铝合金包层材料及其制造方法、以及使用该铝合金包层材料的热交换器技术领域
本发明涉及高耐腐蚀性且高成型性的铝合金包层材料及其制造方
法，详细而言涉及适合作为散热器等热交换器中的致冷剂或高温压缩
空气的通路构成材料使用的高耐腐蚀性且高成型性的铝合金包层材料
及其制造方法。并且，本发明还涉及使用了上述高耐腐蚀性且高成型
性的铝合金包层材料的热交换器，特别涉及汽车用热交换器等的流路
形成部件。
背景技术
铝合金轻量且具备高导热性，通过适当的处理能够实现高耐腐蚀
性，因此被用于汽车用热交换器，例如被用于散热器、冷凝器、蒸发
器、加热器、中冷器等。作为汽车用热交换器的管材，使用以3003合
金等Al－Mn系铝合金为芯材，在一侧的单面上包层Al－Si系铝合金
的焊料或Al－Zn系铝合金的牺牲阳极材料而得到的2层包层材料；或
者在这些2层包层材料中，在芯材的另一侧的单面上进一步包层Al－
Si系铝合金的焊料而得到的3层包层材料。热交换器通常通过将这样
的包层材料的管材与波纹成型后的翅片材料组合，以600℃左右的高温
进行钎焊来制作。
在近来汽车所使用的新型的热交换器中，为了实现更进一步的高
性能化，管形状的复杂化在升级。因此，就材料而言要求更进一步的
高成型性。一直以来，进行在冷轧的中途进行中间退火的H14调质，
或在冷轧之后进行最终退火的H24调质，调节管材的成型性。然而，
仅以这样的调质难以满足近年来对高成型性的要求。
另外，如果该热交换器的管内外的表面存在具有腐蚀性的液体，
就可能由于发生孔蚀而导致管贯通，或由于均匀腐蚀而导致管的板厚
减少、耐压强度降低、管发生破裂。其结果，存在内部循环的空气或
冷却水、致冷剂发生泄露的危险性。例如由于冷却水在散热器的管内
部流通，所以一直以来通过在管的内侧包层牺牲阳极材料来进行牺牲
防腐蚀。然而，由于上述的管形状的复杂化，有时在特定部分腐蚀性
液体变浓，仅像现有技术那样包层牺牲阳极材料，有时难以充分地防
止泄露。
在现有技术中提出了使这些成型性和耐腐蚀性分别单独提高的技
术。例如，关于使包层材料的成型性或电缝焊接性提高的技术，专利
文献1、2中有记载。然而，在这些专利文献中，并没有记载使牺牲阳
极材料的耐腐蚀性提高的手段。另一方面，关于使包层材料的耐腐蚀
性提高的技术，在专利文献3中有记载。然而，在该专利文献中，没
有记载使包层材料的成型性提高的手段。
具体而言，专利文献1所记载的包层材料，通过将芯材的与长度
方向呈直角的剖面上的平均结晶粒径设为30μm以下，使材料的电缝焊
接性提高。然而，关于牺牲阳极材料，将粒径0.2μm以上的Mg2Si的
面积率限定为0.5％以下，但这也是用于使电缝焊接性提高的手段。关
于牺牲阳极材料的耐腐蚀性，仅规定了Zn和Mg的添加量，对于将耐
腐蚀性提高到现有技术以上的水平的技术没有任何公开也没有暗示。
另外，专利文献2所记载的包层材料，通过将芯材制为纤维状组
织，使材料的电缝焊接性提高。然而，关于牺牲阳极材料，规定了芯
材和牺牲阳极材料的硬度为50Hv以上且硬度之比(牺牲阳极材料/芯
材)低于1.0，但这是用于确保钎焊加热后的疲劳强度的手段。关于牺
牲阳极材料的耐腐蚀性，这里也仅仅规定了Zn和Mn的添加量，对于
将耐腐蚀性提高到现有技术以上的水平的技术没有任何公开也没有暗
示。
另一方面，在专利文献3所记载的包层材料中，通过将牺牲阳极
材料的结晶粒径设为100～700μm，使碱性环境下的耐腐蚀性提高。然
而，对于芯材仅规定了成分，对于其组织和机械性质等没有记载，对
于成型性的提高没有任何公开也没有暗示。
这样，在使用铝合金包层材料例如作为热交换器的管材时，以现
有技术难以提供具有优异的成型性、而且在钎焊加热后牺牲阳极材料
具有优异的耐腐蚀性的铝合金包层材料。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本特开平8－291354号公报
专利文献2：日本特开2010－255014号公报
专利文献3：日本特开平11－209837号公报
发明内容
发明所要解决的课题
本发明是为了解决上述问题而完成的，其目的在于提供一种高成
型性且高耐腐蚀性的铝合金包层材料及其制造方法、以及使用了该铝
合金包层材料的热交换器，该铝合金包层材料具有优异的成型性和钎
焊性，在钎焊加热后，牺牲阳极材料具有优异的耐腐蚀性。特别是本
发明的铝合金包层材料适合作为汽车用热交换器的流路形成部件使
用。
用于解决课题的方法
本发明的发明人对于上述课题反复进行了深入研究，其结果，发
现：作为包层材料使用具有特定的合金组成和金属组织的芯材与牺牲
阳极材料，能够解决上述课题，从而完成了本发明。
即，本发明的第一方案的发明1为一种铝合金包层材料，其具备
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，
上述芯材由铝合金构成，构成上述芯材的铝合金含有Si：0.05～
1.50mass％、Fe：0.05～2.00mass％、Mn：0.50～2.00mass％，剩余
部分由Al和不可避免的杂质构成，
上述牺牲阳极材料由铝合金构成，构成上述牺牲阳极材料的铝合
金含有Zn：0.50～8.00mass％、Si：0.05～1.50mass％、Fe：0.05～2.00
mass％，剩余部分由Al和不可避免的杂质构成，
上述牺牲阳极材料的结晶粒径为60μm以上，
在上述芯材的沿着轧制方向的剖面上，将板厚方向的结晶粒径设
为R1(μm)、轧制方向的结晶粒径设为R2(μm)时，R1/R2为0.30
以下。
本发明的发明2为：在本发明1中，上述芯材由还含有选自Cu：
0.05～1.50mass％、Mg：0.05～0.50mass％、Ti：0.05～0.30mass％、
Zr：0.05～0.30mass％、Cr：0.05～0.30mass％和V：0.05～0.30mass％
中的1种或2种以上的铝合金构成。
本发明的发明3为：在发明1或2中，上述牺牲阳极材料由还含
有选自Ni：0.05～2.00mass％、Mn：0.05～2.00mass％、Mg：0.05～
3.00mass％、Ti：0.05～0.30mass％、Zr：0.05～0.30mass％、Cr：0.05～
0.30mass％和V：0.05～0.30mass％中的1种或2种以上的铝合金构成。
本发明的第二方面的发明4为一种铝合金包层材料，其特征在于，
具备铝合金的芯材、包层在该芯材的一个表面上的牺牲阳极材料、和
包层在该芯材的另一个表面上的焊料，
上述芯材由铝合金构成，构成上述芯材的铝合金含有Si：0.05～
1.50mass％、Fe：0.05～2.00mass％、Mn：0.50～2.00mass％，剩余
部分由Al和不可避免的杂质构成，
上述牺牲阳极材料由铝合金构成，构成上述牺牲阳极材料的铝合
金含有Zn：0.50～8.00mass％、Si：0.05～1.50mass％、Fe：0.05～2.00
mass％，剩余部分由Al和不可避免的杂质构成，
上述焊料由铝合金构成，构成上述焊料的铝合金含有Si：2.50～
13.00mass％、Fe：0.05～1.20mass％，剩余部分由Al和不可避免的杂
质构成，
上述牺牲阳极材料的结晶粒径为60μm以上，
在上述芯材的沿着轧制方向的剖面上，将板厚方向的结晶粒径设
为R1(μm)、轧制方向的结晶粒径设为R2(μm)时，R1/R2为0.30
以下。
本发明的发明5为：在发明4中，上述焊料由还含有选自Zn：0.50～
8.00mass％、Cu：0.05～1.50mass％、Mn：0.05～2.00mass％、Ti：
0.05～0.30mass％、Zr：0.05～0.30mass％、Cr：0.05～0.30mass％、
V：0.05～0.30mass％、Na：0.001～0.050mass％和Sr：0.001～0.050
mass％中的1种或2种以上的铝合金构成。
本发明的发明6为：在发明4或5中，上述芯材由还含有选自Cu：
0.05～1.50mass％、Mg：0.05～0.50mass％、Ti：0.05～0.30mass％、
Zr：0.05～0.30mass％、Cr：0.05～0.30mass％和V：0.05～0.30mass％
中的1种或2种以上的铝合金构成。
本发明的发明7为：在发明4～6的任一项中，上述牺牲阳极材料
由还含有选自Ni：0.05～2.00mass％、Mn：0.05～2.00mass％、Mg：
0.05～3.00mass％、Ti：0.05～0.30mass％、Zr：0.05～0.30mass％、
Cr：0.05～0.30mass％和V：0.05～0.30mass％中的1种或2种以上的
铝合金构成。
本发明的第三方案的第一方式的发明8为一种铝合金包层材料，
其特征在于，具备铝合金的芯材、包层在该芯材的一个表面上的中间
层材料、包层在该中间层材料的非芯材侧的表面上的焊料、和包层在
该芯材的另一个表面上的牺牲阳极材料，
上述芯材由铝合金构成，构成上述芯材的铝合金含有Si：0.05～
1.50mass％、Fe：0.05～2.00mass％、Mn：0.50～2.00mass％、Mg：
0.05～0.50mass％，剩余部分由Al和不可避免的杂质构成，
上述中间层材料由铝合金构成，构成上述中间层材料的铝合金含
有Si：0.05～1.50mass％、Fe：0.05～2.00mass％，剩余部分由Al和
不可避免的杂质构成，
上述牺牲阳极材料由铝合金构成，构成上述牺牲阳极材料的铝合
金含有Zn：0.50～8.00mass％、Si：0.05～1.50mass％、Fe：0.05～2.00
mass％，剩余部分由Al和不可避免的杂质构成，
上述焊料由铝合金构成，构成上述焊料的铝合金含有Si：2.50～
13.00mass％、Fe：0.05～1.20mass％，剩余部分由Al和不可避免的杂
质构成，
上述牺牲阳极材料的结晶粒径为60μm以上，
在上述芯材的沿着轧制方向的剖面上，将板厚方向的结晶粒径设
为R1(μm)、轧制方向的结晶粒径设为R2(μm)时，R1/R2为0.30
以下。
本发明的发明9为：在发明8中，上述焊料由还含有选自Zn：0.50～
8.00mass％、Cu：0.05～1.50mass％、Mn：0.05～2.00mass％、Ti：
0.05～0.30mass％、Zr：0.05～0.30mass％、Cr：0.05～0.30mass％、
V：0.05～0.30mass％、Na：0.001～0.050mass％和Sr：0.001～0.050
mass％中的1种或2种以上的铝合金构成。
本发明的发明10为：在发明8或9中，上述芯材由还含有选自
Cu：0.05～1.50mass％、Ti：0.05～0.30mass％、Zr：0.05～0.30mass％、
Cr：0.05～0.30mass％和V：0.05～0.30mass％中的1种或2种以上的
铝合金构成。
本发明的发明11为：在发明8～10的任一项中，上述牺牲阳极材
料由还含有选自Ni：0.05～2.00mass％、Mn：0.05～2.00mass％、Mg：
0.05～3.00mass％、Ti：0.05～0.30mass％、Zr：0.05～0.30mass％、
Cr：0.05～0.30mass％和V：0.05～0.30mass％中的1种或2种以上的
铝合金构成。
本发明的发明12为：在发明8～11的任一项中，上述中间层材料
由还含有选自Zn：0.5～8.0mass％、Mn：0.05～2.00mass％、Cu：0.05～
1.50mass％、Ti：0.05～0.30mass％、Zr：0.05～0.30mass％、Cr：0.05～
0.30mass％和V：0.05～0.30mass％中的1种或2种以上的铝合金构成。
本发明的第三方案的第二方式的发明13为一种铝合金包层材料，
其特征在于，具备铝合金的芯材、包层在该芯材的一个表面上的中间
层材料、包层在该中间层材料的非芯材侧的表面上的焊料、和包层在
该芯材的另一个表面上的牺牲阳极材料，
上述芯材由铝合金构成，构成上述芯材的铝合金含有Si：0.05～
1.50mass％、Fe：0.05～2.00mass％、Mn：0.50～2.00mass％，剩余
部分由Al和不可避免的杂质构成，
上述中间层材料由铝合金构成，构成上述中间层材料的铝合金含
有Si：0.05～1.50mass％、Fe：0.05～2.00mass％、Zn：0.50～8.00％，
剩余部分由Al和不可避免的杂质构成，
上述牺牲阳极材料由铝合金构成，构成上述牺牲阳极材料的铝合
金含有Zn：0.50～8.00mass％、Si：0.05～1.50mass％、Fe：0.05～2.00
mass％，剩余部分由Al和不可避免的杂质构成，
上述焊料由铝合金构成，构成上述焊料的铝合金含有Si：2.50～
13.00mass％、Fe：0.05～1.20mass％，剩余部分由Al和不可避免的杂
质构成，
上述牺牲阳极材料的结晶粒径为60μm以上，
在上述芯材的沿着轧制方向的剖面上，将板厚方向的结晶粒径设
为R1(μm)、轧制方向的结晶粒径设为R2(μm)时，R1/R2为0.30
以下。
本发明的发明14为：在发明13中，上述焊料由还含有选自Zn：
0.50～8.00mass％、Cu：0.05～1.50mass％、Mn：0.05～2.00mass％、
Ti：0.05～0.30mass％、Zr：0.05～0.30mass％、Cr：0.05～0.30mass％、
V：0.05～0.30mass％、Na：0.001～0.050mass％和Sr：0.001～0.050
mass％中的1种或2种以上的铝合金构成。
本发明的发明15为：在发明13或14中，上述芯材由还含有选自
Cu：0.05～1.50mass％、Mg：0.05～0.50mass％、Ti：0.05～0.30mass％、
Zr：0.05～0.30mass％、Cr：0.05～0.30mass％和V：0.05～0.30mass％
中的1种或2种以上的铝合金构成。
本发明的发明16为：在发明13～15的任一项中，上述牺牲阳极
材料由还含有选自Ni：0.05～2.00mass％、Mn：0.05～2.00mass％、
Mg：0.05～3.00mass％、Ti：0.05～0.30mass％、Zr：0.05～0.30mass％、
Cr：0.05～0.30mass％和V：0.05～0.30mass％中的1种或2种以上的
铝合金构成。
本发明的发明17为：在发明13～16的任一项中，上述中间层材
料由还含有选自Mn：0.05～2.00mass％、Cu：0.05～1.50mass％、Ti：
0.05～0.30mass％、Zr：0.05～0.30mass％、Cr：0.05～0.30mass％和
V：0.05～0.30mass％中的1种或2种以上的铝合金构成。
本发明的发明18为一种铝合金包层材料的制造方法，其用于制造
发明1～3中的任一项所述的铝合金包层材料，该制造方法的特征在于，
包括：分别铸造上述芯材用的铝合金和牺牲阳极材料用的铝合金的工
序；将铸造得到的牺牲阳极材料铸块热轧至规定厚度的热轧工序；在
芯材铸块的至少一个表面上包层已制成规定厚度的牺牲阳极材料，制
成包层材料的包层工序；对包层材料进行热轧的包层热轧工序；对热
轧后的包层材料进行冷轧的冷轧工序；和在冷轧工序的中途和冷轧工
序之后的一者或两者时，对包层材料进行退火的1次以上的退火工序，
在上述包层热轧工序中，轧制开始温度为400～520℃，将包层材
料的温度为200～400℃期间1道次的压下率为30％以上的轧制道次限
制在5次以下，
在上述退火工序中，包层材料以200～560℃保持1～10小时。
本发明的发明19为一种铝合金包层材料的制造方法，其用于制造
发明4～7中的任一项所述的铝合金包层材料，该制造方法的特征在于，
包括：分别铸造上述芯材用的铝合金、牺牲阳极材料用的铝合金和焊
料用的铝合金的工序；将铸造得到的牺牲阳极材料铸块和焊料铸块分
别热轧至规定厚度的热轧工序；在芯材铸块的一个表面上包层已制成
规定厚度的牺牲阳极材料，在另一个表面上包层已制成规定厚度的焊
料，制成包层材料的包层工序；对包层材料进行热轧的包层热轧工序；
对热轧后的包层材料进行冷轧的冷轧工序；和在冷轧工序的中途和冷
轧工序之后的一者或两者时，对包层材料进行退火的1次以上的退火
工序，
在上述包层热轧工序中，轧制开始温度为400～520℃，将包层材
料的温度为200～400℃期间1道次的压下率为30％以上的轧制道次限
制在5次以下，
在上述退火工序中，包层材料以200～560℃保持1～10小时。
本发明的发明20为一种铝合金包层材料的制造方法，其用于制造
发明8～17中的任一项所述的铝合金包层材料，该制造方法的特征在
于，包括：分别铸造上述芯材用的铝合金、中间层材料用的铝合金、
焊料用的铝合金和牺牲阳极材料用的铝合金的工序；将铸造得到的中
间层材料铸块、焊料铸块和牺牲阳极材料铸块分别热轧至规定厚度的
热轧工序；在芯材铸块的一个表面上包层已制成规定厚度的中间层材
料，在该中间层材料的非芯材侧的表面上包层已制成规定厚度的焊料，
在该芯材铸块的另一个表面上包层已制成规定厚度的牺牲阳极材料，
制成包层材料的包层工序；对包层材料进行热轧的包层热轧工序；对
热轧后的包层材料进行冷轧的冷轧工序；和在冷轧工序的中途和冷轧
工序之后的一者或两者时，对包层材料进行退火的1次以上的退火工
序，
在上述包层热轧工序中，轧制开始温度为400～520℃，将包层材
料的温度为200～400℃期间1道次的压下率为30％以上的轧制道次限
制在5次以下，
在上述退火工序中，包层材料以200～560℃保持1～10小时。
本发明的发明21为一种热交换器，其特征在于，使用了发明1～
17中任一项所述的铝合金包层材料，钎焊加热后上述牺牲阳极材料的
结晶粒径为100μm以上。
发明的效果
本发明的铝合金包层材料例如在作为热交换器的管材使用时，即
使管的形状复杂也能够良好地成型，而且在钎焊加热后，牺牲阳极材
料具有优异的耐腐蚀性。而且，本发明的铝合金包层材料的耐侵蚀性
等钎焊性也优异，并且从轻量性和良好的导热性的观点考虑，可以适
合作为汽车用等的热交换器的流路形成部件使用。
附图说明
图1是表示在牺牲阳极材料的轧制面上被晶界包围的晶粒的示意
图。
图2是表示芯材的沿着轧制方向的剖面上的板厚方向的结晶粒径
R1和轧制方向的结晶粒径R2的示意图。
图3是对具有纤维状组织的芯材进行阳极氧化处理时的沿着轧制
方向的剖面的偏光显微镜照片。
符号说明
R1：沿着轧制方向的芯材剖面上的板厚方向的结晶粒径
R2：沿着轧制方向的芯材剖面上的轧制方向的结晶粒径
具体实施方式
对于本发明的铝合金包层材料及其制造方法、以及使用了该铝合
金包层材料的热交换器的优选实施方式详细地进行说明。
1.铝合金包层材料
本发明的铝合金包层材料以芯材和牺牲阳极材料为必须构件，以
焊料和中间层材料为附加的构件。这里，通过适当控制芯材的成分和
金属组织，能够发挥优异的成型性，通过适当控制牺牲阳极材料的成
分和金属组织，能够发挥优异的耐腐蚀性。
本发明的铝合金包层材料的构成上的第一方案为具备芯材和包层
在该芯材的至少一个表面上的牺牲阳极材料的方案，具体而言，包括
芯材的两个表面上包层有牺牲阳极材料的情况、和一个表面上包层有
牺牲阳极材料而另一个表面上什么也不包层的情况。例如，在热交换
器中使用具备焊料的包层翅片，在管的造管时采用焊接这样的情况等
情况下，可以在芯材的非牺牲阳极材料侧的表面上什么都不包层。接
着，第二方案为具备芯材、包层在该芯材的一个表面上的牺牲阳极材
料和包层在另一个表面上的焊料的方案。该方案例如在通过钎焊进行
管的造管、或使用不具备焊料的裸翅片的情况下，在芯材的非牺牲阳
极材料侧的表面上包层有焊料。此外，第三方案为具备芯材、包层在
该芯材的一个表面上的中间层材料、包层在该中间层材料的非芯材侧
的表面上的焊料和包层在芯材的另一个表面(非中间层材料侧的表面)
上的牺牲阳极材料的方案。在该第三方案中，根据芯材和中间层材料
的合金组成的差别，分为第一方式和第二方式两种方式。此外，该第
三方案通过在芯材与焊料之间包层中间层材料使用，实现更进一步的
牺牲防腐蚀效果和钎焊性降低的缓解。
以下，对上述芯材、牺牲阳极材料、焊料和中间层材料的成分进
行说明。
2.芯材
第一方案、第二方案和第三方案的第二方式中的芯材使用含有Si：
0.05～1.50mass％(以下，简记为“％”)、Fe：0.05～2.00％、Mn：0.50～
2.00％作为必须元素、剩余部分由Al和不可避免的杂质的铝合金。
另外，第一方案、第二方案和第三方案的第二方式中的芯材中，
可以使用除了含有上述必须元素以外，还含有选自Cu：0.05～1.50％、
Mg：0.05～0.50％、Ti：0.05～0.30％、Zr：0.05～0.30％、Cr：0.05～
0.30％和V：0.05～0.30％中的1种或2种以上作为选择性的添加元素
的铝合金。
另外，除了含有上述必须元素和选择性的添加元素以外，还可以
含有分别在0.05％以下、整体为0.15％的不可避免的杂质。
本发明的芯材所使用的铝合金适合使用JIS3000系合金，例如JIS
3003合金等的Al－Mn系合金。以下，对各成分进行说明。
Si：
Si与Fe、Mn一起形成Al－Fe―Mn－Si系的金属间化合物，通过
分散强化使芯材的强度提高，或者在铝母相中固溶，通过固溶强化使
芯材的强度提高。Si含量为0.05～1.50％。低于0.05％时，必须使用高
纯度铝基体金属，成本升高。而当超过1.50％时，芯材的熔点降低，
钎焊时芯材熔融的可能性增大。Si的优选含量为0.10～1.20％。
Fe：
Fe与Si、Mn一起形成Al－Fe－Mn－Si系的金属间化合物，通过
分散强化使芯材的强度提高。Fe的含量为0.05～2.00％。低于0.05％
时，必须使用高纯度铝基体金属，成本升高。而如果超过2.00％，则
在铸造时容易形成巨大金属间化合物，使塑性加工性降低。Fe的优选
含量为0.10～1.50％。
Mn：
Mn与Si、Fe一起形成Al－Fe－Mn－Si系的金属间化合物，通过
分散强化使芯材的强度提高，或者在铝母相中固溶，通过固溶强化使
芯材的强度提高。Mn含量为0.50～2.00％。低于0.50％时，上述效果
不充分，当超过2.00％时，在铸造时容易形成巨大金属间化合物，使
塑性加工性降低。Mn的优选含量为0.80～1.80％。
Cu：
Cu由于通过固溶强化使芯材的强度提高，所以也可以含有。Cu
含量为0.05～1.50％。低于0.05％时，上述效果不充分，当超过1.50％
时，铸造时铝合金发生破裂的可能性增大。Cu的优选含量为0.30～
1.00％。
Mg：
Mg由于通过Mg2Si的析出使芯材的强度提高，所以也可以含有。
Mg含量为0.05～0.50％。低于0.05％时，上述效果不充分，当超过
0.50％时，由于焊剂的劣化等而使得钎焊困难。Mg的优选含量为0.10～
0.40％。
Ti：
Ti由于通过固溶强化使芯材的强度提高，所以也可以含有。Ti含
量为0.05～0.30％。低于0.05％时，上述效果不充分。当超过0.30％时，
容易形成巨大金属间化合物，使塑性加工性降低。Ti的优选含量为
0.10～0.20％。
Zr：
Zr由于具有通过固溶强化使芯材的强度提高、并且使Al－Zr系的
金属间化合物析出而使钎焊加热后的晶粒粗大化的作用，所以也可以
含有。Zr含量为0.05～0.30％。低于0.05％时，得不到上述效果。而
当超过0.30％时，容易形成巨大金属间化合物，使塑性加工性降低。
Zr的优选含量为0.10～0.20％。
Cr：
Cr由于具有通过固溶强化使芯材的强度提高、并且使Al－Cr系的
金属间化合物析出而使钎焊加热后的晶粒粗大化的作用，所以也可以
含有。Cr含量为0.05～0.30％。低于0.05％时，得不到上述效果。而
当超过0.30％时，容易形成巨大金属间化合物，使塑性加工性降低。
Cr的优选含量为0.10～0.20％。
V：
V由于通过固溶强化使芯材的强度提高，并且也使耐腐蚀性提高，
所以也可以含有。V含量为0.05～0.30％。低于0.05％时，得不到上述
效果。而当超过0.30％时，容易形成巨大金属间化合物，使塑性加工
性降低。V的优选含量为0.10～0.20％。
这些Cu、Mg、Ti、Zr、Cr和V可以根据需要在芯材中添加至少1
种。
第三方案的第一方式的芯材使用如下的铝合金，该铝合金除了含
有具有上述第一、第二方案和第三方案的第二方式的含量的Si、Fe和
Mn以外，还含有作为它们中的选择性的添加元素的Mg：0.05～0.50％
作为必须元素，剩余部分由Al和不可避免的杂质构成。因此，在第三
方案的第一方式的芯材中，选择性的添加元素不包括Mg。此外，Mg
以外的选择性的添加元素为与上述第一、第二方案和第三方案的第二
方式相同的元素，含量也相同。
3.牺牲阳极材料
在第一、第二方案和第三方案(第一方式和第二方式)中，牺牲
阳极材料使用含有Zn：0.50～8.00％、Si：0.05～1.50％、Fe：0.05～
2.00％作为必须元素，剩余部分由Al和不可避免的杂质构成的铝合金。
另外，牺牲阳极材料中，也可以使用除了含有上述必须元素以外，
还含有选自Ni：0.05～2.00％、Mn：0.05～2.00％、Mg：0.05～3.00％、
Ti：0.05～0.30％、Zr：0.05～0.30％、Cr：0.05～0.30mass％和V：0.05～
0.30mass％中的1种或2种以上作为选择性的添加元素的铝合金。并
且，除了上述必须元素和选择性的添加元素以外，也可以含有分别在
0.05％以下、整体为0.15％的不可避免的杂质。以下，对各成分进行说
明。
Zn：
Zn能够降低孔蚀电位，通过形成与芯材的电位差，能够利用牺牲
防腐蚀效果使耐腐蚀性提高。Zn的含量为0.50～8.00％。低于0.50％
时，不能充分得到利用牺牲防腐蚀效果来提高耐腐蚀性的效果。而当
超过8.00％时，腐蚀速度加快，牺牲阳极材料提前消失，耐腐蚀性降
低。Zn的优选含量为1.00～6.00％。
Si：
Si与Fe一起形成Al－Fe－Si系的金属间化合物，另外在同时含
有Mn的情况下，与Fe、Mn一起形成Al－Fe－Mn－Si系的金属间化
合物，通过分散强化使牺牲阳极材料的强度提高，或者在铝母相中固
溶，通过固溶强化使牺牲阳极材料的强度提高。而另一方面Si使牺牲
阳极材料的电位提高，因此妨碍牺牲防腐蚀效果，使耐腐蚀性降低。
Si的含量为0.05～1.50％。低于0.05％时，必须使用高纯度铝基体金属，
成本升高。而当超过1.50％时，牺牲阳极材料的孔蚀电位变高，丧失
牺牲防腐蚀效果，耐腐蚀性降低。Si的优选含量为0.10～1.20％。
Fe：
Fe与Si一起形成Al－Fe－Si系的金属间化合物，另外在同时含
有Mn的情况下，与Si、Mn一起形成Al－Fe－Mn－Si系的金属间化
合物，通过分散强化使牺牲阳极材料的强度提高。Fe的添加量为0.05
～2.00％。含量低于0.05％时，必须使用高纯度铝基体金属，成本升高。
而当超过2.00％时，在铸造时容易形成巨大金属间化合物，使塑性加
工性降低。Fe的优选含量为0.10～1.50％。
Ni：
Ni形成Al－Ni系、或与Fe一起形成Al－Fe－Ni系的金属间化合
物。这些金属间化合物由于腐蚀电位远高于铝基质，所以发挥作为腐
蚀的阴极位点的作用。因此，如果这些金属间化合物在牺牲阳极材料
中分散，腐蚀的起点就会分散，向深度方向的腐蚀难以进行，耐腐蚀
性提高，因此也可以含有。Ni的含量为0.05～2.00％。含量低于0.05％
时，无法充分得到上述效果。而当超过2.00％时，在铸造时容易形成
巨大金属间化合物，使塑性加工性降低。Ni的优选含量为0.10～1.50％。
Mn：
Mn由于使牺牲阳极材料的强度和耐腐蚀性提高，所以也可以含
有。Mn的含量为0.05～2.00％。当超过2.00％时，在铸造时容易形成
巨大金属间化合物，使塑性加工性降低。而低于0.05％时，无法充分
得到上述效果。Mn的优选含量为0.05～1.80％。
Mg：
Mg由于通过Mg2Si的析出使牺牲阳极材料的强度提高，所以也可
以含有。另外，不仅使牺牲阳极材料本身的强度提高，而且通过进行
钎焊Mg从牺牲阳极材料扩散到芯材，使芯材的强度也提高。基于这
些理由，也可以含有Mg。Mg的含量为0.05～3.00％。低于0.05％时，
无法充分得到上述效果。而当超过3.00％时，在包层热轧工序中，牺
牲阳极材料与芯材的压接变得困难。Mg的优选含量为0.10～2.00％。
此外，Mg使Nocolok钎焊中的焊剂劣化，妨碍钎焊性，因此在牺牲阳
极材料含有0.5％以上的Mg时，管材彼此之间的接合不能采用Nocolok
钎焊。此时，例如需要在管材彼此之间的接合中使用焊接等手段。
Ti
Ti由于通过固溶强化使牺牲阳极材料的强度提高，并且也使耐腐
蚀性提高，所以也可以含有。Ti含量为0.05～0.30％。低于0.05％时，
得不到上述效果。当超过0.30％时，容易形成巨大金属间化合物，使
塑性加工性降低。Ti的优选含量为0.05～0.20％。
Zr
Zr由于具有通过固溶强化使牺牲阳极材料的强度提高，并且使Al
－Zr系的金属间化合物析出而使钎焊加热后的晶粒粗大化的作用，所
以也可以含有。Zr含量为0.05～0.30％。低于0.05％时，得不到上述
效果。而当超过0.30％时，容易形成巨大金属间化合物，使塑性加工
性降低。Zr的优选含量为0.10～0.20％。
Cr：
Cr由于具有通过固溶强化使牺牲阳极材料的强度提高，并且使Al
－Cr系的金属间化合物析出而使钎焊加热后的晶粒粗大化的作用，所
以也可以含有。Cr含量为0.05～0.30％。低于0.05％时，得不到上述
效果。当超过0.30％时，容易形成巨大金属间化合物，使塑性加工性
降低。Cr的优选含量为0.10～0.20％。
V：
V由于通过固溶强化使牺牲阳极材料的强度提高，并且也使耐腐
蚀性提高，所以也可以含有。V含量为0.05～0.30％。低于0.05％时，
得不到上述效果。当超过0.30％时，容易形成巨大金属间化合物，使
塑性加工性降低。V的优选含量为0.05～0.20％。
这些Ni、Mn、Mg、Ti、Zr、Cr和V可以根据需要在牺牲阳极材
料中添加至少1种。
4.焊料
在第二方案和第三方案(第一方式和第二方式)中，焊料使用含
有Si：2.50～13.00％、Fe：0.05～1.20％作为必须元素，剩余部分由
Al和不可避免的杂质构成的铝合金。
另外，焊料也可以使用除了含有上述必须元素以外，还含有选自
Zn：0.50～8.00％、Cu：0.05～1.50％、Mn：0.05～2.00％、Ti：0.05～
0.30％、Zr：0.05～0.30％、Cr：0.05～0.30％、V：0.05～0.30％、Na：
0.001～0.050％和Sr：0.001～0.050％中的1种或2种以上作为选择性
的添加元素的铝合金。此外，除了上述必须元素和选择性的添加元素
以外，可以含有分别在0.05％以下、整体为0.15％的不可避免的杂质。
以下对各成分进行说明。
Si：
通过添加Si，焊料的熔点降低，产生液相，由此能够进行钎焊。
Si含量为2.50～13.00％。低于2.50％时，产生的液相很少，钎焊难以
发挥功能。而当超过13.00％时，例如在将该焊料用于管材时，向翅片
等对象材料中扩散的Si量过量，发生对象材料的熔融。Si的优选含量
为3.50～12.00％。
Fe：
Fe容易形成Al－Fe系或Al－Fe－Si系的金属间化合物，因此使
对于钎焊有效的Si量降低，导致钎焊性降低。Fe含量为0.05～1.20％。
低于0.05％时，必须使用高纯度铝基体金属，导致成本升高。而当超
过1.20％时，使对于钎焊有效的Si量降低，钎焊变得不充分。Fe的优
选含量为0.10～0.50％。
Zn：
Zn能够降低孔蚀电位，通过形成与芯材的电位差，利用牺牲防腐
蚀效果能够使耐腐蚀性提高，所以也可以含有。Zn的含量为0.50～
8.00％。低于0.50％时，不能充分得到利用牺牲防腐蚀效果来提高耐腐
蚀性的效果。而当超过8.00％时，腐蚀速度加快，牺牲阳极材料提前
消失，耐腐蚀性降低。Zn的优选含量为1.00～6.00％
Cu：
Cu由于通过固溶强化使焊料的强度提高，所以也可以含有。Cu
含量为0.05～1.50％。低于0.05％时，上述效果不充分，当超过1.50％
时，在铸造时发生铝合金破裂的可能性增大。Cu的优选含量为0.30～
1.00％。
Mn：
Mn由于使焊料的强度和耐腐蚀性提高，所以也可以含有。Mn的
含量为0.05～2.00％。当超过2.00％时，在铸造时容易形成巨大金属间
化合物，使塑性加工性降低。而低于0.05％时，无法充分得到上述效
果。Mn的优选含量为0.05～1.80％。
Ti：
Ti由于通过固溶强化使焊料的强度提高并且也使耐腐蚀性提高，
所以也可以含有。Ti含量为0.05～0.30％。低于0.05％时，得不到上述
效果。当超过0.30％时，容易形成巨大金属间化合物，使塑性加工性
降低。Ti的优选含量为0.10～0.20％。
Zr：
Zr由于具有通过固溶强化使焊料的强度提高，并且使Al－Zr系的
金属间化合物析出而使钎焊加热后的晶粒粗大化的作用，所以也可以
含有。Zr含量为0.05～0.30％。低于0.05％时，得不到上述效果。当
超过0.30％时，容易形成巨大金属间化合物，使塑性加工性降低。Zr
的优选含量为0.10～0.20％。
Cr：
Cr由于具有通过固溶强化使焊料的强度提高，并且使Al－Cr系的
金属间化合物析出而使钎焊加热后的晶粒粗大化的作用，所以也可以
含有。Cr含量为0.05～0.30％。低于0.05％时，得不到上述效果。当
超过0.30％时，容易形成巨大金属间化合物，使塑性加工性降低。Cr
的优选含量为0.10～0.20％。
V：
V由于通过固溶强化使焊料的强度提高，并且也使耐腐蚀性提高，
所以也可以含有。V含量为0.05～0.30％。低于0.05％时，得不到上述
效果。当超过0.30％时，容易形成巨大金属间化合物，使塑性加工性
降低。V的优选含量为0.10～0.20％。
Na、Sr：
Na、Sr发挥使焊料中的Si颗粒微细化的效果。Na、Sr的含量分
别为0.001～0.050％。各自的含量低于0.001％时，无法充分得到上述
效果。而当各自的含量超过0.050％时，氧化覆膜变厚，使钎焊性降低。
各自的优选含量均为0.003～0.020％。
这些Zn、Cu、Mn、Ti、Zr、Cr、V、Na和Sr可以根据需要在焊
料中添加至少1种。
5.中间层材料
第三方案的第一方式中的中间层材料使用含有Si：0.05～1.50％、
Fe：0.05～2.00％作为必须元素、剩余部分由Al和不可避免的杂质构
成的铝合金。
另外，第三方案的第一方式的中间层材料也可以使用还含有选自
Zn：0.50～8.00％、Mn：0.05～2.00％、Cu：0.05～1.50％、Ti：0.05～
0.30％、Zr：0.05～0.30％、Cr：0.05～0.30％和V：0.05～0.30％中的
1种或2种以上作为选择性的添加元素的铝合金。此外，除了上述必须
元素和选择性的添加元素以外，还可以含有分别在0.05％以下、整体
为0.15％的不可避免的杂质。以下，对各成分进行说明。
Si：
Si与Fe一起形成Al－Fe－Si系的金属间化合物，另外在同时含
有Mn的情况下，与Fe、Mn一起形成Al－Fe－Mn－Si系的金属间化
合物，通过分散强化使中间层材料的强度提高，或者在铝母相中固溶，
通过固溶强化使中间层材料的强度提高。Si的含量为0.05～1.50％。含
量低于0.05％时，必须使用高纯度铝基体金属，成本升高。而当超过
1.50％时，中间层材料的熔点降低，在钎焊时发生熔融的可能性增大。
Si的优选含量为0.10～1.20％。
Fe：
Fe与Si一起形成Al－Fe－Si系的金属间化合物，另外在同时含
有Mn的情况下，与Si、Mn一起形成Al－Fe－Mn－Si系的金属间化
合物，通过分散强化使中间层材料的强度提高。Fe的添加量为0.05～
2.00％。含量低于0.05％时，必须使用高纯度铝基体金属，成本升高。
而当超过2.00％时，在铸造时容易形成巨大金属间化合物，使塑性加
工性降低。Fe的优选含量为0.10～1.50％以下。
Zn：
Zn在钎焊加热时向焊料表面扩散，能够降低钎焊加热后的焊料表
面的孔蚀电位，通过形成焊料表面与芯材的电位差，能够利用牺牲防
腐蚀效果来提高耐腐蚀性，所以也可以含有。Zn的含量为0.50～8.00％。
低于0.50％时，不能充分得到利用牺牲防腐蚀效果来提高耐腐蚀性的
效果。而当超过8.00％时，腐蚀速度加快，牺牲阳极材料提前消失，
耐腐蚀性降低。Zn的优选含量为1.00～6.00％
Mn：
Mn与Si一起形成Al－Mn－Si系的金属间化合物，通过分散强化
使中间层材料的强度提高，或者在铝母相中固溶，通过固溶强化使中
间层材料的强度提高，所以也可以含有。Mn含量为0.05～2.00％。低
于0.05％时，上述效果不充分，当超过2.00％时，在铸造时容易形成
巨大金属间化合物，使塑性加工性降低。Mn的优选含量为0.10～
1.80％。
Cu：
Cu由于通过固溶强化使中间层材料的强度提高，所以也可以含有。
Cu含量为0.05～1.50％。低于0.05％时，上述效果不充分，当超过1.50％
时，铸造时发生铝合金破裂的可能性增大。Cu的优选含量为0.30～
1.00％。
Ti：
Ti由于通过固溶强化使中间层材料的强度提高，并且也使耐腐蚀
性提高，所以也可以含有。Ti含量为0.05～0.30％。低于0.05％时，得
不到上述效果。当超过0.30％时，容易形成巨大金属间化合物，使塑
性加工性降低。Ti的优选含量为0.05～0.20％。
Zr：
Zr具有通过固溶强化使中间层材料的强度提高，并且使Al－Zr系
的金属间化合物析出而使钎焊加热后的晶粒粗大化的作用，所以也可
以含有。Zr含量为0.05～0.30％。低于0.05％时，得不到上述效果。
当超过0.30％时，容易形成巨大金属间化合物，使塑性加工性降低。
Zr的优选含量为0.10～0.20％。
Cr：
Cr具有通过固溶强化使中间层材料的强度提高，并且使Al－Cr
系的金属间化合物析出而使钎焊加热后的晶粒粗大化的作用，所以也
可以含有。Cr含量为0.05～0.30％。低于0.05％时，得不到上述效果。
当超过0.30％时，容易形成巨大金属间化合物，使塑性加工性降低。
Cr的优选含量为0.10～0.20％。
V：
V由于通过固溶强化使中间层材料的强度提高，并且也使耐腐蚀
性提高，所以也可以含有。V含量为0.05～0.30％。低于0.05％时，得
不到上述效果。当超过0.30％时，容易形成巨大金属间化合物，使塑
性加工性降低。V的优选含量为0.05～0.2％。
这些Zn、Mn、Cu、Ti、Zr、Cr和V可以根据需要在中间层材料
中添加至少1种。
第三方案的第二方式的中间层材料使用除了具有上述第一方式中
的含量的Si和Fe以外，还含有作为第一方式的选择性的添加元素的
Zn：0.50～8.00％作为必须元素、剩余部分由Al和不可避免的杂质构
成的铝合金。因此，在第二方式的中间层材料中，选择性的添加元素
不包括Zn。此外，Zn以外的选择性的添加元素为与第一方式相同的元
素，含量也相同。
6.中间层材料的作用
在第三方案的第二方式中，中间层材料含有Zn作为必须元素。此
时，通过钎焊时扩散到焊料表面的Zn和中间层材料自身的Zn，能够
对焊料侧的表面赋予牺牲防腐蚀效果。另一方面，在第三方案的第一
方式中，芯材含有Mg作为必须元素。此时，虽然该Mg成分妨碍钎焊
性，但通过包层中间层材料，在钎焊中芯材中的Mg向焊料表面的扩
散被抑制，由此，能够缓解钎焊性的降低。
7.牺牲阳极材料的结晶粒径
在本发明的铝合金包层材料中，将钎焊加热前的牺牲阳极材料的
结晶粒径规定为60μm以上。这是为了实现钎焊加热后牺牲阳极材料的
耐腐蚀性的提高。如图1所示，这里的结晶粒径是指在观察牺牲阳极
材料的轧制面时，将被晶界所包围的区域作为晶粒，该晶粒的当量圆
直径。另外晶界是指相邻的结晶取向差为20度以上的边界。结晶粒径
的测定方法没有特别限定，一般利用电子束背散射衍射法(EBSD)。
以下说明其限定理由。
牺牲阳极材料以牺牲防腐蚀的目的被包层在包层材料中。通过使
牺牲阳极材料优先被腐蚀，使包层材料的腐蚀进行到牺牲阳极材料的
面状。由此，例如防止由包层材料构成的管的穿孔腐蚀。然而，如果
牺牲阳极材料的腐蚀速度加快，则牺牲阳极材料提前消失而丧失牺牲
防腐蚀效果，在上述的管中就会发生穿孔腐蚀。
发明的发明人经过深入研究，结果发现，牺牲阳极材料中的结晶
晶界的腐蚀速度比晶粒内快，通过使结晶晶界的面积减小，能够抑制
腐蚀速度。使该结晶晶界的面积减少的含义等同于增大结晶粒径。通
过更为详细的研究，判明了如果在钎焊加热后牺牲阳极材料的结晶粒
径为100μm以上，则牺牲阳极材料的腐蚀速度受到抑制，铝合金包层
材料具有优异的耐腐蚀性。在钎焊加热后牺牲阳极材料的结晶粒径低
于100μm的情况下，由于牺牲阳极材料的腐蚀速度快，牺牲防腐蚀效
果提前丧失，所以无法得到有效的耐腐蚀性。并且，钎焊加热后的牺
牲阳极材料的结晶粒径优选为120μm以上。另外，钎焊加热后的牺牲
阳极材料的结晶粒径的上限值没有特别限定，但难以设为1000μm以
上。
本发明的发明人进行了进一步的研究，结果发现，钎焊加热前的
牺牲阳极材料的结晶粒径与钎焊加热后的牺牲阳极材料的结晶粒径具
有正相关的关系。即，为了得到钎焊加热后的牺牲阳极材料的大的结
晶粒径，需要钎焊加热前的牺牲阳极材料的结晶粒径增大。对于这一
点进行详细研究，结果判明了钎焊加热前的牺牲阳极材料的结晶粒径
为60μm以上的情况下，钎焊加热后的牺牲阳极材料的结晶粒径达到
100μm以上。钎焊加热前的牺牲阳极材料的结晶粒径低于60μm的情
况下，钎焊加热后的牺牲阳极材料的结晶粒径就会低于100μm。此外，
钎焊加热前的结晶粒径优选为80μm以上。另外，钎焊加热前的牺牲阳
极材料的结晶粒径的上限值没有特别限定，但难以设为1000μm以上。
8.芯材的结晶粒径
本发明的铝合金包层材料在钎焊加热前的芯材的沿着轧制方向的
剖面上，将板厚方向的结晶粒径设为R1(μm)、轧制方向的结晶粒径
设为R2(μm)时，将R1/R2规定为0.30以下。这是用于提高钎焊加
热前的包层材料的成型性的指标。如图2所示，这里的结晶粒径R1和
R2(μm)是指，观察包层材料的沿着轧制方向的剖面，将被晶界包围
的区域作为晶粒，将各晶粒的板厚方向的最大直径定义为R1，将轧制
方向的最大直径定义为R2。另外，晶界是指相邻的结晶取向差为20
度以上的边界。结晶粒径的测定方法没有特别限定，一般利用电子束
背散射衍射法(EBSD)。此外，在芯材的加工度非常大的情况下，在
镜面研磨后进行阳极氧化，用偏光显微镜观察阳极氧化面时，可以观
察到如图3所示的纤维状组织。这样的情况下，板厚方向的结晶粒径
被完全压扁，定义为R1＝0。
如上所述，铝合金的成型性通过利用由中间退火的条件或之后的
轧制率所决定的调质调节机械性质来提高。然而，在实施严格条件下
的弯曲加工等的工序时，材料发生破裂。本发明的发明人反复进行深
入研究，结果发现钎焊加热前的芯材的晶粒在沿着轧制方向的剖面上
在轧制方向上越扁平，就越能够得到优异的成型性。于是，本发明中，
由上述R1/R2作为表示晶粒的扁平度的指标。通过本发明的发明人的
详细研究判明了在R1/R2为0.30以下时，芯材的晶粒变得十分扁平，
具有优异的成型性。如果R1/R2超过0.30，则芯材的晶粒的扁平度不
够，无法具有优异的加工性。R1/R2优选为0.20以下。这里，R1/
R2越小，扁平度越大，加工性越好，因而优选。此外，如上所述，R1
＝0、R1/R2为0也可。
9.铝合金包层材料的制造方法
9－1.制造方法的方案
本发明的上述第一方案的铝合金包层材料的制造方法包括：分别
铸造芯材用的铝合金和牺牲阳极材料用的铝合金的工序；将铸造得到
的牺牲阳极材料铸块热轧至规定厚度的热轧工序；在芯材铸块的至少
一个表面上包层已制成规定厚度的牺牲阳极材料，制成包层材料的包
层工序；对包层材料进行热轧的包层热轧工序；对热轧后的包层材料
进行冷轧的冷轧工序；和在冷轧工序的中途和冷轧工序之后的一者或
两者时，对包层材料进行退火的1次以上的退火工序。
本发明的上述第二方案的铝合金包层材料的制造方法包括：分别
铸造芯材用的铝合金、牺牲阳极材料用的铝合金和焊料用的铝合金的
工序；将铸造得到的牺牲阳极材料铸块和焊料铸块分别热轧至规定厚
度的热轧工序；在芯材铸块的一个表面上包层已制成规定厚度的牺牲
阳极材料，在另一个表面上包层已制成规定厚度的焊料，制成包层材
料的包层工序；对包层材料进行热轧的包层热轧工序；对热轧后的包
层材料进行冷轧的冷轧工序；和在冷轧工序的中途和冷轧工序之后的
一者或两者时，对包层材料进行退火的1次以上的退火工序。
本发明的上述第三方案的铝合金包层材料的制造方法包括：分别
铸造芯材用的铝合金、中间层材料用的铝合金、焊料用的铝合金和牺
牲阳极材料用的铝合金的工序；将铸造得到的中间层材料铸块、焊料
铸块和牺牲阳极材料铸块分别热轧至规定厚度的热轧工序；在芯材铸
块的一个表面上包层已制成规定厚度的中间层材料，在该中间层材料
的非芯材侧的表面上包层已制成规定厚度的焊料，在该芯材铸块的另
一个表面上包层已制成规定厚度的牺牲阳极材料，制成包层材料的包
层工序；对包层材料进行热轧的包层热轧工序；对热轧后的包层材料
进行冷轧的冷轧工序；和在冷轧工序的中途和冷轧工序之后的一者或
两者时，对包层材料进行退火的1次以上的退火工序。
9－2.铸造工序和热轧工序
芯材、牺牲阳极材料、焊料和中间层材料的铸造工序中的条件没
有特别限制，通常通过水冷式的半连续铸造进行。另外，在将牺牲阳
极材料、焊料、中间层材料分别热轧至规定厚度的工序中，其加热条
件优选为以400～560℃的温度进行1～10小时。低于400℃时，缺乏
塑性加工性，因此在轧制时有时会产生边缘破裂等。在超过560℃的高
温时，可能导致在加热中铸块熔融。加热时间低于1小时时，铸块的
温度不均匀，缺乏塑性加工性，在轧制时有时会产生边缘破裂等，超
过10小时时，明显损害生产率。
9－3.包层热轧工序
在上述第一～第三方案的铝合金包层材料的各制造方法中，在包
层热轧工序中，轧制开始温度为400～520℃，将包层材料的温度为
200～400℃期间1道次的压下率为30％以上的轧制道次限制为5次以
下。此外，包层热轧工序可以分为粗轧制工序和精轧制工序。精轧制
工序中，使用可逆式的轧制机或级联式的轧制机。可逆式轧制机中，
将单道1次的轧制定义为1道次，级联式轧制机中，将利用轧制辊1
组的轧制定义为1道次。
首先，对轧制道次进行说明。如上所述，本发明的铝合金包层材
料需要在钎焊加热前的状态下增大牺牲阳极材料的结晶粒径。牺牲阳
极材料的晶粒是在制造中的退火工序中形成的，在退火前向牺牲阳极
材料蓄积的应变越大，在退火时产生的晶粒生长的驱动力就越大，能
够得到大的晶粒。另一方面，本发明的铝合金包层材料需要在钎焊加
热前的状态下使芯材的晶粒为扁平的状态。芯材的晶粒同样是在制造
中的退火工序中形成的，在退火前芯材中蓄积的应变越小，退火时产
生的向板厚方向的晶粒生长的驱动力就越小，其结果，能够得到扁平
的晶粒。
即，增大牺牲阳极材料的晶粒与使芯材的晶粒变得扁平处于违背
的关系。因此，以现有技术难以兼顾这两者。但是，本发明的发明人
反复进行深入研究，结果发现通过包层热轧工序的控制能够实现兼顾。
包层热轧时的温度为较低温度时，如果进行压下率大的轧制道次，
则较大的剪切应变容易进入到材料的中央部。详细而言，在包层热轧
工序中，将包层材料的温度为200～400℃期间压下率为30％以上的轧
制道次限制为5次以下的情况下，进入芯材中的剪切应变少，在钎焊
加热前的状态下，能够使芯材的晶粒变得扁平。由于在包层热轧工序
中，包层材料的温度超过400℃期间，在包层热轧中发生动态回复，所
以，即使实施压下率为30％以上的轧制道次，由于进入芯材中的剪切
应变不增大，所以不影响芯材晶粒的扁平度。另一方面，包层热轧工
序中的包层材料的温度低于200℃时，热轧中产生破裂，无法制造包层
材料。另外，1道次的压下率低于30％的情况下，由于进入芯材中的
剪切应变不增大，所以不影响芯材晶粒的扁平度。包层材料的温度为
200～400℃期间压下率为30％以上的轧制道次优选为4道次以下。此
外，上述压下率优选为35％以上。另外，如果施加超过50％的轧制道
次，材料可能会发生破裂等。
另一方面，在包层热轧工序中，即使将包层材料的温度为200～
400℃期间压下率为30％以上的轧制道次限制为5次以下，包层材料的
表层附近的牺牲阳极材料中也产生了大的剪切应变。因此，在中间退
火时牺牲阳极材料中发生充分的晶粒生长，在牺牲阳极材料中能够得
到大的晶粒。即，通过包层热轧中的上述控制，能够使牺牲阳极材料
的结晶粒径变得粗大，并且使芯材的晶粒变得扁平。
接着，说明轧制开始温度。钎焊加热前的牺牲阳极材料的结晶粒
径可以通过调节包层热轧工序中的轧制开始温度来控制。包层热轧的
开始温度如果为520℃以下，则在包层热轧时在牺牲阳极材料中产生大
的剪切应变，能够增大钎焊加热前的牺牲阳极材料的结晶粒径。包层
热轧的开始温度超过520℃的情况下，包层热轧时在牺牲阳极材料中产
生动态回复，剪切应变减少，无法增大钎焊加热前的牺牲阳极材料的
结晶粒径。而在包层热轧开始时的材料温度低于400℃时，在轧制中产
生材料破裂。因此，包层热轧的开始温度设为400～520℃。其中，包
层热轧的开始温度优选为420～500℃以下。
此外，包层热轧工序中包层材料的温度为200～400℃期间的压下
率为30％以上的道次数没有特别设置下限。然而，在压下率为30％以
上的道次1个道次也没有包括的情况下，为了得到预期的效果，需要
增多压下率低于30％的道次，因此有损生产率。因此，优选包括1个
道次以上的压下率为30％以上的道次。另外，在包层热轧前优选以
400～560℃对包层材料加热1～10小时。加热温度低于400℃时，由于
轧制时的材料温度过低，可能在轧制中发生材料破裂。而如果加热温
度超过560℃，则焊料可能熔融。另外，加热时间小于1小时时，材料
温度难以均匀。而当加热时间超过10小时时，有时会明显损害生产率。
此外，包层热轧后的板厚没有特别限制，通常优选设为2.0～5.0mm左
右。
9－4.退火工序
在上述第一～第三方案的铝合金包层材料的各制造方法中，在冷
轧工序的中途和冷轧工序之后的一者或两者中设置对包层材料进行退
火的1次以上的退火工序。具体而言，有：(1)在冷轧工序的中途实
施1次以上的中间退火的工序，(2)在冷轧工序之后实施1次最终退
火工序，或者(3)实施(1)和(2)。在该退火工序中，将包层材料
以200～560℃保持1～10小时。
退火工序以调整材料中的应变为目的而进行，但通过该工序能够
使牺牲阳极材料再结晶化，得到如上所述的大的晶粒。退火工序中的
包层材料温度低于200℃的情况、或者保持时间小于1小时的情况下，
牺牲阳极材料的再结晶化没有结束。退火温度超过560℃的情况下，焊
料有可能产生熔融。另外，保持时间即使超过10小时，包层材料的性
能也没有问题，但明显损害生产率。
此外，退火工序的次数的上限没有特别限定，但为了避免因工序
数的增加带来的成本增加，优选为3次以下。
9－5.均质化处理工序
可以将铸造铝合金芯材而得到的铸块在包层工序之前供于均质化
处理工序。均质化处理工序通常优选将铸块以450～620℃保持1～20
小时。温度低于450℃的情况、或者保持时间小于1时间的情况下，均
质化效果有可能不充分，如果超过620℃，则有可能产生芯材铸块的熔
融。另外，保持时间即使超过20小时，均质化效也饱和，缺乏经济性。
9－6.包层率
在本发明的铝合金包层材料中，优选牺牲阳极材料的包层率(单
面)为3～25％。如上所述，在制造工序中的包层热轧工序中，需要仅
对牺牲阳极材料施加大的剪切应变。然而，如果牺牲阳极材料的包层
率超过25％，则不能对牺牲阳极材料整体施加充分的剪切应变，有时
不能使牺牲阳极材料整体形成再结晶组织。而牺牲阳极材料的包层率
低于3％时，由于牺牲阳极材料过薄，所以在包层热轧中有时不能遍及
芯材整体地覆盖牺牲阳极材料。牺牲阳极材料的包层率更优选为5～
20％。
此外，焊料和中间层材料的包层率没有特别限制，通常均以3～
30％左右包层。
10.热交换器
上述铝合金包层材料适合作为管材、散热器板(headerplate)等的
热交换器用构件使用，特别适合作为管材使用。例如，对上述铝合金
包层材料实施弯曲成型，将其两端部的重合部分钎焊接合，制作用于
流通冷却水等介质的管材。另外，对上述铝合金包层材料进行加工，
制作与管材的两端部接合的具有孔的管头箱板。本发明的热交换器例
如具有将上述的管材、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。
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100μm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。
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℃的温度加热2～10分钟、优选以590～610℃
的温度加热2～6分钟来进行。钎焊后通常以20～500℃/分钟的冷却
速度冷却。
实施例
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。
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℃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，进行热轧直至达到规定厚度。另外，对部分芯材铸块实
施均质化处理(后述的表5)。
[表1]
[表2]
[表3]
[表4]
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侧的表面上
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％。
将这些组合材料供给到加热工序后，实施包层热轧工序，制作
3.5mm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、
包层热轧工序中的开始温度和结束温度表示于表5。此外，在包层热轧
工序中，实施1次以上的包层材料的温度为200℃～400℃期间1道次
的压下率为30％以上的轧制道次，该轧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℃以上、结束温度均为200℃以
上且低于400℃，所以可知存在包层材料的温度为200℃～400℃的道
次。在包层热轧工序后，对包层材料实施冷轧、间歇式中间退火以及
最终冷轧，制作最终板厚0.3mm的H1n调质的包层材料试样。中间退
火后的冷轧率均为30％。另外，对于一部分试样在最终冷轧之后，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，未进行包层热轧。
[表5]
在以上的制造工序中未出现问题、能够轧制到0.3mm的最终板厚
的情况下，将制造性评价为“○”；在铸造时或轧制时产生破裂未能轧
制到0.3mm的最终板厚、在包层热轧工序前的加热工序或中间退火工
序中产生熔融、或者出现包层热轧中的压接不良，无法制造包层材料
的情况下，将制造性评价为“×”。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。
[表6]
[表7]
[表8]
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“×”情况，由于无法制造试
样，所以未能进行下述评价。
(成型性的评价)
从各包层材料试样切出JIS5号试验片，在与轧制方向平行的方向
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
R0.05mm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(○)，将芯材发生了破裂
的情况评价为成型性不合格(×)。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。
(钎焊性的评价)
准备厚度0.07mm、调质H14、合金成分为在3003合金中添加有
1.0％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℃、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(○)，
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(×)。此外，对于
未包层焊料的试样，省略该评价项目。将◎和○作为合格，将×作为
不合格。
(钎焊加热后的拉伸强度的测定)
将实施了600℃、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10mm/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－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(○)，将低于该数值的
情况评价为不合格(×)。
(牺牲阳极材料的结晶粒径的测定)
对未实施加热处理的包层材料试样、以及实施了600℃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2mm×2mm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”。
(芯材的结晶粒径的测定)
使用未实施加热处理的包层材料试样，以沿着轧制方向的剖面为
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2mm×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R1和轧制方向的最大直
径R2，算出R1/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R1＝0。
(焊料侧耐腐蚀性)
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
(○)，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(×)。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。
(牺牲材料侧耐腐蚀性)
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℃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、SO42－100ppm、Cu2+10ppm的
88℃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(○)，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(×)。
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。
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。
比较例25中，芯材的Mg成分过多，因此钎焊性不合格。
比较例26中，芯材的Fe成分过多，因此轧制时产生破裂，无法
制作包层材料，制造性不合格。
比较例27中，芯材的Ti、Zr、Cr、V成分过多，因此轧制时产生
破裂，无法制作包层材料，制造性不合格。
比较例28中，芯材的Mn成分过多，因此轧制时产生破裂，无法
制作包层材料，制造性不合格。
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。
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。
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。
比较例32中，牺牲阳极材料的Fe成分过多，因此轧制时产生破
裂，无法制作包层材料，制造性不合格。
比较例33中，牺牲阳极材料的Ti、Zr、Cr、V成分过多，因此轧
制时产生破裂，无法制作包层材料，制造性不合格。
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。
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。
比较例36中，牺牲阳极材料的Mg成分过多，因此包层热轧时芯
材与牺牲阳极材料没有被压接，制造性不合格。
比较例37中，牺牲阳极材料的Ni成分过多，因此轧制时产生破
裂，无法制作包层材料，制造性不合格。
比较例38中，牺牲阳极材料的Mn成分过多，因此轧制时产生破
裂，无法制作包层材料，制造性不合格。
比较例39中，焊料的Si成分过少，因此钎焊性不合格。
比较例40中，焊料的Si成分过多，因此钎焊性不合格。
比较例41中，焊料的Fe成分过多，因此钎焊性不合格。
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。
比较例43中，焊料的Mn成分过多，因此轧制时产生破裂，无法
制作包层材料，制造性不合格。
比较例44中，焊料的Ti、Zr、Cr、V成分过多，因此轧制时产生
破裂，无法制作包层材料，制造性不合格。
比较例45中，焊料的Na成分过多，因此钎焊性不合格。
比较例46中，焊料的Sr成分过多，因此钎焊性不合格。
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。
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。
比较例49中，中间层材料的Si成分过多，因此钎焊性不合格。
比较例50中，中间层材料的Fe成分过多，因此轧制时产生破裂，
无法制作包层材料，制造性不合格。
比较例51中，中间层材料的Ti、Zr、Cr、V成分过多，因此轧制
时产生破裂，无法制作包层材料，制造性不合格。
比较例52中，中间层材料的Mn成分过多，因此轧制时产生破裂，
无法制作包层材料，制造性不合格。
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。
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。
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。
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。
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。
比较例67和68中，包层热轧中的材料温度为250℃～400℃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。
比较例69中，包层热轧开始时的材料温度超过了520℃。因此，
钎焊前的牺牲阳极材料的结晶粒径小于60μm，钎焊后的牺牲阳极材料
的结晶粒径小于100μm，牺牲阳极材料侧的耐腐蚀性不合格。
比较例70中，中间退火的温度低于200℃。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
100μm，牺牲阳极材料侧的耐腐蚀性不合格。
比较例71中，中间退火的温度超过了560℃，因此焊料发生熔融，
无法制作包层材料，制造性不合格。
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
100μm，牺牲阳极材料侧的耐腐蚀性不合格。
比较例73中，加热温度过低，其结果，包层热轧的开始温度低于
400℃，因此包层热轧中产生破裂，不能制造目标板厚的钎焊片。
比较例74中，加热时间过短，其结果，包层热轧的开始温度低于
400℃，因此包层热轧中产生破裂，不能制造目标板厚的钎焊片。
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。
产业上的可利用性
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。