JP2017171996A - 熱交換器用アルミニウム合金材及びその製造方法、ならびに、熱交換器用アルミニウム合金クラッド材及びその製造方法 - Google Patents
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Abstract
【課題】Al−Cu−Mn系金属間化合物の存在状態の規定により、ろう付加熱後の析出強化及び固溶強化によって高強度を有するアルミニウム合金材及びアルミニウム合金クラッド材を提供する。
【解決手段】Si:0.02〜0.40mass%、Cu:1.0〜2.5mass%、Mn:0.5〜2.0mass%を含有し、残部Al及び不可避的不純物からなるアルミニウム合金からなり、0.1〜1.0μmの円相当径を有するAl−Cu−Mn系金属間化合物の数密度が1.0×106個/mm2以上であることを特徴とする熱交換器用アルミニウム合金材及びその製造方法
【選択図】図1
【解決手段】Si:0.02〜0.40mass%、Cu:1.0〜2.5mass%、Mn:0.5〜2.0mass%を含有し、残部Al及び不可避的不純物からなるアルミニウム合金からなり、0.1〜1.0μmの円相当径を有するAl−Cu−Mn系金属間化合物の数密度が1.0×106個/mm2以上であることを特徴とする熱交換器用アルミニウム合金材及びその製造方法
【選択図】図1
Description
本発明は、ラジエータなどの熱交換器における冷媒や高温圧縮空気の通路構造材として好適に使用される高強度のアルミニウム合金材及びその製造方法、ならびに、熱交換器用アルミニウム合金クラッド材及びその製造方法に関する。
ラジエータなどの熱交換器は、例えば図1に示すように、偏平状に形成された複数本のチューブ1の間にコルゲート状に加工した薄肉のフィン2が配置された構造を有する。チューブ1とフィン2とはろう付けで接合されている。チューブ1の両端はヘッダー3とタンク4とで構成される空間にそれぞれ開口している。熱交換器では、高温の冷媒をチューブ1を介して一方のタンクから他方のタンクに送り、チューブ1及びフィン2で熱交換して低温になった冷媒を循環させる。
このような熱交換器のチューブには通常、心材と、犠牲陽極効果を有する内貼材と、ろう材とを備えたブレージングシートが用いられる。心材としては、例えばJIS3003(Al−0.15mass%Cu−1.1mass%Mn)合金が用いられる。心材の内側、すなわち冷媒に常時触れている側には内貼材として、JIS7072(Al−1mass%Zn)合金が用いられる。また、心材の外側には、ろう材として通常JIS4045(Al−10mass%Si)合金などが用いられる。チューブは、コルゲート状に加工したフィン等の他の部材と共にろう付により一体的に接合されている。ろう付法としては、フラックスろう付法、非腐食性フラックスを用いたノコロックろう付法などが挙げられ、ろう付は各部材を600℃付近の温度に加熱することにより行われる。
近年、熱交換器の軽量化のために、チューブ用のアルミニウム材の薄肉化が求められており、それに伴い高強度化が求められている。従来の高強度化の材料設計思想は、主にAl−Si−Mn系析出物を微細に分散させ、分散強化により材料を強化するというものである。そこで、高強度化のために、心材におけるSi含有量を増加する方法が用いられていた。しかしながら、心材のSi含有量を増加すると、融点が大幅に低下する。ろう付けは600℃付近の温度まで加熱されるため、炉内の温度のばらつきを考慮すると、Siの含有量を大幅に増加することは材料の溶融が生じ易くなるため望ましくない。このため、チューブ材の高強度化は頭打ちの状態であった。
これに対して、特許文献1には、Cuを含有する心材の片面に、ZnとMgを含有する犠牲陽極材をクラッドしたブレージングシートが記載されている。ブレージングシートの犠牲陽極材と心材との界面から心材内へ30μmの深さまでの部分において、Al−Cu−Mg−Zn系析出物を分散させて強度を高めているが、チューブ材全体での強度向上には効果が小さい。
また、特許文献2には、心材のCu含有量を増やすことにより、ろう付加熱後のCu固溶量を増加させると共に、犠牲陽極材から拡散したMgが心材でMg2Siの時効析出を促し、ろう付加熱後の強度向上を図ったアルミニウム合金製ブレージングシートが記載されている。しかしながら、心材にCuを多量に添加すると、Mnと化合物を生成してAl−Cu−Mn系化合物が析出するため、多くのCuを含有させてもろう付加熱後において高強度が得られない場合があった。
本発明は上記課題に鑑みてなされたものであり、ろう付加熱後に高強度を示すアルミニウム合金材及びその製造方法、ならびに、アルミニウム合金クラッド材及びその製造方法を提供することを目的とする。
上記課題を解決するために、本発明者らは、Al−Cu−Mn系金属間化合物の存在状態を規定することにより、ろう付加熱後の析出強化及び固溶強化を最大限に利用することを可能とし、高強度を示すアルミニウム合金材が得られることを見出した。
第1発明は請求項1において、Si:0.02〜0.40mass%、Cu:1.0〜2.5mass%、Mn:0.5〜2.0mass%を含有し、残部Al及び不可避的不純物からなるアルミニウム合金からなり、0.1〜1.0μmの円相当径を有するAl−Cu−Mn系金属間化合物の数密度が1.0×106個/mm2以上であることを特徴とする熱交換器用アルミニウム合金材とした。
本発明は請求項2では請求項1において、前記アルミニウム合金が、Mg:0.1〜1.0mass%、Ti:0.05〜0.20mass%、V:0.05〜0.20mass%、Zr:0.05〜0.20mass%及びCr:0.05〜0.20mass%から選択される1種又は2種以上を更に含有するものとした。
本発明は請求項3では請求項1又は2に記載の熱交換器用アルミニウム合金材の製造方法であって、前記アルミニウム合金を鋳造する鋳造工程と、鋳造した鋳塊を熱間圧延する熱間圧延工程と、熱間圧延板を冷間圧延する冷間圧延工程と、冷間圧延工程の途中及び冷間圧延工程の後の一方又は両方において冷間圧延板を焼鈍する1回以上の焼鈍工程とを含み、前記熱間圧延工程において、熱間圧延板の温度が500〜400℃の温度域における板厚減少率を90%以上とすることを特徴とする熱交換器用アルミニウム合金材の製造方法とした。
第2発明の第1形態は請求項4において、アルミニウム合金の心材と、当該心材の片面又は両面にクラッドされたろう材とを備えるアルミニウム合金クラッド材において、前記心材が、Si:0.02〜0.40mass%、Cu:1.0〜2.5mass%、Mn:0.5〜2.0mass%を含有し、残部Al及び不可避的不純物からなるアルミニウム合金からなり、前記ろう材が、Si:2.5〜12.5mass%、Fe:0.05〜1.20mass%を含有し、残部Al及び不可避的不純物からなるアルミニウム合金からなり、前記心材において、0.1〜1.0μmの円相当径を有するAl−Cu−Mn系金属間化合物の数密度が1.0×106個/mm2以上であることを特徴とする熱交換器用アルミニウム合金クラッド材とした。
本発明は請求項5では請求項4において、前記心材が、Mg:0.1〜1.0mass%、Ti:0.05〜0.20mass%、V:0.05〜0.20mass%、Zr:0.05〜0.20mass%及びCr:0.05〜0.20mass%から選択される1種又は2種以上を更に含有するものとした。
本発明は請求項6では請求項4又は5において、前記ろう材が、Zn:0.5〜8.0mass%、Cu:0.05〜2.50mass%、Mn:0.05〜2.00mass%、Ti:0.05〜0.20mass%、Zr:0.05〜0.20mass%、Cr:0.05〜0.20mass%及びV:0.05〜0.20mass%から選択される1種又は2種以上を更に含有するアルミニウム合金からなるものとした。
本発明は請求項7では請求項4〜6のいずれか一項において、前記ろう材が、Na:0.001〜0.050mass%及びSr:0.001〜0.050mass%から選択される1種又は2種を更に含有するアルミニウム合金からなるものとした。
本発明は請求項8では請求項4〜7のいずれか一項に記載の熱交換器用アルミニウム合金クラッド材の製造方法であって、前記心材用及びろう材用のアルミニウム合金をそれぞれ鋳造する鋳造工程と、鋳造したろう材の鋳塊を所定の厚さまで熱間圧延する熱間圧延工程と、心材鋳塊の片面又は両面に熱間圧延により所定の厚さとしたろう材をクラッドするクラッド工程と、クラッド材を熱間圧延する熱間クラッド圧延工程と、熱間クラッド圧延したクラッド材を冷間圧延する冷間圧延工程と、冷間圧延工程の途中及び冷間圧延工程の後の一方又は両方においてクラッド材を焼鈍する1回以上の焼鈍工程とを含み、前記熱間クラッド圧延工程において、クラッド材の温度が500℃〜400℃の温度域における板厚減少率を90%以上とすることを特徴とする熱交換器用アルミニウム合金クラッド材の製造方法とした。
第2発明の第2形態は請求項9において、アルミニウム合金の心材と、当該心材の一方の面にクラッドされたろう材と、他方の面にクラッドされた犠牲陽極材とを備えるアルミニウム合金クラッド材において、前記心材が、Si:0.02〜0.40mass%、Cu:1.0〜2.5mass%、Mn:0.5〜2.0mass%を含有し、残部Al及び不可避的不純物からなるアルミニウム合金からなり、前記ろう材が、Si:2.5〜12.5mass%、Fe:0.05〜1.20mass%を含有し、残部Al及び不可避的不純物からなるアルミニウム合金からなり、前記犠牲陽極材が、600℃で3分間のろう付相当加熱後に心材よりも自然電位が卑となるアルミニウム合金からなり、前記心材の0.1〜1.0μmの円相当径を有するAl−Cu−Mn系金属間化合物の数密度が1.0×106個/mm2以上であることを特徴とする熱交換器用アルミニウム合金クラッド材とした。
本発明は請求項10では請求項9において、前記心材が、Mg:0.1〜1.0mass%、Ti:0.05〜0.20mass%、V:0.05〜0.20mass%、Zr:0.05〜0.20mass%及びCr:0.05〜0.20mass%から選択される1種又は2種以上を更に含有するものとした。
本発明は請求項11では請求項9又は10において、前記ろう材が、Zn:0.5〜8.0mass%、Cu:0.05〜2.50mass%、Mn:0.05〜2.00mass%、Ti:0.05〜0.20mass%、Zr:0.05〜0.20mass%、Cr:0.05〜0.20mass%及びV:0.05〜0.20mass%から選択される1種又は2種以上を更に含有するアルミニウム合金からなるものとした。
本発明は請求項12では請求項9〜11のいずれか一項において、前記ろう材が、Na:0.001〜0.050mass%及びSr:0.001〜0.050mass%から選択される1種又は2種を更に含有するアルミニウム合金からなるものとした。
本発明は請求項13では請求項9〜12のいずれか一項に記載の熱交換器用アルミニウム合金クラッド材の製造方法であって、前記心材用、ろう材用及び犠牲陽極材用のアルミニウム合金をそれぞれ鋳造する鋳造工程と、鋳造したろう材及び犠牲陽極材の鋳塊をそれぞれ所定の厚さまで熱間圧延する熱間圧延工程と、心材鋳塊の一方の面に熱間圧延により所定の厚さとしたろう材をクラッドし、心材鋳塊の他方の面に熱間圧延により所定の厚さとした犠牲陽極材をクラッドするクラッド工程と、クラッド材を熱間圧延する熱間クラッド圧延工程と、熱間クラッド圧延したクラッド材を冷間圧延する冷間圧延工程と、冷間圧延工程の途中及び冷間圧延工程の後の一方又は両方において冷間圧延板を焼鈍する1回以上の焼鈍工程とを含み、前記熱間クラッド圧延工程において、クラッド材の温度が500〜400℃の温度域における板厚減少率を90%以上とすることを特徴とする熱交換器用アルミニウム合金クラッド材の製造方法とした。
第2発明の第3形態は第1形態である請求項4〜7のいずれか一項において、前記心材の片面又は両面にクラッドされたろう材と心材との間に中間層材が更にクラッドされており、前記中間層材が、Zn:0.5〜8.0mass%、Si:0.05〜1.50mass%、Fe:0.05〜2.00mass%を含有し、残部Al及び不可避的不純物からなるアルミニウム合金からなるものとした。
第2発明の第4形態は第2形態である請求項9〜12のいずれか一項において、前記心材の一方の面にクラッドされたろう材と心材との間に中間層材が更にクラッドされており、前記中間層材が、Zn:0.5〜8.0mass%、Si:0.05〜1.50mass%、Fe:0.05〜2.00mass%を含有し、残部Al及び不可避的不純物からなるアルミニウム合金からなるものとした。
本発明は請求項16では請求項14又は15において、前記中間層材が、Mn:0.05〜2.00mass%、Ni:0.05〜2.00mass%、Ti:0.05〜0.20mass%、Zr:0.05〜0.20mass%、Cr:0.05〜0.20mass%及びV:0.05〜0.20mass%から選択される1種または2種以上を更に含有するものとした。
本発明は請求項17では請求項14又は16に記載の熱交換器用アルミニウム合金クラッド材の製造方法であって、前記心材用、ろう材用及び中間層材用のアルミニウム合金をそれぞれ鋳造する鋳造工程と、鋳造したろう材及び中間層材の鋳塊をそれぞれ所定の厚さまで熱間圧延する熱間圧延工程と、心材鋳塊の片面又は両面に熱間圧延により所定の厚さとした中間層材をクラッドし、クラッドした中間層材の心材側ではない面に熱間圧延により所定の厚さとしたろう材をクラッドするクラッド工程と、クラッド材を熱間圧延する熱間クラッド圧延工程と、熱間クラッド圧延したクラッド材を冷間圧延する冷間圧延工程と、冷間圧延工程の途中及び冷間圧延工程の後の一方又は両方においてクラッド材を焼鈍する一回以上の焼鈍工程とを含み、前記熱間クラッド圧延工程において、クラッド材の温度が500〜400℃の温度域における板厚減少率を90%以上とすることを特徴とする熱交換器用アルミニウム合金クラッド材の製造方法とした。
本発明は請求項18では請求項15又は16に記載の熱交換器用アルミニウム合金クラッド材の製造方法であって、前記心材用、ろう材用、犠牲陽極材及び中間層材用のアルミニウム合金をそれぞれ鋳造する鋳造工程と、鋳造したろう材、犠牲陽極材及び中間層材の鋳塊をそれぞれ所定の厚さまで熱間圧延する熱間圧延工程と、心材鋳塊の一方の面に熱間圧延により所定の厚さとした中間層材をクラッドし、クラッドした中間層材の心材側ではない面に熱間圧延により所定の厚さとしたろう材をクラッドし、心材鋳塊の他方の面に熱間圧延により所定の厚さとした犠牲陽極材をクラッドするクラッド工程と、クラッド材を熱間圧延する熱間クラッド圧延工程と、熱間クラッド圧延したクラッド材を冷間圧延する冷間圧延工程と、冷間圧延工程の途中及び冷間圧延工程の後の一方又は両方においてクラッド材を焼鈍する1回以上の焼鈍工程とを含み、前記熱間クラッド圧延工程において、クラッド材の温度が500〜400℃の温度域における板厚減少率を90%以上とすることを特徴とする熱交換器用アルミニウム合金クラッド材の製造方法とした。
本発明に係るアルミニウム合金材及びアルミニウム合金クラッド材は、Al−Cu−Mn系金属間化合物の存在状態の規定によるところの、ろう付加熱後の析出強化及び固溶強化によって高強度を有する。
以下、本発明に係る高強度を有するアルミニウム材及びアルミニウムクラッド材について具体的に説明する。なお、以下において合金組成については、「mass%(質量%)」を単に「%」と記す。
1.本発明の構成について
本発明の第1発明は、例えばフィンとして用いてろう材を有するチューブなどと組み合わせる場合には、心材のみからなるベア材のアルミニウム合金材とすることができる。また、第2発明の第1形態は、例えばチューブとして用いて単層のベアフィンと組み合わせる場合や、フィンとして用いてろう材を有していないチューブと組み合わせる場合には、第1発明に係るアルミニウム合金材を心材とし、この片面又は両面にろう材をクラッドした2層又は3層のアルミニウム合金クラッド材とすることができる。更に、第2発明の第2形態は、例えば内面に腐食性の冷却水を流通させるラジエータなどのチューブとして用いる場合には、第1発明に係るアルミニウム合金材を心材とし、この一方の面にろう材をクラッドし、他方の面に犠牲陽極材をクラッドした3層のアルミニウム合金クラッド材とすることができる。また、第2発明の第3形態として、第1形態において心材の片面又は両面のろう材と心材との間に中間層を配置して、3層又は5層のアルミニウム合金クラッド材とすることができる。更にまた、第2発明の第4形態として、第2形態において心材の一方の面のろう材と心材との間に中間層を配置して、4層のアルミニウム合金クラッド材とすることができる。
本発明の第1発明は、例えばフィンとして用いてろう材を有するチューブなどと組み合わせる場合には、心材のみからなるベア材のアルミニウム合金材とすることができる。また、第2発明の第1形態は、例えばチューブとして用いて単層のベアフィンと組み合わせる場合や、フィンとして用いてろう材を有していないチューブと組み合わせる場合には、第1発明に係るアルミニウム合金材を心材とし、この片面又は両面にろう材をクラッドした2層又は3層のアルミニウム合金クラッド材とすることができる。更に、第2発明の第2形態は、例えば内面に腐食性の冷却水を流通させるラジエータなどのチューブとして用いる場合には、第1発明に係るアルミニウム合金材を心材とし、この一方の面にろう材をクラッドし、他方の面に犠牲陽極材をクラッドした3層のアルミニウム合金クラッド材とすることができる。また、第2発明の第3形態として、第1形態において心材の片面又は両面のろう材と心材との間に中間層を配置して、3層又は5層のアルミニウム合金クラッド材とすることができる。更にまた、第2発明の第4形態として、第2形態において心材の一方の面のろう材と心材との間に中間層を配置して、4層のアルミニウム合金クラッド材とすることができる。
2.合金組成と金属組織について
従来の熱交換器用アルミニウム合金材では、Al−Si−Mn系の微細な金属間化合物を高密度に析出させることにより、材料の強化を図っていた。本発明の技術的思想において、より高強度化を図るためには更にSiを添加する必要があるが、Si含有量が多いとアルミニウム合金材の融点が大幅に低下してしまう。このため、ろう付加熱を行う必要がある熱交換器用アルミニウム合金材としては、現状以上のSi含有量の増加は望ましくない。
従来の熱交換器用アルミニウム合金材では、Al−Si−Mn系の微細な金属間化合物を高密度に析出させることにより、材料の強化を図っていた。本発明の技術的思想において、より高強度化を図るためには更にSiを添加する必要があるが、Si含有量が多いとアルミニウム合金材の融点が大幅に低下してしまう。このため、ろう付加熱を行う必要がある熱交換器用アルミニウム合金材としては、現状以上のSi含有量の増加は望ましくない。
これに対して本発明者らは、アルミニウム合金材のSi含有量を低下させ、Cu含有量を増加させ、これによってAl−Cu−Mn系金属間化合物を高密度に析出させることにより、より強度の高い材料が得られることを見出した。CuもSiと同様にアルミニウム合金材の融点を低下させる作用を有するが、その影響はSiほど大きくない。このため、Si含有量を抑制し、Cu含有量を増加したアルミニウム合金材を開発した。
Al−Cu−Mn系金属間化合物を高密度に析出させるためには、Siの含有量を抑制することが望ましい。Si含有量が多い場合には、Al−Si−Mn系金属間化合物が析出し、Al−Cu−Mn系金属間化合物の析出量が低下するからである。Al−Si−Mn系金属間化合物と母相の界面エネルギーは、Al−Cu−Mn系金属間化合物と母相の界面エネルギーと比較して大きい。その結果、Al−Si−Mn系金属間化合物が析出すると、化合物密度が低下するおそれがある。このため、Si含有量は低く規制する必要がある。
また、このAl−Cu−Mn系金属間化合物は、主に熱間圧延中に動的析出する。このため、高密度にAl−Cu−Mn系金属間化合物を析出させるためには、熱間圧延における500〜400℃における加工度を規定する必要があることを見出した。
3.合金組成について
以下において、上記アルミニウム合金材、ならびに、アルミニウム合金クラッド材の心材、ろう材、犠牲陽極材及び中間層材の合金組成について説明する。
以下において、上記アルミニウム合金材、ならびに、アルミニウム合金クラッド材の心材、ろう材、犠牲陽極材及び中間層材の合金組成について説明する。
3−1.アルミニウム合金材及びアルミニウム合金クラッド材の心材
本発明に係るアルミニウム合金材及びアルミニウム合金クラッド材の心材は、必須元素としてSi:0.02〜0.40%、Cu:1.0〜2.5%、Mn:0.5〜2.0%を含有し、残部Al及び不可避的不純物からなるアルミニウム合金からなる。このアルミニウム合金材は、選択的添加元素としてMg:0.1〜1.0%、Ti:0.05〜0.20%、V:0.05〜0.20%、Zr:0.05〜0.20%及びCr:0.05〜0.20%から選択される1種又は2種以上を更に含有してもよい。また、このアルミニウム合金材及びアルミニウム合金クラッド材の心材は、上記必須元素及び選択的添加元素の他にCa、Ni、Snなどの不可避的不純物を、各々0.05%以下、全体で0.15%以下含有していてもよい。
本発明に係るアルミニウム合金材及びアルミニウム合金クラッド材の心材は、必須元素としてSi:0.02〜0.40%、Cu:1.0〜2.5%、Mn:0.5〜2.0%を含有し、残部Al及び不可避的不純物からなるアルミニウム合金からなる。このアルミニウム合金材は、選択的添加元素としてMg:0.1〜1.0%、Ti:0.05〜0.20%、V:0.05〜0.20%、Zr:0.05〜0.20%及びCr:0.05〜0.20%から選択される1種又は2種以上を更に含有してもよい。また、このアルミニウム合金材及びアルミニウム合金クラッド材の心材は、上記必須元素及び選択的添加元素の他にCa、Ni、Snなどの不可避的不純物を、各々0.05%以下、全体で0.15%以下含有していてもよい。
SiはMnと反応して、Al−Si−Mn系金属間化合物を形成し、分散強化により材料の強度を向上させ、或いは、アルミニウム母相中に固溶して固溶強化により強度を向上させる。しかしながら、Al−Si−Mn系金属間化合物は比較的粗大であり、比較的微細なAl−Cu−Mn系金属間化合物の析出密度を減少させる。このため、Si含有量を0.40%以下とする。一方、Si含有量が0.02%未満では高純度アルミニウム地金を使用しなければならずコスト高となる。従って、Si含有量を0.02〜0.40%に規定する。好ましいSi含有量は、0.02〜0.30%である。
CuはMnと反応して、Al−Cu−Mn系金属間化合物を形成する。また、Alと反応しAl2Cuを形成する。Al2Cuはろう付後に、時効析出することにより材料の強度を向上させる。Cu含有量が1.0%未満では、上記効果が十分に得られない。一方、Cu含有量が2.5%を超えると、アルミニウム合金材の融点が低下する虞がある。また、Al2Cuが粒界に析出し易くなり、粒界近傍とマトリックスの電位が卑になるために粒界腐食が生じ易くなる。従って、Cu含有量を1.0〜2.5%に規定する。好ましいCu含有量は1.5〜2.5%である。
MnはSi、Cuと反応して、Al−Si−Mn、Al−Cu−Mn系金属間化合物を形成する。これらの金属間化合物は晶出又は析出して、分散強化により材料の強度を向上させる。Mn含有量が0.5%未満では、上記効果が十分に得られない。一方、Mn含有量が2.0%を超えると鋳造時に巨大金属間化合物が形成され易くなり、成形性を低下させる。従って、Mn含有量を0.5〜2.0%に規定する。好ましいMn含有量は、1.0〜2.0%である。
MgはCuと共にAl2CuMgを形成し、材料の強度を向上させるので含有させても良い。Mg含有量が0.1%未満では上記効果が得られない。一方、Mg含有量が1.0%を超えるとろう付が困難となる。従って、Mg含有量を0.1〜1.0%に規定する。好ましいMg含有量は、0.1〜0.8%である。
Tiは、固溶強化により材料の強度を向上させるので含有させても良い。Ti含有量が0.05%未満では上記効果が得られない。一方、Ti含有量が0.20%を超えると鋳造時に巨大金属間化合物を形成し易くなり、成形性が低下する。従って、Ti含有量は0.05〜0.20%に規定する。好ましいTi含有量は、0.05〜0.15%である。
Crは、固溶強化により材料の強度を向上させるので含有させても良い。Cr含有量が0.05%未満では上記効果が得られない。一方、Cr含有量が0.20%を超えると鋳造時に巨大金属間化合物を形成し易くなり、成形性が低下する。従って、Cr含有量は0.05〜0.20%に規定する。好ましいCr含有量は、0.05〜0.15%である。
Zrは、固溶強化により材料の強度を向上させるので含有させても良い。Zr含有量が0.05%未満では上記効果が得られない。一方、Zr含有量が0.20%を超えると鋳造時に巨大金属間化合物を形成し易くなり、成形性が低下する。従って、従って、Zr含有量は0.05〜0.20%に規定する。好ましいZr含有量は、0.05〜0.15%である。
Vは、固溶強化により材料の強度を向上させるので含有させても良い。V含有量が0.05%未満では上記効果が得られない。一方、V含有量が0.20%を超えると鋳造時に巨大金属間化合物を形成し易くなり、成形性が低下する。従って、V含有量は0.05〜0.20%に規定する。好ましいV含有量は、0.05〜0.15%である。
これらMg、Ti、Zr、Cr及びVは、アルミニウム合金材及びアルミニウム合金クラッド材の心材中に必要により少なくとも1種が添加されていればよい。
3−2.アルミニウム合金クラッド材のろう材
本発明に係るアルミニウム合金クラッド材のろう材は、必須元素としてSi:2.5〜12.5%、Fe:0.05〜1.20%を含有し、残部Al及び不可避的不純物からなるアルミニウム合金からなる。このろう材は、第1の選択的添加元素としてZn:0.5〜8.0%、Cu:0.05〜2.50%、Mn:0.05〜2.00%、Ti:0.05〜0.20%、Zr:0.05〜0.20%、Cr:0.05〜0.20%及びV:0.05〜0.20%から選択される1種又は2種以上を更に含有してもよい。更に、第2の選択的添加元素としてNa:0.001〜0.050%及びSr:0.001〜0.050%から選択される1種又は2種を更に含有してもよい。また、このアルミニウム合金クラッド材のろう材は、上記必須元素及び選択的添加元素の他にCa、Ni、Snなどの不可避的不純物を、各々0.05%以下、全体で0.15%以下含有していてもよい。
本発明に係るアルミニウム合金クラッド材のろう材は、必須元素としてSi:2.5〜12.5%、Fe:0.05〜1.20%を含有し、残部Al及び不可避的不純物からなるアルミニウム合金からなる。このろう材は、第1の選択的添加元素としてZn:0.5〜8.0%、Cu:0.05〜2.50%、Mn:0.05〜2.00%、Ti:0.05〜0.20%、Zr:0.05〜0.20%、Cr:0.05〜0.20%及びV:0.05〜0.20%から選択される1種又は2種以上を更に含有してもよい。更に、第2の選択的添加元素としてNa:0.001〜0.050%及びSr:0.001〜0.050%から選択される1種又は2種を更に含有してもよい。また、このアルミニウム合金クラッド材のろう材は、上記必須元素及び選択的添加元素の他にCa、Ni、Snなどの不可避的不純物を、各々0.05%以下、全体で0.15%以下含有していてもよい。
Siを添加することによりろう材の融点が低下して液相を生じさせ、これによってろう付を可能にする。Si含有量が2.5%未満では、生じる液相が僅かでありろう付不良が発生し易くなる。一方、Si含有量が12.5%を超えると、このろう材をチューブ材に用いた場合に、フィンなどの相手材へ拡散するSi量が過剰となり、相手材の溶融が発生してしまう。従って、Si含有量を2.5〜12.5%に規定する。好ましいSi含有量は、4.0〜12.0%である。
Feは、Al−Fe系やAl−Fe−Si系の金属間化合物を形成し易いために、ろう付に有効となるSi量を低下させてろう付性の低下を招く。Fe含有量が0.05%未満では、高純度アルミニウム地金を使用しなければならずコスト高を招く。一方、Fe含有量が1.20%を超えると、ろう付に有効となるSi量を低下させてろう付が不十分となる。従って、Fe含有量を0.05〜1.20%に規定する。好ましいFe含有量は、0.05〜1.00%である。
Znは孔食電位を卑にすることができ、心材との間に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することができるので含有させても良い。Zn含有量が0.5%未満では犠牲防食効果による耐食性向上の効果が十分に得られない。一方、Zn含有量が8.0%を超えると、腐食速度が速くなり早期に犠牲防食層が消失して耐食性が低下する。従って、Zn含有量を0.5〜8.0%に規定する。好ましいZn含有量は、0.5〜7.0%である。
Cuは、固溶強化によりろう材の強度を向上させるので含有させても良い。Cu含有量が0.05%未満では上記効果が不十分となる。一方、Cu含有量が2.50%を超えると鋳造時におけるアルミニウム合金の割れ発生の虞が高くなる。従って、Cu含有量を0.05〜2.50%に規定する。好ましいCu含有量は、0.20〜2.50%である。
Mnは、ろう材の強度と耐食性を向上させるので含有させても良い。Mn含有量が0.05%未満では、上記効果が十分に得られない。一方、Mn含有量が2.00%を超えると鋳造時に巨大金属間化合物が形成され易くなり、加工性を低下させる。従って、Mn含有量を0.05〜2.00%に規定する。好ましいMn含有量は、0.05〜1.50%である。
Tiは、固溶強化によりろう材の強度を向上させるので含有させても良い。Ti含有量が0.05%未満では上記効果が得られない。一方、Ti含有量が0.20%を超えると鋳造時に巨大金属間化合物を形成し易くなり、成形性が低下する。従って、Ti含有量を0.05〜0.20%に規定する。好ましいTi含有量は、0.05〜0.15%である。
Crは、固溶強化によりろう材の強度を向上させるので含有させても良い。Cr含有量が0.05%未満では上記効果が得られない。一方、Crの含有量が0.20%を超えると鋳造時に巨大金属間化合物を形成し易くなり、成形性が低下する。従って、Cr含有量を0.05〜0.20%に規定する。好ましいCr含有量は、0.05〜0.15%である。
Zrは、固溶強化によりろう材の強度を向上させるので含有させても良い。Zr含有量が0.05%未満では上記効果が得られない。一方、Zrの含有量が0.20%を超えると鋳造時に巨大金属間化合物を形成し易くなり、成形性が低下する。従って、Zr含有量を0.05〜0.20%に規定する。好ましいZr含有量は、0.05〜0.15%である。
Vは、固溶強化によりろう材の強度を向上させるので含有させても良い。V含有量が0.05%未満では上記効果が得られない。一方、Vの含有量が0.20%を超えると鋳造時に巨大金属間化合物を形成し易くなり、成形性が低下する。従って、V含有量を0.05〜0.20%に規定する。好ましいV含有量は、0.05〜0.15%である。
Na、Srは、ろう材中のSi粒子を微細化する効果を発揮する。Na、Srの含有量がそれぞれ0.001%未満では上記効果が十分に得られない。一方、Na、Srの含有量がそれぞれ0.050%を超えるとろう材表面の酸化皮膜が厚くなり、ろう付性を低下させる。従って、Na、Srの含有量は共に0.001〜0.050%に規定する。好ましいNa、Srの含有量は、それぞれ0.005〜0.050%である。
3−3.アルミニウム合金クラッド材の犠牲陽極材
本発明に係るアルミニウム合金クラッド材の犠牲陽極材は、600℃で3分間のろう付相当加熱後に心材よりも自然電位が卑となるアルミニウム合金からなる。本発明においては、心材のCu含有量が高いことにより心材は自然電位が貴であるため、1000系合金、3000系合金、5000系合金、6000系合金、7000系合金であれば犠牲陽極材としての作用を発揮する。なお、自然電位は5%NaClに1mL/Lの酢酸を加えた溶液に浸漬して測定し、測定開始24時間後の電位とした。なお、参照電極には銀/塩化銀電極を使用した。
本発明に係るアルミニウム合金クラッド材の犠牲陽極材は、600℃で3分間のろう付相当加熱後に心材よりも自然電位が卑となるアルミニウム合金からなる。本発明においては、心材のCu含有量が高いことにより心材は自然電位が貴であるため、1000系合金、3000系合金、5000系合金、6000系合金、7000系合金であれば犠牲陽極材としての作用を発揮する。なお、自然電位は5%NaClに1mL/Lの酢酸を加えた溶液に浸漬して測定し、測定開始24時間後の電位とした。なお、参照電極には銀/塩化銀電極を使用した。
3−4.アルミニウム合金クラッド材の中間層材
本発明に係るアルミニウム合金クラッド材の中間層材は、心材とろう材の間に配置される。中間層材は、ろう付によってZnの拡散領域を形成させ、犠牲防食機能を発現させ耐食性を向上させる作用を有する。本発明に係るアルミニウム合金材の中間層材は、必須元素としてZn:0.5〜8.0%、Si:0.05〜1.50%、Fe:0.05〜2.00%を含有し、残部Al及び不可避的不純物からなるアルミニウム合金からなる。この中間層材は、選択的添加元素としてMn:0.05〜2.00%、Ni:0.05〜2.00%、Ti:0.05〜0.20%、Zr:0.05〜0.20%、Cr:0.05〜0.20%及びV:0.05〜0.20%から選択される1種又は2種以上を更に含有してもよい。また、このアルミニウム合金クラッド材の中間層材は、上記必須元素及び選択的添加元素の他にCa、Snなどの不可避的不純物を、各々0.05%以下、全体で0.15%以下含有していてもよい。
本発明に係るアルミニウム合金クラッド材の中間層材は、心材とろう材の間に配置される。中間層材は、ろう付によってZnの拡散領域を形成させ、犠牲防食機能を発現させ耐食性を向上させる作用を有する。本発明に係るアルミニウム合金材の中間層材は、必須元素としてZn:0.5〜8.0%、Si:0.05〜1.50%、Fe:0.05〜2.00%を含有し、残部Al及び不可避的不純物からなるアルミニウム合金からなる。この中間層材は、選択的添加元素としてMn:0.05〜2.00%、Ni:0.05〜2.00%、Ti:0.05〜0.20%、Zr:0.05〜0.20%、Cr:0.05〜0.20%及びV:0.05〜0.20%から選択される1種又は2種以上を更に含有してもよい。また、このアルミニウム合金クラッド材の中間層材は、上記必須元素及び選択的添加元素の他にCa、Snなどの不可避的不純物を、各々0.05%以下、全体で0.15%以下含有していてもよい。
Znは孔食電位を卑にすることができ、心材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することができる。Zn含有量が0.5%未満では、犠牲防食効果による耐食性向上の効果が十分に得られない。一方、Zn含有量が8.0%を超えると、腐食速度が速くなり早期に犠牲防食層が消失して耐食性が低下する。従って、Zn含有量を0.5〜8.0%に規定する。好ましいZn含有量は、0.5〜7.0%である。
SiはFeと共にAl−Fe−Si系の金属間化合物を形成し、またMnを同時に含有している場合にはFe、Mnと共にAl−Fe−Mn−Si系の金属間化合物を形成し、分散強化により中間層材の強度を向上させ、或いは、アルミニウム母相中に固溶して固容強化により中間層材の強度を向上させる。一方で、Siは犠牲防食層の電位を貴にするため、犠牲防食効果を阻害して耐食性を低下させる。Si含有量が0.05%未満では、高純度アルミニウム地金を使用しなければならずコスト高となる。一方、Si含有量が1.50%を超えると中間層材の孔食電位が貴になって犠牲防食効果を失わせ、耐食性が低下する。従って、Si含有量を0.05〜1.50%に規定する。好ましいSi含有量は、0.05〜1.40%である。
FeはSiと共にAl−Fe−Si系の金属間化合物を形成し、またMnを同時に含有している場合にはSi、Mnと共にAl−Fe−Mn−Si系の金属間化合物を形成し、分散強化により中間層材の強度を向上させる。Fe含有量が0.05%未満では、高純度アルミニウム地金を使用しなければならずコスト高となる。一方、Fe含有量が2.00%を超えると鋳造時に巨大金属間化合物が形成され易くなり、成形性を低下させる。従って、Fe含有量を0.05〜2.00%に規定する。好ましいFe含有量は、0.05〜1.50%である。
Mnは、中間層材の強度と耐食性を向上させるので含有させても良い。Mn含有量が0.05%未満では上記効果が十分に得られない。一方、Mnの含有量が2.00%を超えると鋳造時に巨大金属間化合物が形成され易くなり、成形性を低下させる。従って、Mn含有量を0.05〜2.00%に規定する。好ましいMn含有量は、0.05〜1.50%である。
NiはAl−Ni系、或いは、Feと共にAl−Fe−Ni系の金属間化合物を形成する。これらの金属間化合物はアルミニウムのマトリックスより腐食電位が大きく貴であるため、腐食カソードサイトとして作用する。そのため、これらの金属間化合物が中間層材に分散していると、腐食の起点が分散する。その結果、深さ方向への腐食が進行し難くなり、耐食性が向上するので含有させても良い。Niの含有量が0.05%未満では上記効果が十分に得られない。一方、Niの含有量が2.00%を超えると鋳造時に巨大金属間化合物が形成され易くなり、成形性を低下させる。従って、Ni含有量を0.05〜2.00%に規定する。好ましいNi含有量は、0.05〜1.80%である。
Tiは、固溶強化により中間層材の強度を向上させるので含有させても良い。Ti含有量が0.05%未満では上記効果が得られない。一方、Ti含有量が0.20%を超えると鋳造時に巨大金属間化合物を形成し易くなり、成形性が低下する。従って、Ti含有量を0.05〜0.20%に規定する。好ましいTi含有量は、0.05〜0.15%である。
Crは、固溶強化により中間層材の強度を向上させるので含有させても良い。Cr含有量が0.05%未満では上記効果が得られない。一方、Cr含有量が0.20%を超えると鋳造時に巨大金属間化合物を形成し易くなり、成形性が低下する。従って、Cr含有量を0.05〜0.20%に規定する。好ましいCr含有量は、0.05〜0.15%である。
Zrは、固溶強化により中間層材の強度を向上させるので含有させても良い。Zr含有量が0.05%未満では上記効果が得られない。一方、Zr含有量が0.20%を超えると鋳造時に巨大金属間化合物を形成し易くなり、成形性が低下する。従って、Zr含有量を0.05〜0.20%に規定する。好ましいZr含有量は、0.05〜0.15%である。
Vは、固溶強化により中間層材の強度を向上させるので含有させても良い。V含有量が0.05%未満では上記効果が得られない。一方、V含有量が0.20%を超えると鋳造時に巨大金属間化合物を形成し易くなり、成形性が低下する。従って、V含有量を0.05〜0.20%に規定する。好ましいV含有量は、0.05〜0.15%である。
4.金属組織
本発明に係るアルミニウム合金材及びアルミニウム合金クラッド材では、0.1〜1.0μmの円相当径(円相当直径)を有するAl−Cu−Mn系金属間化合物の数密度が1.0×106個/mm2以上であることを特徴とする。以下に、この金属間化合物の円相当径の範囲を0.1〜1.0μmに限定する理由について説明する。
本発明に係るアルミニウム合金材及びアルミニウム合金クラッド材では、0.1〜1.0μmの円相当径(円相当直径)を有するAl−Cu−Mn系金属間化合物の数密度が1.0×106個/mm2以上であることを特徴とする。以下に、この金属間化合物の円相当径の範囲を0.1〜1.0μmに限定する理由について説明する。
金属間化合物をアルミニウム合金材中に微細に分散すると、分散強化により強度が向上することが知られている。また、この金属間化合物はろう付加熱時の入熱により、母材に一定量固溶する。金属間化合物が微細であれば、ろう付時の固溶量の増加量も増加することが判明し、それによって固溶強化による高強度化が更に向上する。Al−Cu−Mn系金属間化合物の円相当径が0.1μm未満では、ろう付加熱中においてこの金属間化合物の殆ど全てが固溶してしまうため、ろう付加熱後における分散強化の寄与が有効に得られない。一方、Al−Cu−Mn系金属間化合物の円相当径が1.0μmを超えると、ろう付加熱時の固溶量の増加量が減少し、これまた固溶強化の寄与が有効に得られない。従って、Al−Cu−Mn系金属間化合物の円相当径の範囲を0.1〜1.0μmに限定するものである。この円相当径の好ましい範囲は、0.2〜1.0μmである。
次に、数密度について説明する。0.1〜1.0μmの円相当径を有するAl−Cu−Mn系金属間化合物の数密度を1.0×106個/mm2以上としたのは、これ未満では、ろう付加熱時の固溶量の十分な増加量が得られず、固溶強化の寄与が有効に図れないからである。この数密度は、好ましくは2.0×106個/mm2以上である。なお、この数密度の上限値は、用いるアルミニウム合金の組成や製造方法に依存するが、本発明では、2.0×107個/mm2である。
5.アルミニウム合金材の製造方法
5−1.各製造工程
本発明に係る第1発明のアルミニウム合金材の製造方法は、アルミニウム合金を鋳造する鋳造工程と、鋳造した鋳塊を熱間圧延する熱間圧延工程と、熱間圧延板を冷間圧延する冷間圧延工程と、冷間圧延工程の途中及び冷間圧延工程の後の一方又は両方において冷間圧延板を焼鈍する1回以上の焼鈍工程とを含む。なお、鋳造した鋳塊を均質化処理する均質化処理工程を追加することも可能である。
5−1.各製造工程
本発明に係る第1発明のアルミニウム合金材の製造方法は、アルミニウム合金を鋳造する鋳造工程と、鋳造した鋳塊を熱間圧延する熱間圧延工程と、熱間圧延板を冷間圧延する冷間圧延工程と、冷間圧延工程の途中及び冷間圧延工程の後の一方又は両方において冷間圧延板を焼鈍する1回以上の焼鈍工程とを含む。なお、鋳造した鋳塊を均質化処理する均質化処理工程を追加することも可能である。
本発明に係る第2発明のアルミニウム合金クラッド材の製造方法は、心材用、ならびに、必要な各皮材(ろう材、犠牲陽極材及び中間層材)用のアルミニウム合金をそれぞれ鋳造する鋳造工程と、鋳造した各皮材の鋳塊をそれぞれ所定の厚さまで熱間圧延する熱間圧延工程と、心材と熱間圧延により所定厚さとした皮材とをクラッドするクラッド工程と、クラッド材を熱間圧延する熱間クラッド圧延工程と、熱間クラッド圧延したクラッド材を冷間圧延する冷間圧延工程と、冷間圧延工程の途中及び冷間圧延工程の後の一方又は両方においてクラッド材を焼鈍する1回以上の焼鈍工程とを含む。なお、第2の形態において、鋳造した心材用鋳塊については、均質化処理する均質化処理工程を追加することも可能である。
ここで、第2発明においては、第1発明に係るアルミニウム合金材を心材とし、この片面又は両面にろう材をクラッドした第1形態のものと、第1発明に係るアルミニウム合金材を心材とし、この一方の面にろう材をクラッドし、他方の面に犠牲陽極材をクラッドした第2形態のものと、第1形態において心材の片面又は両面のろう材と心材との間に中間層を配置した第3形態のものと、第2形態において心材の一方の面のろう材と心材との間に中間層を配置した第4形態のものがある。
第1発明に係るアルミニウム合金材においてはろう付前の金属組織を、また、第2発明に係るアルミニウム合金クラッド材においては、ろう付前の心材の金属組織をそれぞれ制御することにより、優れたろう付加熱後の強度が達成される。本発明者らは鋭意研究の結果、金属組織の制御に及ぼす影響が最も大きい製造工程は、熱間圧延工程であることを見出した。以下において、この工程における制御方法について詳述する。なお、熱間圧延工程以外の各工程については、一般的に実施されている条件を採用することができる。
5−2.熱間圧延工程
本発明に係るアルミニウム合金材及びアルミニウム合金クラッド材の製造方法では、熱間圧延工程に特徴を有する。この熱間圧延工程においては、熱間圧延板が500〜400℃の温度範囲内における板厚減少率(圧下率)を90%以上に規定する。この理由を以下に説明する。
本発明に係るアルミニウム合金材及びアルミニウム合金クラッド材の製造方法では、熱間圧延工程に特徴を有する。この熱間圧延工程においては、熱間圧延板が500〜400℃の温度範囲内における板厚減少率(圧下率)を90%以上に規定する。この理由を以下に説明する。
Al−Cu−Mn系金属間化合物は熱間圧延中に生成するが、その際の核生成サイトとなるものは、熱間圧延中において熱間圧延板に加えられた加工ひずみである。Al−Cu−Mn系金属間化合物は、400〜500℃、好ましくは400〜490℃の温度域で核生成する。このため、熱間圧延時に500〜400℃の温度域において、圧下率が90%以上の加工を加えることにより、核生成サイトが非常に多い状態でAl−Cu−Mn系金属間化合物の核生成が進行し、目的とする微細で高密度なAl−Cu−Mn系金属間化合物が得られる。熱間圧延時の500〜400℃の温度域での圧下率が90%未満の場合には、Al−Cu−Mn系金属間化合物の核生成サイトが不足し、0.1〜1.0μmの円相当径を有するAl−Cu−Mn系金属間化合物の数密度を1.0×106個/mm2以上とすることができない。なお、上記圧下率は、好ましくは92%以上である。また、この圧下率の上限値は合金組成や圧延装置によって決まるが、本発明では99%とする。
5−3.その他の工程
上述のように、熱間圧延工程以外の工程については通常の条件を採用することができる。鋳造工程では、半連続鋳造法や連続鋳造法が採用される。均質化処理工程では、400
〜600℃で、5〜15時間の加熱処理条件が好ましい。冷間圧延工程においては、最終圧下率を10〜98%とするのが好ましい。焼鈍工程では、保持温度到達時までの昇温速度を20〜60℃/h、保持段階における保持温度を250〜450℃、保持時間を1〜8時間とするのが好ましい。なお、本発明に係るアルミニウム合金クラッド材において、皮材であるろう材、犠牲陽極材材、中間層材の片面クラッド率は、3〜25%とするのが好ましい。
上述のように、熱間圧延工程以外の工程については通常の条件を採用することができる。鋳造工程では、半連続鋳造法や連続鋳造法が採用される。均質化処理工程では、400
〜600℃で、5〜15時間の加熱処理条件が好ましい。冷間圧延工程においては、最終圧下率を10〜98%とするのが好ましい。焼鈍工程では、保持温度到達時までの昇温速度を20〜60℃/h、保持段階における保持温度を250〜450℃、保持時間を1〜8時間とするのが好ましい。なお、本発明に係るアルミニウム合金クラッド材において、皮材であるろう材、犠牲陽極材材、中間層材の片面クラッド率は、3〜25%とするのが好ましい。
次に、本発明例と比較例に基づいて本発明を更に詳細に説明するが、本発明はこれらに制限されるものではない。
表1に示す合金組成を有する心材合金、表2に示す合金組成を有するろう材合金、表3に示す合金組成を有する犠牲陽極材合金、ならびに、表4に示す合金組成を有する中間層材合金をそれぞれDC鋳造により鋳造した。心材合金については、A2合金以外には560℃で5時間の均質化処理を施し、A2合金は均質化処理を省略した。その後、各々の鋳塊両面を面削して仕上げた。面削後の鋳塊厚さは、いずれも400mmとした。ろう材、犠牲陽極材及び中間層材については、最終板厚でクラッド率10%となるよう計算し、それに必要な合わせ時の厚さとなるよう、480℃で3時間の加熱に供した後に熱間圧延工程に供した。なお、表1〜4において、「−」は検出限界未満であることを示す。
これらの合金を用い、アルミニウム合金材のみの1層構造<第1発明>;皮材1(ろう材)/心材の2層構造<第2発明の第1形態>;皮材1(ろう材)/心材/皮材2(ろう材)の3層構造<第2発明の第1形態>;皮材1(ろう材)/心材/皮材2(犠牲陽極材)の3層構造<第2発明の第2形態>;皮材1(ろう材)/皮材2(中間層材)/心材/皮材3(ろう材)の4層構造<第2発明の第3形態>;皮材1(ろう材)/皮材2(中間層材)/心材/皮材3(犠牲陽極材)の4層構造<第2発明の第4形態>;皮材1(ろう材)/皮材2(中間層材)/心材/皮材3(中間層材)/皮材4(ろう材)の5層構造<第2発明の第3形態>;のいずれかの組み合わせで、クラッド工程にかけた。これらを、480℃で3時間の加熱に供した後に、厚さ3mmまで熱間クラッド圧延工程にかけた。熱間クラッド圧延以降の詳細条件を表5に示す。工程組合せ1:冷間圧延工程→最終焼鈍の順、工程組合せ2:冷間圧延→中間焼鈍→最終冷間圧延→最終焼鈍の順のいずれかで、最終板厚0.2mmの圧延板としてアルミニウム合金材とアルミニウム合金クラッド材の試料を作製した。なお、それぞれの試料における層の組み合わせを表6〜9に示す。
上記試料を下記の各評価に供した結果を、表6〜9に示す。
(Al−Cu−Mn系金属間化合物の数密度)
0.1〜1.0μmの円相当径を有するAl−Cu−Mn系金属間化合物の数密度は、試料のSEM観察を行うことで測定した。各供試材について3視野の観察を行い、それぞれの視野のSEM像をA像くん(旭化成エンジニアリング社)により画像解析することで、ろう付加熱前におけるAl−Cu−Mn系金属間化合物の数密度を求めた。表に示す数密度は、各3視野より求めた数値の算術平均値である。
0.1〜1.0μmの円相当径を有するAl−Cu−Mn系金属間化合物の数密度は、試料のSEM観察を行うことで測定した。各供試材について3視野の観察を行い、それぞれの視野のSEM像をA像くん(旭化成エンジニアリング社)により画像解析することで、ろう付加熱前におけるAl−Cu−Mn系金属間化合物の数密度を求めた。表に示す数密度は、各3視野より求めた数値の算術平均値である。
(成形性)
各試料より、JIS5号試験片を切り出した。本試験片に対し、JIS Z 2241:2011に準拠した引張試験を行った。このときの伸びが2%以上を成形性が良好「○」としを、それ未満を不良「×」とした。
各試料より、JIS5号試験片を切り出した。本試験片に対し、JIS Z 2241:2011に準拠した引張試験を行った。このときの伸びが2%以上を成形性が良好「○」としを、それ未満を不良「×」とした。
(ろう付加熱後強度)
各試料よりJIS5号試験片を切り出した。これに対し、600℃で3分間のろう付相当の加熱を行った後、25℃にて1週間の自然時効を行い、JIS Z 2241:2011に準拠した引張試験を行った。Mgを含有しない心材のみの単層材の場合、引張強度が200MPa以上を良好「○」とし、それ未満を不良「×」とした。また、心材にMgを含有しないクラッド材の場合、引張強度が180MPa以上を良好「○」とし、それ未満を不良「×」とした。一方、Mgを含有する心材のみの単層材の場合、引張強度が270MPa以上を良好「○」とし、それ未満を不良「×」とし。また、心材にMgを含有するクラッド材の場合、引張強度が250MPa以上を良好「○」とし、それ未満を不良「×」とした。
各試料よりJIS5号試験片を切り出した。これに対し、600℃で3分間のろう付相当の加熱を行った後、25℃にて1週間の自然時効を行い、JIS Z 2241:2011に準拠した引張試験を行った。Mgを含有しない心材のみの単層材の場合、引張強度が200MPa以上を良好「○」とし、それ未満を不良「×」とした。また、心材にMgを含有しないクラッド材の場合、引張強度が180MPa以上を良好「○」とし、それ未満を不良「×」とした。一方、Mgを含有する心材のみの単層材の場合、引張強度が270MPa以上を良好「○」とし、それ未満を不良「×」とし。また、心材にMgを含有するクラッド材の場合、引張強度が250MPa以上を良好「○」とし、それ未満を不良「×」とした。
(ろう付性)
厚さ0.07mm、調質H14、心材合金成分は3003合金に1.0%のZnを添加した成分であり、心材のみのベア材又は両面にA4045合金を10%クラッドしたクラッド材をフィン材として用意し、これらをコルゲート成形して熱交換器フィンとした。上記試料のうち、心材のみのベア材に対してはクラッド材のフィンを、それ以外のものに対してはろう材面にベア材のフィンを組み合わせ、5%のフッ化物フラックス水溶液中に浸漬し、600℃で3分間のろう付加熱に供して、ミニコア試料を作製した。このミニコア試料のフィン接合率が95%以上であり、且つ、試料及びフィンに溶融が生じていない場合をろう付性が良好(○)とし、一方、(1)フィン接合率が95%未満の場合と、(2)試料及びフィンの少なくともいずれかに溶融が生じた場合とにおいて、(1)及び(2)、或いは、(1)又は(2)をろう付性が不良(×)とした。
厚さ0.07mm、調質H14、心材合金成分は3003合金に1.0%のZnを添加した成分であり、心材のみのベア材又は両面にA4045合金を10%クラッドしたクラッド材をフィン材として用意し、これらをコルゲート成形して熱交換器フィンとした。上記試料のうち、心材のみのベア材に対してはクラッド材のフィンを、それ以外のものに対してはろう材面にベア材のフィンを組み合わせ、5%のフッ化物フラックス水溶液中に浸漬し、600℃で3分間のろう付加熱に供して、ミニコア試料を作製した。このミニコア試料のフィン接合率が95%以上であり、且つ、試料及びフィンに溶融が生じていない場合をろう付性が良好(○)とし、一方、(1)フィン接合率が95%未満の場合と、(2)試料及びフィンの少なくともいずれかに溶融が生じた場合とにおいて、(1)及び(2)、或いは、(1)又は(2)をろう付性が不良(×)とした。
(内部耐食性の評価)
犠牲陽極材面、或いは、中間層材の上にクラッドされたろう材面における内部耐食性評価を行った。この内部耐食性評価は、第2発明の第2〜4形態の試料について行なったものである。各試験を単板にて600℃で3分間のろう付相当の加熱に供し、評価対象ではない側の面を絶縁樹脂によってマスキングしたものを、腐食性試験サンプルとした。このサンプルについて、水系冷媒環境を模擬した循環サイクル試験を行った。Cl−:195ppm、SO4 2−:60ppm、Cu2+:1ppm、Fe2+:30ppmを含有し温度88℃の水溶液を各サンプルの試験片の試験面に対して比液量6mL/Cm2、流速2m/秒で8時間流通し、その後、試験片を16時間放置した。このような加熱流通と放置からなるサイクルを3ヶ月間行った。循環サイクル試験後において、試験片の表面の腐食生成物を除去し腐食深さを測定した。測定箇所は各試験片において10箇所とし、それらの最大値をもって腐食深さとした。腐食深さが90μm以下の場合を○(良好)とし、腐食深さが90μmを超える場合と貫通した場合及び粒界腐食が観察された場合を×(不良)とした。なお、腐食深さが90μmを超える場合は心材と犠牲陽極材表面の電位差(心材-犠牲陽極材)を併記した。
犠牲陽極材面、或いは、中間層材の上にクラッドされたろう材面における内部耐食性評価を行った。この内部耐食性評価は、第2発明の第2〜4形態の試料について行なったものである。各試験を単板にて600℃で3分間のろう付相当の加熱に供し、評価対象ではない側の面を絶縁樹脂によってマスキングしたものを、腐食性試験サンプルとした。このサンプルについて、水系冷媒環境を模擬した循環サイクル試験を行った。Cl−:195ppm、SO4 2−:60ppm、Cu2+:1ppm、Fe2+:30ppmを含有し温度88℃の水溶液を各サンプルの試験片の試験面に対して比液量6mL/Cm2、流速2m/秒で8時間流通し、その後、試験片を16時間放置した。このような加熱流通と放置からなるサイクルを3ヶ月間行った。循環サイクル試験後において、試験片の表面の腐食生成物を除去し腐食深さを測定した。測定箇所は各試験片において10箇所とし、それらの最大値をもって腐食深さとした。腐食深さが90μm以下の場合を○(良好)とし、腐食深さが90μmを超える場合と貫通した場合及び粒界腐食が観察された場合を×(不良)とした。なお、腐食深さが90μmを超える場合は心材と犠牲陽極材表面の電位差(心材-犠牲陽極材)を併記した。
(外部耐食性の評価)
心材面、ならびに、心材の上にクラッドされたろう材面に対して、外部耐食性の評価を行った。この外部耐食性評価は、第1発明、ならびに、第2発明の第1形態の試料について行なったものである。ろう付性の評価同様、厚さ0.07mm、調質H14、心材合金成分は3003合金に1.0%のZnを添加した成分であり、心材のみのベア材又は両面にA4045合金を10%クラッドしたクラッド材をフィン材として用意し、これらをコルゲート成形して熱交換器フィンとした。上記材料のうち、心材面にはクラッドフィンを、ろう材面にはベアフィンを組み合わせ、5%のフッ化物フラックス水溶液中に浸漬し、600℃で3分間のろう付加熱に供して、ミニコア試料を作製した。このサンプルを、JIS−H8502に基づいて500時間のCASS試験に供した。その結果、500時間で評価材に貫通が生じない場合を○(合格)とし、貫通が生じた場合及び粒界腐食が観察された場合を×(不合格)とした。
心材面、ならびに、心材の上にクラッドされたろう材面に対して、外部耐食性の評価を行った。この外部耐食性評価は、第1発明、ならびに、第2発明の第1形態の試料について行なったものである。ろう付性の評価同様、厚さ0.07mm、調質H14、心材合金成分は3003合金に1.0%のZnを添加した成分であり、心材のみのベア材又は両面にA4045合金を10%クラッドしたクラッド材をフィン材として用意し、これらをコルゲート成形して熱交換器フィンとした。上記材料のうち、心材面にはクラッドフィンを、ろう材面にはベアフィンを組み合わせ、5%のフッ化物フラックス水溶液中に浸漬し、600℃で3分間のろう付加熱に供して、ミニコア試料を作製した。このサンプルを、JIS−H8502に基づいて500時間のCASS試験に供した。その結果、500時間で評価材に貫通が生じない場合を○(合格)とし、貫通が生じた場合及び粒界腐食が観察された場合を×(不合格)とした。
本発明例1〜28、87〜90では、本発明で規定する条件を満たしており、ろう付性、成形性、ろう付後強度及び耐食性のいずれも合格であった。
これに対し、比較例29及び39では、心材のSi含有量が多すぎたため、心材におけるAl−Cu−Mn系金属間化合物の数密度が小さくなり、ろう付後強度が不合格であった。また、心材の固相線温度が低下し、ろう付性が不合格であった。
比較例30及び40では、心材のCu含有量が少なすぎたため、心材におけるAl−Cu−Mn系金属間化合物の数密度が小さくなり、ろう付後強度が不合格であった。
比較例31及び41では、心材のCu含有量が多すぎたため、心材の固相線温度が低下し、ろう付性が不合格であった。また、粒界腐食感受性が向上し、内部耐食性が不合格であった。
比較例32及び42では、心材のMn含有量が少なすぎたため、心材におけるAl−Cu−Mn系金属間化合物の数密度が小さくなり、ろう付後強度が不合格であった。
比較例33〜38及び43〜48では、心材のMn、Ti、Zr、Cr及びV含有量が多すぎたため、鋳造時に粗大な金属間化合物が生成し、成形性が不合格であった。
比較例49では、心材のMg含有量が少なすぎたため、ろう付後強度が不合格であった。
比較例50では、心材のMg含有量が多すぎたため、ろう付性が不合格であった。
比較例51及び61では、ろう材のSi含有量が少なすぎたため、ろう付性が不合格であった。
比較例52及び62では、ろう材のSi含有量が多すぎたため、ろう材に粗大な金属間化合物が生成し、成形性が不合格であった。
比較例53及び63では、ろう材のFe含有量が多すぎたため、ろう材に粗大な金属間化合物が生成し、成形性が不合格であった。
比較例54及び64では、ろう材のCu含有量が多すぎたため、ろう材の電位が貴になり、内部耐食性が不合格であった。
比較例55及び65では、ろう材のMn含有量が多すぎたため、ろう材に粗大な金属間化合物が生成し、成形性が不合格であった。
比較例56及び66では、ろう材のTi、Zr、Cr及びV含有量が多すぎたため、鋳造時に粗大な金属間化合物が生成し、成形性が不合格であった。
比較例57、59、67、69では、ろう材のNa含有量が多すぎたため、ろう材表面の酸化皮膜の厚さが厚くなり、ろう付性が不合格であった。
比較例58、59、68、69では、ろう材のSr含有量が多すぎたため、ろう材表面の酸化皮膜の厚さが厚くなり、ろう付性が不合格であった。
比較例60及び70では、ろう材のZn含有量が多すぎたため、腐食速度が速くなり、内部耐食性が不合格であった。
比較例71及び77では、中間層材のSi含有量が多すぎたため、中間層の電位が貴になりすぎ、内部耐食性が不合格であった。また、中間層材の固相線温度が低下し、ろう付性が不合格であった。
比較例72及び78では、中間層材のFe含有量が多すぎたため、鋳造中に粗大な金属間化合物が生成し、成形性が不合格であった。
比較例73及び79では、中間層材のTi、Zr、Cr及びV含有量が多すぎたため、鋳造時に粗大な金属間化合物が生成し、成形性が不合格であった。
比較例74及び80では、中間層材のZn含有量が多すぎたため、腐食速度が速くなり、内部耐食性が不合格であった。
比較例75及び81では、中間層材のNi含有量が多すぎたため、鋳造中に粗大な金属間化合物が生成し、成形性が不合格であった。
比較例76及び82では、中間層材のMn含有量が多すぎたため、鋳造中に粗大な金属間化合物が生成し、成形性が不合格であった。
比較例83〜86では、犠牲陽極材の電位が心材より貴であるため、内部耐食性が不合格であった。
比較例91及び92では、熱間圧延材が500〜400℃である間の圧下率が少なすぎたため、Al−Cu−Mn系金属間化合物の数密度が低下し、ろう付後強度が不合格であった。
本発明により、Al−Cu−Mn系金属間化合物の存在状態の規定によるところの、ろう付加熱後の析出強化及び固溶強化によって高強度を有するアルミニウム合金材及びアルミニウム合金クラッド材が得られる。
1・・・チューブ
2・・・フィン
3・・・ヘッダー
4・・・タンク
2・・・フィン
3・・・ヘッダー
4・・・タンク
Claims (18)
- Si:0.02〜0.40mass%、Cu:1.0〜2.5mass%、Mn:0.5〜2.0mass%を含有し、残部Al及び不可避的不純物からなるアルミニウム合金からなり、0.1〜1.0μmの円相当径を有するAl−Cu−Mn系金属間化合物の数密度が1.0×106個/mm2以上であることを特徴とする熱交換器用アルミニウム合金材。
- 前記アルミニウム合金が、Mg:0.1〜1.0mass%、Ti:0.05〜0.20mass%、V:0.05〜0.20mass%、Zr:0.05〜0.20mass%及びCr:0.05〜0.20mass%から選択される1種又は2種以上を更に含有する、請求項1に記載の熱交換器用アルミニウム合金材。
- 請求項1又は2に記載の熱交換器用アルミニウム合金材の製造方法であって、前記アルミニウム合金を鋳造する鋳造工程と、鋳造した鋳塊を熱間圧延する熱間圧延工程と、熱間圧延板を冷間圧延する冷間圧延工程と、冷間圧延工程の途中及び冷間圧延工程の後の一方又は両方において冷間圧延板を焼鈍する1回以上の焼鈍工程とを含み、前記熱間圧延工程において、熱間圧延板の温度が500〜400℃の温度域における板厚減少率を90%以上とすることを特徴とする熱交換器用アルミニウム合金材の製造方法。
- アルミニウム合金の心材と、当該心材の片面又は両面にクラッドされたろう材とを備えるアルミニウム合金クラッド材において、前記心材が、Si:0.02〜0.40mass%、Cu:1.0〜2.5mass%、Mn:0.5〜2.0mass%を含有し、残部Al及び不可避的不純物からなるアルミニウム合金からなり、前記ろう材が、Si:2.5〜12.5mass%、Fe:0.05〜1.20mass%を含有し、残部Al及び不可避的不純物からなるアルミニウム合金からなり、前記心材において、0.1〜1.0μmの円相当径を有するAl−Cu−Mn系金属間化合物の数密度が1.0×106個/mm2以上であることを特徴とする熱交換器用アルミニウム合金クラッド材。
- 前記心材が、Mg:0.1〜1.0mass%、Ti:0.05〜0.20mass%、V:0.05〜0.20mass%、Zr:0.05〜0.20mass%及びCr:0.05〜0.20mass%から選択される1種又は2種以上を更に含有する、請求項4に記載の熱交換器用アルミニウム合金クラッド材。
- 前記ろう材が、Zn:0.5〜8.0mass%、Cu:0.05〜2.50mass%、Mn:0.05〜2.00mass%、Ti:0.05〜0.20mass%、Zr:0.05〜0.20mass%、Cr:0.05〜0.20mass%及びV:0.05〜0.20mass%から選択される1種又は2種以上を更に含有するアルミニウム合金からなる、請求項4又は5に記載の熱交換器用アルミニウム合金クラッド材。
- 前記ろう材が、Na:0.001〜0.050mass%及びSr:0.001〜0.050mass%から選択される1種又は2種を更に含有するアルミニウム合金からなる、請求項4〜6のいずれか一項に記載の熱交換器用アルミニウム合金クラッド材。
- 請求項4〜7のいずれか一項に記載の熱交換器用アルミニウム合金クラッド材の製造方法であって、前記心材用及びろう材用のアルミニウム合金をそれぞれ鋳造する鋳造工程と、鋳造したろう材の鋳塊を所定の厚さまで熱間圧延する熱間圧延工程と、心材鋳塊の片面又は両面に熱間圧延により所定の厚さとしたろう材をクラッドするクラッド工程と、クラッド材を熱間圧延する熱間クラッド圧延工程と、熱間クラッド圧延したクラッド材を冷間圧延する冷間圧延工程と、冷間圧延工程の途中及び冷間圧延工程の後の一方又は両方においてクラッド材を焼鈍する1回以上の焼鈍工程とを含み、前記熱間クラッド圧延工程において、クラッド材の温度が500℃〜400℃の温度域における板厚減少率を90%以上とすることを特徴とする熱交換器用アルミニウム合金クラッド材の製造方法。
- アルミニウム合金の心材と、当該心材の一方の面にクラッドされたろう材と、他方の面にクラッドされた犠牲陽極材とを備えるアルミニウム合金クラッド材において、前記心材が、Si:0.02〜0.40mass%、Cu:1.0〜2.5mass%、Mn:0.5〜2.0mass%を含有し、残部Al及び不可避的不純物からなるアルミニウム合金からなり、前記ろう材が、Si:2.5〜12.5mass%、Fe:0.05〜1.20mass%を含有し、残部Al及び不可避的不純物からなるアルミニウム合金からなり、前記犠牲陽極材が、600℃で3分間のろう付相当加熱後に心材よりも自然電位が卑となるアルミニウム合金からなり、前記心材の0.1〜1.0μmの円相当径を有するAl−Cu−Mn系金属間化合物の数密度が1.0×106個/mm2以上であることを特徴とする熱交換器用アルミニウム合金クラッド材。
- 前記心材が、Mg:0.1〜1.0mass%、Ti:0.05〜0.20mass%、V:0.05〜0.20mass%、Zr:0.05〜0.20mass%及びCr:0.05〜0.20mass%から選択される1種又は2種以上を更に含有する、請求項9に記載の熱交換器用アルミニウム合金クラッド材。
- 前記ろう材が、Zn:0.5〜8.0mass%、Cu:0.05〜2.50mass%、Mn:0.05〜2.00mass%、Ti:0.05〜0.20mass%、Zr:0.05〜0.20mass%、Cr:0.05〜0.20mass%及びV:0.05〜0.20mass%から選択される1種又は2種以上を更に含有するアルミニウム合金からなる、請求項9又は10に記載の熱交換器用アルミニウム合金クラッド材。
- 前記ろう材が、Na:0.001〜0.050mass%及びSr:0.001〜0.050mass%から選択される1種又は2種を更に含有するアルミニウム合金からなる、請求項9〜11のいずれか一項に記載の熱交換器用アルミニウム合金クラッド材。
- 請求項9〜12のいずれか一項に記載の熱交換器用アルミニウム合金クラッド材の製造方法であって、前記心材用、ろう材用及び犠牲陽極材用のアルミニウム合金をそれぞれ鋳造する鋳造工程と、鋳造したろう材及び犠牲陽極材の鋳塊をそれぞれ所定の厚さまで熱間圧延する熱間圧延工程と、心材鋳塊の一方の面に熱間圧延により所定の厚さとしたろう材をクラッドし、心材鋳塊の他方の面に熱間圧延により所定の厚さとした犠牲陽極材をクラッドするクラッド工程と、クラッド材を熱間圧延する熱間クラッド圧延工程と、熱間クラッド圧延したクラッド材を冷間圧延する冷間圧延工程と、冷間圧延工程の途中及び冷間圧延工程の後の一方又は両方において冷間圧延板を焼鈍する1回以上の焼鈍工程とを含み、前記熱間クラッド圧延工程において、クラッド材の温度が500〜400℃の温度域における板厚減少率を90%以上とすることを特徴とする熱交換器用アルミニウム合金クラッド材の製造方法。
- 前記心材の片面又は両面にクラッドされたろう材と心材との間に中間層材が更にクラッドされており、前記中間層材が、Zn:0.5〜8.0mass%、Si:0.05〜1.50mass%、Fe:0.05〜2.00mass%を含有し、残部Al及び不可避的不純物からなるアルミニウム合金からなる、請求項4〜7のいずれか一項に記載の熱交換器用アルミニウム合金クラッド材。
- 前記心材の一方の面にクラッドされたろう材と心材との間に中間層材が更にクラッドされており、前記中間層材が、Zn:0.5〜8.0mass%、Si:0.05〜1.50mass%、Fe:0.05〜2.00mass%を含有し、残部Al及び不可避的不純物からなるアルミニウム合金からなる、請求項9〜12のいずれか一項に記載の熱交換器用アルミニウム合金クラッド材。
- 前記中間層材が、Mn:0.05〜2.00mass%、Ni:0.05〜2.00mass%、Ti:0.05〜0.20mass%、Zr:0.05〜0.20mass%、Cr:0.05〜0.20mass%及びV:0.05〜0.20mass%から選択される1種または2種以上を更に含有するアルミニウム合金からなる、請求項14または15に記載の熱交換器用アルミニウム合金クラッド材。
- 請求項14又は16に記載の熱交換器用アルミニウム合金クラッド材の製造方法であって、前記心材用、ろう材用及び中間層材用のアルミニウム合金をそれぞれ鋳造する鋳造工程と、鋳造したろう材及び中間層材の鋳塊をそれぞれ所定の厚さまで熱間圧延する熱間圧延工程と、心材鋳塊の片面又は両面に熱間圧延により所定の厚さとした中間層材をクラッドし、クラッドした中間層材の心材側ではない面に熱間圧延により所定の厚さとしたろう材をクラッドするクラッド工程と、クラッド材を熱間圧延する熱間クラッド圧延工程と、熱間クラッド圧延したクラッド材を冷間圧延する冷間圧延工程と、冷間圧延工程の途中及び冷間圧延工程の後の一方又は両方においてクラッド材を焼鈍する一回以上の焼鈍工程とを含み、前記熱間クラッド圧延工程において、クラッド材の温度が500〜400℃の温度域における板厚減少率を90%以上とすることを特徴とする熱交換器用アルミニウム合金クラッド材の製造方法。
- 請求項15又は16に記載の熱交換器用アルミニウム合金クラッド材の製造方法であって、前記心材用、ろう材用、犠牲陽極材及び中間層材用のアルミニウム合金をそれぞれ鋳造する鋳造工程と、鋳造したろう材、犠牲陽極材及び中間層材の鋳塊をそれぞれ所定の厚さまで熱間圧延する熱間圧延工程と、心材鋳塊の一方の面に熱間圧延により所定の厚さとした中間層材をクラッドし、クラッドした中間層材の心材側ではない面に熱間圧延により所定の厚さとしたろう材をクラッドし、心材鋳塊の他方の面に熱間圧延により所定の厚さとした犠牲陽極材をクラッドするクラッド工程と、クラッド材を熱間圧延する熱間クラッド圧延工程と、熱間クラッド圧延したクラッド材を冷間圧延する冷間圧延工程と、冷間圧延工程の途中及び冷間圧延工程の後の一方又は両方においてクラッド材を焼鈍する1回以上の焼鈍工程とを含み、前記熱間クラッド圧延工程において、クラッド材の温度が500〜400℃の温度域における板厚減少率を90%以上とすることを特徴とする熱交換器用アルミニウム合金クラッド材の製造方法。
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