JP2015196859A - アルミニウム合金積層板 - Google Patents
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Abstract
Description
この積層板は、熱交換器のチューブ材として好適に適用されるために、所定以上の強度、耐食性、耐エロージョン性、疲労特性等を有する必要があり、この点に着目した技術が、これまでにも数多く提案されている。
また、特許文献2には、心材において所定の大きさ(0.01〜0.1μm)の金属間化合物を2μm×2μm視野で5個以下に制限した積層板が開示されている。この技術によると、金属間化合物の所定視野における数を制限することにより、積層板の成形性を損なうことなく耐エロージョン性を向上させることができる。
また、特許文献3には、心材において0.1〜0.5μmの範囲の析出物の平均数密度を150個/μm3以下とした積層板が開示されている。この技術によると、析出物の平均数密度を制限することにより、積層板の疲労特性を改善させることができる。
加えて、自動車等の熱交換器に使用される冷媒の圧力は、従来よりも高く設定されるようになってきており、熱交換器のチューブ材はこのような厳しい使用条件に耐え得るよう、疲労特性(疲労寿命)についてもさらなる向上が求められている。
さらに、疲労特性の向上といっても、熱交換器のチューブ材の弾性域内での疲労寿命(詳細には、弾性域内での繰り返し応力下で示される疲労寿命)だけでなく、さらにひずみ量を大きくし、チューブ材の塑性域内での疲労寿命(詳細には、塑性域内での繰り返し応力下で示される疲労寿命)を含めた疲労寿命を向上させることが重要である。しかし、このような塑性域内での疲労寿命を含めた疲労特性を向上させる手段等については不明な点が多かった。
また、前記した各特許文献に係る積層板は、板厚が厚く設定(250μm以上)されているものが多く、この程度の板厚に設定することで剛性等をある程度確保することができていたが、薄肉化、冷媒の高圧力化の流れの中では、剛性等が低下することは避けられず、当然、疲労特性(疲労寿命)が低下し、今後の自動車等の熱交換器の積層板に要求されるようなレベルの疲労特性を有さないと考える。
このアルミニウム合金積層板は、Znを所定量含有させることにより、心材の強度をさらに高めることができる。
このアルミニウム合金積層板は、Mgを所定量含有させることにより、心材の強度をさらに高めることができる。
このアルミニウム合金積層板は、板厚が0.2mm以下であることにより、自動車等の熱交換器の軽量化の要求を満たすことができる。
≪アルミニウム合金積層板≫
アルミニウム合金積層板(ブレージングシート)とは、自動車等の熱交換器の部材等に用いられる板材であり、心材の少なくとも一側面に犠牲材をクラッドした板材である。なお、心材と、心材の一側面にクラッドした犠牲材と、心材の他側面にクラッドしたろう材と、から構成される3層構造のものが一般的であるが、心材とろう材との間にさらにもう1層、アルミニウム合金材をクラッドした4層構造のものであってもよい。
従来のアルミニウム合金積層板は、0.2mmを超える板厚に設定されているものが多く、板厚を厚く設定することにより強度等の性能を担保していたが、薄肉化の流れに伴い、これら性能の確保が困難となる、つまり、板厚を0.2mm以下とすることにより、これら性能の低下という課題が明確に現れることとなる。
言い換えると、本発明に係るアルミニウム合金積層板は、板厚が0.2mm以下である場合に、従来のアルミニウム合金積層板では発揮することができなかった顕著な効果(強度、耐エロージョン性、疲労特性の向上)を発揮することができる。
心材は、Mn:0.5〜1.8質量%、Si:0.4〜1.5質量%、Cu:0.05〜1.2質量%以下を含有するとともに、Fe:1.0質量%以下、Ti:0.3質量%以下のうち少なくとも1種を含有し、残部がAlおよび不可避的不純物からなる。そして、心材は、所定の粒径の分散粒子の数密度が20〜80個/μm3である。
また、心材は、Cr:0.02〜0.40質量%、Zr:0.02〜0.40質量%のうち少なくとも1種をさらに含有し、Zn:1.0質量%以下、Mg:1.0質量%以下、をさらに含有することが好ましい。
以下に、本発明に係るアルミニウム合金積層板の心材の各組成、分散粒子の数密度を数値限定した理由について説明する。
Mnは、本発明が規定する所定サイズの分散粒子をアルミニウム合金板中に分布させ、心材の耐食性を低下させることなく、分散強化によって強度を向上させるための元素である。このため、ろう付け相当加熱前および後の積層板としての必要な強度を確保するためには、Mnを0.5質量%以上含有させる。
一方、Mnの含有量が多過ぎると、塑性変形時のクラック発生の起点となったり、粗大なAl−Fe−(Mn)−(Si)系晶出物の数密度が増大したりしてしまうことにより、積層板の成形性が低下し、部品形状への組付け等の加工時に積層板が割れてしまう虞がある。このため、Mnの含有量は1.8質量%以下とする。
したがって、Mnの含有量範囲は0.5〜1.8質量%の範囲とする。
Siは、マトリックスに固溶して、心材(熱交換器用部材)に必要な強度をもたらす。ただ、Siは、Al−Mn−Si系分散粒子に消費される分もあるので、固溶Si量を確保する意味からもSiを0.4質量%以上含有させる。また、Siは、特に前記Al−Mn−Si系分散粒子を形成することでも、心材の強度を高める効果もある。ここで、Siの含有量が0.4質量%未満では、前記効果が十分に得られない。一方、Siの含有量が多過ぎると、心材の融点を低下させると共に、低融点相の増加に起因してろう付け時に心材の溶融が生じてしまうため、Siの含有量は1.5質量%以下とする。
したがって、Siの含有量範囲は0.4〜1.5質量%の範囲とする。
Cuは、固溶状態にてアルミニウム合金板中に存在し、心材の強度を向上させる元素であり、また、ろう材側の耐食性も向上させる。
しかし、Cu含有量が多過ぎると、ろう付け相当加熱後の冷却時に粗大なCu系化合物が結晶粒界に析出して粒界腐食が起こりやすくなり、ろう付け相当加熱後の積層板としての耐食性が低下する。また、心材の融点を低下させるため、ろう付け時に心材の溶融が生じてしまう。このため、Cuの含有量は1.2質量%以下とする。また、ろう付け相当加熱前および後の積層板としての必要な強度を確保するためには、Cuを0.05質量%以上含有させる必要がある。
したがって、Cuの含有量範囲は0.05〜1.2質量%以下の範囲とする。
Feは、不純物としてスクラップをアルミニウム合金溶解原料として使用する限り、心材に必然的に含まれる。Feには、Siと金属間化合物を形成して心材の強度を高めるとともに、心材のろう付け性を高める効果もある。しかし、その含有量が多すぎると、心材の自己耐食性が著しく低下する。また、粗大な化合物を形成し、積層板の成形性が低下し、部品形状への組付け等の加工時に積層板が割れてしまう虞がある。
したがって、Feの含有量範囲は1.0%以下(0質量%を含む)とする。
Tiは、アルミニウム合金板中で微細な金属間化合物を形成し、心材の耐食性を向上させる働きを有する。しかし、Tiの含有量が多過ぎると、粗大な化合物を形成するため、積層板の成形性が低下し、部品形状への組付け等の加工時に積層板が割れてしまう虞がある。
したがって、Tiの含有量範囲は、0.3質量%以下(0質量%を含む)とする。
なお、Tiの添加によって、心材中に層状に析出し、孔食が深さ方向へ進行することを抑制するとともに、Tiの添加により心材電位を貴に移行させることができる。また、Tiはアルミニウム合金において拡散速度が小さく、ろう付け時の移動も少ないため、Tiを添加することは、心材とろう材、または心材と犠牲材の電位差を維持して、電気化学的に心材を防食する効果を奏する。また、Tiは心材中に層状に析出するために、結晶粒界移動のピン止め効果を発揮し、結晶粒の板厚方向の成長を抑制し、圧延面内の成長を促進することで、層状の結晶粒形態を形成させ、疲労特性および耐エロージョン性向上に有効に働く。このため、ろう付け相当加熱前および後の積層板としての必要な耐食性、疲労特性および耐エロージョン性を確保するために、0.03%以上含有させることが好ましい。
Cr、Zrは、円相当直径が100nm以下のサブミクロンレベルの大きさの析出物(金属間化合物)をアルミニウム合金板中に分布させるための元素であり、これらのうちの少なくとも1種を含有させる。このうちでも、特にZrが、微細分散粒子をアルミニウム合金板中に分布させる効果が最も大きい。Cr、Zrが各規定下限量未満では、微細分散粒子を充分分布させることができずに、分散強化による強度向上効果が得られない。また、これらの添加元素による析出物は、均熱及び熱間圧延時に析出し、圧延方向に層状に分布する形態となる。したがって、Tiと同様に、結晶粒界をピン止めする効果によって、結晶粒の板厚方向の成長を抑制し、圧延面内の成長を促進することで、層状の結晶粒形態を形成させ、疲労特性及びエロージョン性向上に有効に働く。その効果を得るためには、いずれの元素も各規定下限量以上の添加が必要である。
一方、Cr、Zrが各規定上限量を超えて多すぎると、粗大な化合物を形成し、積層板の成形性が低下し、部品形状への組付け等の加工時に積層板が割れてしまう虞がある。
したがって、Cr、Zrを含有させる場合、Crは0.02〜0.4質量%、Zrは0.02〜0.4質量%の各範囲とするのが好ましい。
Znは、析出強化によって、心材の強度を高める効果がある。ただし、Znは母相の電位を卑にして優先的に腐食する作用があるため、心材へのZnの含有量が多いと、優先腐食層として設けられた犠牲材と心材の電位差が小さくなり、耐食性が劣化する。
したがって、Znを含有させる場合、Znの含有範囲は1.0質量%以下(0質量%を含む)とするのが好ましい。
Mgは、心材の強度を高める効果もあるが、その含有量が多いと、ろう材へのMgの拡散の影響が強くなるために、フッ化物系フラックスを用いるノコロックろう付け法などにおいて、ろう付け時にろう材表面に塗布されるフッ化物系フラックスと当該Mgが反応し、ろう付け性が著しく低下する。
したがって、Mgを含有させる場合、Mgの含有量範囲は、1.0質量%以下(0質量%を含む)とするのが好ましい。
なお、Mgによってろう付け性が低下するような熱交換器向けの積層板には、Mgの含有量は0.8質量%以下に規制することが好ましい。
心材の成分は前記の他に残部がAlおよび不可避的不純物からなる。なお、不可避的不純物としては、例えば、前記した選択的に添加するCr、Zr、Zn、Mgの他、V、B等が挙げられる。
ろう付け相当加熱前の積層板の心材は、粒径0.01〜0.5μmの分散粒子の数密度が20〜80個/μm3である。
後述するろう付け相当加熱後の積層板(熱交換器用部材の段階)の心材について規定した組織とするためには、ろう付け相当加熱前の積層板(素材の段階)の心材において、前記した分散粒子の数密度の規定を満たすことが必要である。
なお、上記効果を確実なものとするためには、粒径0.01〜0.5μmの分散粒子の数密度が30〜70個/μm3であることが好ましい。
犠牲材(犠牲防食材、犠材、内張材、皮材)およびろう材(ろう付け材)については、特に限定されない。
犠牲材としては、例えば、従来から汎用されているAl−Zn組成のJIS7072などの7000系アルミニウム合金等、Znを含む公知の犠牲材アルミニウム合金が使用できる。
ろう材としては、例えば、従来から汎用されているAl−Si組成のJIS4043、4045、4047などの4000系のAl−Si系合金ろう材など公知のろう材アルミニウム合金が使用できる。
ここで、本発明におけるろう付け相当の加熱とは、積層板を熱交換器用部材(チューブ材)にする際に通常行われるろう付けを模擬した加熱であり、詳細には、600℃の温度に3分間加熱、保持した後、平均冷却速度100℃/分で冷却する加熱処理のことである。
積層板にろう付け相当の加熱を行った場合、心材の化学成分の組成は変化しない。
ただし、ろう付け相当加熱時には、その昇温過程において、蓄積されたひずみが消滅するが、その過程において、不連続再結晶或いは連続再結晶が発生し、新たな結晶粒組織が形成される。その際、もともと添加されているMn元素や、付加的に添加される遷移元素によって形成される分散粒子が、再結晶時の平均結晶粒径や、平均アスペクト比、小傾角粒界の割合に影響し、粒径0.01〜0.5μmの分散粒子の数密度を20〜80個/μm3に制御することで、心材の平均結晶粒径、平均アスペクト比、小傾角粒界の割合が以下の所望の範囲に制御される。
ろう付け相当加熱後の積層板の心材について、圧延方向の縦断面(圧延方向に沿って切断した板の断面)における圧延方向の平均結晶粒径は、50μm以上である。
ろう付け相当加熱後の段階(熱交換器用部材としての段階)において、圧延方向の平均結晶粒径が50μm以上となることで、耐エロージョン性の向上という効果を確保することができる。一方、圧延方向の平均結晶粒径が50μm未満では、耐エロージョン性が低下する。なお、圧延方向の平均結晶粒径は、80μm以上が好ましく、150μm以上がさらに好ましい。
ろう付け相当加熱後の積層板の心材について、結晶粒の平均アスペクト比(圧延方向の平均結晶粒径/板厚方向の平均結晶粒径)は、3.0以上である。
平均アスペクト比が3.0以上となることで、圧延方向の結晶粒サイズに対する板厚方向の結晶粒サイズが小さくなり(板厚方向の結晶粒の個数が増大し)、疲労破壊時のクラック進展の抵抗となり、疲労寿命(疲労特性)が向上する。一方、平均アスペクト比が3.0未満では、疲労破壊時のクラック進展の抵抗が十分に得られず、疲労寿命が低下する。なお、平均アスペクト比は、4.0以上が好ましい。
ろう付け相当加熱後の積層板の心材について、傾角5〜15°の小傾角粒界の割合は、10.0%以下である。
結晶粒界中の小傾角粒界の割合が10.0%以下となることで、疲労破壊時のクラック進展の抵抗となる結晶粒界の効果が十分に発揮され、疲労寿命が向上する。一方、小傾角粒界の割合が10.0%を超えると、疲労破壊時のクラック進展の抵抗が十分に得られず、疲労寿命が低下する。なお、小傾角粒界の割合は、8.0%以下が好ましい。
≪アルミニウム合金積層板の製造方法≫
まず、アルミニウム合金積層板の材料である心材、犠牲材、およびろう材を製造する。この心材、犠牲材、およびろう材の製造方法は特に限定されない。例えば、前記した組成の心材用アルミニウム合金を所定の鋳造温度で鋳造した後、得られた鋳塊を所望の厚さに面削し、均質化熱処理することで、心材を製造することができる。また、所定の組成の犠牲材用アルミニウム合金、およびろう材用アルミニウム合金を所定の鋳造温度で鋳造した後、得られた鋳塊を所望の厚さに面削し、均質化熱処理する。
ろう付け相当加熱前の心材の分散粒子形態、ろう付け相当加熱後の結晶粒形態を適切に制御するためには、均熱工程を精緻に制御する必要がある。
また、400℃以上の温度域において、200℃/hrを超える平均昇温速度は非常に電力を消費するため、工業的には現実的でない。また、20℃/hr未満の平均昇温速度では、昇温速度の低下により、400℃未満で形成された多数の微細析出物が粗大化しやすくなり、400℃以上の高温域での固溶時に粗大析出物が残存しやすくなる結果、所望のサイズの範囲の析出物の数密度が狙いの範囲よりも低下する。より好ましくは、400℃以上の温度域は30℃/hr以上200℃/hr以下の平均昇温速度で昇温する方が好ましい。
均熱温度の到達温度が450℃未満であると、マトリックス中の固溶量が低下し、熱間圧延工程での方位ランダム化効果が低下し、最終的にろう付け相当加熱後の心材(採取試料)の小傾角粒界の割合が狙いの範囲よりも大きくなる。
さらに好ましくは、均熱の到達温度は480℃以上である。
なお、ろう付け相当加熱後の結晶粒のアスペクト比の観点からは、均熱温度の到達温度が450℃以上であれば、もともと添加されているMn元素や、付加的に添加される遷移元素によって形成される微細な分散粒子が圧延方向に層状に形成されるため、板厚方向の結晶粒の成長は抑制されることから、所定の均熱温度の範囲であれば、所定のアスペクト比の結晶粒がろう付け相当加熱工程後に形成されるが、均熱の到達温度が550℃以上では、析出物の粗大化が起こり、析出物の数密度が低下し、標記アスペクト比は所定の範囲に入るものの、アスペクト比が小さくなる。従って、ろう付け相当加熱後の結晶粒のアスペクト比の観点からは、好ましくは550℃未満である。
なお、ろう付け相当加熱前の積層板の製造過程、特に熱間圧延後において、複数の焼鈍工程として、熱間圧延後の荒鈍、冷間圧延の間の中間焼鈍、冷間圧延後の仕上げ焼鈍等が入るが、焼鈍回数が多いほど、心材マトリックス中の固溶量が低下してしまう。但し、中間焼鈍、仕上げ焼鈍はろう付け相当加熱後の結晶粒径の形態を制御する上で必要であることから、H1n、H2n工程による調質を行う場合は省略が難しい。従って、焼鈍工程をできるだけ減らすためにも、荒鈍は省略することが好ましい。
実施形態に係るアルミニウム合金積層板を熱交換器用部材とするには、この積層板を、成形ロールなどにより幅方向に曲折して、管内面側に皮材が配置されるように偏平管状に形成した後、これを電縫溶接等により、偏平管状に形成することでチューブ材を製造することができる。
このような偏平管状のチューブ材(積層部材)は、コルゲート加工を行った放熱フィンや、ヘッダなどの他の部材と、ブレージングにより一体に、ラジエータなどの熱交換器として作製される(組み立てられる)。チューブ材(積層部材)と放熱フィンとが一体化された部分を熱交換器のコアとも言う。この際、ろう材の固相線温度以上である、585〜620℃、好ましくは590〜600℃の高温に加熱してろう付け処理される。このブレージング工法としては、フラックスブレージング法、非腐食性のフラックスを用いたノコロックブレージング法等が汎用される。
≪各測定条件≫
<分散粒子の数密度の測定条件>
心材の板厚中心部から試料を採取し、試料表面を0.05〜0.1mm機械研磨した後、電解エッチングしてTEM観察用試料に仕上げ、50000倍のFE−TEM(透過型電子顕微鏡)を用いて分散粒子を観察し、分散粒子の粒径と数密度を測定する。
分散粒子の単位体積あたりの数密度は、TEM観察視野面積に対する、分散粒子の数密度を、公知のコンタミネーション・スポット法により、TEM観察試料の膜厚tを測定、算出して単位体積あたりの数密度に換算したものである。
この心材の板厚中心部におけるFE−TEMによる組織観察は、板厚中心部1箇所につき、観察視野の合計面積が4μm2以上となるように行い、これを板の幅方向(圧延垂直方向)に適当に距離を置いた10箇所で観察する。これらをそれぞれ画像解析し、各箇所において、粒径が0.01〜0.5μmの範囲の析出物の単位体積あたりの数密度を求め、それらを平均することにより単位体積あたりの数密度(平均数密度)を算出した。
ここで、本発明における分散粒子の粒径とは、重心直径であり、分散粒子1個当たりの分散粒子の等価な円径に換算した場合の大きさ(円径:円相当直径)である。
ろう付け相当加熱後の結晶粒径は、心材の圧延方向の縦断面(圧延方向に沿って切断した板の断面)における圧延方向の結晶粒径である。
そして、ろう付け相当加熱後の心材の結晶粒径アスペクト比は、心材の板厚中心部の圧延面における圧延方向の結晶粒径と、心材の圧延方向の縦断面における板厚方向の結晶粒径との比として算出している。
なお、上述した、圧延方向の平均結晶粒径と、板厚方向の平均結晶粒径の比を取ることで、本発明で言う、平均アスペクト比とする。
本発明における小傾角粒界の割合の測定は、走査電子顕微鏡SEM(Scanning Electron Microscope)或いは電界放射型走査電子顕微鏡FE−SEM(Field Emission Scanning Electron Microscope)による、後方散乱電子回折像EBSD(Electron BackScatter Diffraction pattern)を用いた結晶方位解析方法により測定する。
具体的には、ろう付け相当加熱後の積層板における心材(採取試料)の板厚方向中心部の圧延面を、機械研磨およびバフ研磨を行った後、電解研磨して表面を調整する。
EBSD測定条件は、SEM或いはFESEMの倍率25倍にて、1000μm×1000μmの測定視野において、測定ステップを4μmとしてEBSD測定を行う。測定によって得られた、EBSDのマップにおいて、まず粒界を決定することが必要である。2次元測定した結晶組織のデータにおいて各測定点の結晶方位を解析し、隣り合う測定点の間の方位差が5°以上となる測定点間の境界を粒界とする。すなわち方位差が5°未満の結晶同士は、実質的に1つの結晶であると見なし、本測定において1つの結晶粒とは5°以上の方位差を有する粒界で囲まれた組織を意味する。そして2次元で測定、解析された組織において、粒界3重点同士を結ぶ境界線(粒界)を、1つの特定の方位差を有する粒界と見なす。標記によって定義される結晶粒界において、全結晶粒界に占める、方位差が5°以上15°以下の結晶粒界(小傾角粒界)の割合を求める。標記測定、解析を行う心材板厚中心部の圧延面において、任意の10箇所で行い、各箇所で求められた、小傾角粒界の割合の平均値を求める。
積層板の製造は以下の通りとした。
表1に示すA〜Vの組成の3000系アルミニウム合金組成を溶解、鋳造してアルミニウム合金心材鋳塊を製造した。この心材鋳塊のみを、表2に示すように、均熱温度を種々変えて、合金元素の固溶量を制御した。
その後、この心材鋳塊の一方の面に、Al−1wt%Zn組成からなるJIS7072アルミニウム合金板を犠牲防食材として、他面にAl−10wt%Si組成からなるJIS4045アルミニウム合金板をろう付け材として、各々クラッドした。
表2のうち、実施例No.1〜13、比較例No.19〜28、30、32の調質工程はH14調質工程であり、実施例No.14〜18、比較例No.29、31の調質工程はH24調質工程である。
各例とも共通して、心材の板厚が0.14mmであり、この心材の各々の面に、それぞれ積層されたろう材、犠牲材ともに、その厚さは20〜30μmの範囲であった。
積層材を作製後、素材段階(熱交換器に組み立てる前)での心材部分の組織を測定した。さらに、この積層板を熱交換器用部材(チューブ材)にする際のろう付けを模擬して、600℃の温度に3分間加熱、保持した後、平均冷却速度100℃/分で冷却する加熱処理を行い、この加熱処理後の積層板の心材部分の組織を測定した。
心材の分散粒子の数密度、平均結晶粒径、平均アスペクト比、小傾角粒界の割合については、前記した測定条件に基づいて測定した。
ろう付けを模擬した前記加熱処理後の各例について、引張り試験を行い、引張強さ(MPa)を測定した。試験条件は、各積層板から圧延方向に対し平行方向のJISZ2201の5号試験片(25mm×50mmGL×板厚)を採取し、引張り試験を行った。引張り試験は、JISZ2241(1980)(金属材料引張り試験方法)に基づき、室温20℃で試験を行った。また、クロスヘッド速度は、5mm/分で、試験片が破断するまで一定の速度で行った。
各例について、エロージョン深さを測定して耐エロージョン性を評価した。ろう付け相当の加熱前の積層板に、市販の非腐食性フラックスを3〜5g/m2塗布し、酸素濃度が200ppm以下の雰囲気中において600℃で5分以上保持し、ろう付け試験片を作製した。次に、ろう付け相当の加熱を施した積層板の圧延方向の縦断面を、機械研磨、電解エッチングによって前処理した後に、100倍の光学顕微鏡を用いて5視野観察した。その5視野の中で、ろう材の心材への浸入深さ(エロージョン深さ)を測定し、それらの平均値としてエロージョン深さ(μm)を求めた。
疲労寿命(疲労特性)の評価は、公知の片振り型平面曲げ疲労試験機によって、常温にて行った。即ち、上記ろう付け相当加熱後の各積層板から、圧延方向と平行となるように、10mm×60mm×板厚の試験片を切り出して試験片を作製した。この試験片の一端を、片振り平面曲げ疲労試験機の固定側に取り付けた。そして、この試験片の他端を、駆動側のナイフエッジで挟持した。
曲げ疲労試験は、このナイフエッジの位置を移動させることで、試験片セット長さを変化させつつ、片振り幅一定(上下方向に5mm)となるように、試験片の平面曲げを繰り返し行った。このとき、付加曲げ応力を、破断部の歪量が最大0.009程度となるように試験片セット長さを調節した。このような条件で、各試験片が破断するまでの平面曲げの繰り返し数を求めた。評価は、12000回以上の場合を疲労寿命が非常に良好:◎、10000回以上の場合を疲労寿命が良好:○、10000回未満の場合を疲労寿命が不十分:×とした。
なお、破断部の歪量については歪ゲージを破断部位に直接貼ることができないため、破断部位から少し離れた2、3箇所の所定の位置に歪ゲージを貼り、各試験片長さ時の歪ゲージの歪値から破断部位の歪量を内挿することにより破断部位の歪量を推計し、これを元に負荷応力、すなわち、試験片セット長さを調節した。
これらの結果を表2に示す。
一方、比較例No.19〜32の積層板は、本発明の規定するいずれかの要件を満たさないため、良好な評価とならなかった。
また、比較例No.29の積層板も、均熱温度が低すぎたため、ろう付け相当加熱前の分散粒子の数密度、ろう付け相当加熱後の平均アスペクト比、小傾角粒界の割合について、本発明が規定する範囲に該当しなかった。その結果、引張強さが180MPa未満となるとともに疲労特性が不十分という結果となった。
Claims (6)
- 心材の少なくとも一側面に犠牲材をクラッドしたアルミニウム合金積層板であって、
前記心材は、Mn:0.5〜1.8質量%、Si:0.4〜1.5質量%、Cu:0.05〜1.2質量%を含有するとともに、Fe:1.0質量%以下、Ti:0.3質量%以下のうち少なくとも1種を含有し、残部がAlおよび不可避的不純物であり、
前記心材は、粒径0.01〜0.5μmの分散粒子の数密度が20〜80個/μm3
であることを特徴とするアルミニウム合金積層板。 - 前記心材は、Cr:0.02〜0.4質量%、Zr:0.02〜0.4質量%のうち少なくとも1種をさらに含有することを特徴とする請求項1に記載のアルミニウム合金積層板。
- 前記心材は、Zn:1.0質量%以下をさらに含有することを特徴とする請求項1または請求項2に記載のアルミニウム合金積層板。
- 前記心材は、Mg:1.0質量%以下をさらに含有することを特徴とする請求項1乃至請求項3のいずれか一項に記載のアルミニウム合金積層板。
- 板厚が0.2mm以下であることを特徴とする請求項1乃至請求項4のいずれか一項に記載のアルミニウム合金積層板。
- 前記アルミニウム合金積層板のろう付け相当の加熱後の組織として、
前記心材は、圧延方向の縦断面における圧延方向の平均結晶粒径が50μm以上であり、
前記心材は、結晶粒の平均アスペクト比(圧延方向の平均結晶粒径/板厚方向の平均結晶粒径)が3.0以上であり、
前記心材は、傾角5〜15°の小傾角粒界の割合が10.0%以下であることを特徴とする請求項1乃至請求項5のいずれか一項に記載のアルミニウム合金積層板。
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