JP4824358B2 - 表面性状に優れたアルミニウム合金押出材とその製造方法、および熱交換器用多孔管ならびに該多孔管を組み込んだ熱交換器の製造方法 - Google Patents
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Description
本発明は、表面性状に優れたアルミニウム合金押出材とその製造方法、および熱交換器用多孔管ならびに該多孔管を組み込んだ熱交換器の製造方法に関する。
エバポレータ、コンデンサ等の自動車用熱交換器においては、構成部材として、一般に軽量性と熱伝導性が良好なアルミニウム合金が使用されており、その製造は、作動流体通路として、アルミニウム合金チューブ（以下、単にチューブ）、例えば複数の仕切りにより区画された複数の中空部を有するアルミニウム合金押出扁平多孔管（以下、単に多孔管）が適用され、多孔管の表面にフッ化物系フラックスを付着させ、フィン材等の部材と所定構造に組み付けた後、不活性ガス雰囲気の加熱炉内においてろう付け接合する方法により行われる。
近年、環境負荷低減の観点から、自動車の燃費向上のために熱交換器の軽量化が行われている。これに伴ってチューブの薄肉化が進み、さらにチューブの断面積を減少させる試みがなされている。この場合、多孔管では、押出比（コンテナ断面積／押出材断面積）は数百から数千にもなるため、押出性を考慮して押出加工性の良好な純Ａｌ系の材料が使用されている。今後はより一層の軽量化が予想され、チューブの薄肉化がさらに進行するものと予測されるから、チューブ自体を高強度化する必要が生じることとなる。
チューブの高強度化のためには、Ｓｉ、Ｃｕ、Ｍｎ、Ｍｇ等の添加が有効であるが、ろう付けを行う材料中にＭｇが０．２％を超えて含有されている場合、加熱過程で溶融したフルオロアルミニウム酸カリウムをベースとするフッ化物系フラックスが材料中のＭｇと反応し、ＭｇＦ２及びＫＭｇＦ３などの化合物を生成し、フラックスの活性度が低下してろう付け性を低下させる。また、炭酸ガス冷媒を使用した熱交換器の場合では、作動温度が１５０℃付近の高温になるため、材料中にＣｕが含有されていると、粒界腐食感受性が顕著に高まる。従って、高強度化への方針としては、Ｓｉ及びＭｎの添加に依らざるを得ない。
しかしながら、Ｍｎ、Ｓｉを高濃度に添加した合金は、母相中に固溶したＭｎ、Ｓｉが変形抵抗を増大させ、例えば前記の多孔管のように、押出比が数百から数千に及ぶものでは、従来の純Ａｌ系の材料に比べて押出性が極端に劣る。この場合の押出性とは、押出に必要なラム圧力や、多孔管の中空部の仕切の欠損を生じることがない最大の押出速度（限界押出速度）を評価の指標とし、ラム圧力が高いものほどあるいは限界押出速度が低いものほど押出性が悪いと判断される。Ｍｎ、Ｓｉを高濃度に添加した合金では、従来の純Ａｌ系の材料と比べて、ラム圧力が上昇しダイスの破損や磨耗が生じ易くなるとともに、限界押出速度も低下するため生産性が低下する。
Ｍｎ、Ｓｉを添加したアルミニウム合金の押出性の向上を図る手法として、高温の熱処理と低温の熱処理を組み合わせた均質化処理を実施することにより、母相中の溶質元素の固溶量を減少させ、変形抵抗を低下させる方法が提案されている（特許文献１参照）が、とくに薄肉の多孔管のようなチューブを押出加工する場合には、押出性の向上が必ずしも十分には得られず、さらに改善の必要がある。
また、押出中、ダイスのベアリング部に、押出されるアルミニウム合金が膜状に堆積し、この堆積物が押し出されたチューブの表面に付着するという現象が見出された。押し出されたチューブには、ろう付け時、表面にフッ化物系フラックスをロールコートなどの手法で塗装するが、この場合、堆積物が付着している部分にはフラックスが塗装されず、塗装抜けなどの不良が生じ、塗装抜け部はフラックス未塗装部であるため、ろう付け不良の原因となる。フラックスとしてフルオロ亜鉛酸カリウムを塗装し、その後のろう付けによって生成したＺｎを板厚方向に拡散させ、犠牲防食層として機能させる場合があるが、その場合にも、塗装抜け部ではＺｎ拡散層が形成されず防食性能を確保することができない。
ダイスのベアリング部に堆積する膜状の堆積物は、連続して押出加工を行うと、厚さと量が増大し、最終的には堆積物は離脱して押し出されたチューブの表面に付着し、その後また、堆積、離脱、付着を繰り返す結果、押し出されたチューブの表面には間隔を置いて堆積物が付着することとなる。
特開平１１−３３５７６４号公報
本発明は、高強度を得るためにＭｎ、Ｓｉを添加したアルミニウム合金の押出性を改善し、且つ押し出されたチューブの表面への前記堆積物が付着する問題を解消することを目的として、合金組成、押出加工に先立つ鋳塊の熱処理と押出性との関係についてさらに試験、検討を加えた結果としてなされたものであり、その目的は、改善された強度を有し、押出性に優れ、薄肉化された多孔管を高い限界押出速度で押出加工することが可能で、押し出されたチューブの表面に堆積物が付着する問題も解消することができ、とくにアルミニウム合金製自動車用熱交換器の構成部材として好適に使用できる表面性状に優れたアルミニウム合金押出材およびその製造方法を提供することにある。
上記の目的を達成するための請求項１による表面性状に優れたアルミニウム合金押出材は、Ｍｎ：０．８〜１．６％（質量％、以下同じ）、Ｓｉ：０．４〜０．８％を含有し、Ｍｎの含有量とＳｉの含有量の比（Ｍｎ％／Ｓｉ％）を０．７〜２．４とし、残部Ａｌと不可避的不純物からなる組成を有するアルミニウム合金からなり、マトリックス中に分散している粒径（円相当直径、以下同じ）０．１〜０．９μｍの金属間化合物の数が２×１０５個／ｍｍ２以上であることを特徴とする。
請求項２による表面性状に優れたアルミニウム合金押出材は、請求項１において、前記アルミニウム合金が、さらに、Ｃｕ：０．０５％以下を含有することを特徴とする。
請求項３による表面性状に優れたアルミニウム合金押出材は、請求項１または２において、前記アルミニウム合金が、さらに、Ｍｇ：０．２％以下を含有することを特徴とする。
請求項４による表面性状に優れたアルミニウム合金押出材は、請求項１〜３のいずれかにおいて、前記アルミニウム合金が、さらに、Ｔｉ：０．３０％以下を含有することを特徴とする。
請求項５による熱交換器用多孔管は、請求項１〜４のいずれかに記載のアルミニウム合金押出材よりなることを特徴とする。
請求項６による表面性状に優れたアルミニウム合金押出材の製造方法は、請求項１〜４のいずれかに記載の組成を有するアルミニウム合金を溶解、鋳造し、得られた鋳塊を、５５０〜６５０℃の温度で２時間以上保持する第１段熱処理と、その後、平均降温速度２０〜６０℃／ｈで４００〜５００℃の温度まで降温して３時間以上保持する第２段熱処理からなる均質化処理を施した後、４８０〜５６０℃の温度に加熱して押出加工することを特徴とする。
請求項７による表面性状に優れたアルミニウム合金押出材の製造方法は、請求項１〜４のいずれかに記載の組成を有するアルミニウム合金を溶解、鋳造し、得られた鋳塊を、５５０〜６５０℃の温度で２時間以上保持する第１段熱処理と、その後、一旦常温まで降温した後、平均昇温速度２０〜６０℃／ｈで４００〜５００℃の温度まで昇温して３時間以上保持する第２段熱処理からなる均質化処理を施した後、４８０〜５６０℃の温度に加熱して押出加工することを特徴とする。
請求項８による熱交換器の製造方法は、請求項６または7記載のアルミニウム合金押出材の製造方法により熱交換器用多孔管を押出加工した後、該多孔管を組み込んだ熱交換器をろう付け接合により製造することを特徴とする。
本発明によれば、改善された強度を有し、押出性に優れ、薄肉化された多孔管を高い限界押出速度で押出加工することが可能で、押し出されたチューブの表面に堆積物が付着する問題も解消することができ、とくにアルミニウム合金製自動車用熱交換器の構成部材として好適に使用できる表面性状に優れたアルミニウム合金押出材とその製造方法、および該アルミニウム合金押出材からなる熱交換器用多孔管ならびに該多孔管を組み込んだ熱交換器の製造方法が提供される。
本発明のアルミニウム合金押出材における合金成分の意義および限定理由について説明すると、ＭｎおよびＳｉは、ろう付け加熱により母相中に固溶し、強度を向上させるよう機能する。ＭｎおよびＳｉの好ましい含有量は、それぞれＭｎ：０．８〜１．６％、Ｓｉ：０．４〜０．８％の範囲であり、それぞれ上限値より多い場合には、強度向上効果よりも押出性低下が顕著となり、また、それぞれ下限値未満では、十分な強度を得ることができない。
ＭｎとＳｉの含有量の比（Ｍｎ重量％／Ｓｉ重量％）は０．７〜２．４とするのが好ましく、ＭｎとＳｉの含有量の比をこの範囲とすることにより、合金の鋳造時に母相に固溶したＭｎ、Ｓｉを、鋳塊の均質化処理により主にＡｌ−Ｍｎ−Ｓｉ系金属間化合物として析出させ、母相の固溶度を最も低下させることができる。微細なＡｌ−Ｍｎ−Ｓｉ系金属間化合物を多数析出させた分散形態により、均質化熱処理後に行う熱間押出時の変形抵抗を低下させ、押出性を向上させることができる。
（Ｍｎ％／Ｓｉ％）の比が０．７未満では、ＭｎおよびＳｉの母相への固溶度を最も低下させることのできる（Ｍｎ％／Ｓｉ％）の比の範囲よりもＳｉが過剰に含有され、均質化熱処理後においても、過剰なＳｉは母相へ固溶したままであるため、その後の熱間押出時の変形抵抗は低下せず、押出性向上は得られない。また、（Ｍｎ％／Ｓｉ％）の比が２．４を越えると、ＭｎおよびＳｉの母相への固溶度を最も低下させることのできる（Ｍｎ％／Ｓｉ％）の比の範囲よりもＭｎが過剰に含有され、均質化熱処理後においても、過剰なＭｎは母相へ固溶したままであるため、その後の熱間押出時の変形抵抗は低下せず、押出性の向上は得られない。
Ｃｕは、０．０５％以下に制限するのが好ましく、ろう付け接合により製造された本発明によるアルミニウム合金押出材を構成部材とする自動車用熱交換器の使用時において、粒界腐食を抑制することが可能となる。Ｃｕ量が０．０５％を越えて含有すると、とくに、炭酸ガスを冷媒として使用する熱交換器においては、作動温度が１５０℃付近の高温になり、粒界へのＡｌ−Ｍｎ系化合物等の析出が顕著に生じるため、粒界腐食感受性が大きくなる。
Ｍｇは、０．２％以下の範囲で含有させることにより、強度を改善することができ、また、自動車用熱交換器をフルオロアルミニウム酸カリウムをベースとするフッ化物系フラックスを用いてろう付け接合により製造する場合、良好なろう付け性を安定して得ることが可能となる。Ｍｇ量が０．２％を越えると、自動車用熱交換器をろう付け接合により製造する場合、ろう付け加熱過程で溶融したフルオロアルミニウム酸カリウムをベースとするフッ化物系フラックスが材料中のＭｇと反応し、ＭｇＦ２及びＫＭｇＦ３などの化合物を生成して、フラックスの活性度が低下し、ろう付け性を低下させる。またＭｇ量が０．２％を越えて含有されると押出性も低下する。
Ｔｉは、合金中にＴｉの高濃度の領域と低濃度の領域を形成し、これらの領域が材料の肉厚方向に交互に層状に分布し、Ｔｉが低濃度の領域は高濃度の領域に比べて優先的に腐食するために、腐食形態が層状になり肉厚方向への腐食の進行が抑制される。これにより耐孔食性および耐粒界腐食性が向上する。さらに、Ｔｉ添加により常温及び高温での強度が向上する。Ｔｉの好ましい含有範囲は０．０６〜０．３０％であり、００６％未満ではその効果が十分でなく、０．３０％を越えると鋳造時に粗大な化合物が生成し、加工性を阻害する。
Ｆｅは不可避的不純物として存在するが、その含有量は０．７％程度以下、より好ましくは０．３％以下に限定することが望ましい。鋳塊の結晶粒微細化などを目的としてＢを添加する場合には、０．０１％程度以下とするのが好ましい。また、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｎｉ、Ｚｎなどの不純物は、総量で０．２５％以下の範囲で許容される。
本発明のアルミニウム合金押出材においては、マトリックス中に、粒径（円相当直径）０．１〜０．９μｍの金属間化合物を２×１０５個／ｍｍ２以上分散させることが重要である。この金属間化合物は主にＡｌ−Ｍｎ−Ｓｉ系金属間化合物であり、上記の分散組織は押出前の鋳塊（ビレット）の均質化処理により得られ、アルミニウム合金押出材表面への堆積物の付着を抑制し、ろう付け加熱後の強度を向上させるよう機能する。すなわち、押出中、ダイスのベアリング部に、押し出されるアルミニウム合金が膜状に堆積するが、上記の金属間化合物が分散したビレットを押出した場合、ダイスのベアリング部に形成される膜状の堆積物は、分散している微細な金属間化合物により押出中常に表面を削られるため、薄く均一な膜状に成形され、連続して押出を行っても薄く均一な膜状が維持されるために、堆積物の離脱が抑えられて、押し出されたアルミニウム合金押出材表面への堆積物の付着が顕著に抑制される。さらに、堆積物が薄く均一な膜状に維持されるために、押出材の表面性状が良好となり光沢が得られる。
押し出されたチューブは、熱交換器、例えば自動車用熱交換器に組み付けられ、ろう付け接合が行われる。この場合、マトリックス中に分散している上記のＡｌ−Ｍｎ−Ｓｉ系金属間化合物は母相中に再固溶するため、固溶強化によってろう付け接合後の強度を向上させる。また、冷媒として炭酸ガスを使用する場合には、作動温度が１５０℃付近の高温になるためクリープ強度が必要となるが、上記ろう付け加熱接合後の母相中には溶質元素であるＭｎ、Ｓｉが再固溶しているため、これらの元素が母相中の転位の運度を阻害し、耐クリープ性を向上させるように作用する。
本発明のアルミニウム合金押出材は、前記組成のアルミニウム合金を溶解、半連続鋳造などにより鋳造し、得られた鋳塊（ビレット）を、均質化処理後、熱間押出加工することにより製造される。均質化処理条件を特定することにより、前記の金属間化合物が分散した組織が得られ、アルミニウム合金押出材表面への堆積物の付着が抑制され、また、ろう付け加熱後の強度向上効果が達成される。さらに、特定された均質化処理条件および熱間押出条件の組み合わせによって、改善された熱間押出加工性が得られる。
均質化処理としては、ビレットを５５０〜６５０℃の温度で２時間以上保持する第１段熱処理と、その後、平均降温速度２０〜６０℃／ｈで４００〜５００℃の温度まで降温して３時間以上保持する第２段熱処理からなる均質化処理を行うのが好ましい。または、ビレットを５５０〜６５０℃の温度で２時間以上保持する第１熱処理と、その後、一旦常温まで降温した後、平均昇温速度２０〜６０℃／ｈで４００〜５００℃の温度まで昇温して３時間以上保持する第２段熱処理からなる均質化処理を行ってもよい。
５５０〜６５０℃の温度域で２時間以上保持する高温の第１段熱処理により、鋳造凝固時に形成される粗大な晶出物が分解あるいは粒状化、もしくは再固溶される。５５０℃未満の温度では、この反応が進み難い。均質化処理温度が高温であればあるほど反応は速くなるが、高過ぎると局部溶解を生じるおそれがあるため上限を６５０℃とするのが好ましい。第１段熱処理のより好ましい温度範囲は５８０〜６２０℃である。処理時間は長い方が反応が進むため、処理時間は１０時間以上とするのがより好ましいが、２４時間を超えて処理を行っても、それ以上の効果は得難く経済性を損なうため、処理時間は１０〜２４時間とするのが望ましい。
高温の第１段熱処理は、鋳造凝固時に生成した粗大晶出物の分解あるいは粒状化、もしくは再固溶には効果的であるが、同時に溶質元素であるＭｎ、Ｓｉの母相への固溶も促進される。これらの溶質元素の母相への固溶度が高いと、母相中の転位の運動速度が低下し、変形抵抗が大きくなる。このため、第１段熱処理のみからなる均質化処理後に熱間押出を行うと押出性が低下することとなるから、本発明においては、高温の第一段処理を行った後に、これよりも低温での第二段処理を行い、母相中に固溶しているＭｎ、Ｓｉを析出させて、Ｍｎ、Ｓｉの固溶度を低下させ、変形抵抗を小さくして押出性を向上させる。
第２段熱処理は、４００〜５００℃の温度域で３時間以上行うのが好ましい。４００℃未満ではＡｌ−Ｍｎ−Ｓｉ系金属間化合物の析出量が少なく、結果として変形抵抗を低下させる効果が十分でなく、５００℃を超える温度では上記の金属間化合物の析出が生じ難く、この場合も変形抵抗を低下させる効果が不十分である。処理時間が３時間未満では、析出が十分に進まないため、変形抵抗を低下させる効果が不十分であり、また、処理時間は長い方が反応が進むが、２４時間を超えて処理を行ってもそれ以上の効果は得られ難く、経済性を損なう。より好ましい処理時間は５〜１５時間である。
なお、均質化処理において上記の効果を達成するためには、とくに、第１段熱処理温度から第２段熱処理温度までの降温速度、第１段熱処理後、一旦常温まで降温する場合には、常温から第２段熱処理温度まで再度昇温するための昇温速度を制御することが、母相中に固溶しているＭｎ、Ｓｉを析出させ、Ｍｎ、Ｓｉの固溶度を低下させるとともに、前記金属間化合物の分散を得るために重要である。第１段熱処理温度から第２段熱処理温度までの平均降温速度は２０〜６０℃／ｈが好ましく、２０℃／ｈ未満では、析出が進行して析出する金属間化合物が大きく成長し易くなり、粒径０．１〜０．９μｍの金属間化合物が２×１０５個／ｍｍ２以上分散する分散組織を得難くなり、また加熱にも時間を要するため経済的でない。６０℃／ｈを超える降温速度では、ビレットの温度分布が不均一となり、析出に不均一が生じ易くなる
。第１段熱処理温度までの平均昇温速度、第２段熱処理後、３００℃の温度までの平均降温速度も２０〜６０℃／ｈが望ましい。
。第１段熱処理温度までの平均昇温速度、第２段熱処理後、３００℃の温度までの平均降温速度も２０〜６０℃／ｈが望ましい。
第１段熱処理後、一旦常温まで降温し、再度第２段熱処理温度まで昇温する場合の平均昇温速度は２０〜６０℃／ｈで行うのが好ましい。２０℃／ｈ未満では、析出する金属間化合物が大きく成長し易く、金属間化合物数が減少して、前記金属間化合物の分散組織が得難くなり、また加熱にも時間を要するため経済的でない。６０℃／ｈを超える昇温速度では、析出が進行せず前記金属間化合物の分散組織が得難くなる。第２段熱処理後、３００℃の温度までの平均降温速度も２０〜６０℃／ｈで行うのが好ましい。
本発明においては、ビレットの均質化処理において、前記特定された高温および低温の熱処理を組み合わせて実施することにより、溶質元素の母相中での固溶度を低下させ、その後の熱間押出において変形抵抗を低下させ押出性を向上させることが可能となる。熱間押出前のビレットの加熱温度は４８０〜５６０℃とするのが好ましい。加熱温度が５６０℃を超えると、均質化処理で析出させた、主としてＡｌ−Ｍｎ−Ｓｉ系金属間化合物からなる析出物が再固溶して母相の固溶度を上昇させ、従って熱間押出での変形抵抗が高くなり押出性が低下する。加熱温度が４８０℃未満では、温度が低いため変形抵抗が高くなり押出性が低下する。より好ましい加熱温度は４８０〜５３０℃である。また、上記加熱温度での保持時間は３０分以内とするのが好ましく、保持時間が３０分を超えると、均質化処理で析出させた金属間化合物が再固溶して母相の固溶度を上昇させ、従って熱間押出での変形抵抗が高くなり押出性が低下する。より好ましい保持時間は１０分以内である。
本発明のアルミニウム合金押出材について、チューブを例として説明したが、押出形状は特に限定されるものではなく、押出形状は、その用途、例えば熱交換器の形態などに応じて選定される。また、押出加工においては、多孔ダイを用いて種々の形状の多孔管を押出加工することが可能である。熱交換器用の作動流体通路材として使用する場合には、他の構成部材（例えばフィン材やヘッダー材）と組み付けて、ろう付け接合により一体化される。作動流体通路を前記多孔管を用いて構成した自動車用熱交換器は、良好な耐食性を有し、厳しい腐食環境下においても良好な耐久性を発揮することができる。
以下、本発明の実施例を比較例と対比して説明し、その効果を実証する。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。
実施例１、比較例１
表１に示す組成を有するアルミニウム合金を溶解、半連続鋳造により鋳造し、得られたビレットを均質化処理した。均質化処理は、５０℃／ｈの平均昇温速度で第１段熱処理温度６００℃に上げ、１５時間保持した後、第２段熱処理温度４５０℃まで５０℃／ｈの平均降温速度で降温して１０時間保持し、第２段熱処理温度から３００℃までを平均降温速度５０℃／ｈで降温する条件で行った。均質化処理後、ビレットを５１０℃の温度で８分間加熱して熱間押出しを行い、図１に示す形状の多孔管を作製し、試験材とした。
表１に示す組成を有するアルミニウム合金を溶解、半連続鋳造により鋳造し、得られたビレットを均質化処理した。均質化処理は、５０℃／ｈの平均昇温速度で第１段熱処理温度６００℃に上げ、１５時間保持した後、第２段熱処理温度４５０℃まで５０℃／ｈの平均降温速度で降温して１０時間保持し、第２段熱処理温度から３００℃までを平均降温速度５０℃／ｈで降温する条件で行った。均質化処理後、ビレットを５１０℃の温度で８分間加熱して熱間押出しを行い、図１に示す形状の多孔管を作製し、試験材とした。
以下に示す方法により、熱間押出しにおける押出性を評価し、押し出された多孔管について、表面に付着している堆積物の発生個数を求め、光沢度を観察した。また、マトリックス中に析出、分散している金属間化合物の分布を求め、ろう付け接合を行って、ろう付け性、ろう付け加熱後の引張強さ、粒界腐食感受性を評価した。結果を表２に示す。なお、表１〜２において、本発明の条件を外れたものには下線を付した。
押出性の評価：押し出された多穴管（図１参照）の中空部の仕切壁の欠損が生じない最大の押出速度である限界押出速度を押出性の指標とした。限界押出速度は、従来合金（表１参照）の限界押出速度に対する割合（従来合金の限界押出速度を１．０とした時の速度比）を示し、限界押出速度比が０．９以上のものを（◎）、０．８以上０．９未満のものを（○）、０．７以上０．８未満のものを（△）、０．７未満のものを(×)とした。
表面に付着している堆積物の発生個数の測定および押出材表面の光沢度の観察：渦流探傷により異物付着部を検出し、押出材の表面にアルミニウム合金の堆積物が付着している部分の数を調べ、押出材単位長さ当たりの付着物発生個数を求めた。押出材表面の光沢度合は目視で評価し、併せて押出材表面への堆積物付着発生の指標とした。
表面に付着している堆積物の発生個数の測定および押出材表面の光沢度の観察：渦流探傷により異物付着部を検出し、押出材の表面にアルミニウム合金の堆積物が付着している部分の数を調べ、押出材単位長さ当たりの付着物発生個数を求めた。押出材表面の光沢度合は目視で評価し、併せて押出材表面への堆積物付着発生の指標とした。
金属間化合物の分布形態（分散組織）の評価：押出材の断面ミクロ組織を観察し、析出している粒径（円相当直径）が０．１〜０．９μｍの金属間化合物の個数を、画像解析により求めた。
ろう付け加熱後の引張強さの測定：押出により得られた多穴管を、ろう付け模擬加熱として、窒素雰囲気中において６００℃で３分加熱処理し、平均降温速度５０〜２５０℃／分で冷却した後、引張試験を行い強度を求め、引張強さが１１０ＭＰａ以上のものを合格とした。
ろう付け加熱後の引張強さの測定：押出により得られた多穴管を、ろう付け模擬加熱として、窒素雰囲気中において６００℃で３分加熱処理し、平均降温速度５０〜２５０℃／分で冷却した後、引張試験を行い強度を求め、引張強さが１１０ＭＰａ以上のものを合格とした。
ろう付け性の評価：押出多穴管の表面にフルオロアルミニウム酸カリウムをベースとするフッ化物系フラックスを１０ｇ／ｍ２塗布した後、フィンと組み合わせて、窒素雰囲気中において６００℃で３分加熱処理し、平均降温速度５０〜２５０℃／分で冷却してろう付け接合し、フィンとの接合状況を観察し、十分に接合しているものを良好（○）、接合が不十分なものを不良（×）とした。
粒界腐食感受性の評価：前記のろう付け模擬加熱を行った多穴管を、１５０℃での使用を模擬するために、１５０℃で１２０時間の熱処理を行い、３０ｇ／ｌのＮａＣｌ水溶液に１０ｍｌ／ｌのＨＣｌを加えた溶液中に２４ｈ浸漬した後、断面観察を行い、粒界腐食が生じていないものは良好(○)、粒界腐食が生じているものは不良(×)とした。
粒界腐食感受性の評価：前記のろう付け模擬加熱を行った多穴管を、１５０℃での使用を模擬するために、１５０℃で１２０時間の熱処理を行い、３０ｇ／ｌのＮａＣｌ水溶液に１０ｍｌ／ｌのＨＣｌを加えた溶液中に２４ｈ浸漬した後、断面観察を行い、粒界腐食が生じていないものは良好(○)、粒界腐食が生じているものは不良(×)とした。
表２にみられるように、本発明に従う試験材１〜５はいずれも、押出性に優れ、表面への堆積物の付着も無く、優れたろう付け性、耐粒界腐食性を示し、高強度をそなえていた。一方、試験材６〜９および試験材１０（従来合金）は、押出性、堆積物の付着発生、強度、ろう付け性、耐粒界腐食性のいずれかにおいて劣っていた。
比較例２
表１に示す組成Ａのアルミニウム合金を溶解、半連続鋳造により鋳造し、得られたビレットを表３に示す条件で均質化処理した。均質化処理は、５０℃／hの平均昇温速度で第１段熱処理温度に上げ、保持した後、第２段熱処理温度まで降温して保持し、その後、３００℃までを５０℃／ｈの平均降温速度で降温する条件で行った。第１段熱処理温度、第１段熱処理温度から第２段熱処理温度への平均降温速度、第２段熱処理温度を表３に示す。均質化処理後、表３に示す条件で熱間押出加工を行い、図１に示す多孔管を作製し、試験材とした。
表１に示す組成Ａのアルミニウム合金を溶解、半連続鋳造により鋳造し、得られたビレットを表３に示す条件で均質化処理した。均質化処理は、５０℃／hの平均昇温速度で第１段熱処理温度に上げ、保持した後、第２段熱処理温度まで降温して保持し、その後、３００℃までを５０℃／ｈの平均降温速度で降温する条件で行った。第１段熱処理温度、第１段熱処理温度から第２段熱処理温度への平均降温速度、第２段熱処理温度を表３に示す。均質化処理後、表３に示す条件で熱間押出加工を行い、図１に示す多孔管を作製し、試験材とした。
実施例１と同じ方法により、熱間押出しにおける押出性を評価し、押し出された多孔管について、表面に付着している堆積物の発生個数を求め、光沢度を観察した。また、マトリックス中に析出、分散している金属間化合物の分布を求め、ろう付け接合を行って、ろう付け性、ろう付け加熱後の引張強さ、粒界腐食感受性を評価した。結果を表４に示す。なお。表３〜４において、本発明の条件を外れたものには下線を付した。
表４に示すように、本発明の条件を外れた試験材１１〜１５はいずれも、押出性、堆積物付着発生個数、強度、ろう付け性、耐粒界腐食性のいずれかにおいて劣っていた。
実施例２、比較例３
Ｓｉ：０．６％、Ｆｅ：０．２％、Ｍｎ：１．０％、（Ｍｎ％／Ｓｉ％）：１．７を含有するアルミニウム合金を溶解、半連続鋳造により鋳造し、得られたビレットを表５に示す条件で均質化処理した。均質化処理は、５０℃／ｈの平均昇温速度で第１段熱処理温度に上げ、保持した後、一旦常温に下げ、続いて第２段熱処理温度まで昇温して保持し、その後、３００℃までを５０℃／ｈの平均降温速度で降温する条件で行った。第１段熱処理温度、第２段熱処理温度、常温から第２段熱処理温度までの平均昇温速度を表５に示す。均質化処理後、表５に示す条件で熱間押出しを行い、図１に示す形状の多孔管を作製し、試験材とした。
Ｓｉ：０．６％、Ｆｅ：０．２％、Ｍｎ：１．０％、（Ｍｎ％／Ｓｉ％）：１．７を含有するアルミニウム合金を溶解、半連続鋳造により鋳造し、得られたビレットを表５に示す条件で均質化処理した。均質化処理は、５０℃／ｈの平均昇温速度で第１段熱処理温度に上げ、保持した後、一旦常温に下げ、続いて第２段熱処理温度まで昇温して保持し、その後、３００℃までを５０℃／ｈの平均降温速度で降温する条件で行った。第１段熱処理温度、第２段熱処理温度、常温から第２段熱処理温度までの平均昇温速度を表５に示す。均質化処理後、表５に示す条件で熱間押出しを行い、図１に示す形状の多孔管を作製し、試験材とした。
実施例１と同じ方法により、熱間押出しにおける押出性を評価し、押し出された多孔管について、表面に付着している堆積物の発生個数を求め、光沢度を観察した。また、マトリックス中に析出、分散している金属間化合物の分布を求め、ろう付け接合を行って、ろう付け性、ろう付け加熱後の引張強さ、粒界腐食感受性を評価した。結果を表６に示す。なお、表５〜６において、本発明の条件を外れたものには下線を付した。
表６に示すように、本発明に従う試験材１６は、押出性に優れ、表面への堆積物の付着も無く、優れたろう付け性、耐粒界腐食性を示し、高強度をそなえていた。一方、試験材１７〜２１は、押出性、堆積物の付着発生、強度、ろう付け性、耐粒界腐食性のいずれかにおいて劣っていた。
Claims (8)
- Ｍｎ：０．８〜１．６％（質量％、以下同じ）、Ｓｉ：０．４〜０．８％を含有し、Ｍｎの含有量とＳｉの含有量の比（Ｍｎ％／Ｓｉ％）を０．７〜２．４とし、残部Ａｌと不可避的不純物からなる組成を有するアルミニウム合金からなり、マトリックス中に分散している粒径（円相当直径、以下同じ）０．１〜０．９μｍの金属間化合物の数が２×１０５個／ｍｍ２以上であることを特徴とする表面性状に優れたアルミニウム合金押出材。
- 前記アルミニウム合金が、さらに、Ｃｕ：０．０５％以下を含有することを特徴とする請求項１記載の表面性状に優れたアルミニウム合金押出材。
- 前記アルミニウム合金が、さらに、Ｍｇ：０．２％以下を含有することを特徴とする請求項１または２記載の表面性状に優れたアルミニウム合金押出材。
- 前記アルミニウム合金が、さらに、Ｔｉ：０．３０％以下を含有することを特徴とする請求項１〜３のいずれかに記載の表面性状に優れたアルミニウム合金押出材。
- 請求項１〜４のいずれかに記載のアルミニウム合金押出材よりなることを特徴とする熱交換器用多孔管。
- 請求項１〜４のいずれかに記載の組成を有するアルミニウム合金を溶解、鋳造し、得られた鋳塊を、５５０〜６５０℃の温度で２時間以上保持する第１段熱処理と、その後、平均降温速度２０〜６０℃／ｈで４００〜５００℃の温度まで降温して３時間以上保持する第２段熱処理からなる均質化処理を施した後、４８０〜５６０℃の温度に加熱して押出加工することを特徴とする表面性状に優れたアルミニウム合金押出材の製造方法。
- 請求項１〜４のいずれかに記載の組成を有するアルミニウム合金を溶解、鋳造し、得られた鋳塊を、５５０〜６５０℃の温度で２時間以上保持する第１段熱処理と、その後、一旦常温まで降温した後、平均昇温速度２０〜６０℃／ｈで４００〜５００℃の温度まで昇温して３時間以上保持する第２段熱処理からなる均質化処理を施した後、４８０〜５６０℃の温度に加熱して押出加工することを特徴とする表面性状に優れたアルミニウム合金押出材の製造方法。
- 請求項６または7記載のアルミニウム合金押出材の製造方法により熱交換器用多孔管を押出加工した後、該多孔管を組み込んだ熱交換器をろう付け接合により製造することを特徴とする熱交換器の製造方法。
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