JP2016186096A - アルミニウム合金製ブレージングシート - Google Patents
アルミニウム合金製ブレージングシート Download PDFInfo
- Publication number
- JP2016186096A JP2016186096A JP2015066059A JP2015066059A JP2016186096A JP 2016186096 A JP2016186096 A JP 2016186096A JP 2015066059 A JP2015066059 A JP 2015066059A JP 2015066059 A JP2015066059 A JP 2015066059A JP 2016186096 A JP2016186096 A JP 2016186096A
- Authority
- JP
- Japan
- Prior art keywords
- mass
- sacrificial anode
- anode material
- aluminum alloy
- content
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Pending
Links
Images
Abstract
【課題】耐エロージョン・コロージョン性に優れるアルミニウム合金製ブレージングシートを提供する。【解決手段】アルミニウム合金製ブレージングシート１は、心材２と、心材２の一方の面に設けられた犠牲陽極材３と、心材２の他方の面に設けられたろう材４とを有し、犠牲陽極材３は、Ｓｉ：０．５〜１．５質量％、Ｍｎ：０．１〜１．５質量％、Ｚｎ：３．０〜６．０質量％を含有し、残部がＡｌおよび不可避的不純物からなり、犠牲陽極材３の厚さが３５〜６５μｍであることを特徴とする。【選択図】図１
Description
本発明は、自動車用熱交換器等に使用されるアルミニウム合金製ブレージングシートに関する。
一般に、自動車用のエバポレータやコンデンサ等の熱交換器におけるチューブ材等の材料としては、アルミニウム合金製ブレージングシートが使用されている。
例えば、特許文献１には、アルミニウム合金からなる心材の片面にアルミニウム合金ろう材をクラッドし、他方の面に犠牲陽極皮材をクラッドした熱交換器用アルミニウム合金ブレージングシートが開示されている。このブレージングシートは、犠牲陽極皮材にＺｎ、Ｓｉ、Ｎｉ、Ｍｎ、Ｔｉを所定量含有し、さらにＺｒ、Ｃｒ、Ｃｏ、Ｃｅ、Ｓｒの内の１種または２種以上を所定量含有し、さらに、Ｍｇを所定量含有し、残りがＡｌおよび不可避不純物からなるものである。
例えば、特許文献１には、アルミニウム合金からなる心材の片面にアルミニウム合金ろう材をクラッドし、他方の面に犠牲陽極皮材をクラッドした熱交換器用アルミニウム合金ブレージングシートが開示されている。このブレージングシートは、犠牲陽極皮材にＺｎ、Ｓｉ、Ｎｉ、Ｍｎ、Ｔｉを所定量含有し、さらにＺｒ、Ｃｒ、Ｃｏ、Ｃｅ、Ｓｒの内の１種または２種以上を所定量含有し、さらに、Ｍｇを所定量含有し、残りがＡｌおよび不可避不純物からなるものである。
特許文献１に記載の熱交換器用アルミニウム合金ブレージングシートでは、耐食性に優れた犠牲陽極材とするように添加成分が選定されている。しかし、この犠牲陽極材では硬度が不足しており、冷却水が高速で流れた際のエロージョン・コロージョンによる貫通腐食を抑制できないという問題がある。
本発明は、前記課題を解決するものであり、耐エロージョン・コロージョン性に優れるアルミニウム合金製ブレージングシートを提供することを課題とする。
本発明者は、従来のＡｌ−Ｚｎ系合金にＳｉ、Ｍｎを添加することで硬度が上昇し、犠牲陽極材の自己消耗性を抑制できるため、耐エロージョン・コロージョン性を向上させることができることを見出した。さらに、犠牲陽極材の組成および厚さを規定することで、犠牲陽極材の硬さおよびＺｎ拡散を制御でき、これにより、耐エロージョン・コロージョン性を向上させることができることを見出した。
すなわち、本発明に係るアルミニウム合金製ブレージングシートは、心材と、前記心材の一方の面に設けられた犠牲陽極材と、前記心材の他方の面に設けられたろう材とを有し、前記犠牲陽極材は、Ｓｉ：０．５〜１．５質量％、Ｍｎ：０．１〜１．５質量％、Ｚｎ：３．０〜６．０質量％を含有し、残部がＡｌおよび不可避的不純物からなり、前記犠牲陽極材の厚さが３５〜６５μｍであることを特徴とする。
このような構成によれば、アルミニウム合金製ブレージングシートは、犠牲陽極材がＳｉ、Ｍｎを所定量含有することで、犠牲陽極材の硬度が上昇し、Ｚｎを所定量含有することで、犠牲陽極材の耐食性が向上する。
また、アルミニウム合金製ブレージングシートは、犠牲陽極材の厚さを規定することで、犠牲陽極材の耐食性が向上するとともに、犠牲陽極材の自己消耗性が抑制される。
また、アルミニウム合金製ブレージングシートは、犠牲陽極材の厚さを規定することで、犠牲陽極材の耐食性が向上するとともに、犠牲陽極材の自己消耗性が抑制される。
また、本発明に係るアルミニウム合金製ブレージングシートは、前記犠牲陽極材において、さらに、前記不可避的不純物としてのＦｅが０．３０質量％未満であることが好ましい。
このような構成によれば、アルミニウム合金製ブレージングシートは、犠牲陽極材の自己消耗性が抑制される。
このような構成によれば、アルミニウム合金製ブレージングシートは、犠牲陽極材の自己消耗性が抑制される。
また、本発明に係るアルミニウム合金製ブレージングシートは、前記心材が、Ｓｉ：０．４〜１．５質量％、Ｍｎ：０．６〜２．０質量％、Ｃｕ：０．３〜１．２質量％、Ｔｉ：０．０２〜０．３質量％を含有し、残部がＡｌおよび不可避的不純物からなることが好ましい。
このような構成によれば、アルミニウム合金製ブレージングシートは、心材の強度、ろう付性および耐食性が向上する。
このような構成によれば、アルミニウム合金製ブレージングシートは、心材の強度、ろう付性および耐食性が向上する。
また、本発明に係るアルミニウム合金製ブレージングシートは、前記心材が、Ｃｒ：０．０２〜０．２質量％、Ｚｒ：０．０２〜０．２質量％のうちの１種または２種をさらに含有することが好ましい。
このような構成によれば、アルミニウム合金製ブレージングシートは、心材の破壊靭性および疲労強度が向上する。
このような構成によれば、アルミニウム合金製ブレージングシートは、心材の破壊靭性および疲労強度が向上する。
本発明に係るアルミニウム合金製ブレージングシートは、耐エロージョン・コロージョン性に優れる。
以下、本発明に係るアルミニウム合金製ブレージングシートについて具体的に説明する。
≪アルミニウム合金製ブレージングシート≫
図１に示すように、アルミニウム合金製ブレージングシート（以下、適宜、ブレージングシートという）１は、心材２と、心材２の一方の面に設けられた犠牲陽極材３と、心材２の他方の面に設けられたろう材４とを有する３層からなるものである。
≪アルミニウム合金製ブレージングシート≫
図１に示すように、アルミニウム合金製ブレージングシート（以下、適宜、ブレージングシートという）１は、心材２と、心材２の一方の面に設けられた犠牲陽極材３と、心材２の他方の面に設けられたろう材４とを有する３層からなるものである。
《犠牲陽極材》
犠牲陽極材３は、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｚｎを所定量含有し、残部がＡｌおよび不可避的不純物からなり、さらに所定の厚さとしたものである。また、犠牲陽極材３は、不可避的不純物としてのＦｅ含有量を所定とすることが好ましい。以下、犠牲陽極材３の各成分の限定理由について説明する。なお、各成分の含有量は、犠牲陽極材３全体についての含有量である。
犠牲陽極材３は、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｚｎを所定量含有し、残部がＡｌおよび不可避的不純物からなり、さらに所定の厚さとしたものである。また、犠牲陽極材３は、不可避的不純物としてのＦｅ含有量を所定とすることが好ましい。以下、犠牲陽極材３の各成分の限定理由について説明する。なお、各成分の含有量は、犠牲陽極材３全体についての含有量である。
<Ｓｉ：０．５〜１．５質量％>
Ｓｉは母相に固溶することで犠牲陽極材３の硬度を向上させる元素である。Ｓｉ含有量が０．５質量％未満では、上記効果が十分ではなく、１．５質量％を超えると犠牲陽極材３の固相線温度が低下して、溶融を招く。そのため、Ｓｉの含有量は、０．５〜１．５質量％とする。Ｓｉ含有量は、硬度を向上させる観点から、好ましくは０．７質量％以上、より好ましくは０．８質量％以上である。また、固相線温度の低下を抑制する観点から、好ましくは１．２質量％以下、より好ましくは１．１質量％以下である。
Ｓｉは母相に固溶することで犠牲陽極材３の硬度を向上させる元素である。Ｓｉ含有量が０．５質量％未満では、上記効果が十分ではなく、１．５質量％を超えると犠牲陽極材３の固相線温度が低下して、溶融を招く。そのため、Ｓｉの含有量は、０．５〜１．５質量％とする。Ｓｉ含有量は、硬度を向上させる観点から、好ましくは０．７質量％以上、より好ましくは０．８質量％以上である。また、固相線温度の低下を抑制する観点から、好ましくは１．２質量％以下、より好ましくは１．１質量％以下である。
<Ｍｎ：０．１〜１．５質量％>
ＭｎはＡｌ−Ｍｎ系化合物を晶出または析出して、ろう付後の犠牲陽極材３の硬度を向上させる元素である。Ｍｎ含有量が０．１質量％未満では、上記効果が十分ではなく、１．５質量％を超えると鋳造時に巨大な金属間化合物が晶出し、製造を阻害する恐れがある。そのため、Ｍｎの含有量は、０．１〜１．５質量％とする。Ｍｎ含有量は、硬度を向上させる観点から、好ましくは０．５質量％以上、より好ましくは０．７質量％以上である。また、巨大な金属間化合物の晶出を抑制する観点から、好ましくは１．２質量％以下、より好ましくは１．１質量％以下である。
ＭｎはＡｌ−Ｍｎ系化合物を晶出または析出して、ろう付後の犠牲陽極材３の硬度を向上させる元素である。Ｍｎ含有量が０．１質量％未満では、上記効果が十分ではなく、１．５質量％を超えると鋳造時に巨大な金属間化合物が晶出し、製造を阻害する恐れがある。そのため、Ｍｎの含有量は、０．１〜１．５質量％とする。Ｍｎ含有量は、硬度を向上させる観点から、好ましくは０．５質量％以上、より好ましくは０．７質量％以上である。また、巨大な金属間化合物の晶出を抑制する観点から、好ましくは１．２質量％以下、より好ましくは１．１質量％以下である。
<Ｚｎ：３．０〜６．０質量％>
Ｚｎは犠牲陽極材３の電位を卑にすることができ、心材２との電位差を形成することで犠牲防食効果により耐食性を向上させる元素である。Ｚｎ含有量が３．０質量％未満では、上記効果が十分ではなく、６．０質量％を超えると自己消耗性が大きくなり、早期に犠牲陽極材３が消失して耐食性が低下する。そのため、Ｚｎの含有量は、３．０〜６．０質量％とする。Ｚｎ含有量は、耐食性を向上させる観点から、好ましくは３．５質量％以上、より好ましくは３．７質量％以上である。また、自己消耗性を抑制する観点から、好ましくは５．５質量％以下、より好ましくは５．３質量％以下である。
なお、Ｚｎ含有量が３．０質量％未満では、後述するＹ／Ｘ値が０．４５以上となり、６．０質量％を超えると、Ｙ／Ｘ値が０．２５以下となる。
Ｚｎは犠牲陽極材３の電位を卑にすることができ、心材２との電位差を形成することで犠牲防食効果により耐食性を向上させる元素である。Ｚｎ含有量が３．０質量％未満では、上記効果が十分ではなく、６．０質量％を超えると自己消耗性が大きくなり、早期に犠牲陽極材３が消失して耐食性が低下する。そのため、Ｚｎの含有量は、３．０〜６．０質量％とする。Ｚｎ含有量は、耐食性を向上させる観点から、好ましくは３．５質量％以上、より好ましくは３．７質量％以上である。また、自己消耗性を抑制する観点から、好ましくは５．５質量％以下、より好ましくは５．３質量％以下である。
なお、Ｚｎ含有量が３．０質量％未満では、後述するＹ／Ｘ値が０．４５以上となり、６．０質量％を超えると、Ｙ／Ｘ値が０．２５以下となる。
<残部：Ａｌおよび不可避的不純物>
犠牲陽極材３の残部はＡｌおよび不可避的不純物である。不可避的不純物としては、例えば、Ｍｇ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｆｅ、Ｉｎ、Ｓｎ等が挙げられる。
犠牲陽極材３の残部はＡｌおよび不可避的不純物である。不可避的不純物としては、例えば、Ｍｇ、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｆｅ、Ｉｎ、Ｓｎ等が挙げられる。
<不可避的不純物としてのＦｅ：０．３０質量％未満>
Ｆｅは自己消耗性を増大させる元素である。そのため、Ｆｅは積極的に添加せず、不可避的不純物に含有されるのみとする。不可避的不純物としての含有量は、自己消耗性を抑制するため、０．３０質量％未満であることが好ましい。Ｆｅ含有量は、自己消耗性を抑制する観点から、より好ましくは０．２５質量％以下である。下限値については少ないほど好ましいが、０質量％とすることは困難なため、０．０５質量％を下限値とすればよい。
Ｆｅは自己消耗性を増大させる元素である。そのため、Ｆｅは積極的に添加せず、不可避的不純物に含有されるのみとする。不可避的不純物としての含有量は、自己消耗性を抑制するため、０．３０質量％未満であることが好ましい。Ｆｅ含有量は、自己消耗性を抑制する観点から、より好ましくは０．２５質量％以下である。下限値については少ないほど好ましいが、０質量％とすることは困難なため、０．０５質量％を下限値とすればよい。
<犠牲陽極材の特性>
ブレージングシート１は、当該ブレージングシート１を５９０℃×６分加熱する、ろう付相当加熱処理後の犠牲陽極材３のビッカース硬さが３５Ｈｖ以上となる。
さらに、ろう付相当加熱処理後の犠牲陽極材３の表面近傍の最大Ｚｎ濃度（Ｘ）と、犠牲陽極材３と心材２との界面から３０μｍの位置でのＺｎ濃度（Ｙ）との比（Ｙ／Ｘ値）が、下記式（１）の関係を満たす。
ブレージングシート１は、当該ブレージングシート１を５９０℃×６分加熱する、ろう付相当加熱処理後の犠牲陽極材３のビッカース硬さが３５Ｈｖ以上となる。
さらに、ろう付相当加熱処理後の犠牲陽極材３の表面近傍の最大Ｚｎ濃度（Ｘ）と、犠牲陽極材３と心材２との界面から３０μｍの位置でのＺｎ濃度（Ｙ）との比（Ｙ／Ｘ値）が、下記式（１）の関係を満たす。
０．２５＜Ｙ／Ｘ＜０．４５・・・（１）
Ｘ：ろう付相当加熱処理後の犠牲陽極材３の表面近傍の最大Ｚｎ濃度
Ｙ：ろう付相当加熱処理後の犠牲陽極材３と心材２との界面から３０μｍの位置のＺｎ濃度
Ｘ：ろう付相当加熱処理後の犠牲陽極材３の表面近傍の最大Ｚｎ濃度
Ｙ：ろう付相当加熱処理後の犠牲陽極材３と心材２との界面から３０μｍの位置のＺｎ濃度
ろう付相当加熱処理後の犠牲陽極材３のビッカース硬さ、および、Ｙ／Ｘ値について説明する。なお、本発明において「ろう付相当加熱処理」とは、５９０×６分の加熱をいうものとする。また、「犠牲陽極材３の表面近傍」とは、犠牲陽極材３の表面からの、当該表面に垂直な犠牲陽極材３の内面方向の１０μｍの範囲である。また、「犠牲陽極材３と心材２との界面から３０μｍの位置」とは、犠牲陽極材３と心材２との界面からの、当該界面に垂直な犠牲陽極材３の表面方向の３０μｍの位置である。
（ビッカース硬さ：３５Ｈｖ以上）
チューブ内部を冷却水が高速で流れる際に、エロージョン・コロージョンが発生することがある。しかしながら、犠牲陽極材３の硬度をある一定以上とすることによりエロージョンやコロージョンによる犠牲陽極材３の消耗を抑制できることを本発明者は見出した。犠牲陽極材３のろう付相当加熱処理後のビッカース硬さが３５Ｈｖ未満の場合には、消耗抑制効果が十分に得られない。そのため、ビッカース硬さは３５Ｈｖ以上とする。ビッカース硬さは、犠牲陽極材３の消耗を抑制する観点から、好ましくは４０Ｈｖ以上である。なお、上限値については、心材との強度差の観点から、例えば心材硬度以下とすればよい。
チューブ内部を冷却水が高速で流れる際に、エロージョン・コロージョンが発生することがある。しかしながら、犠牲陽極材３の硬度をある一定以上とすることによりエロージョンやコロージョンによる犠牲陽極材３の消耗を抑制できることを本発明者は見出した。犠牲陽極材３のろう付相当加熱処理後のビッカース硬さが３５Ｈｖ未満の場合には、消耗抑制効果が十分に得られない。そのため、ビッカース硬さは３５Ｈｖ以上とする。ビッカース硬さは、犠牲陽極材３の消耗を抑制する観点から、好ましくは４０Ｈｖ以上である。なお、上限値については、心材との強度差の観点から、例えば心材硬度以下とすればよい。
（０．２５＜Ｙ／Ｘ＜０．４５）
チューブ内部を冷却水が高速で流れる際に、エロージョン・コロージョンが発生することがある。しかしながら、ＥＰＭＡ（Electron Probe MicroAnalyser）によるＺｎの拡散プロファイルにおいて、Ｙ／Ｘ値をある一定範囲とすることにより、エロージョン・コロージョンによる犠牲陽極材３の消耗を抑制できることを本発明者は見出した。
チューブ内部を冷却水が高速で流れる際に、エロージョン・コロージョンが発生することがある。しかしながら、ＥＰＭＡ（Electron Probe MicroAnalyser）によるＺｎの拡散プロファイルにおいて、Ｙ／Ｘ値をある一定範囲とすることにより、エロージョン・コロージョンによる犠牲陽極材３の消耗を抑制できることを本発明者は見出した。
Ｙ／Ｘ値が０．２５以下では犠牲陽極材３の自己消耗性が大きくなり、早期に犠牲陽極材３が消失して、耐エロージョン・コロージョン性が低下する。一方、Ｙ／Ｘ値が０．４５以上では、心材２に対し電位が十分に卑にならず、耐食性が低下する。そのため、Ｙ／Ｘ値は０．２５を超えて０．４５未満とする。Ｙ／Ｘ値は、自己消耗性を抑制する観点から、好ましくは０．３以上である。また、電位を卑にする観点から、好ましくは０．４以下である。
ろう付相当加熱処理後の犠牲陽極材３のビッカース硬さ、および、Ｙ／Ｘ値は、犠牲陽極材３の成分、および、犠牲陽極材３の板厚により制御する。すなわち、犠牲陽極材３の成分、および、犠牲陽極材３の板厚が本発明の規定を満たせば、ビッカース硬さが３５Ｈｖ以上、かつＹ／Ｘ値が０．２５を超えて０．４５未満となる。
<犠牲陽極材の厚さ：３５〜６５μｍ>
犠牲陽極材３の厚さが３５μｍ未満では、Ｙ／Ｘ値が０．４５以上となり、心材２に対して電位が十分に卑にならず、耐食性が低下する。一方、犠牲陽極材３の厚さが６５μｍを超えると、Ｙ／Ｘ値が０．２５以下となり、犠牲陽極材３の自己消耗性が大きくなり、早期に犠牲陽極材３が消失して、耐エロージョン・コロージョン性が低下する。そのため、犠牲陽極材３の厚さは、３５〜６５μｍとする。犠牲陽極材３の厚さは、Ｙ／Ｘ値をより適度にする観点から、好ましくは４０μｍ以上、より好ましくは５０μｍ以上である。また、Ｙ／Ｘ値をより適度にする観点から、好ましくは６０μｍ以下、より好ましくは５８μｍ以下である。
犠牲陽極材３の厚さが３５μｍ未満では、Ｙ／Ｘ値が０．４５以上となり、心材２に対して電位が十分に卑にならず、耐食性が低下する。一方、犠牲陽極材３の厚さが６５μｍを超えると、Ｙ／Ｘ値が０．２５以下となり、犠牲陽極材３の自己消耗性が大きくなり、早期に犠牲陽極材３が消失して、耐エロージョン・コロージョン性が低下する。そのため、犠牲陽極材３の厚さは、３５〜６５μｍとする。犠牲陽極材３の厚さは、Ｙ／Ｘ値をより適度にする観点から、好ましくは４０μｍ以上、より好ましくは５０μｍ以上である。また、Ｙ／Ｘ値をより適度にする観点から、好ましくは６０μｍ以下、より好ましくは５８μｍ以下である。
《心材》
心材２としては、例えばＡｌ−Ｍｎ系合金からなるものが挙げられる。心材２の成分については特に規定されるものではないが、後述するように、心材２は、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｔｉを所定量含有し、残部がＡｌおよび不可避的不純物からなることが好ましい。また、心材２は、Ｃｒ、Ｚｒのうちの１種または２種をさらに所定量含有することが好ましい。以下、心材２の各成分の限定理由について説明する。なお、各成分の含有量は、心材２全体についての含有量である。
心材２としては、例えばＡｌ−Ｍｎ系合金からなるものが挙げられる。心材２の成分については特に規定されるものではないが、後述するように、心材２は、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｕ、Ｔｉを所定量含有し、残部がＡｌおよび不可避的不純物からなることが好ましい。また、心材２は、Ｃｒ、Ｚｒのうちの１種または２種をさらに所定量含有することが好ましい。以下、心材２の各成分の限定理由について説明する。なお、各成分の含有量は、心材２全体についての含有量である。
<Ｓｉ：０．４〜１．５質量％>
Ｓｉは、母相に固溶することや、Ｍｎ或いは、不純物として含有されているＦｅとともに、Ａｌ−Ｍｎ−Ｓｉ、Ａｌ−Ｆｅ−Ｓｉ、Ａｌ−Ｍｎ−Ｆｅ−Ｓｉ系化合物を形成することによって、強度を向上させる元素である。Ｓｉ含有量が０．４質量％以上であれば、上記効果が向上し、１．５質量％以下であれば、心材２の固相線温度の低下が抑制され、心材２の溶融がより抑制される。そのため、Ｓｉの好ましい含有量は、０．４〜１．５質量％である。Ｓｉ含有量は、上記効果をより向上させる観点から、より好ましくは０．５質量％以上である。また、固相線温度の低下を抑制する観点から、より好ましくは１．３質量％以下である。
Ｓｉは、母相に固溶することや、Ｍｎ或いは、不純物として含有されているＦｅとともに、Ａｌ−Ｍｎ−Ｓｉ、Ａｌ−Ｆｅ−Ｓｉ、Ａｌ−Ｍｎ−Ｆｅ−Ｓｉ系化合物を形成することによって、強度を向上させる元素である。Ｓｉ含有量が０．４質量％以上であれば、上記効果が向上し、１．５質量％以下であれば、心材２の固相線温度の低下が抑制され、心材２の溶融がより抑制される。そのため、Ｓｉの好ましい含有量は、０．４〜１．５質量％である。Ｓｉ含有量は、上記効果をより向上させる観点から、より好ましくは０．５質量％以上である。また、固相線温度の低下を抑制する観点から、より好ましくは１．３質量％以下である。
<Ｍｎ：０．６〜２．０質量％>
Ｍｎは、強度、ろう付性および耐食性を向上させ、また電位を貴にする効果がある元素である。Ｍｎ含有量が０．６質量％以上であれば、上記効果が向上し、２．０質量％以下であれば、鋳造時において巨大な金属間化合物の晶出が抑制され、製造を阻害する恐れや、塑性加工性を低下させる恐れが低減される。そのため、Ｍｎの好ましい含有量は、０．６〜２．０質量％である。Ｍｎ含有量は、上記効果をより向上させる観点から、より好ましくは０．８質量％以上である。また、巨大な金属間化合物の晶出を抑制する観点から、より好ましくは１．８質量％以下である。
Ｍｎは、強度、ろう付性および耐食性を向上させ、また電位を貴にする効果がある元素である。Ｍｎ含有量が０．６質量％以上であれば、上記効果が向上し、２．０質量％以下であれば、鋳造時において巨大な金属間化合物の晶出が抑制され、製造を阻害する恐れや、塑性加工性を低下させる恐れが低減される。そのため、Ｍｎの好ましい含有量は、０．６〜２．０質量％である。Ｍｎ含有量は、上記効果をより向上させる観点から、より好ましくは０．８質量％以上である。また、巨大な金属間化合物の晶出を抑制する観点から、より好ましくは１．８質量％以下である。
<Ｃｕ：０．３〜１．２質量％>
Ｃｕは、固溶強化作用により強度を向上させ、また電位を気にして犠牲陽極材３やフィンとの電位差を大きくして、犠牲陽極効果による防食効果を向上させる元素である。Ｃｕ含有量が０．３質量％以上であれば、上記効果が向上し、１．２質量％以下であれば、心材２の融点が低下して溶融が起こることが抑制され、粒界腐食の発生が抑制される。そのため、Ｃｕの好ましい含有量は、０．３〜１．２質量％である。Ｃｕ含有量は、上記効果をより向上させる観点から、より好ましくは０．５質量％以上である。また、心材２の融点の低下を抑制する観点から、より好ましくは１．１質量％以下である。
Ｃｕは、固溶強化作用により強度を向上させ、また電位を気にして犠牲陽極材３やフィンとの電位差を大きくして、犠牲陽極効果による防食効果を向上させる元素である。Ｃｕ含有量が０．３質量％以上であれば、上記効果が向上し、１．２質量％以下であれば、心材２の融点が低下して溶融が起こることが抑制され、粒界腐食の発生が抑制される。そのため、Ｃｕの好ましい含有量は、０．３〜１．２質量％である。Ｃｕ含有量は、上記効果をより向上させる観点から、より好ましくは０．５質量％以上である。また、心材２の融点の低下を抑制する観点から、より好ましくは１．１質量％以下である。
<Ｔｉ：０．０２〜０．３質量％>
Ｔｉは、固溶強化により強度を向上させ、また耐食性を向上させる元素である。Ｔｉ含有量が０．０２質量％以上であれば、上記効果が向上し、０．３質量％以下であれば、溶解・鋳造時に粗大な金属間化合物が生成されにくく、粗大な金属間化合物が破壊の起点となることによる靱性や疲労特性の低下が抑制される。そのため、Ｔｉの好ましい含有量は、０．０２〜０．３質量％である。Ｔｉ含有量は、上記効果をより向上させる観点から、より好ましくは０．０７質量％以上である。また、粗大な金属間化合物の生成を抑制する観点から、より好ましくは０．２５質量％以下である。
Ｔｉは、固溶強化により強度を向上させ、また耐食性を向上させる元素である。Ｔｉ含有量が０．０２質量％以上であれば、上記効果が向上し、０．３質量％以下であれば、溶解・鋳造時に粗大な金属間化合物が生成されにくく、粗大な金属間化合物が破壊の起点となることによる靱性や疲労特性の低下が抑制される。そのため、Ｔｉの好ましい含有量は、０．０２〜０．３質量％である。Ｔｉ含有量は、上記効果をより向上させる観点から、より好ましくは０．０７質量％以上である。また、粗大な金属間化合物の生成を抑制する観点から、より好ましくは０．２５質量％以下である。
<Ｃｒ：０．０２〜０．２質量％>
Ｃｒは、均質加熱処理時・熱間圧延時にＡｌ−Ｃｒ系の分散粒子を形成することができる元素である。Ｃｒを添加することで、前記分散粒子により再結晶後、微細な結晶粒を得ることができる。そして、結晶粒微細化により、破壊靱性や疲労強度等の向上効果が大きくなる。Ｃｒ含有量が０．０２質量％以上であれば、上記効果が向上し、０．２質量％以下であれば、溶解・鋳造時に粗大な金属間化合物が生成されにくく、粗大な金属間化合物が破壊の起点となることによる靱性や疲労特性の低下が抑制される。そのため、Ｃｒの好ましい含有量は、０．０２〜０．２質量％である。Ｃｒ含有量は、上記効果をより向上させる観点から、より好ましくは０．０４質量％以上である。また、粗大な金属間化合物の生成を抑制する観点から、より好ましくは０．１５質量％以下である。
Ｃｒは、均質加熱処理時・熱間圧延時にＡｌ−Ｃｒ系の分散粒子を形成することができる元素である。Ｃｒを添加することで、前記分散粒子により再結晶後、微細な結晶粒を得ることができる。そして、結晶粒微細化により、破壊靱性や疲労強度等の向上効果が大きくなる。Ｃｒ含有量が０．０２質量％以上であれば、上記効果が向上し、０．２質量％以下であれば、溶解・鋳造時に粗大な金属間化合物が生成されにくく、粗大な金属間化合物が破壊の起点となることによる靱性や疲労特性の低下が抑制される。そのため、Ｃｒの好ましい含有量は、０．０２〜０．２質量％である。Ｃｒ含有量は、上記効果をより向上させる観点から、より好ましくは０．０４質量％以上である。また、粗大な金属間化合物の生成を抑制する観点から、より好ましくは０．１５質量％以下である。
<Ｚｒ：０．０２〜０．２質量％>
Ｚｒは、均質加熱処理時・熱間圧延時にＡｌ−Ｚｒ系の分散粒子を形成することができる元素である。Ｚｒを添加することで、前記分散粒子により再結晶後、微細な結晶粒を得ることができる。そして、結晶粒微細化により、破壊靱性や疲労強度等の向上効果が大きくなる。Ｚｒ含有量が０．０２質量％以上であれば、上記効果が向上し、０．２質量％以下であれば、溶解・鋳造時に粗大な金属間化合物が生成されにくく、粗大な金属間化合物が破壊の起点となることによる靱性や疲労特性の低下が抑制される。そのため、Ｚｒの好ましい含有量は、０．０２〜０．２質量％である。Ｚｒ含有量は、上記効果をより向上させる観点から、より好ましくは０．０４質量％以上である。また、粗大な金属間化合物の生成を抑制する観点から、より好ましくは０．１５質量％以下である。
Ｚｒは、均質加熱処理時・熱間圧延時にＡｌ−Ｚｒ系の分散粒子を形成することができる元素である。Ｚｒを添加することで、前記分散粒子により再結晶後、微細な結晶粒を得ることができる。そして、結晶粒微細化により、破壊靱性や疲労強度等の向上効果が大きくなる。Ｚｒ含有量が０．０２質量％以上であれば、上記効果が向上し、０．２質量％以下であれば、溶解・鋳造時に粗大な金属間化合物が生成されにくく、粗大な金属間化合物が破壊の起点となることによる靱性や疲労特性の低下が抑制される。そのため、Ｚｒの好ましい含有量は、０．０２〜０．２質量％である。Ｚｒ含有量は、上記効果をより向上させる観点から、より好ましくは０．０４質量％以上である。また、粗大な金属間化合物の生成を抑制する観点から、より好ましくは０．１５質量％以下である。
なお、Ｃｒ、Ｚｒのいずれも含有させる場合は、ＣｒおよびＺｒの添加による効果を向上させる観点から、より好ましい含有量は、合計で０．０４質量％以上である。ただし、好ましい含有量として合計で０．０２質量％以上であればよい。また、粗大な金属間化合物の生成を抑制する観点から、好ましい含有量は、合計で０．２質量％以下、より好ましくは０．１５質量％以下である。すなわち、Ｃｒ、Ｚｒの合計量が０．０２〜０．２質量％であることが好ましい。
（残部：Ａｌおよび不可避的不純物）
心材２の残部はＡｌおよび不可避的不純物である。不可避的不純物としては、例えば、Ｆｅ、Ｍｇ等が挙げられる。
心材２の残部はＡｌおよび不可避的不純物である。不可避的不純物としては、例えば、Ｆｅ、Ｍｇ等が挙げられる。
《ろう材》
ろう材４としては、例えばＡｌ−Ｓｉ系からなるものが挙げられる。ろう材４は、通常のろう付に使用されるＡｌ−Ｓｉ系合金ろう材を使用することができるが、その種類は特に限定されるものではない。例えば、ＪＩＳ４３４３、４０４５等を使用することが好ましい。さらに、必要に応じて、それらの合金にＺｎ、Ｃｕ、Ｍｇ等を添加してもよい。
ろう材４としては、例えばＡｌ−Ｓｉ系からなるものが挙げられる。ろう材４は、通常のろう付に使用されるＡｌ−Ｓｉ系合金ろう材を使用することができるが、その種類は特に限定されるものではない。例えば、ＪＩＳ４３４３、４０４５等を使用することが好ましい。さらに、必要に応じて、それらの合金にＺｎ、Ｃｕ、Ｍｇ等を添加してもよい。
《ブレージングシートの厚さ》
ブレージングシート１の厚さは特に制限はないが、好ましくは０．３ｍｍ以下であり、より好ましくは０．２５ｍｍ以下である。また、０．０８ｍｍ以上であることが好ましい。
ブレージングシート１の厚さは特に制限はないが、好ましくは０．３ｍｍ以下であり、より好ましくは０．２５ｍｍ以下である。また、０．０８ｍｍ以上であることが好ましい。
≪ブレージングシートの製造方法≫
次に、本発明のブレージングシートの製造方法の一例について説明する。
本発明のブレージングシートは、前記組成の合金から板状に形成された心材の一方の面にＡｌ−Ｓｉ系ろう材をクラッドし、心材の他方の面に前記組成の合金から形成された犠牲陽極材をクラッドすることによって製造される。
次に、本発明のブレージングシートの製造方法の一例について説明する。
本発明のブレージングシートは、前記組成の合金から板状に形成された心材の一方の面にＡｌ−Ｓｉ系ろう材をクラッドし、心材の他方の面に前記組成の合金から形成された犠牲陽極材をクラッドすることによって製造される。
例えば、以下のようにして製造される。まず、心材、ろう材、および、犠牲陽極材を構成するアルミニウム合金を連続鋳造により造塊し、必要に応じて均質化処理を施す。その後、ろう材、犠牲陽極材の鋳塊については、それぞれ所定厚さまで熱間圧延し、ついで、心材の鋳塊と組み合わせて、常法にしたがって、熱間圧延によりクラッド材とする。その後、冷間圧延、必要に応じて中間焼鈍を行い、最終冷間圧延を実施し、所定厚さに仕上げる。
なお、均質化処理は４００〜６００℃で２〜２０時間、中間焼鈍は３５０〜４５０℃で２〜２０時間実施することが好ましい。また、最終冷間圧延後、必要に応じて１５０〜３５０℃で２〜２０時間の仕上げ焼鈍を実施する。仕上げ焼鈍を実施する場合、中間焼鈍を省略することが可能である（なお、Ｈ１ｎ、Ｈ２ｎ、Ｈ３ｎのいずれも可である）。
以下，本発明に係るブレージングシートにおいて、実施例を比較例と対比して説明する。これらの実施例は、本発明の一実施態様を示すものであり、本発明はこれらに限定されるものではない。
<供試材の作製>
表１に示す組成を有する犠牲陽極材用アルミニウム合金およびＪＩＳ４３４３合金を鋳造し、それぞれ４５０℃×１０ｈの均質化処理を行い、所定の厚さまで熱間圧延を行い、それぞれの熱間圧延板を作製した。また、表２に示す組成を有する心材用アルミニウム合金を鋳造し、４５０℃×１０ｈの均質化処理を行い、面削した。作製した熱間圧延板と心材用アルミニウム合金鋳塊とを合わせ材として熱間圧延を行い、クラッド材を得た。その後、冷間圧延によって０．３ｍｍまたは０．１８ｍｍ厚さとし、３００℃×５ｈの最終焼鈍を行うことで３層構造のブレージングシート（調質Ｈ２４）を作製し、後述する各種試験の供試材とした。
表１に示す組成を有する犠牲陽極材用アルミニウム合金およびＪＩＳ４３４３合金を鋳造し、それぞれ４５０℃×１０ｈの均質化処理を行い、所定の厚さまで熱間圧延を行い、それぞれの熱間圧延板を作製した。また、表２に示す組成を有する心材用アルミニウム合金を鋳造し、４５０℃×１０ｈの均質化処理を行い、面削した。作製した熱間圧延板と心材用アルミニウム合金鋳塊とを合わせ材として熱間圧延を行い、クラッド材を得た。その後、冷間圧延によって０．３ｍｍまたは０．１８ｍｍ厚さとし、３００℃×５ｈの最終焼鈍を行うことで３層構造のブレージングシート（調質Ｈ２４）を作製し、後述する各種試験の供試材とした。
<供試材のろう付相当加熱処理>
供試材に対して、窒素雰囲気下で５９０℃×６分保持でのろう付相当加熱処理を行った。
供試材に対して、窒素雰囲気下で５９０℃×６分保持でのろう付相当加熱処理を行った。
<ビッカース硬さ>
ろう付相当加熱処理後の供試材断面からマイクロビッカース試験機（ミツトヨ、ＨＭ−２００システムＣ）により犠牲陽極材のビッカース硬さを測定した。ビッカース硬さは３５Ｈｖ以上を合格（○）とし、さらに４０Ｈｖ以上を合格（◎）、３５Ｈｖ未満を不合格（×）とした。試験荷重は５ｇ、荷重時間は１０ｓとした。結果を表３に示す。
ろう付相当加熱処理後の供試材断面からマイクロビッカース試験機（ミツトヨ、ＨＭ−２００システムＣ）により犠牲陽極材のビッカース硬さを測定した。ビッカース硬さは３５Ｈｖ以上を合格（○）とし、さらに４０Ｈｖ以上を合格（◎）、３５Ｈｖ未満を不合格（×）とした。試験荷重は５ｇ、荷重時間は１０ｓとした。結果を表３に示す。
<犠牲陽極材の表面近傍の最大Ｚｎ濃度（Ｘ）と、犠牲陽極材と心材との界面から３０μｍの位置でのＺｎ濃度（Ｙ）との比（Ｙ／Ｘ）>
ろう付相当加熱処理後の供試材断面からＥＰＭＡ（ＪＥＯＬ、ＪＸＡ−８２３０）による線分析を行い、Ｚｎ拡散プロファイルを測定した。そのＺｎ拡散プロファイルより犠牲陽極材の表面近傍の最大Ｚｎ濃度（Ｘ）、および、犠牲陽極材と心材との界面から３０μｍの位置でのＺｎ濃度（Ｙ）を測定し、その比（Ｙ／Ｘ値）を算出した。Ｙ／Ｘ値は、０．２５を超え、０．４５未満の範囲となるものを合格（○）とし、さらに０．３０以上０．４０以下となるものを合格（○）、０．２５以下または０．４５以上を不合格（×）とした。結果を表３に示す。
ろう付相当加熱処理後の供試材断面からＥＰＭＡ（ＪＥＯＬ、ＪＸＡ−８２３０）による線分析を行い、Ｚｎ拡散プロファイルを測定した。そのＺｎ拡散プロファイルより犠牲陽極材の表面近傍の最大Ｚｎ濃度（Ｘ）、および、犠牲陽極材と心材との界面から３０μｍの位置でのＺｎ濃度（Ｙ）を測定し、その比（Ｙ／Ｘ値）を算出した。Ｙ／Ｘ値は、０．２５を超え、０．４５未満の範囲となるものを合格（○）とし、さらに０．３０以上０．４０以下となるものを合格（○）、０．２５以下または０．４５以上を不合格（×）とした。結果を表３に示す。
<腐食試験>
ろう付相当加熱処理後の供試材から面寸法が６０ｍｍ×１００ｍｍの試験片を切出した。この試験片について、犠牲陽極材側が試験面となるように、ろう材面全体と端面全体および犠牲陽極材表面の外縁５ｍｍ幅の領域を、速乾性接着剤を用いてコーティングした。また、Ｃｌ−：１９５ｐｐｍ、ＳＯ４ ２−：６０ｐｐｍ、Ｃｕ２＋：１ｐｐｍ、Ｆｅ２＋：３００ｐｐｍ（ｐＨ＝３）を含有する水溶液を腐食試験液として調製した。そして、図２に示すように、ノズル径２ｍｍのノズル１０の先端を完全に腐食試験液２０に浸漬させ、ノズル１０の先端から２ｍｍ離れた位置に、試験片（ブレージングシート）１を配置した。試験片１は、心材２の一方の面に犠牲陽極材３、他方の面にろう材４を設けたものである。そして、この腐食試験液を流速１０ｍ／ｓでノズル１０の穴から噴出させ、試験片１に、腐食試験液（噴出させた腐食試験液２０ａ）を２４時間の間衝突させた。これにより、試験片１の冷却水側の腐食性を評価した。具体的には、上記試験片１について、貫通腐食の有無を確認した。貫通腐食が発生しなかったものの中で、試験後の試料残存厚が元々の板厚の１／２以下を合格（○）とし、元々の板厚の１／２を超えるものを合格（◎）とし、貫通腐食が発生したものを不合格（×）とした。結果を表３に示す。
ろう付相当加熱処理後の供試材から面寸法が６０ｍｍ×１００ｍｍの試験片を切出した。この試験片について、犠牲陽極材側が試験面となるように、ろう材面全体と端面全体および犠牲陽極材表面の外縁５ｍｍ幅の領域を、速乾性接着剤を用いてコーティングした。また、Ｃｌ−：１９５ｐｐｍ、ＳＯ４ ２−：６０ｐｐｍ、Ｃｕ２＋：１ｐｐｍ、Ｆｅ２＋：３００ｐｐｍ（ｐＨ＝３）を含有する水溶液を腐食試験液として調製した。そして、図２に示すように、ノズル径２ｍｍのノズル１０の先端を完全に腐食試験液２０に浸漬させ、ノズル１０の先端から２ｍｍ離れた位置に、試験片（ブレージングシート）１を配置した。試験片１は、心材２の一方の面に犠牲陽極材３、他方の面にろう材４を設けたものである。そして、この腐食試験液を流速１０ｍ／ｓでノズル１０の穴から噴出させ、試験片１に、腐食試験液（噴出させた腐食試験液２０ａ）を２４時間の間衝突させた。これにより、試験片１の冷却水側の腐食性を評価した。具体的には、上記試験片１について、貫通腐食の有無を確認した。貫通腐食が発生しなかったものの中で、試験後の試料残存厚が元々の板厚の１／２以下を合格（○）とし、元々の板厚の１／２を超えるものを合格（◎）とし、貫通腐食が発生したものを不合格（×）とした。結果を表３に示す。
表３に示すように、実施例であるＮｏ．１〜３、Ｎｏ．６〜１５、Ｎｏ．２２〜２５は、本発明の構成を満たすため、すべての評価項目において合格であった。
一方、比較例であるＮｏ．４、５、１６〜２１は、本発明の構成を満たさないため、以下の結果となった。
一方、比較例であるＮｏ．４、５、１６〜２１は、本発明の構成を満たさないため、以下の結果となった。
Ｎｏ．４は、犠牲陽極材の厚さが薄いため、Ｙ／Ｘ値が不合格となり、腐食試験の評価が不合格となった。
Ｎｏ．５は、犠牲陽極材の厚さが厚いため、Ｙ／Ｘ値が不合格となり、腐食試験の評価が不合格となった。
Ｎｏ．１６は、犠牲陽極材のＳｉ含有量が少ないため、ビッカース硬さが不合格となり、腐食試験の評価が不合格となった。
Ｎｏ．１７は、犠牲陽極材のＳｉ含有量が多いため、ろう付相当加熱処理時に供試材が溶融した。
Ｎｏ．１８は、犠牲陽極材のＭｎ含有量が少ないため、ビッカース硬さが不合格となり、腐食試験の評価が不合格となった。
Ｎｏ．１９は、犠牲陽極材のＭｎ含有量が多いため、供試材の製造時に割れが生じた。
Ｎｏ．２０は、犠牲陽極材のＺｎ含有量が少ないため、Ｙ／Ｘ値が不合格となり、腐食試験の評価が不合格となった。
Ｎｏ．２１は、犠牲陽極材のＺｎ含有量が多いため、Ｙ／Ｘ値が不合格となり、腐食試験の評価が不合格となった。
Ｎｏ．５は、犠牲陽極材の厚さが厚いため、Ｙ／Ｘ値が不合格となり、腐食試験の評価が不合格となった。
Ｎｏ．１６は、犠牲陽極材のＳｉ含有量が少ないため、ビッカース硬さが不合格となり、腐食試験の評価が不合格となった。
Ｎｏ．１７は、犠牲陽極材のＳｉ含有量が多いため、ろう付相当加熱処理時に供試材が溶融した。
Ｎｏ．１８は、犠牲陽極材のＭｎ含有量が少ないため、ビッカース硬さが不合格となり、腐食試験の評価が不合格となった。
Ｎｏ．１９は、犠牲陽極材のＭｎ含有量が多いため、供試材の製造時に割れが生じた。
Ｎｏ．２０は、犠牲陽極材のＺｎ含有量が少ないため、Ｙ／Ｘ値が不合格となり、腐食試験の評価が不合格となった。
Ｎｏ．２１は、犠牲陽極材のＺｎ含有量が多いため、Ｙ／Ｘ値が不合格となり、腐食試験の評価が不合格となった。
以上、本発明について実施の形態および実施例を示して詳細に説明したが、本発明の趣旨は前記した内容に限定されることなく、その権利範囲は特許請求の範囲の記載に基づいて解釈しなければならない。なお、本発明の内容は、前記した記載に基づいて改変・変更等することができることはいうまでもない。
１ アルミニウム合金製ブレージングシート、試験片
２ 心材
３ 犠牲陽極材
４ ろう材
１０ ノズル
２０ 腐食試験液
２０ａ 噴出させた腐食試験液
２ 心材
３ 犠牲陽極材
４ ろう材
１０ ノズル
２０ 腐食試験液
２０ａ 噴出させた腐食試験液
Claims (4)
- 心材と、前記心材の一方の面に設けられた犠牲陽極材と、前記心材の他方の面に設けられたろう材とを有し、
前記犠牲陽極材は、Ｓｉ：０．５〜１．５質量％、Ｍｎ：０．１〜１．５質量％、Ｚｎ：３．０〜６．０質量％を含有し、残部がＡｌおよび不可避的不純物からなり、
前記犠牲陽極材の厚さが３５〜６５μｍであることを特徴とするアルミニウム合金製ブレージングシート。 - 前記犠牲陽極材は、さらに、前記不可避的不純物としてのＦｅが０．３０質量％未満であ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製ブレージングシート。
- 前記心材は、Ｓｉ：０．４〜１．５質量％、Ｍｎ：０．６〜２．０質量％、Ｃｕ：０．３〜１．２質量％、Ｔｉ：０．０２〜０．３質量％を含有し、残部がＡｌおよび不可避的不純物からな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製ブレージングシート。
- 前記心材は、Ｃｒ：０．０２〜０．２質量％、Ｚｒ：０．０２〜０．２質量％のうちの１種または２種をさらに含有することを特徴とする請求項１から請求項３のいずれか１項に記載のアルミニウム合金製ブレージングシート。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2015066059A JP2016186096A (ja) | 2015-03-27 | 2015-03-27 | アルミニウム合金製ブレージングシート |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP2015066059A JP2016186096A (ja) | 2015-03-27 | 2015-03-27 | アルミニウム合金製ブレージングシート |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JP2016186096A true JP2016186096A (ja) | 2016-10-27 |
Family
ID=57203488
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP2015066059A Pending JP2016186096A (ja) | 2015-03-27 | 2015-03-27 | アルミニウム合金製ブレージングシート |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2016186096A (ja) |
Citations (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2007327094A (ja) * | 2006-06-07 | 2007-12-20 | Sumitomo Light Metal Ind Ltd | ろう付け性に優れた熱交換器用高強度アルミニウム合金クラッド材 |
| JP2008246525A (ja) * | 2007-03-29 | 2008-10-16 | Kobe Steel Ltd | アルミニウム合金製ブレージングシートおよびその製造方法 |
| JP2009228010A (ja) * | 2008-03-19 | 2009-10-08 | Kobe Steel Ltd | アルミニウム合金製ブレージングシート及び熱交換器の製造方法 |
| JP2011042823A (ja) * | 2009-08-20 | 2011-03-03 | Furukawa-Sky Aluminum Corp | 時効硬化性アルミニウム合金ブレージングシート、その製造方法、およびそれを用いた熱交換器 |
| JP2013133515A (ja) * | 2011-12-27 | 2013-07-08 | Mitsubishi Alum Co Ltd | アルミニウム合金ブレージングシート |
| JP2013194244A (ja) * | 2012-03-15 | 2013-09-30 | Kobe Steel Ltd | アルミニウム合金積層板 |
-
2015
- 2015-03-27 JP JP2015066059A patent/JP2016186096A/ja active Pending
Patent Citations (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2007327094A (ja) * | 2006-06-07 | 2007-12-20 | Sumitomo Light Metal Ind Ltd | ろう付け性に優れた熱交換器用高強度アルミニウム合金クラッド材 |
| JP2008246525A (ja) * | 2007-03-29 | 2008-10-16 | Kobe Steel Ltd | アルミニウム合金製ブレージングシートおよびその製造方法 |
| JP2009228010A (ja) * | 2008-03-19 | 2009-10-08 | Kobe Steel Ltd | アルミニウム合金製ブレージングシート及び熱交換器の製造方法 |
| JP2011042823A (ja) * | 2009-08-20 | 2011-03-03 | Furukawa-Sky Aluminum Corp | 時効硬化性アルミニウム合金ブレージングシート、その製造方法、およびそれを用いた熱交換器 |
| JP2013133515A (ja) * | 2011-12-27 | 2013-07-08 | Mitsubishi Alum Co Ltd | アルミニウム合金ブレージングシート |
| JP2013194244A (ja) * | 2012-03-15 | 2013-09-30 | Kobe Steel Ltd | アルミニウム合金積層板 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| JP5466409B2 (ja) | 熱交換器用アルミニウム合金クラッド材 | |
| JP5576666B2 (ja) | 熱交換器に用いられるアルミニウム合金クラッド材およびそれに用いるアルミニウム合金クラッド材用芯材 | |
| JP6492017B2 (ja) | アルミニウム合金材及びその製造方法、並びにアルミニウム合金クラッド材及びその製造方法 | |
| JP5339560B1 (ja) | アルミニウム合金ブレージングシート及びその製造方法 | |
| JP5276476B2 (ja) | アルミニウム合金クラッド材 | |
| JP6557476B2 (ja) | アルミニウム合金フィン材 | |
| JP6372950B2 (ja) | アルミニウム合金クラッド材及びその製造方法 | |
| JP6286335B2 (ja) | アルミニウム合金製ブレージングシート | |
| US20190084094A1 (en) | Aluminum alloy cladding material and production method for aluminum alloy cladding material | |
| JPWO2020129267A1 (ja) | フラックスフリーろう付用アルミニウムブレージングシート | |
| JP2012067385A (ja) | ブレージングシート及びその製造方法 | |
| JP2011068933A (ja) | 熱交換器用アルミニウム合金クラッド材 | |
| WO2019035316A1 (ja) | 熱交換器用アルミニウム合金ブレージングシート | |
| WO2015151975A1 (ja) | アルミニウム合金積層板 | |
| JP4649326B2 (ja) | 熱交換器のヘッダ部材およびタンク部材用アルミニウムクラッド材 | |
| WO2019026658A1 (ja) | 熱交換器用アルミニウム合金ブレージングシート | |
| JP2016003356A (ja) | 熱交換器 | |
| JP6178483B1 (ja) | アルミニウム合金ブレージングシート | |
| JP5650305B2 (ja) | 熱交換器用アルミニウム合金クラッド材 | |
| JP6415144B2 (ja) | アルミニウム合金クラッド材及び熱交換器 | |
| JP2016186096A (ja) | アルミニウム合金製ブレージングシート | |
| JP2010095769A (ja) | 熱交換器用ブレージングシート | |
| JP5576662B2 (ja) | アルミニウム合金ブレージングシート及びアルミニウム合金ブレージングシートの製造方法 | |
| JP6227462B2 (ja) | アルミニウム合金クラッド材 | |
| JP5306836B2 (ja) | 強度及び耐食性に優れたアルミニウム合金ブレージングシート |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| A621 | Written request for application examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A621 Effective date: 20170901 |
|
| A977 | Report on retrieval |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A971007 Effective date: 20180613 |
|
| A131 | Notification of reasons for refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A131 Effective date: 20180626 |
|
| A02 | Decision of refusal |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A02 Effective date: 20190108 |