JP3533434B2 - アルミニウム合金製熱交換器用ブレージングシート - Google Patents
アルミニウム合金製熱交換器用ブレージングシートInfo
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Description
動車等の熱交換器のチューブ材として使用される電縫加
工用アルミニウム製ブレージングシート条のろう付け性
および成形性の改良に関するものである。
に示すように複数本のブレージングシートからなる偏平
チューブ6の間にコルゲート状に加工した薄肉フィン7
をろう付けし、該偏平チューブの両端はヘッダー8とタ
ンク9とで構成される空間に、それぞれ開口した構成に
なっている。
S3003等のAl−Mn系合金を芯材とし、該芯材の
内面、即ち冷媒に常時触れている側には犠牲陽極材とし
てJIS7072等のAl−Zn系合金を、そして該芯
材の外面には、通常JIS4045等のAl−Si系合
金をろう材としてクラッドしたアルミニウム製ブレージ
ングシートを用いて電縫加工により形成され、コルゲー
ト加工を行ったフィン等の他の部材とともにブレージン
グにより一体に組立てられている。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行われ、6
00℃付近の高温に加熱してろう付けされる。
公害対策面より自動車の軽量化が図られ、熱交換器用材
料についても、材料の薄肉化が進められている。この薄
肉化にともない、ろう付け加熱時にろう材が芯材へ浸食
する量が無視し得なくなり、接合に寄与するろう材が不
足し、ろう付け性が劣化する問題、強度に寄与する芯材
部分の厚さが減少し、熱交換器の強度が低下する問題、
又チューブ成形・溶接時の成形精度およびミクロ割れを
生ずる問題等が生じている。これらの問題に対処して、
特開昭63−157791では、プレス成形工程をとも
なうドロンカップ型熱交換器に使用されるアルミニウム
製ブレージングシートについて、ろう付け性改善のため
に最終焼鈍後の冷間加工率を3〜10%に規制し、芯材
の結晶粒度を66μm以下に規制する方法が提案されて
いる。これは、真空ろう付け加熱が行われる際に再結晶
を生じさせ、再結晶粒径を大きくしてろう材の芯材への
浸食を防ぐものである。
レス成形および真空ろう付けによりエバポレーターに組
立てられるアルミニウム製ブレージングシートに関し
て、ろう付け加熱前に焼鈍処理を行い、結晶粒径をある
範囲に規定し、ろう材の芯材への浸食を防ぐ技術が提案
されている。上記二例は、プレス成形および真空ろう付
けにより組立てられ、電縫加工を伴わないものである。
さtのブレージングシートの最終焼鈍終了時における芯
材結晶粒の圧延方向平均長さaと板厚方向平均長さbと
の関係がa/b≧5およびt/b≧5の関係を満足し、
その後20〜50%の冷間圧延率で冷間圧延するブレー
ジングシートの製造法が開示されている。この方法では
最終焼鈍終了時の粒径の比をa/b≧5としていること
から、冷間加工後は、圧延時の幅広がりを無視すると、
a/b≧7.8となる。しかし、このようにa/bを大
きくして、電縫加工によりチューブを成形すると電縫溶
接の際の入熱時に粒界のすべりが不均一に起こり、局所
的に応力が集中しミクロ割れや突合わせ時の段差を発生
するようになる。また、上記a/b値が極度に大きいも
のは、冷間加工率が高いためろう付け加熱にともなう再
結晶後の結晶粒が微細化し、結晶粒界を通して、ろう材
が芯材中へ拡散し易くなり、ろう付け性の劣化を生ずる
という問題も生じる。またa/b値が小さすぎても、芯
材を貫通する方向の結晶粒界が多く存在し、ろう材の芯
材への浸食が加速されるという問題を生ずる。
述のような観点から、ろう付け性、ろう付け強度を確保
し、なおかつチューブ成形性(電縫加工性)に優れた熱
交換器チューブ用薄肉ブレージングシートを開発すべ
く、研究を行った結果、アルミニウム製熱交換器のろう
付け加熱前芯材の結晶粒形状を適正化することにより、
ろう付け性が向上し、さらには電縫加工時の粒界の不均
一なすべりを防止するアルミニウム合金製ブレージング
シートを発明した。
wt%、Fe0.05〜0.6wt%、Cu0.3〜1.1
wt%、Mn0.6〜1.6wt%を含有し、残部をAlと
不可避的不純物とからなるアルミニウム合金を芯材と
し、該芯材の片面又は両面にAl−Si系合金をろう材
としてクラッドしたブレージングシートであって、前記
芯材のろう付け加熱前結晶粒の圧延方向平均長さaと板
厚方向平均長さbとの比a/bが7.5〜3.0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
トである。
wt%、Fe0.05〜0.6wt%、Cu0.3〜1.1
wt%、Mn0.6〜1.6wt%を含有し、さらにCr、
Zr、Tiのうち1種または2種以上を各0.3wt%以
下含有し、残部をAlと不可避的不純物とからなるアル
ミニウム合金を芯材とし、該芯材の片面又は両面にAl
−Si系合金をろう材としてクラッドしたブレージング
シートであって、前記芯材のろう付け加熱前結晶粒の圧
延方向平均長さaと板厚方向平均長さbとの比a/bが
7.5〜3.0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である。
wt%、Fe0.05〜0.6wt%、Cu0.3〜1.1
wt%、Mn0.6〜1.6wt%を含有し、残部をAlと
不可避的不純物とからなるアルミニウム合金を芯材と
し、該芯材の外面(大気側)にAl−Si系合金をろう
材としてクラッドし、内面(冷媒通路側)に犠牲陽極材
としてZn0.3〜5.0wt%、Mg0.05〜4.0
wt%、Si0.5wt%以下を含有し、残部をAlと不可
避的不純物とからなるアルミニウム合金をクラッドした
ブレージングシートであって、前記芯材のろう付け加熱
前結晶粒の圧延方向平均長さaと板厚方向平均長さbと
の比a/bが7.5〜3.0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である。
wt%、Fe0.05〜0.6wt%、Cu0.3〜1.1
wt%、Mn0.6〜1.6wt%を含有し、さらにCr、
Zr、Tiのうち1種または2種以上を各0.3wt%以
下含有し、残部をAlと不可避的不純物とからなるアル
ミニウム合金を芯材とし、該芯材の外面(大気側)にA
l−Si系合金ろう、内面(冷媒通路側)に犠牲陽極材
としてZn0.3〜5.0wt%、Mg0.05〜4.0
wt%、Si0.5wt%以下を含有し、残部をAlと不可
避的不純物とからなるアルミニウム合金をクラッドした
ブレージングシートであって、前記芯材のろう付け加熱
前結晶粒の圧延方向平均長さaと板厚方向平均長さbと
の比a/bが7.5〜3.0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である。
ングシートに添加する元素の効果について説明する。S
iはMnの析出を促進し、金属間化合物を増加させ強度
を向上させる。このためにSiが0.05wt%未満の場
合には上記効果が十分でなく、0.8wt%を超えるとろ
う付け加熱時にろう材の拡散が大きくなりろう付け性が
低下する。さらにチューブの耐食性も低下する。従って
Si含有量は0.05wt%以上0.8wt%以下とする。
特に0.3〜0.7wt%で安定した特性を示す。
し、強度を向上させる。その添加量は0.05wt%未満
ではその効果が十分に得られず、0.6wt%を超えると
鋳造時に粗大晶出物を生じ、ろう付け加熱時の芯材の再
結晶粒径が小さくなり、ろう材の拡散が大きくなり、ろ
う付け性が低下する。従って、Fe含有量は0.05wt
%以上、0.6wt%以下とする。Cuは固溶状態にて合
金中に存在し強度を向上させる。さらに合金(芯材)の
電位を貴にし耐食性を向上させる。0.3wt%未満では
その効果が十分に得られず、1.1wt%を超えると合金
の融点が低下し電縫溶接時にミクロ割れが生じる。さら
に、ろう付け加熱後の冷却時にCu系の析出相が粒界に
生じ、粒界腐食が生じ易くなる。従って、Cu含有量を
0.3wt%以上、1.1wt%以下とする。
めの必須元素であり、その量は0.6wt%未満では十分
でなく、1.6wt%を超えた場合は成形性を劣化させ加
工時の割れを生じる。従って、Mn含有量は0.6wt%
以上、1.6wt%以下とする。さらに、本発明では芯材
にCr、Zn、Tiのうち1種または2種以上を各0.
3wt%以下添加することがある。これらの元素は微細な
金属間化合物を形成し合金の強度を向上させる。しかし
0.3wt%を超えて添加した場合には成形性が劣化し加
工時に割れが生じるので好ましくない。なお、結晶粒度
微細化元素Bを0.01wt%以下添加し、又は、JIS
3004,1050等で定めるアルミニウムの含有不可
避的不純物であるZn,Mg等をJISに許容される程
度含有することは本合金の性質に影響を与えない。
材にはJIS4004合金やJIS4045合金等を使
用すればよい。さらに、例えば特開平7−88634号
他に示されるように、ろう材中にCu、Zn等の元素を
添加しても良い。
合金があげられるがこれは熱交換器の使用環境下におい
て当該内張材に孔食が発生した場合、それが芯材に広が
るのを防止する効果を有する。Znは犠牲陽極材の電位
を芯材よりも卑にするための必須の元素であり防食効果
を与えるものである。Znの添加量は0.3wt%未満で
は効果が無く、5.0wt%を超えると効果が飽和する。
Mgは合金中に固溶状態、MgZn2およびMg2Si
の微細な析出相として存在し、強度を向上させる。その
量が0.05wt%未満では効果が十分ではなく、4.0
wt%を超えた場合は、クラッド製造や圧延性に問題が生
じる。また合金の融点が低下しろう付け加熱時に溶融す
る恐れが出てくる。SiはMg2Siの微細な析出相と
して存在し、強度を向上させる。その量が0.5wt%を
超えた場合にはチューブの耐食性が低下する。Al中の
不可避的不純物の量は各々0.05wt%以下であり、そ
の合計が0.1wt%以下である。
均長さaと板厚方向平均長さbの比をa/b=7.5〜
3.0としたのは次の理由によるものである。通常ろう
付け加熱時には、昇温中にろう材中のSiが芯材結晶粒
界に沿って拡散し粒界の融点がが低下する。その後ろう
材は溶融した粒界に沿って優先的に拡散し浸食が起こる
ので、ろう拡散による浸食はろう付け加熱前の芯材の結
晶粒形状に大きく支配される。すなわち、ろう材溶融前
の芯材の結晶粒の上記a/bの値が大きければ、ろう材
中のSiの拡散は芯材中心方向よりも圧延方向に拡散す
ることになり芯材内部方向へのろう材の浸食を抑制する
ことができる。しかし、冷間加工率が高く上記a/b値
が極度に大きいものは、ろう付け加熱時に急激に再結晶
が起こり微細な結晶となりろう材の浸食が起こる。さら
に、a/b値を制御することで電縫溶接の際の入熱時の
粒界の不均一なすべりによる局所的な応力集中を抑制
し、ミクロ割れや突き合わせ時の段差が発生することを
防止することが可能となる。このような条件を満たすa
/bの値は7.5以下となる。一方、a/b値が小さす
ぎる場合、芯材を貫通する方向の結晶粒界が多く存在
し、芯材内部方向へのろう材中のSiの拡散が大きくな
り。ろう材の浸食が激しくなる。ろう材の浸食を抑制す
るために、a/b値を3.0以上とする必要がある。
クラッド材の中間焼鈍条件および冷間加工率を制御する
ことで行われる。
に説明する。 (実施例1)芯材の片側にろう材、他側に犠牲陽極材を
クラッドしたチューブ材を下記の方法により作製した。
芯材、ろう材、内張材の鋳塊に所定の均質化処理を施
し、その後、面削と熱間圧延により芯材を50mm、ろ
う材を8mm、犠牲陽極材としての内張材を10mm厚
の板材とし、これら板材を、芯材の両側に重ね合わせて
3層構造材とし、これを熱間圧延圧着して板厚5mmの
クラッド材とした。このクラッド材に冷間圧延と中間焼
鈍を行い板厚0.25mmのブレージングシートを作製
した。a/bの値は中間焼鈍時の板厚を変化させ制御し
た。図1に作製したブレージングシートの断面を示す。
図中1は芯材2の片面に設けたろう材、3は芯材2の他
の片面に設けた犠牲陽極材である。このようにして作製
したブレージングシートから10×60mmの垂下試験
用の試験片を切り出し、突出し長さを50mmとして窒
素ガス雰囲気中で600℃×3.5分のろう付け加熱を
行い、加熱後の自由端の垂下量を測定した。また0.2
5mm厚の上記ブレージングシートと1mm厚の300
3合金を図2に示すように組合わせ窒素ガス雰囲気中で
600℃×3.5分でろう付け加熱を行いフィレットの
形成状態を調べた。図2において5はブレージングシー
ト、4は3003合金である。ろう材がフィレット部に
十分に充填されている場合を○、フィレットの形成は見
られるが良好でない場合を△、フィレットがほとんど形
成されていない場合を×とする。さらに、この時のろう
材の芯材への拡散状態を調べた。ろう材の浸食が殆どな
い場合を○、ろう材の浸食が若干見られるものを△、ろ
う材が深く浸食しているものを×とする。さらに、電縫
溶接を行った時の溶接部の断面を観察し正常に溶接され
ている場合を○、ミクロ割れや段差が発生し溶接欠陥が
生じているものを×とした。これらの試験を行ったブレ
ージングシートの成分を表1に、ブレージングシートの
作製における中間焼鈍時の板厚と0.25mmまで加工
した後の芯材結晶粒径の圧延方向の平均長さa、板厚方
向の平均長さb、a/bの比およびその試験結果を表2
に示す。
芯材とろう材より構成された2層材であり、本発明品8
〜33は犠牲陽極材、芯材、ろう材の3層材である。本
発明品1〜7は芯材の添加成分Cr、Zr、Tiが異な
っているが、芯材の結晶粒のアスペクト比a/b値が請
求項の範囲内でありブレージングシートの特性には問題
は生じなかった。本発明品8〜33は犠牲陽極材、芯材
の成分、添加量、中間焼鈍時の板厚が異なっているがい
ずれも請求項の範囲内であり、結晶粒のアスペクト比も
請求項の範囲内にあるのでブレージングシートの特性に
は問題は生じなかった。
例Aは内張材としての犠牲陽極材のMg量が多いために
クラッド材を作ることができなかった。比較例B、Cは
芯材のSi、Cu量が多いために溶接時にミクロ割れを
生じ溶接欠陥を生じた。さらにろう拡散が大きくフィレ
ットの形成が不十分であった。比較例Dは芯材中のFe
量が多く、ろう材の浸食が大きくフィレットの形成が不
十分であった。また、比較例Eは冷間加工率が高く結晶
粒のアスペクト比a/b値が極端に大きいため、ろう付
け加熱時に微細再結晶を生じ、ろう材の浸食が大きく、
フィレットの形成も不十分であった。さらにチューブ成
形、溶接時に粒界の滑りが不均一に起こり段差が生じ
た。比較例Fはa/b値が大きく、フィレットが良好で
なく、チューブ成形溶接時の段差がみられた。また、比
較例Gはa/b値が小さく、ろう材の芯材への浸食が進
みフィレット形成が良好でなかった。以上の結果より本
発明品ではろう付け加熱後のろう材の芯材中への拡散は
無く、耐垂下性に優れ、フィレットの形成も良好であ
る。さらに溶接性についても良好な結果が得られた。一
方、比較例ではろう材の芯材中への浸食が見られ、さら
にはフィレットの形成も十分ではなかった。また溶接時
にミクロ割れが生じるものもみられた。良好な耐食性を
得るためにチューブ材の冷媒通路側に犠牲陽極材をクラ
ッドするが、請求項1、2のように犠牲陽極材が無い場
合でも、または、芯材の両面にろう材をクラッドした場
合でも冷媒としてクーラントを用いることで問題は生じ
なかった。
の結晶粒径の圧延方向平均長さa と板厚方向平均長さb
の比a/bを7.5〜3.0に作製したブレージングシ
ートは、ろう付け加熱時のろう材の浸食が少なく、耐垂
下性に優れ、フィレットの形成、溶接性も良好である。
図である。
を示す説明図である。
Claims (4)
- 【請求項1】Si0.05〜0.8wt%、Fe0.05
〜0.6wt%、Cu0.3〜1.1wt%、Mn0.6〜
1.6wt%を含有し、残部をAlと不可避的不純物とか
らなるアルミニウム合金を芯材とし、該芯材の片面又は
両面にAl−Si系合金をろう材としてクラッドしたブ
レージングシートであって、前記芯材のろう付け加熱前
結晶粒の圧延方向平均長さaと板厚方向平均長さbとの
比a/bが7.5〜3.0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。 - 【請求項2】Si0.05〜0.8wt%、Fe0.05
〜0.6wt%、Cu0.3〜1.1wt%、Mn0.6〜
1.6wt%を含有し、さらにCr、Zr、Tiのうち1
種または2種以上を各0.3wt%以下含有し、残部をA
lと不可避的不純物とからなるアルミニウム合金を芯材
とし、該芯材の片面又は両面にAl−Si系合金をろう
材としてクラッドしたブレージングシートであって、前
記芯材のろう付け加熱前結晶粒の圧延方向平均長さaと
板厚方向平均長さbとの比a/bが7.5〜3.0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。 - 【請求項3】Si0.05〜0.8wt%、Fe0.05
〜0.6wt%、Cu0.3〜1.1wt%、Mn0.6〜
1.6wt%を含有し、残部をAlと不可避的不純物とか
らなるアルミニウム合金を芯材とし、該芯材の片面にA
l−Si系合金をろう材としてクラッドし、他面に犠牲
陽極材としてZn0.3〜5.0wt%、Mg0.05〜
4.0wt%、Si0.5wt%以下を含有し、残部をAl
と不可避的不純物とからなるアルミニウム合金をクラッ
ドしたブレージングシートであって、前記芯材のろう付
け加熱前結晶粒の圧延方向平均長さaと板厚方向平均長
さbとの比a/bが7.5〜3.0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。 - 【請求項4】Si0.05〜0.8wt%、Fe0.05
〜0.6wt%、Cu0.3〜1.1wt%、Mn0.6〜
1.6wt%を含有し、さらにCr、Zr、Tiのうち1
種または2種以上を各0.3wt%以下含有し、残部をA
lと不可避的不純物とからなるアルミニウム合金を芯材
とし、該芯材の片面にAl−Si系合金ろう、他面に犠
牲陽極材としてZn0.3〜5.0wt%、Mg0.05
〜4.0wt%、Si0.5wt%以下を含有し、残部をA
lと不可避的不純物とからなるアルミニウム合金をクラ
ッドしたブレージングシートであって、前記芯材のろう
付け加熱前結晶粒の圧延方向平均長さaと板厚方向平均
長さbとの比a/bが7.5〜3.0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。
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