JP2022554163A - 押出性及び耐食性が改善されたアルミニウム合金 - Google Patents
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Abstract
粗い再結晶粒の形成を低減することによって耐食性が改善された、押出され、ろう付けされた製品、さらにはその製造方法が提供される。押出され、ろう付けされた製品は、重量パーセントでＭｎ ０．６～０．７５；Ｆｅ ０．１１～０．１６；Ｓｉ ０．１０～０．１９；Ｃｕ ＜０．０１；Ｚｎ ＜０．０５；Ｔｉ ＜０．０５；所望に応じて結晶微細化剤；所望に応じてＮｉ ＜０．０１を含み、残量はアルミニウム及び不可避不純物であるアルミニウム合金を含む。【選択図】図１
Description
関連出願の相互参照
本出願は、２０１９年１０月２４日に出願された、全内容が本明細書に援用される米国特許仮出願第６２／９２５，３１４号の優先権を主張するものである。
本出願は、２０１９年１０月２４日に出願された、全内容が本明細書に援用される米国特許仮出願第６２／９２５，３１４号の優先権を主張するものである。
本開示は、アルミニウム合金ベースの押出され、ろう付けされた製品、及びその製造方法に関する。
アルミニウム合金は、製造されたパーツに耐食性を付与するものであり、例えば、自動車産業において、さらには熱交換器及びエアコンディショニング用途において用いられる。それは、押出性が良好である一方、軽量であり、中程度の強度を提供することから、配管に用いられる。長寿命の耐食性合金には、高いＭｎ含有量又はＴｉの添加が典型的には用いられてきており、これらは、押出性にとっては有害であり、押出速度及び金型寿命を低下させ得る。この合金の長寿命の耐食性能を妨げることなく押出性を改善することは難題である。改善が求められている。
本開示は、押出特性が向上したアルミニウム合金、さらにはそれを含み耐食性が向上したアルミニウム製品に関する。
第一の態様では、本開示は、重量パーセントでＭｎ ０．６～０．７５；Ｆｅ ０．１１～０．１６；Ｓｉ ０．１０～０．１９；Ｃｕ ＜０．０１；Ｚｎ ＜０．０５；Ｔｉ ＜０．０５を含み、残量はアルミニウム及び不可避不純物であるアルミニウム合金を含む、押出され、ろう付けされた製品を提供する。押出され、ろう付けされた製品において、製品の幅の１５％未満が、粗い再結晶粒を含む。一実施形態では、不可避不純物の各々は、最大０．０３で存在し、不可避不純物の合計は、０．１０未満を成す。別の実施形態では、アルミニウム合金は、０．０１未満のＮｉを含む。なお別の実施形態では、アルミニウム合金は、０．０５未満のＭｇを含む。なおさらなる実施形態では、アルミニウム合金は、０．０５未満のＣｒを含む。さらに別の実施形態では、アルミニウム合金は、０．６４～０．７２のＭｎを含む。なおさらなる実施形態では、アルミニウム合金は、０．１１～０．１４のＳｉを含む。いくつかの実施形態では、アルミニウム合金は、０．１２～０．１６のＦｅを含む。追加の実施形態では、アルミニウム合金は、０．０１１～０．０２４のＴｉを含む。いくつかの実施形態では、押出され、ろう付けされた製品は、例えばマイクロマルチポート配管（micro-multiport tubing）などの押出され、ろう付けされた配管である。
第一の態様では、本開示は、重量パーセントでＭｎ ０．６～０．７５；Ｆｅ ０．１１～０．１６；Ｓｉ ０．１０～０．１９；Ｃｕ ＜０．０１；Ｚｎ ＜０．０５；Ｔｉ ＜０．０５を含み、残量はアルミニウム及び不可避不純物であるアルミニウム合金を含む、押出され、ろう付けされた製品を提供する。押出され、ろう付けされた製品において、製品の幅の１５％未満が、粗い再結晶粒を含む。一実施形態では、不可避不純物の各々は、最大０．０３で存在し、不可避不純物の合計は、０．１０未満を成す。別の実施形態では、アルミニウム合金は、０．０１未満のＮｉを含む。なお別の実施形態では、アルミニウム合金は、０．０５未満のＭｇを含む。なおさらなる実施形態では、アルミニウム合金は、０．０５未満のＣｒを含む。さらに別の実施形態では、アルミニウム合金は、０．６４～０．７２のＭｎを含む。なおさらなる実施形態では、アルミニウム合金は、０．１１～０．１４のＳｉを含む。いくつかの実施形態では、アルミニウム合金は、０．１２～０．１６のＦｅを含む。追加の実施形態では、アルミニウム合金は、０．０１１～０．０２４のＴｉを含む。いくつかの実施形態では、押出され、ろう付けされた製品は、例えばマイクロマルチポート配管（micro-multiport tubing）などの押出され、ろう付けされた配管である。
別の態様では、本開示は、押出され、ろう付けされた製品の製造方法を提供する。まず、重量パーセントでＭｎ ０．６～０．７５；Ｆｅ ０．１１～０．１６；Ｓｉ ０．１０～０．１９；Ｃｕ ＜０．０１；Ｚｎ ＜０．０５；Ｔｉ ＜０．０５を含み、残量はアルミニウム及び不可避不純物であるアルミニウム合金を含むビレットが提供される。次に、ビレットは、少なくとも１つの熱処理によって均質化される。次いで、ビレットは、押出されて製品とされ、この製品がろう付けされて、押出され、ろう付けされた製品を得る。方法はさらに、ビレットを提供する前に、アルミニウム合金を鋳造してビレットとすることを含み得る。一実施形態では、方法はさらに、均質化の後及び押出しの前に、ビレットを冷却することを含む。一実施形態では、アルミニウム合金の不可避不純物の各々は、最大０．０３で存在し、不可避不純物の合計は、０．１０未満を成す。一実施形態では、アルミニウム合金は、０．０１未満のＮｉを含む。別の実施形態では、アルミニウム合金は、０．０５未満のＭｇを含む。さらなる実施形態では、アルミニウム合金は、０．０５未満のＣｒを含む。なおさらなる実施形態では、アルミニウム合金は、０．６４～０．７２のＭｎを含む。なお別の実施形態では、アルミニウム合金は、０．１０～０．１４のＳｉを含む。さらに別の実施形態では、アルミニウム合金は、０．１２～０．１６のＦｅを含む。なお別の実施形態では、アルミニウム合金は、０．０１１～０．０２４のＴｉを含む。一実施形態では、押出され、ろう付けされた製品は、例えばマイクロマルチポート配管などの配管である。
第三の態様では、本開示は、本明細書で述べる方法によって得ることができる又は得られる押出され、ろう付けされた製品を提供する。
本発明による改善に関する多くのさらなる特徴及びそれらの組み合わせは、当業者であれば、本開示を読むことで明らかとなるであろう。
本発明による改善に関する多くのさらなる特徴及びそれらの組み合わせは、当業者であれば、本開示を読むことで明らかとなるであろう。
本開示は、押出性が改善されたＡｌ－Ｍｎ－Ｓｉ－Ｆｅ押出用合金、さらにはそれを含む長寿命の耐食性を呈する製品に関する。本開示のアルミニウム合金は、改善された押出性を呈する。本開示の合金から作製された、押出され、ろう付けされた製品は、微細なろう付け後結晶粒組織、並びに／又は長時間の均質化及びろう付けサイクルに対する耐性を呈する。本開示の文脈で用いられる場合、「微細なろう付け後結晶粒組織」とは、押出プロセスの過程で生成された残存微細結晶粒（residual fine grains）から主として成り、それに対応してろう付けサイクルの過程で形成される粗い再結晶粒が存在しない組織を意味する。「微細な押出したままの結晶粒組織」の表現は、いかなるろう付けサイクルも行う前の、押出プロセスの過程で生成された残存微細結晶粒から主として成る組織を意味する。さらに本開示によると、「粗い再結晶粒」とは、押出面を横切る方向（すなわち、押出方向に対して垂直方向）の幅が２００ミクロン超の結晶粒、又は管の外壁厚全体を通して延びる厚さを有する結晶粒を意味する。図２は、サイジング及びろう付け後の合金ＡＡ３０１２Ａの結晶粒組織の例を示しており、粗い再結晶粒が壁厚全体を通して延びて存在している。図３は、図２と同じサンプルの、マクロエッチング後の管表面の外観を示しており、２００ミクロン超の幅を有する粗い再結晶粒が管表面上に出現している。
本開示の合金は、押出（例：アルミニウム）製品の作製に特に有用である。「押出アルミニウム製品」とは、所望される断面を得るために高温で金型に押し通された本開示のアルミニウム合金から作製された製品を意味する。
本開示の押出アルミニウム製品は、例えば熱交換器を作製するために、他のコンポーネントにろう付けされる。「ろう付け」とは、本明細書で定められる場合、ろう材金属を溶融し、少なくとも１つの接合部へ流すことによって２つ以上の物品を金属接合するプロセスである。「ろう付けされた製品」は、ろう付けに供されたものとして定められる。
本明細書で示されるように、本開示のアルミニウム合金の化学組成は、微細なろう付け後結晶粒組織を、製品（例：管）の外壁中に保持するのに有利であり、したがって、高温でのろう付け中の再結晶化又は「粗い結晶粒の形成」を防止又は制限する。この段階での再結晶化は、押出の結果として生ずる望ましい微細な結晶粒組織を置き換えるものであり、１つの粗い結晶粒が管の壁厚全体を占有し得る粗い結晶粒組織に置き換えられる。この状態は、材料を通る直接の腐食経路をもたらし、配管の耐食性にとって有害である。したがって、より粗い結晶粒への再結晶化は、回避、防止、又は制限される必要がある。
第一の態様では、重量パーセントでＭｎ 約０．６～約０．７５；Ｆｅ 約０．１１～約０．１６；Ｓｉ 約０．１０～約０．１９；Ｃｕ 約０．０１未満；Ｚｎ 約０．０５未満；Ｔｉ 約０．０５未満；所望に応じて結晶微細化剤；所望に応じてＮｉ 約０．０１未満、を含み、残量はアルミニウム及び不可避不純物であるアルミニウム合金が提供される。
本開示のアルミニウム合金は、Ａｌ－Ｍｎ－Ｓｉ－Ｆｅ合金であり、したがってＭｎを含む。しかし、本開示のアルミニウム合金のＭｎ含有量は、標準的な対応する「長寿命」Ａｌ－Ｍｎ－Ｓｉ－Ｆｅ合金よりも低い。このＭｎ含有量の低減によって、流動応力の低下、及び押出性の向上が得られる。Ｍｎはまた、Ａｌ－Ｍｎ－Ｆｅ－Ｓｉ分散粒子の形成、及び適切な機械的強度と共に自己腐食防止を高めるために重要である。Ｍｎは、本開示のアルミニウム合金中に、約０．６～約０．７５、約０．６１～約０．７４、約０．６２～約０．７３、約０．６３～約０．７２、約０．６４～約０．７１、約０．６５～約０．７０、約０．６６～約０．６９、約０．６７～約０．６８、約０．６～約０．７４、約０．６～約０．７３、約０．６～約０．７２、約０．６～約０．７１、約０．６～約０．７０、約０．６～約０．６９、約０．６～約０．６８、約０．６～約０．６７、約０．６～約０．６６、約０．６～約０．６５、約０．６～約０．６４、約０．６～約０．６３、約０．６～約０．６２、約０．６～約０．６１、約０．６１～約０．７５、約０．６２～約０．７５、約０．６３～約０．７５、約０．６４～約０．７５、約０．６５～約０．７５、約０．６６～約０．７５、約０．６７～約０．７５、約０．６８～約０．７５、約０．６９～約０．７５、約０．７０～約０．７５、約０．７１～約０．７５、約０．７２～約０．７５、約０．７３～約０．７５、約０．７４～約０．７５、又は約０．６４～０．７２の重量パーセントで存在してよい。
本開示のアルミニウム合金は、均質化後の粗い再結晶粒形成に対する耐性を高めるのに有益であるＦｅも含む。Ｆｅは、Ａｌ－Ｍｎ－Ｆｅ－Ｓｉ分散粒子の分布を制御する役割も担う。さらに、Ｆｅは、Ｍｎの溶解度を低下させ、Ａｌ－Ｍｎ－Ｆｅ－Ｓｉ分散粒子の形成を促進する。しかし、過剰なレベルのＦｅは、活性なカソード部位を生ずることによって、耐ピット腐食に対して有害であり得る。Ｆｅは、本開示のアルミニウム合金中に、約０．１１～約０．１６、約０．１２～約０．１５、約０．１３～約０．１４、約０．１２～約０．１６、約０．１３～約０．１６、約０．１４～約０．１６、約０．１５～約０．１６、約０．１１～約０．１５、約０．１１～約０．１４、約０．１１～約０．１３、又は約０．１１～約０．１２の重量パーセントで存在してよい。
本開示のアルミニウム合金中に存在するＳｉは、Ａｌ－Ｍｎ－Ｆｅ－Ｓｉ分散粒子の形成を促進し、Ａｌ－Ｍｎ－Ｆｅ－Ｓｉ分散粒子の分布に寄与する。加えて、Ｓｉは、均質化時間の延長によって分散粒子の体積分率が低下する傾向を低減する。実施例で示されるように、驚くべきことには、Ｓｉは、苛酷な処理条件下で、ろう付け後結晶粒径組織の著しい制御をもたらして、望ましい低い再結晶化が得られることが見出された。しかし、過剰なＳｉレベルは、合金のバルク融点を低下させて、押出性を低下させ得る。Ｓｉは、本開示のアルミニウム合金中に、約０．１０～約０．１９、約０．１１～約０．１９、約０．１２～約０．１９、約０．１３～約０．１９、約０．１４～約０．１９、約０．１５～約０．１９、約０．１６～約０．１９、約０．１７～約０．１９、約０．１８～約０．１９、約０．１０～約０．１８、約０．１１～約０．１８、約０．１２～約０．１８、約０．１３～約０．１８、約０．１４～約０．１８、約０．１５～約０．１８、約０．１６～約０．１８、約０．１７～約０．１８、約０．１０～約０．１７、約０．１１～約０．１７、約０．１２～約０．１７、約０．１３～約０．１７、約０．１４～約０．１７、約０．１５～約０．１７、約０．１６～約０．１７、約０．１０～約０．１６、約０．１１～約０．１６、約０．１２～約０．１６、約０．１３～約０．１６、約０．１４～約０．１６、約０．１５～約０．１６、約０．１０～約０．１５、約０．１１～約０．１５、約０．１２～約０．１５、約０．１３～約０．１５、約０．１４～約０．１５、約０．１０～約０．１４、約０．１１～約０．１４、約０．１２～約０．１４、約０．１３～約０．１４、約０．１０～約０．１３、約０．１１～約０．１３、約０．１２～約０．１３、約０．１０～約０．１２、約０．１１～約０．１２、約０．１０～約０．１１の重量パーセントで存在してよい。
本開示のアルミニウム合金は、いくつかの実施形態では、Ｃｕを含んでもよい。しかし、Ｃｕは、耐自己腐食性を低下させ得ることから、存在する場合、Ｃｕ含有量は、０．０１重量％未満に制限される。
本開示のアルミニウム合金は、いくつかの実施形態では、Ｚｎを含んでもよい。熱移動用途のための押出管は、多くの場合、Ｚｎのガルバニック犠牲層で被覆されている。Ｚｎは、Ｚｎ含有フラックスを用いたアーク溶射、又はプラズマ溶射によって堆積されてよく、Ｚｎは、ろう付け温度に加熱する過程で管表面の中に拡散する。ベース合金中のＺｎ濃度は、Ｚｎが高濃度で存在する場合に犠牲皮膜の挙動に干渉し得ることから、０．０５重量％未満に制限される。
所望に応じて、結晶微細化剤が、完全に等軸状である微細結晶粒組織でアルミニウム合金を固化するために、Ｔｉ、ＴｉＢ、又はＴｉＣの形態で本開示のアルミニウム合金に含まれてもよい。ＴｉＢが結晶微細化剤として用いられる場合、その結果として、合金中のＢ含有量は最大０．０１重量％となり得る。
本開示のアルミニウム合金は、いくつかの実施形態では、Ｔｉを含んでもよい。しかし、Ｔｉの含有量が高いと、押出性にとって有害となる場合があり、押出速度及び金型寿命を低下させる可能性があることから、Ｔｉの濃度は、存在する場合、０．０５重量％未満に制限される。例えば、重量パーセントで、約０．０３０未満、約０．０２７未満、又は約０．０２４未満である。上記で示したように、鋳造時に結晶微細化剤として、低レベルのＴｉをＴｉとして、又はＢと組み合わされたＴｉＢ結晶微細化剤として、又はＣと組み合わされたＴｉＣ結晶微細化剤として、押出合金に添加することが望ましい場合がある。
本開示のアルミニウム合金は、いくつかの実施形態では、Ｎｉを含んでもよい。しかし、Ｎｉは、耐自己腐食性を低下させ得ることから、Ｎｉの含有量は、０．０１未満である。
本開示のアルミニウム合金中において、Ｍｇは、所望に応じて存在するが、合金の押出性及びろう付け性のために、比較的低く、０．０５重量％未満に維持される。
いくつかの実施形態では、合金の残部は、アルミニウム及び不可避不純物を含む。いくつかの実施形態では、不可避不純物の各々は、最大０．０５（いくつかの実施形態では０．０３）で存在し、不可避不純物の合計は、０．１０未満を成す。
いくつかの実施形態では、合金の残部は、アルミニウム及び不可避不純物を含む。いくつかの実施形態では、不可避不純物の各々は、最大０．０５（いくつかの実施形態では０．０３）で存在し、不可避不純物の合計は、０．１０未満を成す。
本開示の押出され、ろう付けされた製品は、Ａｌ－Ｍｎ－Ｆｅ－Ｓｉ分散粒子を含む。Ａｌ－Ｍｎ－Ｆｅ－Ｓｉ分散粒子は、本開示のアルミニウム合金を含む製品の変形挙動、再結晶挙動、及び結果としての機械的特性に影響を与えるサブミクロン粒子である。いくつかの実施形態では、分散粒子は、配管をフィン及びヘッダー管と組み合わせてろう付けされた熱交換器を作製することを例とする典型的な冷間サイジング及びろう付け処理の後に、微細な押出したままの結晶粒組織を管の外壁中に保持することを可能とする。理論に束縛されるものではないが、ろう付け後に微細な押出したままの結晶粒組織が形状物の外壁中に保持されることは、形状物の壁を通る腐食経路がより曲がりくねったものとなることによって、耐食性に寄与する。
一実施形態では、押出され、ろう付けされた製品は、管の幅全体にわたって、苛酷なろう付けに掛けられた場合は１５％未満、好ましくは１２％未満、最も好ましくは１０％未満の粗い再結晶粒を含み、及び／又は標準的なろう付け（例えば、標準的な管理雰囲気（ＣＡＢ）ろう付けなど）に掛けられた場合は５％未満、好ましくは３％未満、最も好ましくは１％未満の再結晶化を含む。パーセントは、管外壁のうちの粗い再結晶粒から成っているパーセントを意味する。一実施形態では、苛酷なろう付けに掛けられた場合は、押出され、ろう付けされた製品の幅の１５％未満、１４％未満、１３％未満、１２％未満、１１％未満、若しくは１０％未満が粗い再結晶粒によって占有され、及び／又はアルミニウム製熱交換器の製造に広く用いられている標準的な管理雰囲気（ＣＡＢ）ろう付けに掛けられた場合は、５％未満、４％未満、３％未満、２％未満、若しくは１％未満の再結晶化である。パーセントは、管外壁幅のうちの粗い再結晶粒から成っているパーセントを意味する。
押出され、ろう付けされた製品は、いかなる形状又は形態で提供されてもよい。いくつかの実施形態では、押出され、ろう付けされた製品は、１つの管又は複数の管の形態であってもよい。いくつかの具体的な実施形態では、押出され、ろう付けされた製品は、マイクロマルチポート配管（ＭＭＰ）であってもよい、又はそれを備えていてもよい。押出され、ろう付けされた製品が配管又は管である場合（ＭＭＰなど）、それらは、約０．４ｍｍ以下、約０．３ｍｍ以下、又は約０．２ｍｍ以下の壁厚を有し得る。
本開示はまた、押出され、ろう付けされた製品の製造方法も提供する。この方法は、本開示のアルミニウム合金をアルミニウム製品に加工することを含む。加工工程は、アルミニウム合金を、押出用を意図した中間物のビレットに直接鋳造することを含み得る。
いくつかの実施形態では、本開示の方法は、まず、本明細書で述べるアルミニウム合金を含むビレットを提供する。次いで、ビレットは、少なくとも１つの熱処理によって均質化され、熱処理は、均質化されたアルミニウム合金ビレットを得るための、１～８時間の範囲内の少なくとも１つのソーキング時間にわたる５４０℃～５９０℃の範囲内の処理温度を含む。次に、ビレットは、配管などの製品に押出される。製品（配管）は、続いて、所望に応じて、巻き取られ、巻き出され、冷間サイジングされ、組み立てられ、そしてろう付けされて、ろう付けされた製品が得られる（管が熱交換器の一部を形成する）。ろう付け工程は、少なくとも１つのろう付けサイクルを含み得る。
方法の１つの実施形態では、ビレットを提供する前に、本開示のアルミニウム合金が、ビレットに鋳造される。方法の１つの実施形態では、均質化の後及びろう付けの前に、均質化されたアルミニウム製品は、好ましくは３００℃／時間以下の冷却速度で、冷却される。
実施例
例Ｉ ろう付けされた管の再結晶化に対するＭｎ及びＦｅの効果
合金Ａ～Ｅ（化学組成の詳細は表１）を、１０１ｍｍのビレットとして直接チル（ＤＣ）鋳造した。合金Ａは、既存の先行技術に相当し、比較のベンチマークである。実験合金中のＭｎの濃度は、合金Ａと比較して増加させ、合金Ｂ及びＣは、０．６４重量％のＭｎ、合金Ｄ及びＥは、０．７０重量％のＭｎとした。Ｆｅの濃度は、合金Ｃ及びＥのみについて合金Ａと比較して増加させ、それぞれ、０．１４及び０．１５重量％とした。
例Ｉ ろう付けされた管の再結晶化に対するＭｎ及びＦｅの効果
合金Ａ～Ｅ（化学組成の詳細は表１）を、１０１ｍｍのビレットとして直接チル（ＤＣ）鋳造した。合金Ａは、既存の先行技術に相当し、比較のベンチマークである。実験合金中のＭｎの濃度は、合金Ａと比較して増加させ、合金Ｂ及びＣは、０．６４重量％のＭｎ、合金Ｄ及びＥは、０．７０重量％のＭｎとした。Ｆｅの濃度は、合金Ｃ及びＥのみについて合金Ａと比較して増加させ、それぞれ、０．１４及び０．１５重量％とした。
ビレットＢ～Ｅは、４つの処理を用いて均質化し、第一の処理（ＴＲ１）は５５０℃で２時間行い、第二の処理（ＴＲ２）は５５０℃で６時間行い、第三の処理（ＴＲ３）は５６０℃で２時間行い、第四の処理（ＴＲ４）は５６０℃で６時間行った。ビレットＡは、ＴＲ１及びＴＲ２のみで均質化した。続いて、ビレットを３００℃／時間で冷却した。次に、冷却した材料を、ビレット温度４８０℃及び排出速度７７ｍ／分を用いて押出して、外壁厚さ０．３５ｍｍのミニマイクロポート（ＭＭＰ）配管とした。配管の長さを、４％の厚さ減少となるように圧延によって冷間サイジングして、商業的管サイジングを再現した。次に、６０５℃（サイクル１）及び６２５℃（サイクル２）で２．５分間の模擬ろう付けサイクルを適用し、結晶粒組織を、管の外側平面のマクロエッチング、及び粗い再結晶粒によって占有された管幅の割合の測定によって評価し、この場合、「粗い結晶粒」の用語は、押出面上にある幅＞２００ミクロンの結晶粒、又は壁厚全体を通して延びる厚さを有する結晶粒を意味する。結果を表２に示す。
望ましくない粗い再結晶粒の度合いは、均質化ソーキング時間／温度の増加、及びろう付け温度の上昇と共に高まった。合金Ａは、２時間／５５０℃で均質化し、６０５℃でろう付けした場合に微細な結晶粒組織を保持した。しかし、５５０℃でのソーキング時間を６時間に延ばし、６０５℃でろう付けした場合、著しい再結晶化をもたらした。ろう付け温度を６２５℃に上昇させると、両方のソーキング時間において過剰な再結晶化を示した。したがって、商業的運転において考えられるろう付け温度及び均質化ソーキング時間の変動は、合金Ａを用いた場合、過剰な粗い再結晶粒をもたらす結果となり得る。
試験した実験条件下において、粗い再結晶粒形成に対する許容可能なターゲットは、６０５℃での標準的なろう付け処理では、粗い再結晶粒形成ゼロであり、６２５℃でのより苛酷な処理後の場合は、＜１５％である。後者は、サイジング時の歪みがより集中する管先部（端部）での単一の粗い再結晶粒の形成に相当する。この例では、合金Ｂは、粗い再結晶粒形成という点で、合金Ａよりも僅かに良好な性能を示した。しかし、６２５℃でろう付けした場合の性能は、５５０～５６０℃の範囲内の均質化温度では許容されないものであった。合金Ｃでは、合金Ｅと共に、粗い再結晶粒形成に対して著しく良好な耐性が得られ、このことは、Ｆｅ含有量の増加が有益であることを示唆している。合金ＢよりもＭｎ含有量は高いがＦｅ含有量は同じである合金Ｄは、より高いろう付け温度では許容されない挙動を示し、Ｍｎ含有量だけを増加させても、粗い再結晶粒形成の防止には不充分であることを示唆している。
例ＩＩ ろう付けされた管の再結晶化に対するＳｉの効果
合金Ａ、Ｆ、Ｇ、及びＨ（化学組成の詳細は表３）を、１０１ｍｍ径のビレットとしてＤＣ鋳造した。合金Ａは、既存の先行技術に相当し、比較のベンチマークである。合金Ｆ、Ｇ、Ｈは、それぞれ０．０８、０．１４、及び０．１９重量％とＳｉ濃度を増加させた。
合金Ａ、Ｆ、Ｇ、及びＨ（化学組成の詳細は表３）を、１０１ｍｍ径のビレットとしてＤＣ鋳造した。合金Ａは、既存の先行技術に相当し、比較のベンチマークである。合金Ｆ、Ｇ、Ｈは、それぞれ０．０８、０．１４、及び０．１９重量％とＳｉ濃度を増加させた。
合金を、５８０℃で６時間均質化して、高温での長時間ソーキングサイクルに相当するものとした。続いて、ビレットを３００℃／時間で冷却した。次に、冷却した材料を、ビレット温度４８０℃及び排出速度７７ｍ／分を用いて押出して、外壁厚さ０．３５ｍｍのミニマイクロポート（ＭＭＰ）配管とした。配管の長さを、４％の厚さ減少となるように冷間圧延して商業的管サイジングを再現し、及び１０％として過度なサイジングについて調べた。次に、６２５℃で２．５分間の極端なろう付けサイクルを適用した。結晶粒組織を、管の平面のマクロエッチング、及び粗い再結晶粒によって占有された管幅の割合の測定によって評価した。結果を表４に示す。
予想通り、合金Ａに類似の組成であるがＦｅ含有量を増加させた合金Ｆは、粗い結晶粒組織に完全に再結晶化した。しかし、Ｓｉを０．０８から０．１４重量％に増加させた合金Ｇでは、ろう付け後結晶粒サイズの著しい制御が得られ、この傾向は、０．１９重量％のＳｉである合金Ｈでも継続された。したがって、Ｓｉ含有量を僅かに増加させることで、ろう付け後結晶粒組織を苛酷な処理条件下で制御することができる。Ｓｉ含有量を０．０８から０．１９に増加させると、融点が４℃低下し、これは、押出性に対してある程度の影響を与える可能性がある。したがって、０．１９重量％を超えてＳｉをさらに増加させることは望ましくない。
例ＩＩＩ Ａｌ－Ｍｎ－Ｆｅ－Ｓｉ分散粒子モデル化
理論に束縛されるものではないが、ろう付け後組織の制御及び粗い再結晶粒再結晶化防止の機構は、少なくとも部分的に、均質化の過程で形成するものと想定されるサブミクロンのアルファ－Ａｌ－Ｍｎ－Ｆｅ－Ｓｉ分散粒子による結晶粒界ピンニングに起因すると考えられる。ピンニング効果は、体積分率／粒子半径に対して比例する。これらの実験で観察された組成及び均質化サイクルの効果は、恐らく、これらの２つのパラメータの変化に起因するものであった。分散粒子の成長及びデンドライトアームを横切る溶質の拡散を予測する独自開発の（proprietary）均質化モデルを用いて、分散粒子の分布に対する組成の効果を予測することが可能である。図１は、分散粒子の体積分率が、０．７０重量％Ｍｎのベース合金において、５５０℃での均質化の過程で、Ｆｅ及びＳｉ含有量と共に変動する様子を示す。０．０８重量％Ｓｉのベースレベルにおいて、Ｆｅを０．１０から０．１５重量％に増加させると、体積分率は増加したが、これは、２～３時間のソーキング後に減少を開始しており、このことは、長い均質化時間が、粗い再結晶粒形成を防止する能力を低下させ得ることを意味する。Ｓｉ含有量を０．０８から０．１３重量％に増加させると、初期の分散粒子体積分率は低くなるが、均質化時間が長くなるにつれて増加し続けている。これは、長いソーキング時間による影響を相殺することができるものであり、生産条件下で発生可能である。
理論に束縛されるものではないが、ろう付け後組織の制御及び粗い再結晶粒再結晶化防止の機構は、少なくとも部分的に、均質化の過程で形成するものと想定されるサブミクロンのアルファ－Ａｌ－Ｍｎ－Ｆｅ－Ｓｉ分散粒子による結晶粒界ピンニングに起因すると考えられる。ピンニング効果は、体積分率／粒子半径に対して比例する。これらの実験で観察された組成及び均質化サイクルの効果は、恐らく、これらの２つのパラメータの変化に起因するものであった。分散粒子の成長及びデンドライトアームを横切る溶質の拡散を予測する独自開発の（proprietary）均質化モデルを用いて、分散粒子の分布に対する組成の効果を予測することが可能である。図１は、分散粒子の体積分率が、０．７０重量％Ｍｎのベース合金において、５５０℃での均質化の過程で、Ｆｅ及びＳｉ含有量と共に変動する様子を示す。０．０８重量％Ｓｉのベースレベルにおいて、Ｆｅを０．１０から０．１５重量％に増加させると、体積分率は増加したが、これは、２～３時間のソーキング後に減少を開始しており、このことは、長い均質化時間が、粗い再結晶粒形成を防止する能力を低下させ得ることを意味する。Ｓｉ含有量を０．０８から０．１３重量％に増加させると、初期の分散粒子体積分率は低くなるが、均質化時間が長くなるにつれて増加し続けている。これは、長いソーキング時間による影響を相殺することができるものであり、生産条件下で発生可能である。
例ＩＶ 耐食性試験
合金Ａ、Ｂ、Ｃ、Ｄ、Ｅ、Ｆ、Ｇ、及びＨを、上記で述べた通りに均質化し、ビレット温度４８０℃及び排出速度７５ｍ／分を用いて押出して、３０×１．４ｍｍの条片とした。ＡＡ３１０２及び確立された市販の長寿命合金に相当する市販の合金変型例も、比較のために処理した。材料を、金型出口部で水で急冷した。６０５℃で５分間の模擬ろう付けサイクルを、１００ｍｍクーポンに適用した。これらをアルコールで脱脂し、次に、合金あたり４クーポンを、ＳＷＡＡＴ腐食試験（ＡＳＴＭ Ｇ８５）に２０日間曝露した。クーポンあたり６つの最も深いピットを目視で選択することに基づいて、各サンプルにおける平均ピット深さを測定した。促進腐食試験の２０日間曝露後の結果を表５に示す。小さいピット深さが望ましく、使用時のピット腐食に対する優れた耐性の指標である。ＡＡ３０１２Ａに基づく確立された市販の長寿命合金は、ＳＷＡＡＴで最良の性能を示したが、本発明の合金Ｃ、Ｅ、Ｇ、及びＨを含む実験合金Ｂ～Ｅはすべて、先行技術の合金Ａ及びＦ、並びに標準的な市販合金ＡＡ３１０２よりも良好な性能を示した。
合金Ａ、Ｂ、Ｃ、Ｄ、Ｅ、Ｆ、Ｇ、及びＨを、上記で述べた通りに均質化し、ビレット温度４８０℃及び排出速度７５ｍ／分を用いて押出して、３０×１．４ｍｍの条片とした。ＡＡ３１０２及び確立された市販の長寿命合金に相当する市販の合金変型例も、比較のために処理した。材料を、金型出口部で水で急冷した。６０５℃で５分間の模擬ろう付けサイクルを、１００ｍｍクーポンに適用した。これらをアルコールで脱脂し、次に、合金あたり４クーポンを、ＳＷＡＡＴ腐食試験（ＡＳＴＭ Ｇ８５）に２０日間曝露した。クーポンあたり６つの最も深いピットを目視で選択することに基づいて、各サンプルにおける平均ピット深さを測定した。促進腐食試験の２０日間曝露後の結果を表５に示す。小さいピット深さが望ましく、使用時のピット腐食に対する優れた耐性の指標である。ＡＡ３０１２Ａに基づく確立された市販の長寿命合金は、ＳＷＡＡＴで最良の性能を示したが、本発明の合金Ｃ、Ｅ、Ｇ、及びＨを含む実験合金Ｂ～Ｅはすべて、先行技術の合金Ａ及びＦ、並びに標準的な市販合金ＡＡ３１０２よりも良好な性能を示した。
例Ｖ 流動応力試験
Ａｌ－Ｍｎ型合金の押出性又は潜在的押出速度は、高温での合金流動応力によって制御される。流動応力が低いことは、潜在的により高い押出速度及び金型摩耗の低減の指標である。合金Ｃ及びＥのビレットを、２時間／５５０℃のサイクルで均質化し、続いて２５０℃／時間で冷却し、合金Ｆ、Ｇ、及びＨを、２時間／５８０℃のサイクルで均質化し、続いて２５０℃／時間で冷却した。確立された市販の長寿命合金のサンプルも、標準的な商業的実践で処理した。径１０ｍｍ×長さ１０ｍｍの円筒形サンプルを機械加工した。３連のサンプルに、Ｇｌｅｅｂｌｅ ３８００の機械を用いた熱圧縮試験を行った。サンプルを、１００℃／分で４５０℃まで加熱し、５分間保持し、その後、１／秒の歪み速度で０．８の歪みまで圧縮変形した。記録された荷重を真応力に変換し、歪み０．７での値を、流動応力の測定値として抽出した。合金Ｃ、Ｅ、Ｇ、及びＨの平均流動応力は、既存の確立された市販の長寿命合金よりも７～１０％低く、すべてのケースにおいて、押出性能の著しい改善に相当する。
Ａｌ－Ｍｎ型合金の押出性又は潜在的押出速度は、高温での合金流動応力によって制御される。流動応力が低いことは、潜在的により高い押出速度及び金型摩耗の低減の指標である。合金Ｃ及びＥのビレットを、２時間／５５０℃のサイクルで均質化し、続いて２５０℃／時間で冷却し、合金Ｆ、Ｇ、及びＨを、２時間／５８０℃のサイクルで均質化し、続いて２５０℃／時間で冷却した。確立された市販の長寿命合金のサンプルも、標準的な商業的実践で処理した。径１０ｍｍ×長さ１０ｍｍの円筒形サンプルを機械加工した。３連のサンプルに、Ｇｌｅｅｂｌｅ ３８００の機械を用いた熱圧縮試験を行った。サンプルを、１００℃／分で４５０℃まで加熱し、５分間保持し、その後、１／秒の歪み速度で０．８の歪みまで圧縮変形した。記録された荷重を真応力に変換し、歪み０．７での値を、流動応力の測定値として抽出した。合金Ｃ、Ｅ、Ｇ、及びＨの平均流動応力は、既存の確立された市販の長寿命合金よりも７～１０％低く、すべてのケースにおいて、押出性能の著しい改善に相当する。
例ＶＩ 商業スケールでろう付けされた管の結晶粒組織
化学組成の詳細を表７に示した合金組成物を、２０３ｍｍ径のビレットとして直接チル（ＤＣ）鋳造した。次いで、ビレットを均質化し（４時間／５５０℃）、冷却した（２１５℃／時間）。
化学組成の詳細を表７に示した合金組成物を、２０３ｍｍ径のビレットとして直接チル（ＤＣ）鋳造した。次いで、ビレットを均質化し（４時間／５５０℃）、冷却した（２１５℃／時間）。
材料を商業的押出プレスで押出して、０．３ｍｍ壁のマイクロチャネル管とした。マイクロチャネル管の表面に、プレス機出口部で、水による急冷を通過する前に、亜鉛のアーク溶射を施した。配管をプレス機で巻き取り、次にオフラインの長さ調整及びサイジング操作を通して加工し、そこで管厚を減少させた。
研究用炉を用いて６０５℃で２分間、６０５℃で４分間の模擬ろう付け熱サイクル、及び６２５℃で４分間の極端サイクルを適用した。図４Ａ及び４Ｂは、Ｐｏｕｌｔｏｎのマクロエッチングによって出現した対応する表面結晶粒組織を示す。「押出したままの管」は、微細な結晶粒だけを呈した。３つすべての処理後のろう付け後結晶粒組織は、管の１つのサイズに沿った狭い粗い再結晶粒のバンドを除いて微細であった。バンド幅は、３つすべてのケースにおいて、管幅の６％に相当していた。
したがって、理解されるように、上記で記載し、説明した例は、単なる例示を意図するものである。範囲は、添付の特許請求の範囲によって示される。
Claims (25)
- 押出され、ろう付けされた製品であって、
重量パーセントで、
Ｍｎ ０．６乃至０．７５、
Ｆｅ ０．１１乃至０．１６、
Ｓｉ ０．１０乃至０．１９、
Ｃｕ ＜０．０１、
Ｚｎ ＜０．０５、
Ｔｉ ＜０．０５、
所望に応じて、結晶微細化剤、
所望に応じて、Ｎｉ ＜０．０１、及び
残量のアルミニウム及び不可避不純物、
を含むアルミニウム合金を含み、前記押出され、ろう付けされた管の幅の１５％未満が、粗い再結晶粒を含む、製品。 - 前記不可避不純物の各々が、最大０．０５で存在し、前記不可避不純物の合計が、０．１０未満を成す、請求項１に記載の押出され、ろう付けされた製品。
- 前記アルミニウム合金が、０．０１未満のＮｉを含む、請求項１又は２に記載の押出され、ろう付けされた製品。
- 前記アルミニウム合金が、０．０５未満のＭｇを含む、請求項１乃至３のいずれか一項に記載の押出され、ろう付けされた製品。
- 前記アルミニウム合金が、０．０５未満のＣｒを含む、請求項１乃至４のいずれか一項に記載の押出され、ろう付けされた製品。
- 前記アルミニウム合金が、０．６４乃至０．７２のＭｎを含む、請求項１乃至５のいずれか一項に記載の押出され、ろう付けされた製品。
- 前記アルミニウム合金が、０．１０乃至０．１４のＳｉを含む、請求項１乃至６のいずれか一項に記載の押出され、ろう付けされた製品。
- 前記アルミニウム合金が、０．１２乃至０．１６のＦｅを含む、請求項１乃至７のいずれか一項に記載の押出され、ろう付けされた製品。
- 前記アルミニウム合金が、０．０１１乃至０．０２４のＴｉを含む、請求項１乃至８のいずれか一項に記載の押出され、ろう付けされた製品。
- 押出され、ろう付けされた配管である、請求項１乃至９のいずれか一項に記載の押出され、ろう付けされた製品。
- 押出され、ろう付けされた配管が、マイクロマルチポート配管である、又はマイクロマルチポート配管を含む、請求項１０に記載の押出され、ろう付けされた製品。
- 押出され、ろう付けされた製品の製造方法であって、
ａ）重量パーセントで、
Ｍｎ ０．６乃至０．７５、
Ｆｅ ０．１１乃至０．１６、
Ｓｉ ０．１０乃至０．１９、
Ｃｕ ＜０．０１、
Ｚｎ ＜０．０５、
Ｔｉ ＜０．０５、
所望に応じて、結晶微細化剤、
所望に応じて、Ｎｉ ＜０．０１、及び
残量のアルミニウム及び不可避不純物、
を含むアルミニウム合金を含むビレットを提供すること、
ｂ）前記ビレットを、少なくとも１つの熱処理によって均質化することであって、前記熱処理は、均質化されたアルミニウム合金を得るための、１乃至８時間の少なくとも１つのソーキング時間にわたる５４０℃乃至５９０℃の範囲内の処理温度を含む、均質化すること、
ｃ）前記ビレットを押出して製品とし、押出された製品を得ること、及び
ｄ）前記押出された製品をろう付けして、前記押出され、ろう付けされた製品を得ること、
を含む、方法。 - 前記ビレットを提供する前に、前記アルミニウム合金を鋳造して前記ビレットとすることをさらに含む、請求項１２に記載の方法。
- 均質化の後及び押出しの前に、前記ビレットを冷却することをさらに含む、請求項１２又は１３に記載の方法。
- 前記アルミニウム合金の前記不可避不純物の各々が、最大０．０３で存在し、前記不可避不純物の合計が、０．１０未満を成す、請求項１２乃至１４のいずれか一項に記載の方法。
- 前記アルミニウム合金が、０．０１未満のＮｉを含む、請求項１２乃至１５のいずれか一項に記載の方法。
- 前記アルミニウム合金が、０．０５未満のＭｇを含む、請求項１２乃至１６のいずれか一項に記載の方法。
- 前記アルミニウム合金が、０．０５未満のＣｒを含む、請求項１２乃至１７のいずれか一項に記載の方法。
- 前記アルミニウム合金が、０．６４乃至０．７２のＭｎを含む、請求項１２乃至１８のいずれか一項に記載の方法。
- 前記アルミニウム合金が、０．１０乃至０．１４のＳｉを含む、請求項１２乃至１９のいずれか一項に記載の方法。
- 前記アルミニウム合金が、０．１２乃至０．１６のＦｅを含む、請求項１２乃至２０のいずれか一項に記載の方法。
- 前記アルミニウム合金が、０．０１１乃至０．０２４のＴｉを含む、請求項１２乃至２１のいずれか一項に記載の方法。
- 前記押出され、ろう付けされた製品が、配管である、請求項１２乃至２２のいずれか一項に記載の方法。
- 前記配管が、マイクロマルチポート配管である、請求項２３に記載の方法。
- 請求項１２乃至２４のいずれか一項に記載の方法によって得ることができる又は得られる、押出され、ろう付けされた製品。
Applications Claiming Priority (3)
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