换热器用铝合金包覆材料及其制造方法

摘要

本发明提供适合作为铝合金制换热器的部件，特别是作为管材或槽、封头材料使用的钎焊接合性和外表面耐腐蚀性优异的换热器用铝合金包覆材料，所述铝合金制换热器是在非活性气体环境中通过采用氟化物焊剂的钎焊制造的铝合金制换热器。该换热器用铝合金包覆材料是在芯材的一侧的表面包覆表层材料1，在该芯材的另一侧的表面包覆表层材料2而成的三层包覆材料，且将上述表层材料1作为外侧面使用，其中，所述芯材由含有Si：0.5～1.2％、Cu：0.2～1.0％、Mn：1.0～1.8％，且余量为Al和不可避免的杂质的铝合金构成；所述表层材料1由含有Si：3～6％、Zn：2～8％，进而还含有Mn：0.3～1.8％、Ti：0.05～0.30％中的一种或两种，且余量为Al和不可避免的杂质的铝合金构成；所述表层材料2由含有Si：6～13％，且余量为Al和不可避免的杂质的铝合金构成。

说明书

技术领域

本发明涉及适合作为铝合金制换热器的管材或槽(tank)、封头材料使用的钎焊接合性和外表面耐腐蚀性优异的换热器用铝合金包覆材料及其制造方法，所述铝合金制换热器是在非活性气体环境中通过采用氟化物焊剂的钎焊制造的铝合金制换热器。

背景技术

通常，在蒸发器、冷凝器等汽车用换热器中，一直使用轻量且导热性良好的铝合金。通常，这些换热器的制造是按照以下方法进行：例如通过将板材弯曲、或者由压力加工成型的板材加以层叠，从而形成作为工作流体的制冷剂的通路管，并以规定的结构安装翅片等部件，在非活性气体环境中用氟化物焊剂等进行钎焊接合而进行。

近年来，随着汽车的轻量化，上述汽车用换热器也被要求轻量化，推进了换热器用材料的薄壁化。因此，确保制冷剂通路管用板材的高强度化、薄壁材料的成型性、钎焊性能以及耐腐蚀性成为了课题。

就形成制冷剂通路管而言，例如对板材进行强加工的压力成型时，为了确保成型性，以往采用调质为O材而确保材料的伸长率的方法，但钎料被包覆的情况下，存在着钎焊时在弱加工部钎料向芯材侵蚀而产生腐蚀现象的问题，当为薄壁材料时该影响更明显，难以得到稳定的钎焊状态。另一方面，以往在散热器等的制冷剂通路管中使用的薄壁材料是H材调质，虽然能够抑制在弱加工部中钎焊时的侵蚀现象，但是，由于材料的伸长率为1～2％左右，因此，难以进行压力成型等的強加工成型。

关于耐腐蚀性，就蒸发器而言，使用中由于冷凝而产生的露水其外表面暴露在腐蚀环境中，就冷凝器而言，行驶中由于含融雪盐的道路飞溅物等其外表面同样暴露在腐蚀环境中，由于来自外表面的腐蚀，当制冷剂通路管中过早地产生穿通时，制冷剂泄露，无法起到作为换热器的功能，因此，以往一直在制冷剂通路管的外表面实施防腐蚀处理，由此延长换热器的寿命。

作为制冷剂通路管的外表面防腐蚀法，以往，采用将Al-Zn系合金作为牺牲阳极材料包覆于板材的外表面，且将该板材成型为偏平管状而使用的方法；或把挤压多孔管作为制冷剂通路管使用的方法。然而，多数换热器的结构是在制冷剂通路管的外表面接合翅片的结构，由于在该方法中制冷剂通路管的外表面不存在钎料，因此，必须使用包覆了钎料的翅片材。此时，由于受到残留于翅片表面的钎料的影响，翅片材的自身耐腐蚀性能降低，另外包覆翅片材的制造成本比裸翅片高，因此导致换热器制造成本的上升。

在制冷剂通路管的外表面接合的翅片中使用裸材的情况下，能够提高翅片的自身耐腐蚀性，且通过使用高传导材料，还能够提高换热器的性能，与包覆翅片材相比，也能够降低成本，但此时需要在制冷剂通路管的外表面赋予钎料，因此，就要在上述Al-Zn系合金的表面涂覆粉末状的钎料，或者，就要使用外表面包覆有在Al-Si系合金钎料中添加了Zn的物质的板材。前者的情况下，由于粉末钎料的成本高，因此导致换热器制造成本的增加，在后者的情况下，由于钎焊中含有Zn的熔融钎料的流动，因此，造成钎焊后在制冷剂通路管外表面残留的Zn量没有达到作为牺牲阳极材料所需要的Zn量，导致无法得到制冷剂通路管的足够的防腐蚀效果，或者，由于含有Zn的熔融钎料流动到接合部，导致接合部的优先腐蚀。

形成含有低浓度Si且流动性低的钎料，从而保持与接合部件的钎焊性能的方法已被人们所知，为了解决上述问题，有人提出了在制冷剂通路管的外表面包覆的Al-Zn系牺牲阳极材料中含有比Al-Si系合金钎料的Si浓度更低浓度的Si，通过使牺牲阳极材料的一部分熔融，接合裸翅片材，且通过使熔融的液相量比以往的Al-Si系合金钎料减少，抑制钎焊时牺牲阳极材料中的Zn的流动，钎焊后使足够量的Zn残留于制冷剂通路管外表面，由此得到使得牺牲阳极能充分发挥其效果的方法。

然而，在这些方法中，若添加的Si量不合适，则得不到接合裸翅片材所需的足够的液相量，若Si以外的添加元素不合适，则使自身耐腐蚀性能降低。另外，即使Si添加量合适，且不存在不合适的添加元素，由于也会因为熔融，使得钎焊后生成的凝固组织成为初晶和共晶的两相，其中，由于共晶的电位比初晶低，因此，在共晶部优先产生腐蚀，引起作为牺牲阳极材料起作用所必需的初晶部的过早脱落，降低了耐腐蚀性。

在先技术文献

JP特开2004-225061号公报

JP特开2005-16937号公报

JP特开2005-307251号公报

JP特开2005-314719号公报

JP特开2007-178062号公报

JP特开2008-303405号公报

发明内容

本发明是为了解决以往技术中存在的上述问题点提高外表面钎焊接合性和外表面耐腐蚀性，对外表面包覆材料的组成、外表面包覆材料与外表面裸翅片材的钎焊性能以及外表面包覆材料的牺牲阳极特性之间的关系反复试验、探讨所得到的结果，其目的在于，提供一种适合作为铝合金制换热器的部件，特别是适合作为管材或槽(tank)、封头材料使用的钎焊接合性和外表面耐腐蚀性优异的换热器用铝合金包覆材料，所述铝合金制换热器是在非活性气体环境中通过采用氟化物焊剂的钎焊制造的铝合金制换热器。进一步，本发明的另一个目的是，提供一种能够用H材调质进行压力成型等強加工成型且能够确保伸长率的换热器用铝合金包覆材料的制造方法。

用于实现上述目的的本发明第一实施方式的换热器用铝合金包覆材料，是用于形成换热器的制冷剂通路的铝合金包覆材料，其特征在于，是在芯材的一侧表面包覆表层材料1，在该芯材的另一侧表面包覆表层材料2而成的三层包层材料，且将上述表层材料1作为制冷剂通路的相反侧面使用，其中，所述芯材由含有Si：0.5～1.2％(质量％、以下相同)、Cu：0.2～1.0％、Mn：1.0～1.8％，且余量为Al和不可避免的杂质的铝合金构成；所述表层材料1由含有Si：3～6％、Zn：2～8％，进而还含有Mn：0.3～1.8％、Ti：0.05～0.30％中的一种或两种，且余量为Al和不可避免的杂质的铝合金构成；所述表层材料2由含有Si：6～13％，且余量为Al和不可避免的杂质的铝合金构成。

另外，本发明第一实施方式的换热器用铝合金包覆材料，其特征在于，上述芯材还含有Cr：0.30％以下、Zr：0.30％以下中的一种或两种。

另外，本发明第一实施方式的换热器用铝合金包覆材料，其特征在于，上述芯材还含有Mg：0.5％以下。

另外，本发明第一实施方式的换热器用铝合金包覆材料，其特征在于，上述表层材料1还含有Sr：0.005～0.05％。

另外，本发明第一实施方式的换热器用铝合金包覆材料，其特征在于，上述表层材料1还含有Cr：0.30％以下、Zr：0.30％以下中的一种或两种。

另外，本发明第一实施方式的换热器用铝合金包覆材料，其特征在于，上述表层材料1还含有In：0.001～0.10％、Sn：0.001～0.10％中的一种或两种。

另外，本发明第一实施方式的换热器用铝合金包覆材料，其特征在于，上述表层材料1中，将Ni的含量限制在低于0.05％。

另外，本发明第一实施方式的换热器用铝合金包覆材料，其特征在于，上述表层材料2还含有Sr：0.005～0.05％。

另外，本发明第一实施方式的换热器用铝合金包覆材料，其特征在于，上述表层材料2还含有Cu：0.1～0.5％。

上述第一实施方式的换热器用铝合金包覆材料的制造方法，其特征在于，在550～620℃下对构成芯材的铝合金的铸锭进行2～20h的均质化处理，将该铸锭以及构成表层材料1和表层材料2的铝合金加以包覆并进行热轧、冷轧，在冷轧的途中以300～400℃进行2～5h的热处理，以使芯材成为重结晶组织，然后，进行压下率为10～40％的冷轧，从而调整为最终板厚，在最终板厚状态下以200～450℃进行2～5h的热处理，而实施恢复处理。

本发明第二实施方式的换热器用铝合金包覆材料，是用于形成换热器的制冷剂通路的铝合金包覆材料，其特征在于，是在芯材的一侧的表面包覆表层材料1而成的两层包覆材料，且将上述表层材料1作为制冷剂通路的相反侧面使用，其中，所述芯材由含有Si：0.5～1.2％、Cu：0.2～1.0％、Mn：1.0～1.8％，且余量为Al和不可避免的杂质的铝合金构成；所述表层材料1由含有Si：3～6％、Zn：2～8％，进而还含有Mn：0.3～1.8％、Ti：0.05～0.30％中的一种或两种，且余量为Al和不可避免的杂质的铝合金构成。

另外，本发明第二实施方式的换热器用铝合金包覆材料，其特征在于，上述芯材还含有Cr：0.30％以下、Zr：0.30％以下中的一种或两种。

另外，本发明第二实施方式的换热器用铝合金包覆材料，其特征在于，上述芯材还含有Mg：0.5％以下。

另外，本发明第二实施方式的换热器用铝合金包覆材料，其特征在于，上述表层材料1还含有Sr：0.005～0.05％。

另外，本发明第二实施方式的换热器用铝合金包覆材料，其特征在于，上述表层材料1还含有Cr：0.30％以下、Zr：0.30％以下中的一种或两种。

另外，本发明第二实施方式的换热器用铝合金包覆材料，其特征在于，上述表层材料1还含有In：0.001～0.10％、Sn：0.001～0.10％中的一种或两种。

另外，本发明第二实施方式的换热器用铝合金包覆材料，其特征在于，上述表层材料1中，将Ni的含量限制在低于0.05％。

上述第二实施方式的换热器用铝合金包覆材料的制造方法，其特征在于，在550～620℃下对构成芯材的铝合金的铸锭进行2～20h的均质化处理，将该铸锭以及构成表层材料1的铝合金加以包覆并进行热轧、冷轧，在冷轧的途中以300～400℃进行2～5h的热处理，以使芯材成为重结晶组织，然后，进行压下率为10～40％的冷轧，从而调整为最终板厚，在最终板厚状态下以200～450℃进行2～5h的热处理，而实施恢复处理。

根据本发明，能够提供作为在非活性气体环境中通过使用氟化物焊剂的钎焊制造的铝合金制换热器部件使用的、钎焊接合性和外表面耐腐蚀性优异的换热器用铝合金包覆材料。另外，提供能够用H材调质进行压力成型等强加工成型且能够确保伸长率的换热器用铝合金包覆材料的制造方法。本发明的换热器用铝合金包覆材料，特别适合作为管材或槽、封头材料使用。

附图说明

图1为本发明的三层包覆材料的示意图。

图2为本发明的两层包覆材料的示意图。

图3为本发明的由三层包覆材料成型的制冷剂通路管材的示意图。

图4为本发明的由三层包覆材料成型的制冷剂通路管材的另一示意图。

图5为本发明的两层包覆材料成型的制冷剂通路管材的示意图。

图6为钎焊试验中使用的倒T字试片的钎焊前状态的示意图。

图7为钎焊试验中使用的倒T字试片的钎焊后状态的示意图。

图8为腐蚀试验中使用的腐蚀试片的钎焊前状态的示意图。

具体实施方式

如图1所示，本发明的铝合金三层包覆材料是在芯材3的一侧表面包覆表层材料1，在另一侧表面包覆表层材料2的材料，如图3所示，以表层材料1成为凸面、表层材料2成为凹面的形式对该包覆材料进行成型加工，以凹面之间相互面对面的形式加以组合并进行钎焊，由此形成制冷剂通路管。因此，当完成制冷剂通路管时，表层材料1侧与空气接触，表层材料2侧与制冷剂接触，在制冷剂和空气之间进行热交换。另外，也可以在制冷剂通路内配置经过波纹加工的裸翅片。

作为其他形式，如图4所示，以表层材料1成为凸面、表层材料2成为凹面的形式对该包覆材料进行成型加工，对裸翅片F进行波纹加工并将其配置在表层材料2侧，以凹面之间相互面对面的形式加以组合并进行钎焊，由此形成制冷剂通路管。当完成制冷剂通路管时，表层材料1侧与空气接触，表层材料2侧与制冷剂与接触，在制冷剂与空气之间进行热交换。

如图2所示，本发明的铝合金两层包覆材料是在芯材的单面包覆了表层材料1的材料，如图5所示，以表层材料1成为凸面、芯材成为凹面的形式对该包覆材料进行成型加工，对两面包覆了钎料的钎焊翅片BF进行波纹加工并将其设置在芯材侧，以凹面之间相互面对面的形式加以组合并进行钎焊，由此形成制冷剂通路管。此时，通过使表层材料1和芯材相互重叠，使得能够进行钎焊接合。当完成制冷剂通路管时，表层材料1侧与空气接触，芯材侧与制冷剂接触，在制冷剂和空气之间进行热交换。

下面说明本发明的铝合金包覆材料的合金成分的意义以及限定理由。

(芯材)

Si、Cu和Mn：

通过向芯材添加Si、Cu、Mn，能够得到提高强度的效果。优选的含量是Si：0.5～1.2％、Cu：0.2～1.0％、Mn：1.0～1.8％的范围，若其中任一个的含量少于下限时，提高强度的效果就小。关于Si、Cu，若含量超过上限，则产生芯材融点的降低。关于Mn，若含量超过上限，则压延加工性能降低。进一步优选的含量范围是Si：0.65～1.1％、Cu：0.2～0.7％、Mn：1.1～1.7％。

Cr和Zr：

通过向芯材添加Cr、Zr，能够得到芯材的结晶粒粗大化效果。通过结晶粒粗大化，能够得到抑制钎焊时因熔融钎料向结晶粒界渗透而产生的侵蚀的效果。优选的含量是Cr：0.30％以下、Zr：0.30％以下的范围，若其中的任一个含量超过0.30％，铸造时生成粗大结晶物，难以制造出稳定的板材。

Mg：

通过向芯材添加Mg，能够得到提高强度的效果。然而，Mg在钎焊时从芯材向钎料方向扩散，与表面涂覆的氟化物焊剂反应而形成高融点的化合物，从而降低焊剂的活性，降低钎焊性能。Mg的优选含量是0.5％以下的范围，若含量超过0.5％，上述影响变得明显。进一步优选的含量范围是0.3％以下。

通常，芯材中作为杂质含有0.1～0.2％左右的Fe，但可以为了进一步提高钎焊性能而强制性地将Fe控制在低于0.1％，也可以为了提高强度而以1.0％以下的浓度添加Fe。另外，即使分别含有0.3％以下的V、Mo、Ni，0.1％以下的Pb、Li、Ca、Na，也不会影响本发明的效果。为了防止氧化，还可以添加0.1％以下的B。为了扩散在钎料中从而有助于钎料凝固组织的微细化效果，还可以添加0.1％以下的Sr。

表层材料1(外表面包覆材料)

Si：

通过向表层材料1添加Si，使得钎焊时在表层材料1中产生少量的液相，能够在外表面结合裸翅片材。但是，由于大多数部分没有熔融，因此不会流动而停留在表面，钎焊后也作为含有锌的牺牲阳极层残留在包覆材料的外表面，因此，能够提高包覆材料的耐腐蚀性。Si的优选含量是3～6％的范围，当含量低于3％时，不能产生足够的液相，在与裸翅片材的接合部无法形成稳定的焊角(fillet)。若含量超过6％，则表层材料1的大部分发生熔融，钎焊时所添加的Zn也流动，导致表层材料1无法作为牺牲阳极材料起到作用。进一步优选的含量范围是3.5～5.5％。

Zn：

通过向表层材料1添加Zn，钎焊时表层材料1的Zn向芯材中扩散，在芯材的板厚方向形成Zn浓度的梯度。由此，表层材料1的电位比芯材的电位低，能够作为牺牲阳极材料起作用，因此，能够抑制腐蚀向板厚方向的发展。在本发明的情况下，表层材料1中添加有Si，Si通过固溶提高电位，因此，与Zn的降低电位效果相抵消。另外，芯材中添加有Cu，钎焊时Cu向表层材料1的方向扩散。Cu也通过固溶提高电位，因此，通过所扩散的Cu也可以抵消Zn的效果。进而，由于因添加Si而产生的液相中含有Zn，因此，一部分发生流动而降低残留的Zn量。Zn的优选含量是2～8％的范围，当低于2％时，Zn的降低电位效果不充分。若含量超过8％，虽然能够得到充分的该效果，但是，导致与相对应材料的接合部上形成的焊角的过早腐蚀。Zn的进一步优选的添加量范围是3～7％。

Mn：

在本发明中，由于表层材料1中添加有Si，钎焊时一部分发生熔融，钎焊后成为凝固组织。因此，外表面包覆材料即表层材料1成为初晶α相和共晶相的两相，由于共晶部的电位比初晶部的电位低，因此，比初晶部优先腐蚀。若共晶部发生腐蚀，则初晶部的周围消失，因此，初晶部就会在粒状的状态下发生脱落。具有牺牲阳极效果的初晶部的脱落，意味着牺牲阳极材料在没有发挥其效果的状态下消失，因此，导致芯材的过早腐蚀，以至发生穿通腐蚀。为了抑制该现象，有必要使初晶粗大化，以便即使产生共晶的优先腐蚀也难以使初晶脱落的同时，在初晶中也形成电位低的部分。通过向外表面包覆材料添加Mn，使得初晶的粗大化，因此能够抑制初晶的脱落，且初晶中形成Al-Mn-Si系化合物，在Al-Mn-Si系化合物的周围形成的Mn、Si的欠缺层成为电位低的部分，能够相对地抑制共晶部的优先腐蚀。Mn的优选含量是0.3～1.8％的范围，若低于0.3％，则其效果小，若超过1.8％，则由于Al-Mn-Si化合物的形成，外表面包覆材料的Si浓度明显降低，所生成的液相量降低。Mn的进一步优选的含量范围是0.3～1.3％。

Ti：

与Mn同样地，向表层材料1添加Ti能够使初晶粗大化。因此，能够得到抑制初晶脱落的效果。Ti的优选含量是0.05～0.30％的范围，当低于0.05％时，其效果小，若超过0.30％，则形成粗大的结晶物，阻碍稳定的外表面接合。

Sr：

通过向表层材料1添加Sr，使得表层材料1中的Si粒子微细分散，钎焊时生成的熔融钎料的液相容易相互结合。由此能够提高所产生的液相的均一性，因此达到均匀的熔融状态，钎焊后残留的外钎焊层的厚度变得均匀，从而能够提高耐腐蚀性。若Sr的添加量低于0.005％，则局部存在粗大的Si粒子，钎焊时粗大的Si粒子存在的部分的熔融比例显著提高，局部的牺牲材料层减少，或消失，耐腐蚀性能显著降低。若Sr的添加量超过0.05％，则生成粗大的Al-Si-Sr系化合物，因此，同样会使耐腐蚀性能降低。

Cr和Zr：

通过向表层材料1添加Cr、Zr，得到初晶的粗大化效果，因此，能够得到抑制初晶脱落的效果。优选的含量是Cr：0.30％以下、Zr：0.30％以下的范围，若其中任意一个的含量超过0.30％，则形成粗大的结晶物，阻碍外表面稳定地接合。

In和Sn：

通过少量添加In、Sn，能够得到降低电位的效果，因此，通过向外表面包覆材料即表层材料1添加In、Sn，使得外表面包覆材料的电位比芯材的电位低，因此，能够得到牺牲阳极效果。优选的含量是In：0.001～0.10％、Sn：0.001～0.10％的范围，若含量分别低于0.001％时，其效果小，若超过0.10％，则自身耐腐蚀性能降低。In和Sn的进一步优选的含量范围分别是0.01～0.04％。

Ni：

若在外表面包覆材料即表层材料1中含有Ni，则形成Al-Ni系化合物，Al-Ni系化合物作为阴极起作用，因此，降低作为牺牲阳极材料的外表面包覆材料的自身耐腐蚀性，促进腐蚀消耗，导致过早发生腐蚀穿通。若含量为0.05％以上时，该现象变得明显，因此，控制在低于0.05％较理想。

通常，表层材料1中作为杂质含有0.1～0.2％左右的Fe。为了进一步提高钎焊性能可强制性地将Fe控制在低于0.1％，为了提高强度，也可以添加1.0％以下浓度的Fe。另外，即使分别含有0.3％以下的V、Mo，0.1％以下的Pb、Li、Ca、Na，也不会影响本发明的效果。

表层材料2(内表面包覆材料)

Si：

当将本发明的包覆材料作为制冷剂通路管使用时，需要将所成型的包覆材料相互面对面地加以组合，或者，与其他的部件接合而形成制冷剂通路。当将所成型的包覆材料相互面对面地加以组合而形成制冷剂通路时，或其他的部件不具有钎料的情况下，有必要在内表面赋予钎料。因此，在内表面包覆材料即表层材料2中，为了使其形成普通的Al-Si系合金钎料，有必要添加Si。表层材料2中Si的优选含量为6～13％的范围，当低于6％时，所熔融的钎料量不足，作为钎料的作用变得不充分。当超过13％时，初晶Si发生结晶，难以制造稳定的包覆材料。

Sr：

通过向表层材料2添加Sr，内表面包覆材料即表层材料2中的Si粒子发生微细分散，钎焊时生成的熔融钎料液相变得容易相互结合。由此，使得液相的流动性得到提高，钎焊性能变得良好。优选的含量是0.005～0.05％的范围，当低于0.005％时，其效果小，当超过0.05％时，则生成Al-Si-Sr系化合物，降低其效果。

Cu：

在表层材料2(内表面包覆材料)和表层材料1(外表面包覆材料)靠近的部位，表层材料1中的Zn集中在接合部使电位降低，从而容易使得接合部优先腐蚀。通过向内表面包覆材料即表层材料2中添加具有提高电位效果的Cu，抵消Zn的降低电位的效果，从而能够抑制接合部的优先腐蚀。优选的含量是0.1～0.5％的范围，当低于0.1％时，其效果小，当超过0.5％时，电位提高过大，接合部成为阴极，促进周围的腐蚀。Cu的进一步优选的含量范围是0.2～0.4％。

通常，表层材料2中作为杂质含有0.1～0.2％左右的Fe。为了进一步提高钎焊性能可强制性地将Fe控制在低于0.1％，为了提高强度，也可以添加1.0％以下浓度的Fe。另外，即使分别含有0.3％以下的V、Mo、Ni，0.1％以下的Pb、Li、Ca、Na也不会影响本发明的效果。为了铸造组织的微细化，也可以添加0.3％以下的Ti，为了防止氧化，还可以添加0.1％以下的B。

当将本发明的材料作为薄壁材料使用时，为了抑制钎焊时的侵蚀，优选调质为H材。进而，当将本发明的材料作为制冷剂通路管使用时，为了进行压力成型等的强加工，也有时要求材料的伸长率高。为了兼顾这些，在冷轧途中以300℃～400℃进行2～5h的热处理，使其先成为重结晶组织，然后，冷轧至最终板厚，冷轧后通过热处理进行恢复处理是有效的。当冷轧途中的热处理温度低于300℃时，且当热处理时间小于2h时，得不到充分的重结晶组织，当热处理温度高于400℃时，且当处理时间超过5h时，虽然能够得到重结晶组织，但其效果饱和，因此影响经济性。

中途热处理后，将轧至最终板厚的冷轧压下率范围调小为10～40％，且在200℃～400℃的温度下进行2～5h的最终热处理，从而提高材料伸长率。若压下率低于10％，在其后的钎焊时无法重结晶，产生侵蚀。若压下率超过40％，则在最终退火时完全软化，进行钎焊加热时在低加工部中发生严重的侵蚀。关于最终热处理，当热处理温度低于200℃、处理时间低于2h时，无法充分恢复，因此，材料的伸长率降低。当热处理温度高于400℃、处理时间超过5h时，芯材发生重结晶，成为O材。

为了使进行压下率为10～30％的冷轧后在200℃～400℃下进行2～5h的恢复处理的材料在其后的钎焊时不发生侵蚀，在钎焊中必须使其重结晶，为此，不能使芯材中的阻碍重结晶的微细化合物析出。因此，优选在550℃～620℃下对芯材铸锭进行2～20h的均质化处理。当温度低于550℃，且处理时间小于2h时，阻碍重结晶的微细化合物析出，且不能进行充分的均质化。当温度高于620℃、且处理时间超过20h时，有发生熔融之虑，而且效果饱和，从而影响经济性。

实施例

下面，将本发明的实施例与比较例对比而加以说明。这些实施例是表示本发明的一实施方式的例子，本发明并不限定于这些实施例。

(试验A)

通过连续铸造，对用作具有表1、表2所示组成的表层材料1(外表面包覆材料)的铝合金，对用作表3、表4所示芯材的铝合金和用作表5、表6所示表层材料2(内表面包覆材料)的铝合金进行铸锭，根据常规方法对所得到的铸锭进行均质化处理，对用作表层材料1的铝合金和用作表层材料2的铝合金进一步进行热轧后，与用作芯材的铝合金的铸锭以表7、表8所示进行组合，以表层材料1为20％、芯材为70％、表层材料2为10％的厚度比率加以重叠后，进行热包覆压延，接着进行冷轧(根据情况实施中间退火)，经过最终退火，制造出厚度为0.20mm的三层包覆材料(H14材调质)。

【表1】

【表2】

【表3】

【表4】

【表5】

【表6】

【表7】

  试验材料  No. 表层材料1  芯材 表层材料2  1  A1  C1  B1  2  A2  C2  B2  3  A3  C3  B3  4  A4  C4  B4  5  A5  C5  B5  6  A6  C6  B6  7  A7  C7  B7  8  A8  C8  B8

  试验材料  No. 表层材料1  芯材 表层材料2  9  A9  C9  B9  10  A10  C10  B10  11  A11  C11  B1  12  A12  C12  B2  13  A13  C13  B3  14  A14  C14  B4  15  A15  C15  B5  16  A16  C16  B6  17  A17  C17  B7  18  A18  C18  B8  19  A19  C19  B9  20  A20  C20  B10  21  A21  C1  B1  22  A22  C2  B2  23  A23  C3  B3  24  A24  C4  B4  25  A25  C5  B5

【表8】

  试验材料  No.  表层材料1  芯材 表层材料2  26  A26  C21  B7  27  A27  C12  B7

  试验材料  No.  表层材料1  芯材 表层材料2  28  A28  C23  B7  29  A29  C12  B7  30  A30  C26  B7  31  A31  C12  B7  32  A32  C12  B7  33  A33  C12  B7  34  A34  C22  B7  35  A35  C24  B7  36  A36  C26  B7  37  A26  C12  B7  38  A37  C12  B7  39  A39  C12  B13  40  A40  C12  B11  41  A41  C12  B7  42  A42  C12  B7  43  A10  C27  B7  44  A10  C28  B7  45  A10  C29  B7  46  A10  C12  B14

将所得到的三层包覆材料作为试验材料，进行以下所示的试验1～4。

试验1：

按照100×250mm的大小切割后，在包覆材料的两面涂覆约5g/m²的氟化物系焊剂，加以干燥后，在氮气环境中、以50℃/min的平均升温速度加热至600℃(到达温度)，即进行钎焊加热。然后，为了测定拉伸强度，加工成JIS Z 2201的5号试片，在常温下根据JIS Z 2241进行拉伸试验。将拉伸强度120MPa以上者评价为良好(○)，将低于120MPa者评价为不良(×)。

试验2：

以50×50mm的大小分别切割出两张试片，以表层材料1和表层材料2重叠10mm的形式用夹具夹住(图8)，在包覆材料的两面涂覆约5g/m²的氟化物系焊剂，并进行干燥后，在氮气环境中、以50℃/min的平均升温速度加热至600℃(到达温度)，即进行钎焊加热。然后，将表层材料2侧包括其端面加以掩蔽，进行SWAAT试验(ASTM-G85-A3)。腐蚀试验时间设定为8周，将从表层材料1没有穿通的以及重叠接合部没有腐蚀剥离者评价为良好(○)，将有穿通的以及重叠接合部发生腐蚀而剥离者评价为不良(×)。

试验3：

以25×50mm的大小切割后，以表层材料2作为试验面的水平板，将25×50mm的3003-1.0mmt的O材作为垂直板，进行倒T字试验(图6)。将接合的试片截面(图7)埋入树脂中，测定在与垂直板的接合面上形成的焊角的截面积。然后，计算钎料流动的比例(钎焊后焊角的截面积/钎焊前的表层材料2的截面积)，将其作为倒T字试验的流动系数。将倒T字试验的流动系数的值为0.3以上者评价为良好(○)，将低于0.3者评价为不良(×)。

试验4：

以25×100mm的大小切割后，将两张试片上下重叠，使得表层材料1位于与经过波纹加工的裸翅片材接合的一侧，将翅片高度调节为10mm、翅片间距调节为4mm后，用夹具夹住，喷涂约5g/m²的氟化物系焊剂，并加以干燥后，在氮气环境中、以50℃/min的平均升温速度加热至600℃(到达温度)，即进行钎焊加热。翅片材使用AA3203-添加1.5％Zn、板厚0.07mm、调质H14的翅片材。将钎焊后的以微核心(Mini Core)状接合的试片截面埋入树脂中，测定在与翅片的接合面上形成的焊角的截面积。然后，计算钎料流动的比例(钎焊后的焊角的截面积/钎焊前的表层材料1的截面积)，将其作为微核心试验的流动系数。将微核心试验的流动系数的值为0.05以上者评价为良好(○)，将低于0.05者评价为不良(×)。

将试验1～4的评价结果示于表9、表10中。如表9所示，本发明的试验材料1～25的钎焊后拉伸强度均在120MPa以上，表层材料1的倒T字试验中的流动系数均为0.3以上，微核心试验中的流动系数均为0.05以上，具有优异的钎焊后强度和钎焊接合性。另外，在重叠接合试片的SWAAT试验的8周中，没有产生穿通的试片，也没有产生重叠接合部剥离的试片，显示出优异的耐腐蚀性。

【表9】

  试验  材料  No.  拉伸强度  (≥  120MPa)  倒T字流  动状态(流  动系数≥  0.3)  微核心流  动状态(流  动系数≥  0.05) SWAAT试验 8周后穿通 的有无  SWAAT试验8  周后接合部  剥离的有无  试验材  料可否  制造  1  ○  ○  ○  ○  ○  ○

  试验  材料  No.  拉伸强度  (≥  120MPa)  倒T字流  动状态(流  动系数≥  0.3)  微核心流  动状态(流  动系数≥  0.05) SWAAT试验 8周后穿通 的有无  SWAAT试验8  周后接合部  剥离的有无  试验材  料可否  制造  2  ○  ○  ○  ○  ○  ○  3  ○  ○  ○  ○  ○  ○  4  ○  ○  ○  ○  ○  ○  5  ○  ○  ○  ○  ○  ○  6  ○  ○  ○  ○  ○  ○  7  ○  ○  ○  ○  ○  ○  8  ○  ○  ○  ○  ○  ○  9  ○  ○  ○  ○  ○  ○  10  ○  ○  ○  ○  ○  ○  11  ○  ○  ○  ○  ○  ○  12  ○  ○  ○  ○  ○  ○  13  ○  ○  ○  ○  ○  ○  14  ○  ○  ○  ○  ○  ○  15  ○  ○  ○  ○  ○  ○  16  ○  ○  ○  ○  ○  ○  17  ○  ○  ○  ○  ○  ○  18  ○  ○  ○  ○  ○  ○  19  ○  ○  ○  ○  ○  ○  20  ○  ○  ○  ○  ○  ○  21  ○  ○  ○  ○  ○  ○

  试验  材料  No.  拉伸强度  (≥  120MPa)  倒T字流  动状态(流  动系数≥  0.3)  微核心流  动状态(流  动系数≥  0.05) SWAAT试验 8周后穿通 的有无  SWAAT试验8  周后接合部  剥离的有无  试验材  料可否  制造  22  ○  ○  ○  ○  ○  ○  23  ○  ○  ○  ○  ○  ○  24  ○  ○  ○  ○  ○  ○  25  ○  ○  ○  ○  ○  ○

【表10】

  试验  材料  No.  拉伸强度  (≥  120MPa)  倒T字流  动状态(流  动系数≥  0.3)  微核心流  动状态(流  动系数≥  0.05) SWAAT试验 8周后穿通 的有无  SWAAT试验8  周后接合部  剥离的有无  试验材  料可否  制造  26  ×  ○  ×  ○  ○  ○  27  ○  ○  ○  ×  ○  ○  28  ×  ○  ○  ×  ○  ○  29  ○  ○  ○  ○  ×  ○  30  ×  ○  ○  ×  ○  ○  31  ○  ○  ×  ○  ○  ○  32  ○  ○  ○  ×  ○  ○  33  ○  ○  ×  ○  ○  ○  34  ○  ○  ○  ×  ○  ○  35  ○  ○  ○  ×  ○  ○  36  -  -  -  -  -  ×  37  ○  ○  ×  ○  ○  ○

  试验  材料  No.  拉伸强度  (≥  120MPa)  倒T字流  动状态(流  动系数≥  0.3)  微核心流  动状态(流  动系数≥  0.05) SWAAT试验 8周后穿通 的有无  SWAAT试验8  周后接合部  剥离的有无  试验材  料可否  制造  38  -  -  -  -  -  ×  39  ○  ○  ○  ○  ×  ○  40  ○  ×  ○  ○  ○  ○  41  ○  ○  ○  ○  ×  ○  42  ○  ○  ○  ×  ○  ○  43  -  -  -  -  -  ×  44  -  -  -  -  -  ×  45  -  -  -  -  -  ×  46  ○  ○  ○  ×  ○  ○

与此相对，如表10所示，试验材料26中由于表层材料1的Si浓度低，因此微核心的流动系数低于0.05，由于芯材的Si浓度低，因此，拉伸强度低于120MPa。试验材料27中，由于表层材料1的Si浓度高，导致含有Zn的表层材料1的合金成分大量流动到其他部分，因此，得不到足够的耐腐蚀性，在单板的SWAAT试验的8周中就产生了穿通腐蚀。试验材料28中，由于表层材料1的Zn浓度低，因此，无法得到足够的耐腐蚀性，在单板的SWAAT试验8周中就产生了穿通腐蚀。另外，由于芯材的Cu浓度低，因此，拉伸强度低于120MPa。试验材料29中由于表层材料1的Zn浓度高，因此，Zn集中在焊角上，在SWAAT试验的8周中重叠接合部就发生了剥离。试验材料30中，由于表层材料1的Mn浓度低，因此，形成于表层材料1上的初晶的尺寸小，在SWAAT试验8周中就发生了穿通。另外，由于芯材的Mn浓度低，因此，强度低于120MPa。试验材料31中，由于表层材料1的Mn浓度高，因此流动系数低，在微核心中翅片接合部上形成的焊角小于0.05。

试验材料32中，由于表层材料1的Ti浓度低，因此，表层材料1上形成的初晶的尺寸变小，在SWAAT试验的8周中产生了穿通。试验材料33中，由于表层材料1的Ti浓度高，因此，在微核心中形成于翅片接合部的焊角小于0.05。试验材料34中，由于芯材的Si浓度高，因此，产生了局部熔融，在SWAAT试验的8周中产生了穿通。试验材料35中，由于芯材的Cu浓度高，因此发生了局部熔融，在SWAAT试验的8周中产生了穿通。试验材料36中，由于表层材料1的Cr浓度高，芯材的Mn浓度高，因此，压延时边缘破裂严重，无法制造包覆材料。试验材料37中，由于表层材料1的Si浓度低，因此，在微核心中形成于翅片接合部的焊角小于0.05。试验材料38中，由于表层材料1的Zr浓度高，芯材的Ti浓度高，因此，压延时边缘破裂严重，无法制造包覆材料。试验材料39中，由于表层材料1的In浓度高，因此，重叠部的腐蚀严重，在SWAAT试验的8周中产生了剥离。而且，由于表层材料2的Sr浓度过高，因此，无法确认钎焊后表层材料2的Si粒子的微细化。

试验材料40中，虽然表层材料1的Sn浓度低，由于具有合适的Zn浓度，因此，在SWAAT试验中没有影响其耐腐蚀性能，但由于表层材料2的Si浓度低，因此，倒T字试验的流动系数小于0.3。试验材料41中，由于表层材料1的Sn浓度高，因此重叠部的腐蚀严重，在SWAAT试验的8周中产生了剥离。试验材料42中，由于表层材料1的Ni浓度高，因此，表层材料1层的腐蚀速度快，在SWAAT试验的8周中产生了穿通。试验材料43中，由于芯材的Cr浓度高，导致压延时边缘破裂严重，无法制造包覆材料。试验材料44中，由于芯材的Zr浓度高，导致压延时的边缘破裂严重，无法制造包覆材料。试验材料45中，由于芯材的Mg浓度高，导致无法完成重叠钎焊接合，无法进行SWAAT腐蚀试验。试验材料46中，由于表层材料2的Cu浓度高，因此焊角变大，在SWAAT腐蚀试验中焊角附近的牺牲阳极材料过早腐蚀，在8周后发生了穿通。

(试验B)

根据常规方法对试验1中铸锭出的表1、表2所示的用作表层材料1的铝合金铸锭，表3、表4所示的用作芯材的铝合金铸锭进行均质化处理，对用作表层材料1的铝合金进一步进行热轧后，与用作芯材的铝合金的铸锭以表11、表12所示进行组合，并以表层材料1为20％、芯材为80％的厚度比率加以重叠后，进行热包覆压延，接着进行冷轧(根据情况实施中间退火)，经过最终退火，制造出厚度为0.20mm的两层包覆材料(H14材调质)。对所得到的两层包覆材料，进行以下所示的试验1～3。

【表11】

  试验材料  No. 表层材料1  芯材  47  A1  C1  48  A2  C2  49  A3  C3  50  A4  C4  51  A5  C5  52  A6  C6  53  A7  C7  54  A8  C8

  试验材料  No. 表层材料1  芯材  55  A9  C9  56  A10  C10  57  A11  C11  58  A12  C12  59  A13  C13  60  A14  C14  61  A15  C15  62  A16  C16  63  A17  C17  64  A18  C18  65  A19  C19  66  A20  C20  67  A21  C1  68  A22  C2  69  A23  C3  70  A24  C4  71  A25  C5

【表12】

  试验材料  No. 表层材料1  芯材  72  A26  C21  73  A27  C9

  试验材料  No. 表层材料1  芯材  74  A28  C23  75  A29  C9  76  A30  C26  77  A31  C9  78  A32  C12  79  A33  C12  80  A34  C22  81  A35  C24  82  A36  C26  83  A26  C12  84  A37  C12  85  A39  C12  86  A27  C12  87  A41  C12  88  A42  C12  89  A10  C27  90  A10  C28  91  A10  C29

试验1：

以100×250mm的大小切割后，在包覆材料的两表面涂覆约5g/m²的氟化物系焊剂，加以干燥后，在氮气环境中、以50℃/min的平均升温速度加热至600℃(到达温度)，即进行钎焊加热。然后，为了测定拉伸强度，加工成JIS Z 2201的5号试片，在常温下根据JIS Z 2241进行拉伸试验。将拉伸强度为120MPa以上者评价为良好(○)，将低于120MPa者评价为不良(×)。

试验2：

以50×50mm的大小分别切出两张试片，用夹具夹住，以使表层材料1与表层材料2重叠10mm(图8)，在包覆材料的两面涂覆约5g/m²的氟化物系焊剂，并加以干燥后，在氮气环境中、以50℃/min的平均升温速度加热至600℃(到达温度)，即进行钎焊加热。然后，对表层材料2侧包括其截面进行掩蔽，进行SWAAT试验(ASTM-G85-A3)。将腐蚀试验时间设定为8周，将没有从表层材料1的穿通的以及在重叠接合部没有腐蚀剥离的评价为良好(○)，有穿通的以及重叠接合部腐蚀而发生剥离的评价为不良(×)。

试验3：

以25×100mm的大小切断后，将两张试片上下重叠，使得表层材料1位于与经过波纹加工的裸翅片材接合的一侧，将翅片高度调节为10mm、翅片间距调节为4mm后，用夹具夹住，喷涂约5g/m²的氟化物系焊剂，并加以干燥后，在氮气环境中、以50℃/min的平均升温速度加热至600℃(达到温度)，即进行钎焊加热。翅片材使用AA3203-添加1.5％Zn、板厚0.07mm、调质H14的翅片材。将钎焊后的以微核心(Mini Core)状接合的试片截面埋入树脂中，测定在与翅片的接合面上形成的焊角的截面积。然后，计算钎料流动的比例(钎焊后的焊角的截面积/钎焊前的表层材料1的截面积)，将其作为微核心试验的流动系数。将微核心试验的流动系数的值为0.05以上者评价为良好(○)、将低于0.05者评价为不良(×)。

将试验1～3的评价结果示于表13、表14中。如表13所示，本发明的试验材料47～71的钎焊后拉伸强度均在120MPa以上，微核心试验中的流动系数均为0.05以上，具有优异的钎焊后强度和钎焊接合性。另外，重叠接合试片的SWAAT试验8周中，没有产生穿通的试片，显示出优异的耐腐蚀性。

【表13】

  试验  材料  No.  拉伸强度  (≥120MPa)  微核心流  动状态(流  动系数  ≥0.05)  SWAAT试  验8周后  穿通的有  无  SWAAT试验  8周后接合  部剥离的有  无  试验材料  可否制造  47  ○  ○  ○  ○  ○  48  ○  ○  ○  ○  ○  49  ○  ○  ○  ○  ○  50  ○  ○  ○  ○  ○  51  ○  ○  ○  ○  ○  52  ○  ○  ○  ○  ○

  试验  材料  No.  拉伸强度  (≥120MPa)  微核心流  动状态(流  动系数  ≥0.05)  SWAAT试  验8周后  穿通的有  无  SWAAT试验  8周后接合  部剥离的有  无  试验材料  可否制造  53  ○  ○  ○  ○  ○  54  ○  ○  ○  ○  ○  55  ○  ○  ○  ○  ○  56  ○  ○  ○  ○  ○  57  ○  ○  ○  ○  ○  58  ○  ○  ○  ○  ○  59  ○  ○  ○  ○  ○  60  ○  ○  ○  ○  ○  61  ○  ○  ○  ○  ○  62  ○  ○  ○  ○  ○  63  ○  ○  ○  ○  ○  64  ○  ○  ○  ○  ○  65  ○  ○  ○  ○  ○  66  ○  ○  ○  ○  ○  67  ○  ○  ○  ○  ○  68  ○  ○  ○  ○  ○  69  ○  ○  ○  ○  ○  70  ○  ○  ○  ○  ○  71  ○  ○  ○  ○  ○

【表14】

  试验  材料  No. 拉伸强度 (≥120MPa ) 微核心流 动状态(流 动系数 ≥0.05) SWAAT试验 8周后穿通 的有无  SWAAT试验8  周后接合部  剥离的有无  试验材  料可否  制造  72  ×  ×  ○  ○  ○  73  ○  ○  ×  ○  ○  74  ×  ○  ×  ○  ○  75  ○  ○  ○  ×  ○  76  ×  ○  ×  ○  ○  77  ○  ×  ○  ○  ○  78  ○  ○  ×  ○  ○  79  ○  ×  ○  ○  ○  80  ○  ○  ×  ○  ○  81  ○  ○  ×  ○  ○  82  -  -  -  -  ×  83  ○  ×  ○  ○  ○  84  -  -  -  -  ×  85  ○  ○  ○  ×  ○  86  ○  ○  ×  ○  ○  87  ○  ○  ○  ×  ○  88  ○  ○  ×  ○  ○  89  -  -  -   -  ×  90  -  -  -   -  ×

  试验  材料  No. 拉伸强度 (≥120MPa ) 微核心流 动状态(流 动系数 ≥0.05) SWAAT试验 8周后穿通 的有无  SWAAT试验8  周后接合部  剥离的有无  试验材  料可否  制造  91  -  -  -   -  ×

与此相对，如表14所示，在试验材料72中，由于表层材料1的Si浓度低，因此，微核心试验中的流动系数低于0.05。而且，由于芯材的Si浓度低，因此，拉伸强度低于120MPa。在试验材料73中由于表层材料1的Si浓度高，因此，含Zn的表层材料1的合金成分大量流动到其他部分，得不到足够的耐腐蚀性，在单板的SWAAT试验的8周中就产生了穿通腐蚀。在试验材料74中，由于表层材料1的Zn浓度低，得不到足够的耐腐蚀性，在单板的SWAAT试验8周中产生了穿通腐蚀。另外，由于芯材的Cu浓度低，因此，拉伸强度低于120MPa。在试验材料75中，由于表层材料1的Zn浓度高，因此，Zn集中在焊角上，在SWAAT试验的8周中重叠接合部产生了剥离。在试验材料76中，由于表层材料1的Mn浓度低，因此，形成于表层材料1上的初晶的尺寸变小，在SWAAT试验的8周中产生了穿通腐蚀。而且，由于芯材的Mn浓度低，因此，拉伸强度低于120MPa。在试验材料77中，由于表层材料1的Mn浓度高，因此，在微核心试验的流动系数低，在微核心中形成于翅片接合部上的焊角小于0.05。在试验材料78中，由于表层材料1的Ti浓度低，因此，形成于表层材料1的初晶的尺寸变小，在SWAAT试验的8周中产生了穿通腐蚀。在试验材料79中，由于表层材料1的Ti浓度高，因此，在微核心中形成于翅片接合部的焊角小于0.05。试验材料80中，由于芯材的Si浓度高，因此，产生局部熔融，在SWAAT试验8周中产生了穿通。

试验材料81中，由于芯材的Cu浓度高，因此，产生局部熔融，在SWAAT试验的8周中发生了穿通。试验材料82中，由于表层材料1的Cr浓度高，芯材的Mn浓度高，因此，压延时边缘破裂严重，无法制造包覆材料。试验材料83中，由于表层材料的Si浓度低，因此，在微核心中形成于翅片接合部的焊角小于0.05。在试验材料84中，由于表层材料1的Zr浓度高，芯材的Ti浓度高，因此，压延时边缘破裂严重，无法制造包覆材料。试验材料85中，由于表层材料1的In浓度高，因此，重叠部的腐蚀严重，在SWAAT试验的8周中产生了剥离。而且，由于表层材料2的Sr浓度过高，因此，无法确认钎焊后表层材料2的Si粒子的微细化。试验材料86中，由于表层材料1的Si浓度高，含有Zn的表层材料1的合金成分大量流动到其他部分，因此，得不到足够的耐腐蚀性，在单板的SWAAT试验的8周中就产生了穿通腐蚀。试验材料87中，由于表层材料1的Sn浓度高，因此重叠部的腐蚀严重，在SWAAT试验的8周中产生了剥离。试验材料88中，由于表层材料1的Ni浓度高，因此，表层材料1层的腐蚀速度快，在SWAAT试验的8周中产生了穿通。试验材料89中，由于芯材的Cr浓度高，因此，压延时边缘破裂严重，无法制造包覆材料。试验材料90中，由于芯材的Zr浓度高，因此，压延时边缘破裂严重，无法制造包覆材料。试验材料91中，由于芯材的Mg浓度高，因此，无法进行重叠钎焊，无法进行SWAAT腐蚀试验。

(试验C)

在由试验A和试验B中制造的表层材料1、芯材、表层材料2的组合所构成的上述试验材料1～25、以及47～71(以下，称作组合No.1～25、47～71)中，变更由均质化处理、热包覆压延、冷轧、中间退火、最终冷轧、最终退火组成的制造工序的条件，制造出厚度为0.20mm的包覆材料。将制造条件示于表15、表16，将各组合No.的制造条件示于表17～20。将所得到的包覆材料作为试验材料，进行以下的试验5、试验6。

【表15】

【表16】

【表17】

  试验材料No.  组合  制造条件  101  1  a  102  2  b

  试验材料No.  组合  制造条件  103  3  c  104  4  d  105  5  e  106  6  f  107  7  g  108  8  h  109  9  a  110  10  b  111  11  c  112  12  d  113  13  e  114  14  f  115  15  g  116  16  h  117  17  a  118  18  b  119  19  c  120  20  d  121  21  e  122  22  f  123  23  g  124  24  h

  试验材料No.  组合  制造条件  125  25  a

【表18】

  试验材料No.  组合  制造条件  126  47  b  127  48  c  128  49  d  129  50  e  130  51  f  131  52  g  132  53  h  133  54  a  134  55  b  135  56  c  136  57  d  137  58  e  138  59  f  139  60  g  140  61  h  141  62  a  142  63  b  143  64  c  144  65  d

  试验材料No.  组合  制造条件  145  66  e  146  67  f  147  68  g  148  69  h  149  70  a  150  71  b

【表19】

  试验材料  No.  组合  制造条件  151  1  i  152  2  j  153  3  k  154  4  l  155  5  m  156  6  n  157  7  o  158  8  p  159  9  i  160  10  j  161  11  k  162  12  l

  试验材料  No.  组合  制造条件  163  13  m  164  14  n  165  15  o  166  16  p  167  17  i  168  18  j  169  19  k  170  20  l  171  21  m  172  22  n  173  23  o  174  24  p  175  25  i

【表20】

  试验材料  No.  组合  制造条件  176  47  j  177  48  k  178  49  l  179  50  m  180  51  n

  试验材料  No.  组合  制造条件  181  52  o  182  53  p  183  54  i  184  55  j  185  56  k  186  57  l  187  58  m  188  59  n  189  60  o  190  61  p  191  62  i  192  63  j  193  64  k  194  65  l  195  66  m  196  67  n  197  68  o  198  69  p  199  70  i  200  71  j

试验5

将试验材料加工成JIS Z 22015号试片，在常温下根据JIS Z2241进行拉伸试验。将拉伸试验中材料的伸长率为10％以上者评价为良好(○)，将低于10％者评价为不良(×)。

试验6

以规定的厚度切割试验材料作为试片，使用仪力信(Erichsen)试验机，以表层材料1侧成为突出侧而进行杯突试验(Erichsen test)。从突出部到正常部的厚度成为加工度0～20％的形式加以调整。然后，在所加工的试片的两面涂覆约5g/m²的氟化物系焊剂，加以干燥后，在氮气环境中以50℃/min的平均升温速度加热至600℃(到达温度)，即进行钎焊加热。然后，测定未加工部和低加工部的侵蚀深度，将侵蚀最深的部分达到板厚的芯材厚度的20％者评价为不良(×)，将小于20％者评价为良好(○)。

【表21】

  试验材  料  No.  均质化处理  时的熔融  未加工部  的侵蚀  低加工部  的侵蚀  材料伸  长率  101  ○  ○  ○  ○  102  ○  ○  ○  ○  103  ○  ○  ○  ○  104  ○  ○  ○  ○  105  ○  ○  ○  ○  106  ○  ○  ○  ○  107  ○  ○  ○  ○  108  ○  ○  ○  ○  109  ○  ○  ○  ○  110  ○  ○  ○  ○  111  ○  ○  ○  ○  112  ○  ○  ○  ○  113  ○  ○  ○  ○

  试验材  料  No.  均质化处理  时的熔融  未加工部  的侵蚀  低加工部  的侵蚀  材料伸  长率  114  ○  ○  ○  ○  115  ○  ○  ○  ○  116  ○  ○  ○  ○  117  ○  ○  ○  ○  118  ○  ○  ○  ○  119  ○  ○  ○  ○  120  ○  ○  ○  ○  121  ○  ○  ○  ○  122  ○  ○  ○  ○  123  ○  ○  ○  ○  124  ○  ○  ○  ○  125  ○  ○  ○  ○

【表22】

  试验材  料  No.  均质化处理  时的熔融  未加工部  的侵蚀  低加工部  的侵蚀  材料伸长  率  126  ○  ○  ○  ○  127  ○  ○  ○  ○  128  ○  ○  ○  ○  129  ○  ○  ○  ○  130  ○  ○  ○  ○  131  ○  ○  ○  ○

  试验材  料  No.  均质化处理  时的熔融  未加工部  的侵蚀  低加工部  的侵蚀  材料伸长  率  132  ○  ○  ○  ○  133  ○  ○  ○  ○  134  ○  ○  ○  ○  135  ○  ○  ○  ○  136  ○  ○  ○  ○  137  ○  ○  ○  ○  138  ○  ○  ○  ○  139  ○  ○  ○  ○  140  ○  ○  ○  ○  141  ○  ○  ○  ○  142  ○  ○  ○  ○  143  ○  ○  ○  ○  144  ○  ○  ○  ○  145  ○  ○  ○  ○  146  ○  ○  ○  ○  147  ○  ○  ○  ○  148  ○  ○  ○  ○  149  ○  ○  ○  ○  150  ○  ○  ○  ○

【表23】

  试验材  料  No.  均质化处理  时的熔融  未加工部  的侵蚀  低加工部  的侵蚀  材料伸长  率  151  ○  ○  ○  ×  152  ×  -  -  -  153  ○  ○  ×  ○  154  ○  ○  ○  ○  155  ○  ×  ○  ○  156  ○  ○  ×  ○  157  ○  ○  ○  ×  158  ○  ○  ×  ○  159  ○  ○  ○  ×  160  ×  -  -  -  161  ○  ○  ×  ○  162  ○  ○  ○  ○  163  ○  ×  ○  ○  164  ○  ○  ×  ○  165  ○  ○  ○  ×  166  ○  ○  ×  ○  167  ○  ○  ○  ×  168  ×  -  -  -  169  ○  ○  ×  ○  170  ○  ○  ○  ○  171  ○  ×  ○  ○

  试验材  料  No.  均质化处理  时的熔融  未加工部  的侵蚀  低加工部  的侵蚀  材料伸长  率  172  ○  ○  ×  ○  173  ○  ○  ○  ×  174  ○  ○  ×  ○  175  ○  ○  ○  ×

【表24】

  试验材  料  No.  均质化处理  时的熔融  未加工部  的侵蚀  低加工部  的侵蚀  材料伸  长率  176  ×  -  -  -  177  ○  ○  ×  ○  178  ○  ○  ○  ○  179  ○  ×  ○  ○  180  ○  ○  ×  ○  181  ○  ○  ○  ×  182  ○  ○  ×  ○  183  ○  ○  ○  ×  184  ×  -  -  -  185  ○  ○  ×  ○  186  ○  ○  ○  ○  187  ○  ×  ○  ○  188  ○  ○  ×  ○  189  ○  ○  ○  ×

  试验材  料  No.  均质化处理  时的熔融  未加工部  的侵蚀  低加工部  的侵蚀  材料伸  长率  190  ○  ○  ×  ○  191  ○  ○  ○  ×  192  ×  -  -  -  193  ○  ○  ×  ○  194  ○  ○  ○  ○  195  ○  ×  ○  ○  196  ○  ○  ×  ○  197  ○  ○  ○  ×  198  ○  ○  ×  ○  199  ○  ○  ○  ×  200  ×  -  -  -

将试验结果示于表21～24中。如表21～22所示，本发明的试验材料101～150均显示优异的材料伸长率，没有发现均质化处理后的熔融，也没有未加工部、低加工部的侵蚀。

与此相对，如表23～24所示，由于试验材料151、156、158、165、167、173、175、181、183、189、191、197、199中，由于均质化处理温度的时间少，因此析出了阻碍重结晶的微细化合物，由于最终退火温度低，因此，最终退火前的变形没有得到恢复，材料伸长率降低。

试验材料152、160、168、176、184、192、200中，由于均质化处理温度高，因此产生局部熔融，而且压延时产生裂纹，无法制造试验材料。试验材料153、161、119、177、185、193中，由于中间退火温度低，最终退火时完全软化，因此，钎焊时低加工部的侵蚀严重。试验材料154、162、170、178、186、194中，由于均质化处理、中间退火、最终退火的温度均高，因此，能量成本上升，在实用上存在问题。

试验材料155、163、171、179、187、195中，由于最终冷轧的压下率低，因此，在钎焊加热时没有完成重结晶，侵蚀严重。试验材料156、158、164、166、172、174、180、182、188、190、196、198中，由于最终冷轧的压下率高，且最终退火温度过高，因此发生完全软化，在钎焊加热时低加工部的侵蚀严重。