JP2010095758A - ろう付造管用自動車熱交換器用ブレージングシート - Google Patents
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Abstract
【課題】肉厚の薄いろう付型チューブを作製する際の割れ、表面肌の劣化を防止することのできる成形性に優れたブレージングシートを提供する。
【解決手段】組織が繊維状であるアルミニウム合金からなる芯材と、芯材の一方の面側に配置され、組織が繊維状であるアルミニウム合金からなる犠牲材と、芯材の他方の面側に配置され、Ａｌ−Ｓｉ系合金又はＡｌ−Ｓｉ−Ｚｎ系合金からなるろう材と、からなりろう付造管される自動車熱交換器用ブレージングシート。質量％で、芯材がＭｎ：１．０〜２．０％、Ｓｉ：０．５〜１．０％、Ｃｕ：０．３〜１．０％、Ｆｅ：０．１〜０．５％、残部がＡｌ及び不可避不純物からなり、犠牲材が、Ｚｎ：２．５〜６．０％、Ｓｉ：０．３〜１．０％、Ｍｎ：０．５〜１．５％、残部がＡｌ及び不可避不純物からなることが好ましい。
【選択図】図１
【解決手段】組織が繊維状であるアルミニウム合金からなる芯材と、芯材の一方の面側に配置され、組織が繊維状であるアルミニウム合金からなる犠牲材と、芯材の他方の面側に配置され、Ａｌ−Ｓｉ系合金又はＡｌ−Ｓｉ−Ｚｎ系合金からなるろう材と、からなりろう付造管される自動車熱交換器用ブレージングシート。質量％で、芯材がＭｎ：１．０〜２．０％、Ｓｉ：０．５〜１．０％、Ｃｕ：０．３〜１．０％、Ｆｅ：０．１〜０．５％、残部がＡｌ及び不可避不純物からなり、犠牲材が、Ｚｎ：２．５〜６．０％、Ｓｉ：０．３〜１．０％、Ｍｎ：０．５〜１．５％、残部がＡｌ及び不可避不純物からなることが好ましい。
【選択図】図１
Description
本発明は、自動車用に設けられる熱交換器に用いられるアルミニウム合金ブレージングシートに関し、特にろう付法によって製造される熱交換器のチューブ材の製造に好適なブレージングシートに関する。
従来、自動車のラジエータやヒーターコアのチューブ材としては、Ａｌ−Ｍｎ系アルミニウム合金を芯材とし、この芯材の片面に犠牲陽極皮材として芯材よりも電気的に卑なＡｌ−Ｚｎ系アルミニウム合金をクラッドし、芯材の他方の面にＡｌ−Ｓｉ系又はＡｌ−Ｓｉ−Ｚｎ系ろう材をクラッドした３層のアルミニウム合金ブレージングシート（以下、単にブレージングシート）が使用されている。
チューブは、このブレージングシートを管状に形成し、突合せ部を高周波加熱により電縫溶接して作製される。このチューブは、最も一般的には、芯材がＪＩＳ ３００３合金、犠牲材がＪＩＳ ７０７２合金、ろう材がＡｌ−Ｓｉ系合金又はＡｌ−Ｓｉ−Ｚｎ系合金からなる。
チューブは、このブレージングシートを管状に形成し、突合せ部を高周波加熱により電縫溶接して作製される。このチューブは、最も一般的には、芯材がＪＩＳ ３００３合金、犠牲材がＪＩＳ ７０７２合金、ろう材がＡｌ−Ｓｉ系合金又はＡｌ−Ｓｉ−Ｚｎ系合金からなる。
犠牲材は、チューブの冷却水側（内周側）に位置し、熱交換器使用中の冷却水と接して、その犠牲陽極効果によって芯材に局部腐食が発生するのを防止している。つまり、犠牲材は芯材との電気化学的性質の違いにより犠牲材が主として腐食し、芯材への孔食を抑制する。ろう材は、ろう付け時にチューブとフィンの接合及びチューブとヘッダープレートとの接合に用いられる。
ところで、近年は熱交換器の軽量化、コスト低減を目的とし、使用部材、チューブが薄肉化される傾向にある。電縫溶接により作製されるチューブは、成形性の問題から薄肉化の限界が０．２０ｍｍ程度である。それ以上の薄肉化を実現するために、例えば特許文献１に開示されているように、犠牲材が内周側に配置されるようにチューブ材をＢ型形状に折り曲げて、突き合される両縁をろう付により接合されたチューブ（以下、ろう付型チューブ）が提案され、昨今では主流になりつつある。
ろう付型チューブの場合、曲げ加工される形状が電縫溶接チューブよりも高い成形性が要求される。チューブの成形性を高めるための手法として、電縫溶接チューブを対象に芯材の組織を繊維組織とすることにより、成形性に優れたチューブ材が開発されている（例えば、特許文献２、３）。
しかし、ろう付型チューブは電縫溶接チューブよりもさらに成形が困難であり、芯材を繊維組織としたチューブ材を用いて、肉厚が薄いろう付型チューブを作製すると、曲げ加工時に割れが生じ、あるいは表面肌が劣化するという技術的課題が生じた。
本発明は、このような技術的課題に基づいてなされたもので、肉厚の薄いろう付型チューブを作製する際の割れ、表面肌の劣化を防止することのできる成形性に優れたブレージングシートを提供することを目的とする。
本発明は、このような技術的課題に基づいてなされたもので、肉厚の薄いろう付型チューブを作製する際の割れ、表面肌の劣化を防止することのできる成形性に優れたブレージングシートを提供することを目的とする。
本発明者らは、上述した割れ、表面肌劣化の原因を検討した。その結果、ろう付型チューブのようにＢ型に曲げ加工した際に、芯材と犠牲材との変形能が異なることによって、犠牲材中に存在する金属間化合物の周囲に不均一な変形が生じる。その結果、当該金属間化合物を基点として加工時に割れが生じ、あるいは表面肌が劣化することを本発明者等は究明した。
そこで本発明者等は、成形性に優れるブレージングシートを得ることを目的に鋭意検討を重ねた結果、芯材を繊維組織にすることに加えて、犠牲材をも繊維組織にすることによって、芯材と犠牲材の変形能をともに高めるとともに、芯材と犠牲材との変形能を均等にすることにより、成形性を著しく向上できることを見出した。
以上の検討に基づいてなされた本発明のブレージングシートは、組織が繊維状であるアルミニウム合金からなる芯材と、芯材の一方の面側に配置され、組織が繊維状であるアルミニウム合金からなる犠牲材と、芯材の他方の面側に配置され、Ａｌ−Ｓｉ系合金又はＡｌ−Ｓｉ−Ｚｎ系合金からなるろう材と、からなりろう付造管されることを特徴とする。
そこで本発明者等は、成形性に優れるブレージングシートを得ることを目的に鋭意検討を重ねた結果、芯材を繊維組織にすることに加えて、犠牲材をも繊維組織にすることによって、芯材と犠牲材の変形能をともに高めるとともに、芯材と犠牲材との変形能を均等にすることにより、成形性を著しく向上できることを見出した。
以上の検討に基づいてなされた本発明のブレージングシートは、組織が繊維状であるアルミニウム合金からなる芯材と、芯材の一方の面側に配置され、組織が繊維状であるアルミニウム合金からなる犠牲材と、芯材の他方の面側に配置され、Ａｌ−Ｓｉ系合金又はＡｌ−Ｓｉ−Ｚｎ系合金からなるろう材と、からなりろう付造管されることを特徴とする。
本発明のブレージングシートは、芯材が、質量％で、Ｍｎ：１．０〜２．０％、Ｓｉ：０．５〜１．０％、Ｃｕ：０．３〜１．０％、Ｆｅ：０．１〜０．５％、残部がＡｌ及び不可避不純物からなり、犠牲材が、Ｚｎ：２．５〜６．０％、Ｓｉ：０．３〜１．０％、Ｍｎ：０．５〜１．５％、残部がＡｌ及び不可避不純物からなることが好ましい。
そして、芯材がさらに、Ｍｇ：０．０５〜０．５％を含有することが好ましく、Ｔｉ：０．０５〜０．３％、Ｃｒ：０．０５〜０．３％、及びＺｒ：０．０５〜０．３％の内の１種又は２種以上を含有することがさらに好ましい。また、犠牲材がさらに、Ｎｉ：０．１〜１．０％、及びＦｅ：０．３〜１．０％の１種又は２種を含有することが好ましく、Ｔｉ：０．０５〜０．３％、Ｃｒ：０．０５〜０．３％、及びＺｒ：０．０５〜０．３％の内の１種又は２種以上を含有することがさらに好ましい。
なお、本発明におけるブレージングシートとは、ＪＩＳ Ｚ ３００１に定義されるように、母材（芯材）の片面又は両面に、圧延加工などによってろう材をクラッドして作った板を意味する。
そして、芯材がさらに、Ｍｇ：０．０５〜０．５％を含有することが好ましく、Ｔｉ：０．０５〜０．３％、Ｃｒ：０．０５〜０．３％、及びＺｒ：０．０５〜０．３％の内の１種又は２種以上を含有することがさらに好ましい。また、犠牲材がさらに、Ｎｉ：０．１〜１．０％、及びＦｅ：０．３〜１．０％の１種又は２種を含有することが好ましく、Ｔｉ：０．０５〜０．３％、Ｃｒ：０．０５〜０．３％、及びＺｒ：０．０５〜０．３％の内の１種又は２種以上を含有することがさらに好ましい。
なお、本発明におけるブレージングシートとは、ＪＩＳ Ｚ ３００１に定義されるように、母材（芯材）の片面又は両面に、圧延加工などによってろう材をクラッドして作った板を意味する。
本発明によれば、芯材と犠牲材の両者を繊維状の組織とすることにより、肉厚の薄いろう付型チューブを作製する際の割れ、表面肌の劣化を防止することのできる、成形性に優れたブレージングシートを提供する。
以下、実施の形態に基づいてこの発明を詳細に説明する。
本発明のブレージングシートは、アルミニウム合金からなる芯材と、芯材の一方の面側に配置されるアルミニウム合金からなる犠牲材と、芯材の他方の面側に配置されるろう材と、からなるが、芯材及び犠牲材の両者が繊維状の組織を有していることが特徴である。そこで、芯材及び犠牲材の組織について説明し、ついで、本発明の好ましい組成、ブレージングシートの好ましい製造方法の順に説明する。
本発明のブレージングシートは、アルミニウム合金からなる芯材と、芯材の一方の面側に配置されるアルミニウム合金からなる犠牲材と、芯材の他方の面側に配置されるろう材と、からなるが、芯材及び犠牲材の両者が繊維状の組織を有していることが特徴である。そこで、芯材及び犠牲材の組織について説明し、ついで、本発明の好ましい組成、ブレージングシートの好ましい製造方法の順に説明する。
＜芯材の結晶組織＞
本発明に係るブレージングシートの芯材は、マトリックスの結晶組織（以下、単に組織という）が繊維状であることにより、チューブ成形時の曲げ加工性が良好となる。芯材の組織が、再結晶組織の場合、又は再結晶組織と繊維状組織との混合組織の場合には、成形時に芯材内の変形が不均一となり成形性が低下する。
芯材の組織は、芯材を構成するアルミニウム合金（芯材合金）の成分、均質化処理の条件、中間焼鈍の条件等の製造条件によって大きく変わるため、組織を繊維状とする条件を一概に特定することはできないが、特に最終圧延前の中間焼鈍の加熱温度が最も重要である。
本発明に係るブレージングシートの芯材は、マトリックスの結晶組織（以下、単に組織という）が繊維状であることにより、チューブ成形時の曲げ加工性が良好となる。芯材の組織が、再結晶組織の場合、又は再結晶組織と繊維状組織との混合組織の場合には、成形時に芯材内の変形が不均一となり成形性が低下する。
芯材の組織は、芯材を構成するアルミニウム合金（芯材合金）の成分、均質化処理の条件、中間焼鈍の条件等の製造条件によって大きく変わるため、組織を繊維状とする条件を一概に特定することはできないが、特に最終圧延前の中間焼鈍の加熱温度が最も重要である。
＜犠牲材の結晶組織＞
上述したように、芯材の組織を繊維状とすることにより、チューブの成形性が良好となる。しかし、ろう付型チューブの場合には、Ｂ型形状にするための曲げ加工の条件が厳しいため、芯材の組織を繊維状としただけでは足りない。そこで、本発明では、犠牲材の組織を繊維状とすることにより、チューブ全体としての成形性を向上する。犠牲材の組織が、再結晶組織の場合、又は再結晶組織と繊維組織との混合組織の場合には、犠牲材と芯材との変形能が異なることによって、犠牲材中の金属間化合物の周囲に不均一な変形が生じ、金属間化合物を基点として加工時に割れが生じ、あるいは表面肌が劣化するなどの不具合が生じる。
犠牲材の組織は、犠牲材を構成するアルミニウム合金の成分、鋳造条件、均質化処理条件、中間焼鈍条件等の製造条件によって大きく変わるため、組織を繊維状とする条件を一概に特定することはできないが、特に均質化処理の条件が最も重要であり、均質化処理を行わないか、均質化処理を行なう場合には低温が好ましい。
上述したように、芯材の組織を繊維状とすることにより、チューブの成形性が良好となる。しかし、ろう付型チューブの場合には、Ｂ型形状にするための曲げ加工の条件が厳しいため、芯材の組織を繊維状としただけでは足りない。そこで、本発明では、犠牲材の組織を繊維状とすることにより、チューブ全体としての成形性を向上する。犠牲材の組織が、再結晶組織の場合、又は再結晶組織と繊維組織との混合組織の場合には、犠牲材と芯材との変形能が異なることによって、犠牲材中の金属間化合物の周囲に不均一な変形が生じ、金属間化合物を基点として加工時に割れが生じ、あるいは表面肌が劣化するなどの不具合が生じる。
犠牲材の組織は、犠牲材を構成するアルミニウム合金の成分、鋳造条件、均質化処理条件、中間焼鈍条件等の製造条件によって大きく変わるため、組織を繊維状とする条件を一概に特定することはできないが、特に均質化処理の条件が最も重要であり、均質化処理を行わないか、均質化処理を行なう場合には低温が好ましい。
次に、本発明における成分限定理由について説明する。なお、以下の％は質量％を意味する。
＜芯材＞
Ｍｎ：１．０〜２．０％
Ｍｎはマトリックス中にＡｌ−Ｍｎ−Ｓｉ系、Ａｌ−Ｍｎ−Ｆｅ系、Ａｌ−Ｍｎ−Ｆｅ−Ｓｉ系金属間化合物を微細に形成し、材料の強度を高める効果がある。しかし、その含有量が下限未満ではその効果が十分発揮されず、上限を超えると鋳造時に巨大な金属間化合物を生成するため材料の成形性が低下してしまう。
好ましいＭｎの含有量は１．２〜１．８％であり、より好ましいＭｎの含有量は１．４〜１．６％である。
＜芯材＞
Ｍｎ：１．０〜２．０％
Ｍｎはマトリックス中にＡｌ−Ｍｎ−Ｓｉ系、Ａｌ−Ｍｎ−Ｆｅ系、Ａｌ−Ｍｎ−Ｆｅ−Ｓｉ系金属間化合物を微細に形成し、材料の強度を高める効果がある。しかし、その含有量が下限未満ではその効果が十分発揮されず、上限を超えると鋳造時に巨大な金属間化合物を生成するため材料の成形性が低下してしまう。
好ましいＭｎの含有量は１．２〜１．８％であり、より好ましいＭｎの含有量は１．４〜１．６％である。
Ｓｉ：０．５〜１．０％
Ｓｉはマトリックス中にＡｌ−Ｍｎ−Ｓｉ系、Ａｌ−Ｍｎ−Ｆｅ−Ｓｉ系金属間化合物を微細に形成し、材料の強度を高める効果がある。さらにマトリックス中に固溶したＳｉは材料の局部変形に対する抵抗を高め、成形性を向上させる効果がある。しかし、その含有量が下限未満ではその効果が十分発揮されず、上限を超えると材料の融点が低下してしまう。
好ましいＳｉの含有量は０．６〜０．９％であり、より好ましいＳｉの含有量は０．６〜０．８％である。
Ｓｉはマトリックス中にＡｌ−Ｍｎ−Ｓｉ系、Ａｌ−Ｍｎ−Ｆｅ−Ｓｉ系金属間化合物を微細に形成し、材料の強度を高める効果がある。さらにマトリックス中に固溶したＳｉは材料の局部変形に対する抵抗を高め、成形性を向上させる効果がある。しかし、その含有量が下限未満ではその効果が十分発揮されず、上限を超えると材料の融点が低下してしまう。
好ましいＳｉの含有量は０．６〜０．９％であり、より好ましいＳｉの含有量は０．６〜０．８％である。
Ｃｕ：０．３〜１．０％
Ｃｕはマトリックス中に固溶し、材料の強度を高める効果や、材料の局部変形に対する抵抗を高め、成形性を向上させる効果、さらに芯材に添加した場合、芯材の電位を貴として犠牲材との電位差を大きくして耐食性を向上させる効果がある。しかし、その含有量が下限未満ではその効果が十分発揮されず、上限を超えると材料の融点が低下してしまう。
好ましいＣｕの含有量は０．４〜０．８％であり、より好ましいＣｕの含有量は０．５〜０．７％である。
Ｃｕはマトリックス中に固溶し、材料の強度を高める効果や、材料の局部変形に対する抵抗を高め、成形性を向上させる効果、さらに芯材に添加した場合、芯材の電位を貴として犠牲材との電位差を大きくして耐食性を向上させる効果がある。しかし、その含有量が下限未満ではその効果が十分発揮されず、上限を超えると材料の融点が低下してしまう。
好ましいＣｕの含有量は０．４〜０．８％であり、より好ましいＣｕの含有量は０．５〜０．７％である。
Ｆｅ：０．１〜０．５％
Ｆｅはマトリックス中にＡｌ−Ｍｎ−Ｆｅ系、Ａｌ−Ｍｎ−Ｆｅ−Ｓｉ系金属間化合物を微細に形成し、材料の強度を高める効果がある。しかし、その含有量が下限未満ではその効果が十分発揮されず、上限を超えると鋳造時の巨大な金属間化合物を生成し、材料の成形性が低下してしまう。
好ましいＦｅの含有量は０．１〜０．４％であり、より好ましいＦｅの含有量は０．２〜０．４％である。
Ｆｅはマトリックス中にＡｌ−Ｍｎ−Ｆｅ系、Ａｌ−Ｍｎ−Ｆｅ−Ｓｉ系金属間化合物を微細に形成し、材料の強度を高める効果がある。しかし、その含有量が下限未満ではその効果が十分発揮されず、上限を超えると鋳造時の巨大な金属間化合物を生成し、材料の成形性が低下してしまう。
好ましいＦｅの含有量は０．１〜０．４％であり、より好ましいＦｅの含有量は０．２〜０．４％である。
本発明による芯材は、上記のようにＭｎ、Ｓｉ、Ｃｕ及びＦｅを含むアルミニウム合金から構成されることが好ましいが、下記のようにＭｇ、さらには、Ｔｉ、Ｃｒ、Ｚｒの１種又は２種以上をさらに含むことができる。各元素の限定理由は以下の通りである。
Ｍｇ：０．０５〜０．５％
Ｍｇはマトリックス中にＭｇ２Ｓｉ金属間化合物を微細に形成し、材料の強度を高める効果がある。しかしその含有量が下限未満ではその効果が十分発揮されず、上限を超えるとろう付性が低下してしまう。
好ましいＭｇの含有量は０．１〜０．４％であり、より好ましいＭｇの含有量は０．１５〜０．３％である。
Ｍｇ：０．０５〜０．５％
Ｍｇはマトリックス中にＭｇ２Ｓｉ金属間化合物を微細に形成し、材料の強度を高める効果がある。しかしその含有量が下限未満ではその効果が十分発揮されず、上限を超えるとろう付性が低下してしまう。
好ましいＭｇの含有量は０．１〜０．４％であり、より好ましいＭｇの含有量は０．１５〜０．３％である。
Ｔｉ、Ｃｒ、Ｚｒ：０．０５〜０．３％（各々）
Ｔｉ、Ｃｒ、Ｚｒは、各々Ａｌ３Ｔｉ、Ａｌ３Ｃｒ、またはＡｌ３Ｚｒを形成し、材料の強度を向上させる効果がある。その含有量が下限未満ではその効果が少なく、上限を超えると鋳造時に巨大化合物を形成し、成形性が低下してしまう。
好ましいＴｉ、Ｃｒ、Ｚｒ（各々）の含有量は０．０５〜０．２５％であり、より好ましいＴｉ、Ｃｒ、Ｚｒ（各々）の含有量は０．０５〜０．２％である。
Ｔｉ、Ｃｒ、Ｚｒは、各々Ａｌ３Ｔｉ、Ａｌ３Ｃｒ、またはＡｌ３Ｚｒを形成し、材料の強度を向上させる効果がある。その含有量が下限未満ではその効果が少なく、上限を超えると鋳造時に巨大化合物を形成し、成形性が低下してしまう。
好ましいＴｉ、Ｃｒ、Ｚｒ（各々）の含有量は０．０５〜０．２５％であり、より好ましいＴｉ、Ｃｒ、Ｚｒ（各々）の含有量は０．０５〜０．２％である。
＜犠牲材＞
Ｚｎ:２．５〜６．０％
Ｚｎを添加すると犠牲材の電位が卑となり、芯材との電位差が大きくなり、ブレージングシートの耐食性を向上する効果がある。しかし、その含有量が下限未満ではその効果が十分発揮されず、上限を超えると材料の自己耐食性が低下してしまう。
好ましいＺｎの含有量は３．０〜５．５％であり、より好ましいＺｎの含有量は３．５〜５．０％である。
Ｚｎ:２．５〜６．０％
Ｚｎを添加すると犠牲材の電位が卑となり、芯材との電位差が大きくなり、ブレージングシートの耐食性を向上する効果がある。しかし、その含有量が下限未満ではその効果が十分発揮されず、上限を超えると材料の自己耐食性が低下してしまう。
好ましいＺｎの含有量は３．０〜５．５％であり、より好ましいＺｎの含有量は３．５〜５．０％である。
Ｓｉ：０．３〜１．０％
Ｓｉを添加すると犠牲材のマトリックス中にＡｌ−Ｍｎ−Ｓｉ系、Ａｌ−Ｍｎ−Ｆｅ−Ｓｉ系金属間化合物が微細に形成されて、犠牲材の再結晶を遅延させる。その結果、繊維状の組織が得られやすくなる。また、マトリックス中に固溶したＳｉは犠牲材の局部変形に対する抵抗を高め、成形性を向上させる効果がある。さらに、Ｓｉは犠牲材の強度を高める効果がある。しかし、その含有量が下限未満では以上の効果が十分発揮されず、上限を超えると材料の融点が低下してしまう。
好ましいＳｉの含有量は０．３５〜０．８％であり、より好ましいＳｉの含有量は０．４〜０．６％である。
Ｓｉを添加すると犠牲材のマトリックス中にＡｌ−Ｍｎ−Ｓｉ系、Ａｌ−Ｍｎ−Ｆｅ−Ｓｉ系金属間化合物が微細に形成されて、犠牲材の再結晶を遅延させる。その結果、繊維状の組織が得られやすくなる。また、マトリックス中に固溶したＳｉは犠牲材の局部変形に対する抵抗を高め、成形性を向上させる効果がある。さらに、Ｓｉは犠牲材の強度を高める効果がある。しかし、その含有量が下限未満では以上の効果が十分発揮されず、上限を超えると材料の融点が低下してしまう。
好ましいＳｉの含有量は０．３５〜０．８％であり、より好ましいＳｉの含有量は０．４〜０．６％である。
Ｍｎ:０．５〜１．５％
Ｍｎを添加すると犠牲材のマトリックス中にＡｌ−Ｍｎ−Ｓｉ系、Ａｌ−Ｍｎ−Ｆｅ系、Ａｌ−Ｍｎ−Ｆｅ−Ｓｉ系金属間化合物が微細に形成されて、犠牲材の再結晶を遅延させる。その結果、繊維状の組織が得られやすくなる。また、マトリックス中に固溶したＭｎは材料の局部変形に対する抵抗を高め、成形性を向上させる効果がある。さらに、Ｍｎは犠牲材の強度を高める効果がある。しかし、その含有量が下限未満ではその効果が十分発揮されず、上限を超えると鋳造時に巨大な金属間化合物を生成するため材料の成形性が低下してしまう。
好ましいＭｎの含有量は０．７〜１．４％であり、より好ましいＭｎの含有量は０．８〜１．３％である。
Ｍｎを添加すると犠牲材のマトリックス中にＡｌ−Ｍｎ−Ｓｉ系、Ａｌ−Ｍｎ−Ｆｅ系、Ａｌ−Ｍｎ−Ｆｅ−Ｓｉ系金属間化合物が微細に形成されて、犠牲材の再結晶を遅延させる。その結果、繊維状の組織が得られやすくなる。また、マトリックス中に固溶したＭｎは材料の局部変形に対する抵抗を高め、成形性を向上させる効果がある。さらに、Ｍｎは犠牲材の強度を高める効果がある。しかし、その含有量が下限未満ではその効果が十分発揮されず、上限を超えると鋳造時に巨大な金属間化合物を生成するため材料の成形性が低下してしまう。
好ましいＭｎの含有量は０．７〜１．４％であり、より好ましいＭｎの含有量は０．８〜１．３％である。
本発明による犠牲材は、上記のようにＺｎ、Ｓｉ、Ｍｎ及びＦｅを含むアルミニウム合金から構成されることが好ましいが、下記のようにＮｉ及びＦｅの１種又は２種、さらにＴｉ、Ｃｒ及びＺｒの１種又は２種以上を含むことができる。各元素の限定理由は以下の通りである。
Ｎｉ：０．１〜１．０％
Ｎｉはマトリックス中にＡｌ−Ｎｉ系金属間化合物を形成し、これが腐食環境において孔食の起点となるため、深さ方向への孔食成長を抑制する効果がある。しかし、その含有量が下限未満ではその効果が十分発揮されず、上限を超えると材料の成形性が低下するとともに自己耐食性が低下してしまう。
好ましいＮｉの含有量は０．２〜０．８％であり、より好ましいＮｉの含有量は０．３〜０．７％である。
Ｎｉ：０．１〜１．０％
Ｎｉはマトリックス中にＡｌ−Ｎｉ系金属間化合物を形成し、これが腐食環境において孔食の起点となるため、深さ方向への孔食成長を抑制する効果がある。しかし、その含有量が下限未満ではその効果が十分発揮されず、上限を超えると材料の成形性が低下するとともに自己耐食性が低下してしまう。
好ましいＮｉの含有量は０．２〜０．８％であり、より好ましいＮｉの含有量は０．３〜０．７％である。
Ｆｅ：０．３〜１．０％
Ｆｅはマトリックス中にＡｌ−Ｍｎ−Ｆｅ系、Ａｌ−Ｍｎ−Ｆｅ−Ｓｉ系金属間化合物を微細に形成し、材料の強度を高める効果や、同化合物が腐食の起点となるため、犠牲材に添加された場合には深さ方向への孔食成長を抑制し、耐食性を向上させる効果がある。しかし、その含有量が下限未満ではその効果が十分発揮されず、上限を超えると鋳造時の巨大な金属間化合物を生成し、材料の成形性が低下してしまう。
好ましいＦｅの含有量は０．３５〜０．８％であり、より好ましいＦｅの含有量は０．４〜０．７％である。
Ｆｅはマトリックス中にＡｌ−Ｍｎ−Ｆｅ系、Ａｌ−Ｍｎ−Ｆｅ−Ｓｉ系金属間化合物を微細に形成し、材料の強度を高める効果や、同化合物が腐食の起点となるため、犠牲材に添加された場合には深さ方向への孔食成長を抑制し、耐食性を向上させる効果がある。しかし、その含有量が下限未満ではその効果が十分発揮されず、上限を超えると鋳造時の巨大な金属間化合物を生成し、材料の成形性が低下してしまう。
好ましいＦｅの含有量は０．３５〜０．８％であり、より好ましいＦｅの含有量は０．４〜０．７％である。
Ｔｉ、Ｃｒ、Ｚｒ：０．０５〜０．３％（各々）
Ｔｉ、Ｃｒ、ＺｒはＡｌ３Ｔｉ、Ａｌ３Ｃｒ、またはＡｌ３Ｚｒを形成し、材料の強度を向上させる効果がある。その含有量が下限未満ではその効果が少なく、上限を超えると鋳造時に巨大化合物を形成し、成形性が低下してしまう。
好ましいＴｉ、Ｃｒ、Ｚｒ（各々）の含有量は０．０５〜０．２５％であり、より好ましいＴｉ、Ｃｒ、Ｚｒ（各々）の含有量は０．０５〜０．２％である。
Ｔｉ、Ｃｒ、ＺｒはＡｌ３Ｔｉ、Ａｌ３Ｃｒ、またはＡｌ３Ｚｒを形成し、材料の強度を向上させる効果がある。その含有量が下限未満ではその効果が少なく、上限を超えると鋳造時に巨大化合物を形成し、成形性が低下してしまう。
好ましいＴｉ、Ｃｒ、Ｚｒ（各々）の含有量は０．０５〜０．２５％であり、より好ましいＴｉ、Ｃｒ、Ｚｒ（各々）の含有量は０．０５〜０．２％である。
＜ろう材＞
本発明のブレージングシートに使用するろう材は、Ａｌ−Ｓｉ系（ＪＩＳ ４０４５合金，４３４３合金）又はＡｌ−Ｓｉ−Ｚｎ系のアルミニウム合金からなるろう材であればよく、特に限定されるものではない。
ろう材中に含まれるＳｉは融点を下げると共に流動性を付与する成分であり、その含有量が５％未満では所望の効果が不十分であり、一方、１５％を越えて含有するとかえって流動性が低下するので好ましくない。したがって、ろう材中の好ましいＳｉの含有量は５〜１５％が好ましい。ろう材中のＳｉ含有量のより好ましい範囲は７〜１２％である。
また、Ａｌ−Ｓｉ−Ｚｎ系のろう材は前記Ａｌ−Ｓｉ系ろう材にＺｎを１．０〜５．０％含有させたものが好ましい。
また、さらにＭｇ、Ｃｕ、Ｌｉ等を含有するＡｌ−Ｓｉ系合金、Ａｌ−Ｓｉ−Ｚｎ系合金を本発明のろう材として用いることもできる。
本発明のブレージングシートに使用するろう材は、Ａｌ−Ｓｉ系（ＪＩＳ ４０４５合金，４３４３合金）又はＡｌ−Ｓｉ−Ｚｎ系のアルミニウム合金からなるろう材であればよく、特に限定されるものではない。
ろう材中に含まれるＳｉは融点を下げると共に流動性を付与する成分であり、その含有量が５％未満では所望の効果が不十分であり、一方、１５％を越えて含有するとかえって流動性が低下するので好ましくない。したがって、ろう材中の好ましいＳｉの含有量は５〜１５％が好ましい。ろう材中のＳｉ含有量のより好ましい範囲は７〜１２％である。
また、Ａｌ−Ｓｉ−Ｚｎ系のろう材は前記Ａｌ−Ｓｉ系ろう材にＺｎを１．０〜５．０％含有させたものが好ましい。
また、さらにＭｇ、Ｃｕ、Ｌｉ等を含有するＡｌ−Ｓｉ系合金、Ａｌ−Ｓｉ−Ｚｎ系合金を本発明のろう材として用いることもできる。
＜製造工程＞
図１を参照しながら本発明の自動車熱交換器用ブレージングシートの製造方法概略を説明する。
芯材、犠牲材及びろう材を構成するアルミニウム合金を例えば半連続鋳造法により鋳塊を製造する。
得られた芯材鋳塊及びろう材鋳塊は均質化処理が施される。芯材鋳塊の均質化処理は、３８０〜５８０℃で１〜１２時間の範囲で適宜選択され、ろう材鋳塊の均質化処理は、４００〜５５０℃で２〜１０時間の範囲で適宜選択されるのが好ましい。一方、犠牲材鋳塊は、均質化処理を行わないのが好ましく、行う場合には３５０〜４５０℃、さらには３７０〜４３０℃で１〜１５時間の条件で行なうことが好ましい。そうすることにより犠牲材の組織を繊維状とすることができる。
その後、所定厚さとされた芯材鋳塊、犠牲材鋳塊及びろう材鋳塊は、芯材鋳塊の一方の面側に犠牲材鋳塊を、さらに他方の面側にろう材鋳塊を組み合わせて熱間圧延し、クラッド材（ブレージングシート前駆体）とする。
図１を参照しながら本発明の自動車熱交換器用ブレージングシートの製造方法概略を説明する。
芯材、犠牲材及びろう材を構成するアルミニウム合金を例えば半連続鋳造法により鋳塊を製造する。
得られた芯材鋳塊及びろう材鋳塊は均質化処理が施される。芯材鋳塊の均質化処理は、３８０〜５８０℃で１〜１２時間の範囲で適宜選択され、ろう材鋳塊の均質化処理は、４００〜５５０℃で２〜１０時間の範囲で適宜選択されるのが好ましい。一方、犠牲材鋳塊は、均質化処理を行わないのが好ましく、行う場合には３５０〜４５０℃、さらには３７０〜４３０℃で１〜１５時間の条件で行なうことが好ましい。そうすることにより犠牲材の組織を繊維状とすることができる。
その後、所定厚さとされた芯材鋳塊、犠牲材鋳塊及びろう材鋳塊は、芯材鋳塊の一方の面側に犠牲材鋳塊を、さらに他方の面側にろう材鋳塊を組み合わせて熱間圧延し、クラッド材（ブレージングシート前駆体）とする。
ついで、冷間圧延を行なうが、その途中で圧延続行のための中間焼鈍（第１中間焼鈍）を行い、さらに所定の厚さまで冷間圧延を行った後に、中間焼鈍（第２中間焼鈍）を行い、冷間における最終の圧延により０．１５〜０．２５ｍｍの厚さを有するブレージングシートを得る。
第１中間焼鈍は２５０〜４００℃で１〜１０時間保持する条件で、第２中間焼鈍は１５０〜２３０℃で１〜１０時間保持する条件で行えばよい。
このようにして得られた本発明のブレージングシートは、例えば特許文献１に開示された方法で、犠牲材が内周側に配置されるようにチューブ材をＢ型形状に折り曲げて、突き合される両縁をろう付により接合されたチューブに形成される。
本発明のアルミニウム合金ブレージングシートをチューブ等とし、自動車用のラジエータやヒーターコアなどのアルミニウム合金製熱交換器の組み立てに使用する場合には、アルミニウム合金のフィン材を組み合わせ、ろう付炉中においてフラックスを用いる不活性雰囲気ろう付けあるいは真空ろう付を行う。
第１中間焼鈍は２５０〜４００℃で１〜１０時間保持する条件で、第２中間焼鈍は１５０〜２３０℃で１〜１０時間保持する条件で行えばよい。
このようにして得られた本発明のブレージングシートは、例えば特許文献１に開示された方法で、犠牲材が内周側に配置されるようにチューブ材をＢ型形状に折り曲げて、突き合される両縁をろう付により接合されたチューブに形成される。
本発明のアルミニウム合金ブレージングシートをチューブ等とし、自動車用のラジエータやヒーターコアなどのアルミニウム合金製熱交換器の組み立てに使用する場合には、アルミニウム合金のフィン材を組み合わせ、ろう付炉中においてフラックスを用いる不活性雰囲気ろう付けあるいは真空ろう付を行う。
表１に示す成分組成のアルミニウム合金を溶解、鋳造して鋳塊を製造し、この鋳塊を通常の条件で熱間圧延を行い、厚さ：１５０ｍｍの芯材Ｎｏ．１〜３０を作製し、４５０℃で８時間保持する均質化処理を行なった。
次に、表２に示す成分組成のアルミニウム合金を溶解、鋳造して鋳塊を製造し、この鋳塊を通常の条件で熱間圧延を行い、厚さ：３０ｍｍの熱延板からなる犠牲材Ｎｏ．１〜３０を作製した。なお、得られた犠牲材について、均質化処理は行なわなかった。
さらに、表３に示す成分組成のろう材用アルミニウム合金を溶解、鋳造して鋳塊を製造し、この鋳塊を通常の条件で熱間圧延を行い、厚さ：２０ｍｍの熱延板からなるろう材Ｎｏ．１，２を作製し、５００℃で６時間保持する均質化処理を行なった。
これら表１の芯材Ｎｏ．１〜Ｎｏ．３０、表２の犠牲材Ｎｏ．１〜３０及び表３のろう材Ｎｏ．１，２を、表４〜表６に示されるブレージングシートの構成にしたがって重ね合わせ、熱間圧延にてクラッドし、引き続いて冷間圧延、第１中間焼鈍（３５０℃×３時間）、冷間圧延、第２中間焼鈍（２２０℃×５時間）を行ったのち、冷間圧延を行うことによりいずれも板厚：０．２０ｍｍ、犠牲材及びろう材のクラッド率がそれぞれ１５％、１０％で調質Ｈ１４のブレージングシートを作製した。ただし、表４のブレージングシートＮｏ．１〜３は、上記製造工程と下記の点が相違する。
Ｎｏ．１：犠牲材均質化処理；５００℃×６時間、第２中間焼鈍；３５０℃×３時間
Ｎｏ．２：犠牲材均質化処理；５００℃×６時間、第２中間焼鈍；２２０℃×５時間
Ｎｏ．３：犠牲材均質化処理；なし、 第２中間焼鈍；３００℃×５時間
Ｎｏ．１：犠牲材均質化処理；５００℃×６時間、第２中間焼鈍；３５０℃×３時間
Ｎｏ．２：犠牲材均質化処理；５００℃×６時間、第２中間焼鈍；２２０℃×５時間
Ｎｏ．３：犠牲材均質化処理；なし、 第２中間焼鈍；３００℃×５時間
＜組織観察＞
得られたブレージングシートについて、板厚方向と垂直な断面を研磨してミクロ組織を顕微鏡で観察することにより芯材、犠牲材の組織を調査（倍率：１００，視野数：２０）した。
その結果を表４〜表６に示す。なお、表４〜表６の「芯材組織」、「犠牲材組織」の欄において、「Ｒ」は再結晶組織を、また、「Ｆ」は繊維状の組織を示している。
得られたブレージングシートについて、板厚方向と垂直な断面を研磨してミクロ組織を顕微鏡で観察することにより芯材、犠牲材の組織を調査（倍率：１００，視野数：２０）した。
その結果を表４〜表６に示す。なお、表４〜表６の「芯材組織」、「犠牲材組織」の欄において、「Ｒ」は再結晶組織を、また、「Ｆ」は繊維状の組織を示している。
＜成形性評価＞
得られたブレージングシートを用いて成形性の評価を行った。評価は、犠牲材を内側にしてＢ型形状に造管した後、目視により芯材、犠牲材に割れが生じたかを観察した。その測定結果を表４〜６に示す。なお、表４〜表６において、×は芯材及び犠牲材の両者に割れが発生し、△は芯材又は犠牲材にしわが発生し、○は芯材及び犠牲材の両者に割れが発生しなかったことを意味する。
得られたブレージングシートを用いて成形性の評価を行った。評価は、犠牲材を内側にしてＢ型形状に造管した後、目視により芯材、犠牲材に割れが生じたかを観察した。その測定結果を表４〜６に示す。なお、表４〜表６において、×は芯材及び犠牲材の両者に割れが発生し、△は芯材又は犠牲材にしわが発生し、○は芯材及び犠牲材の両者に割れが発生しなかったことを意味する。
＜耐食性評価＞
また、これらブレージングシートを用いてそれぞれの試験片を作製し、これら試験片を窒素ガス雰囲気中で６００℃に５分間保持した後、冷却速度：１００℃／ｍｉｎ．で室温まで冷却するろう付け相当の熱処理を行い、その後、下記の条件の腐食試験１〜２を行った。なお、腐食試験１は酸性環境下での耐食性を評価するものであり、腐食試験２はアルカリ環境下での耐食性を評価するものである。
また、これらブレージングシートを用いてそれぞれの試験片を作製し、これら試験片を窒素ガス雰囲気中で６００℃に５分間保持した後、冷却速度：１００℃／ｍｉｎ．で室温まで冷却するろう付け相当の熱処理を行い、その後、下記の条件の腐食試験１〜２を行った。なお、腐食試験１は酸性環境下での耐食性を評価するものであり、腐食試験２はアルカリ環境下での耐食性を評価するものである。
腐食試験１：
試験片のろう材側を接着剤にて被覆して得られた試験材を用意し、さらにＣｌ−：１９５ｐｐｍ，ＳＯ４ ２−：６０ｐｐｍ，Ｆｅ３＋：３０ｐｐｍ，Ｃｕ２＋：１ｐｐｍを含む水溶液（ｐＨ：３．０）を腐食液として用意し、この腐食液を自動車用熱交換器の冷却水と想定して、試験材を温度：８０℃の腐食液に８時間浸漬保持した後、室温で１６時間浸漬保持すると云う温度サイクルを加える操作を１４日間行い、１４日間経過後の犠牲陽極皮材層の表面からの最大孔食深さを測定した。その測定結果を表４〜６に示す。
試験片のろう材側を接着剤にて被覆して得られた試験材を用意し、さらにＣｌ−：１９５ｐｐｍ，ＳＯ４ ２−：６０ｐｐｍ，Ｆｅ３＋：３０ｐｐｍ，Ｃｕ２＋：１ｐｐｍを含む水溶液（ｐＨ：３．０）を腐食液として用意し、この腐食液を自動車用熱交換器の冷却水と想定して、試験材を温度：８０℃の腐食液に８時間浸漬保持した後、室温で１６時間浸漬保持すると云う温度サイクルを加える操作を１４日間行い、１４日間経過後の犠牲陽極皮材層の表面からの最大孔食深さを測定した。その測定結果を表４〜６に示す。
腐食試験２：
試験片のろう材側を接着剤にて被覆して得られた試験材を用意し、Ｃｌ-：１９５ｐｐｍ，ＳＯ４ ２−：６０ｐｐｍ，Ｆｅ３＋：３０ｐｐｍ，Ｃｕ２＋：６０ｐｐｍを含む水溶液をＮａＯＨでｐＨ１１に調整した水溶液を腐食液として用意し、前記腐食液を自動車用熱交換器の冷却水を想定して、試験材を温度：８０℃の腐食液の中に８時間浸漬保持した後、室温の静止腐食液の中に１６時間に浸漬保持すると云う温度サイクルを加える操作を１４日間行い、１４日間経過後の犠牲陽極皮材層の表面からの最大腐食深さを測定した。その測定結果を表４〜６に示す。
試験片のろう材側を接着剤にて被覆して得られた試験材を用意し、Ｃｌ-：１９５ｐｐｍ，ＳＯ４ ２−：６０ｐｐｍ，Ｆｅ３＋：３０ｐｐｍ，Ｃｕ２＋：６０ｐｐｍを含む水溶液をＮａＯＨでｐＨ１１に調整した水溶液を腐食液として用意し、前記腐食液を自動車用熱交換器の冷却水を想定して、試験材を温度：８０℃の腐食液の中に８時間浸漬保持した後、室温の静止腐食液の中に１６時間に浸漬保持すると云う温度サイクルを加える操作を１４日間行い、１４日間経過後の犠牲陽極皮材層の表面からの最大腐食深さを測定した。その測定結果を表４〜６に示す。
＜強度評価＞
得られたブレージングシートを用いて機械的強度の評価を行った。評価は、前記ろう付相当熱処理を行った後、圧延方向と平行にＪＩＳ１３号Ｂ試験片を切り出し、引張試験により行なった。その測定結果を表４〜６に示す。
得られたブレージングシートを用いて機械的強度の評価を行った。評価は、前記ろう付相当熱処理を行った後、圧延方向と平行にＪＩＳ１３号Ｂ試験片を切り出し、引張試験により行なった。その測定結果を表４〜６に示す。
Claims (6)
- 組織が繊維状であるアルミニウム合金からなる芯材と、
前記芯材の一方の面側に配置され、組織が繊維状のアルミニウム合金からなる犠牲材と、
前記芯材の他方の面側に配置され、Ａｌ−Ｓｉ系合金又はＡｌ−Ｓｉ−Ｚｎ系合金からなるろう材と、からなりろう付造管されることを特徴とするろう付造管用自動車熱交換器用ブレージングシート。 - 前記芯材が、質量％で、
Ｍｎ：１．０〜２．０％、
Ｓｉ：０．５〜１．０％、
Ｃｕ：０．３〜１．０％、
Ｆｅ：０．１〜０．５％、
残部がＡｌ及び不可避不純物からなり、
前記犠牲材が、質量％で、
Ｚｎ：２．５〜６．０％、
Ｓｉ：０．３〜１．０％、
Ｍｎ：０．５〜１．５％、
残部がＡｌ及び不可避不純物からなる請求項１に記載のろう付造管用自動車熱交換器用ブレージングシート。 - 前記芯材がさらに、質量％で、
Ｍｇ：０．０５〜０．５％を含有する請求項２に記載のろう付造管用自動車熱交換器用ブレージングシート。 - 前記芯材がさらに、質量％で、
Ｔｉ：０．０５〜０．３％、
Ｃｒ：０．０５〜０．３％、及び
Ｚｒ：０．０５〜０．３％の内の１種又は２種以上を含有する請求項２又は３に記載のろう付造管用自動車熱交換器用ブレージングシート。 - 前記犠牲材がさらに、質量％で、
Ｎｉ：０．１〜１．０％、及び
Ｆｅ：０．３〜１．０％の内の１種又は２種を含有する請求項２〜請求項４のいずれかに記載のろう付造管用自動車熱交換器用ブレージングシート。 - 前記犠牲材がさらに、質量％で、
Ｔｉ：０．０５〜０．３％、
Ｃｒ：０．０５〜０．３％、及び
Ｚｒ：０．０５〜０．３％の内の１種又は２種以上を含有する請求項２〜５のいずれかに記載のろう付造管用自動車熱交換器用ブレージングシート。
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