所示的制造条件分别制造。此外，在表1～表3的合金组分中，“－”表示为检测极限以下，“剩余部分”包含不可避免的杂质。
[表1]
[表2]
[表3]
[表4]
首先，利用dc铸造法分别铸造了表1所记载的芯材所使用的铝合金、表2所记载的牺牲阳极材料层所使用的铝合金、以及表3所记载的钎料所使用的铝合金。对于芯材及牺牲阳极材料层所使用的铝合金，在铸造后以表4所记载的条件对铸坯实施均质化处理，进一步进行了表面切削处理。对于牺牲阳极材料层的铸坯，在以450℃进行了加热处理之后，进行了热轧制处理到预定的板厚。对于钎料层的铸坯，在铸造后进行表面切削处理，接下来以480℃进行了加热处理，之后进行了热轧制处理到预定的板厚。在芯材用的铸坯的一个面上组合热轧制后的牺牲阳极材料层，并在另一个面上组合钎料，制成了各自包覆率15％的组合材料。对组合材料以表4所记载的组合加热处理条件进行处理，并利用热包层轧制处理轧制到2.6mm。接下来，利用冷轧制处理使得到的轧材达到板厚0.2mm，用表4所记载的条件实施最终退火处理从而得到了供测试材料。
对于如上所述制作的各供测试材料，用下述所示的方法测定了“芯材中的具有0.1μm以上的圆当量径的al－mn系的金属间化合物的数密度”、“芯材中的具有0.1μm以上的圆当量径的al2cu的数密度”、“牺牲阳极材料中的具有0.1～5.0μm的圆当量径的mg－si系的结晶物的数密度”、以及“牺牲阳极材料中的具有超高5.0μm且10.0μm以下的圆当量径的mg－si系的结晶物的数密度”。在表5～9中示出以上的评价结果。
[表5]
[表6]
[表7]
[表8]
[表9]
[a]芯材中的具有0.1μm以上的圆当量径的al－mn系的金属间化合物的数密度(个/mm2)
通过进行芯材合金的sem观察从而测定了具有0.1μm以上的圆当量径的al－mn系的金属间化合物的数密度。对于各供测试材料，进行3视野的观察，通过利用a像君(旭化成工程公司)对各个视野的sem像进行图像分析，从而求出了钎焊加热前的al－mn系的金属间化合物的数密度。表中所示的数密度是从各3视野求出的数值的算术平均值。
[b]芯材中的具有0.1μm以上的圆当量径的al2cu的数密度(个/mm2)
与al－mn系的金属间化合物同样，通过进行芯材合金的sem观察从而评价了具有0.1μm以上的圆当量径的al2cu的数密度。对于各供测试材料，进行了3视野的观察。通过利用a像君对各个视野的sem像进行图像分析，从而求出了钎焊加热前的al2cu的数密度。表中所示的数密度是从各3视野求出的数值的算术平均值。
[c]牺牲阳极材料层中的具有0.1～5.0μm的圆当量径的mg－si系的结晶物的数密度(个/mm2)
与芯材中的al－mn系的金属间化合物同样，通过进行芯材合金的sem观察从而评价了具有0.1～5.0μm的圆当量径的mg－si系的结晶物的数密度。对于各供测试材料，进行了3视野的观察。通过利用a像君对各个视野的sem像进行图像分析，从而求出了钎焊加热前的mg－si系的结晶物的数密度。表中所示的数密度是从各3视野求出的数值的算术平均值。
[d]牺牲阳极材料层中的具有超过5.0μm且10.0μm以下的圆当量径的mg－si系的结晶物的数密度(个/mm2)
与芯材中的al－mn系的金属间化合物同样，通过进行芯材合金的sem观察从而评价了具有超过5.0μm且10.0μm以下的圆当量径的mg－si系的结晶物的数密度。对于各供测试材料，进行了3视野的观察。通过利用a像君对各个视野的sem像进行图像分析，从而求出了钎焊加热前的mg－si系的结晶物的数密度。表中所示的数密度是从各3视野求出的数值的算术平均值。
另外，对于如上所述制作的各供测试材料，进行相当于600℃且3分钟的钎焊的加热，并以200℃/分钟的冷却速度进行了冷却。然后，对于各供测试材料，用下述所示的方法进行了关于“钎焊1周时间后的强度”、“耐蚀性”、“成形性”及“钎焊性”的各评价。以上的评价结果也示出在表5～9中。此外，在改变了钎料的合金成分的情况下，用同样的方法进行了关于“钎焊1周时间后的强度”、“外部耐蚀性”、“成形性”及“钎焊性”的各评价。将结果示出在表10中。
[表10]
[e]钎焊1周时间后的强度(mpa)
从各供测试材料切出了jis5号试验片。在对其进行了相当于上述钎焊的加热后，以25℃进行1周时间自然时效，并进行了遵照jisz2241：2011的拉伸试验。将拉伸强度为220mpa以上认定为优良，将小于此强度认定为不良。
[f]耐蚀性
对于进行了相当于钎焊的加热的各供测试材料的牺牲阳极材料面，进行了模拟水系冷媒环境的循环周期试验。以比液量6ml/cm2、流速2m/秒将含有cl－：195ppm、so42－：60ppm、cu2+：1ppm、fe2+：30ppm且温度88℃的水溶液对各供测试材料的试验片的试验面流通8小时，然后，将试验片放置了16小时。将由这样的加热流通和放置构成的循环进行了3个月期间。在循环周期试验后，除去试验片的表面的腐蚀生成物并测定了腐蚀深度。测定部位在各试验片中设为10处，将其中的最大值作为腐蚀深度。在腐蚀深度小于70μm的情况下，认定为◎(优良)，在腐蚀深度为70μm以上90μm以下的情况下，认定为○(良好)，在腐蚀深度超过90μm的情况、贯穿的情况、以及观察到晶界腐蚀的情况认定为×(不良)。此外，对于试验面以外，实施了掩盖，使得其不会接触试验水溶液。
[g]成形性
从各供测试材料切出jis5号试验片，并对其进行了相当于上述钎焊的加热。对于进行了该相当于钎焊的加热的试验片，使用拉伸试验机测定了遵照jisz2241：2011的常温的拉伸。将拉伸为3％以上认定为成形性良好，将小于该拉伸认定为不良。
[h]钎焊性
用2片上述各供测试材料夹着实施了波纹加工的裸翅片材料，并以相当于上述钎焊加热的温度进行了钎焊。在钎焊后，测定各供测试材料与翅片材的接合率，将接合率为90％以上评价为钎焊性良好，将小于该接合率认定为不良。另外，还观察了在各供测试材料与翅片材的接合部是否观察到腐蚀。
[i]外部耐蚀性
用2片上述各供测试材料夹着实施了波纹加工的裸翅片材料，以相当于上述钎焊加热的温度进行了钎焊。在钎焊后，测定了各供测试材料的翅片间的管钎料表面的电位和芯材的电位。测定芯材―钎料间的电位差，如果芯材的电位比钎料高，则认定为○(良好)，如果高100mv以上、或者低，则认定为×(不良)。
[j]其它
进一步，对于不包覆钎料的材料，评价了与上述同样的“钎焊1周时间后的强度”、“耐蚀性”、“成形性”。将以上的评价结果示出在表11中。
[表11]
在实施例1～81中，满足在本实施方式中规定的条件，钎焊一周时间后的强度、(外部)耐蚀性、成形性及钎焊性均合格或良好。
与此不同，在比较例1中，因为芯材的si的含量较多，所以耐蚀性不良。另外，芯材固相线温度降低，发生了腐蚀。
在比较例2中，因为芯材的fe的含量较少，所以结晶析出物的密度降低，钎焊一周时间后的强度不良。
在比较例3中，因为芯材的fe的含量较多，所以粗大的结晶物增加，成形性不良。
在比较例4中，因为芯材的cu的含量较少，所以芯材中的al－mn金属间化合物的数密度较小，由此，钎焊一周时间后的强度不良。
在比较例5中，因为芯材的cu含量较多，所以在晶界上析出的al2cu增加，在内部的耐蚀性试验中发生了晶界的腐蚀。另外，熔点较低，在钎焊中芯材发生了腐蚀。
在比较例6中，因为芯材的mn的含量较少，所以芯材中的al－mn金属间化合物的数密度较小，钎焊一周时间后的强度不良。
在比较例7中，因为引线芯材的mn的含量较多，所以粗大的结晶物增加，成形性不良。
在比较例8中，因为芯材的mg的含量较少，所以钎焊一周时间后的强度不良。
在比较例9中，因为芯材的mg的含量较多，所以钎焊性不良。
在比较例10中，因为芯材的ti的含量较多，所以粗大的结晶物增加，成形性不良。
在比较例11中，因为芯材的zr的含量较多，所以粗大的结晶物增加，成形性不良。
在比较例12中，因为芯材的cr的含量较多，所以粗大的结晶物增加，成形性不良。
在比较例13中，因为芯材的v的含量较多，所以粗大的结晶物增加，成形性不良。
在比较例14中，因为牺牲阳极材料层的si的含量较少，所以具有0.1～5.0μm的圆当量径的mg－si系的结晶物的数密度较小，耐蚀性不良。另外，因为在相当于钎焊的加热中从牺牲阳极材料供给到芯材的si的量较少，所以钎焊一周时间后的强度不良。
在比较例15中，因为牺牲阳极材料层的si的含量较多，所以牺牲阳极材料在制造中途一部分熔融，未能制造出包层材料。
在比较例16中，因为牺牲阳极材料层的mg的含量较少，所以具有0.1～5.0μm的圆当量径的mg－si系的结晶物的数密度较小，耐蚀性不良。
在比较例17中，因为牺牲阳极材料层的mg的含量较多，所以在热延处理中未与芯材接合，未能制造出包层材。
在比较例18中，因为牺牲阳极材料层的fe的含量较多，所以腐蚀速度增大，耐蚀性不良。
在比较例19中，因为牺牲阳极材料层的ni的含量较多，所以腐蚀速度增大，耐蚀性不良。
在比较例20中，因为牺牲阳极材料层的cu的含量较多，所以腐蚀速度增大，耐蚀性不良。
在比较例21中，因为牺牲阳极材料层的mn的含量较多，所以粗大的结晶物增加，成形性不良。
在比较例22中，因为牺牲阳极材料层的zn的含量较多，所以腐蚀速度增大，耐蚀性不良。
在比较例23中，因为牺牲阳极材料层的ti的含量较多，所以粗大的结晶物增加，成形性不良。
在比较例24中，牺牲阳极材料层的zr的含量较多，所以粗大的结晶物增加，成形性不良。
在比较例25中，因为牺牲阳极材料层的cr的含量较多，所以粗大的结晶物增加，成形性不良。
在比较例26中，因为牺牲阳极材料层的v的含量较多，所以粗大的结晶物增加，成形性不良。
在比较例27中，因为钎料层的si的含量较少，所以未能确保600℃时的液相率，钎焊性不良。
在比较例28中，因为钎料层的si的含量较多，所以粗大的si颗粒增加，成形性不良。
在比较例29中，因为钎料的cu的含量较多，所以钎料表面的电位比芯材的电位高，外部耐蚀性不良。
在比较例30中，因为钎料的zn的含量较多，所以角焊缝部的电位过低，外部耐蚀性不良。
在比较例31中，因为芯材用铝合金的均质化处理的温度较高，所以芯材中的al－mn金属间化合物的数密度较小，钎焊一周时间后的强度不良。
在比较例32中，因为牺牲阳极材料层用铝合金的铸造工序中的冷却速度较慢，所以具有超过5.0μm且10.0μm以下的圆当量径的mg－si系的结晶物的数密度较大，由此，腐蚀局部地集中，耐蚀性不良。
在比较例33中，因为牺牲阳极材料层用铝合金的均质化处理的温度较低，所以具有超过5.0μm且10.0μm以下的圆当量径的mg－si系的结晶物的数密度较大，由此，腐蚀局部地集中，耐蚀性不良。
在比较例34中，因为牺牲阳极材料层用铝合金的均质化处理的时间较短，所以具有超过5.0μm且10.0μm以下的圆当量径的mg－si系的结晶物的数密度较大，由此，腐蚀局部地集中，耐蚀性不良。
在比较例35中，因为组合加热处理的加热阶段中的加热温度较低，所以芯材中的al－mn金属间化合物的数密度较小，钎焊一周时间后的强度不良。
在比较例36中，因为组合加热处理的加热阶段中的加热温度较高，所以芯材中的al－mn金属间化合物的数密度较小，钎焊一周时间后的强度不良。
在比较例37中，因为组合加热处理的保持阶段中的保持时间较长，所以芯材中的al2cu的数密度较大，钎焊一周时间后的强度不良，成形性也不良。
在比较例38中，因为最终退火中的退火的温度较高，芯材中的al2cu的数密度较大，钎焊一周时间后的强度不良，成形性也不良。
本发明能够不脱离本发明的广义的精神和范围地采用各种实施方式及变形。另外，上述的实施方式用于说明本发明，并非限定本发明的范围。即，本发明的范围并非由实施方式表示，而是由权利要求书表示。而且，在权利要求书内及与其等同的发明的意义的范围内实施的各种变形被视为本发明的范围内。
本申请基于2016年3月31日申请的日本国专利申请2016－70762号。在本说明书中将日本国专利申请2016－70762号的说明书、权利要求书、附图整体作为参照进行援引。
[工业实用性]
如以上说明的那样，根据本发明，能够提供具有较高的强度及优异的耐蚀性并能够在600℃附近的温度下钎焊的铝合金制包层材料。
[附图标记说明]
1…管
2…翅片
3…联管箱
4…罐