JP5396042B2 - ろう付性に優れたアルミニウム合金ブレージングシート - Google Patents
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Description
本発明は、自動車用熱交換器に使用されるアルミニウム合金ブレージングシート、特にラジエータ、コンデンサ、インタークーラなどの熱交換器の冷却水や冷媒の通路構成材として好適に使用されるろう付性に優れたアルミニウム合金ブレージングシートに関する。
アルミニウム合金は軽量かつ高熱伝導性を備えているため、自動車用熱交換器、例えば、ラジエータ、コンデンサ、エバポレータ、ヒーター、インタークーラなどに用いられている。自動車用熱交換器は主にろう付法によって製造され、通常、ろう付はＡｌ−Ｓｉ系合金のろう材を用い、６００℃程度の高温で行われる。
ろう付方法には様々あるが、非腐食性フラックスであるフッ化物系フラックスを用いて、Ｎ２ガス中でろう付するＮＢ法（ノコロックブレージング法）が一般的に用いられている。
ろう付を用いて製造するラジエータ等のアルミニウム合金製熱交換器は、例えば図４に示すように複数本の扁平チューブ（１２）の間にコルゲート状に加工したフィン（１１）を一体に形成し、該扁平チューブ（１２）の両端はプレート（１３）とタンク（１４）とで構成される空間にそれぞれ開口させた構造を有する。ここで扁平チューブ（１２）には、溶接タイプのチューブとろう付タイプのチューブとが主に用いられる。溶接タイプチューブは、電縫溶接によって板材の端面を溶接した後、扁平管に加工するタイプのチューブであり、ろう付タイプのチューブは、板材をロール成形等により加工した後、ろう付時に隙間をろうで充填して密閉するタイプのチューブである。
ろう付方法には様々あるが、非腐食性フラックスであるフッ化物系フラックスを用いて、Ｎ２ガス中でろう付するＮＢ法（ノコロックブレージング法）が一般的に用いられている。
ろう付を用いて製造するラジエータ等のアルミニウム合金製熱交換器は、例えば図４に示すように複数本の扁平チューブ（１２）の間にコルゲート状に加工したフィン（１１）を一体に形成し、該扁平チューブ（１２）の両端はプレート（１３）とタンク（１４）とで構成される空間にそれぞれ開口させた構造を有する。ここで扁平チューブ（１２）には、溶接タイプのチューブとろう付タイプのチューブとが主に用いられる。溶接タイプチューブは、電縫溶接によって板材の端面を溶接した後、扁平管に加工するタイプのチューブであり、ろう付タイプのチューブは、板材をロール成形等により加工した後、ろう付時に隙間をろうで充填して密閉するタイプのチューブである。
ところで、近年は自動車の軽量化に対する要求が高まり、それに伴って自動車用熱交換器の軽量化ならびに熱交換器を構成する各部材の薄肉化が検討されている。チューブの薄肉化を検討するにあたり、溶接タイプチューブでは、板材端面をうまくつき合わせて溶接することが困難であり、ろう付タイプのチューブが主流となりつつある。このろう付タイプチューブを用いた場合、プレート（１３）に形成したチューブ穴に扁平チューブ（１２）を挿入した際に、隙間部分が形成される。これらの隙間は、主にプレートから供給されるろうによって完全に充填することが必要である。しかしながら、ろう付タイプチューブを用いた熱交換器をろう付した場合、プレートから供給されたろうがチューブを成形した際に形成された溝を介して毛細管力によってフィン側へ吸われる現象が起こる。毛細管力によってプレートのろうが吸われることにより、プレート（１３）に扁平チューブ（１２）を挿入した箇所の隙間部分にろうが十分に行きわたらず、ろう付不良を引き起こす要因となっている。
また、大量のろうが成形によって形成された溝を通る過程でチューブ心材を溶融させながらチューブ自体をえぐるろう流れによるエロージョンが発生する可能性がある。このろう流れによるエロージョンが発生するとエロージョンの起きていない箇所に比べてチューブの残肉量が非常に小さくなり、熱交換器の耐食性、耐久性が低下する問題がある。
また、大量のろうが成形によって形成された溝を通る過程でチューブ心材を溶融させながらチューブ自体をえぐるろう流れによるエロージョンが発生する可能性がある。このろう流れによるエロージョンが発生するとエロージョンの起きていない箇所に比べてチューブの残肉量が非常に小さくなり、熱交換器の耐食性、耐久性が低下する問題がある。
そこで、プレートとチューブの接合部分におけるろう付不良を抑制するために、プレートのろう材にＴｉ、Ｍｎ，Ｚｒ、Ｃｒを添加し、ろうの流動性を低下させる効果を狙ったブレージングシートが提案されている（例えば、特許文献１参照）。しかし、ろう材にＭｎ等の元素を添加すると液相線温度が上昇し、ろうの流動性自体が下がることでろう付不良を引き起こす可能性が依然として残る。
特開２００７−１８２６０２号公報
このように、従来の技術では、ろう付タイプチューブを用いた熱交換器のろう付において、チューブとプレートの接合部におけるろう付不良やチューブに形成された成形溝をプレートろうが流れる際に引き起こされるエロージョンを十分に抑制することは困難であった。
本発明は、この問題点を解消するべく行われたものであって、チューブに形成される成形溝が約６００℃で行われるろう付において良好なろう付性を得ることができ、さらに、チューブとプレートの接合部におけるろう付不良とチューブに形成される成形溝におけるろう流れによるエロージョンを抑制することができるアルミニウム合金ブレージングシートを提供することを目的とする。
本発明は、この問題点を解消するべく行われたものであって、チューブに形成される成形溝が約６００℃で行われるろう付において良好なろう付性を得ることができ、さらに、チューブとプレートの接合部におけるろう付不良とチューブに形成される成形溝におけるろう流れによるエロージョンを抑制することができるアルミニウム合金ブレージングシートを提供することを目的とする。
本発明者らは上記課題について研究した結果、特定の合金組成と金属組織を有するクラッド材がその目的に適合することを見出し、これに基づき本発明をなすに至った。
すなわち本発明は、
（１）Ｓｉ：０．０５〜１．２％（質量％、以下同じ）、Ｆｅ：０．０５〜０．４％、Ｃｕ：０．３〜１．２％およびＭｎ：０．３〜１．８％を含有し、Ｔｉ：０．０２〜０．３％、Ｚｒ：０．０２〜０．３％、Ｃｒ：０．０２〜０．３％およびＶ：０．０２〜０．３％のうち１種以上を含有し、残部Ａｌと不可避的不純物からなる心材と、Ｚｎ：１．０〜６．０％を含有し、残部Ａｌと不可避的不純物からなるＡｌ合金である犠牲陽極材とを有し、前記心材の片面にＡｌ−Ｓｉ系ろう材をクラッドし、心材の他方の面には前記犠牲陽極材をクラッドしたアルミニウム合金ブレージングシートであって、心材および犠牲陽極材それぞれのビッカース硬さをＨｖＡ、ＨｖＢとし、前記アルミニウム合金ブレージングシートを４５０℃で焼きなました後の心材および犠牲陽極材それぞれのビッカース硬さをＨｖＣ、ＨｖＤとした時に、ＨｖＡとＨｖＣの比ＨｖＡ／ＨｖＣが１．２以上であり、かつＨｖＢとＨｖＤの比ＨｖＢ／ＨｖＤが１．２未満であることを特徴とするろう付性に優れたアルミニウム合金ブレージングシート、
（２）Ｓｉ：０．０５〜１．２％（質量％、以下同じ）、Ｆｅ：０．０５〜０．４％、Ｃｕ：０．３〜１．２％およびＭｎ：０．３〜１．８％を含有し、Ｔｉ：０．０２〜０．３％、Ｚｒ：０．０２〜０．３％、Ｃｒ：０．０２〜０．３％およびＶ：０．０２〜０．３％のうち１種以上を含有し、残部Ａｌと不可避的不純物からなる心材と、Ｚｎ：１．０〜６．０％を含有し、さらにＳｉ：０．０５〜１．０％、Ｍｎ：０．０２〜１．８％、Ｔｉ：０．０２〜０．３％およびＶ：０．０２〜０．３％のうち１種以上を含有し、残部Ａｌと不可避的不純物からなるＡｌ合金である犠牲陽極材とを有し、前記心材の片面にＡｌ−Ｓｉ系ろう材をクラッドし、心材の他方の面には前記犠牲陽極材をクラッドしたアルミニウム合金ブレージングシートであって、心材および犠牲陽極材それぞれのビッカース硬さをＨｖＡ、ＨｖＢとし、前記アルミニウム合金ブレージングシートを４５０℃で焼きなました後の心材および犠牲陽極材それぞれのビッカース硬さをＨｖＣ、ＨｖＤとした時に、ＨｖＡとＨｖＣの比ＨｖＡ／ＨｖＣが１．２以上であり、かつＨｖＢとＨｖＤの比ＨｖＢ／ＨｖＤが１．２未満であることを特徴とするろう付性に優れたアルミニウム合金ブレージングシート、
（３）Ｓｉ：０．０５〜１．２％（質量％、以下同じ）、Ｆｅ：０．０５〜０．４％、Ｃｕ：０．３〜１．２％およびＭｎ：０．３〜１．８％を含有し、Ｔｉ：０．０２〜０．３％、Ｚｒ：０．０２〜０．３％、Ｃｒ：０．０２〜０．３％およびＶ：０．０２〜０．３％のうち１種以上を含有し、残部Ａｌと不可避的不純物からなる心材と、Ｚｎ：１．０〜６．０％を含有し、さらにＳｉ：０．０５〜１．０％、Ｍｎ：０．０２〜１．８％、Ｔｉ：０．０２〜０．３％およびＶ：０．０２〜０．３％のうち１種以上を含有し、残部Ａｌと不可避的不純物からなるＡｌ合金である犠牲陽極材とを有し、前記心材の片面にＡｌ−Ｓｉ系ろう材をクラッドし、心材の他方の面には前記犠牲陽極材をクラッドしたアルミニウム合金ブレージングシートであって、
前記アルミニウム合金ブレージングシートは、犠牲陽極材の再結晶温度以上でかつ心材の再結晶温度以下での最終焼鈍がなされたもので、該アルミニウム合金ブレージングシートを構成する心材および犠牲陽極材それぞれのビッカース硬さをＨｖＡ、ＨｖＢとし、前記アルミニウム合金ブレージングシートを４５０℃で焼きなました後の心材および犠牲陽極材それぞれのビッカース硬さをＨｖＣ、ＨｖＤとした時に、ＨｖＡとＨｖＣの比ＨｖＡ／ＨｖＣが１．２以上であり、かつＨｖＢとＨｖＤの比ＨｖＢ／ＨｖＤが１．２未満であることを特徴とするろう付性に優れたアルミニウム合金ブレージングシート、および、
（４）前記心材が、さらにＭｇ：０．０５〜０．６％を含有することを特徴とする（１）〜（３）いずれか１項に記載のろう付性に優れたアルミニウム合金ブレージングシート、
を提供するものである。
すなわち本発明は、
（１）Ｓｉ：０．０５〜１．２％（質量％、以下同じ）、Ｆｅ：０．０５〜０．４％、Ｃｕ：０．３〜１．２％およびＭｎ：０．３〜１．８％を含有し、Ｔｉ：０．０２〜０．３％、Ｚｒ：０．０２〜０．３％、Ｃｒ：０．０２〜０．３％およびＶ：０．０２〜０．３％のうち１種以上を含有し、残部Ａｌと不可避的不純物からなる心材と、Ｚｎ：１．０〜６．０％を含有し、残部Ａｌと不可避的不純物からなるＡｌ合金である犠牲陽極材とを有し、前記心材の片面にＡｌ−Ｓｉ系ろう材をクラッドし、心材の他方の面には前記犠牲陽極材をクラッドしたアルミニウム合金ブレージングシートであって、心材および犠牲陽極材それぞれのビッカース硬さをＨｖＡ、ＨｖＢとし、前記アルミニウム合金ブレージングシートを４５０℃で焼きなました後の心材および犠牲陽極材それぞれのビッカース硬さをＨｖＣ、ＨｖＤとした時に、ＨｖＡとＨｖＣの比ＨｖＡ／ＨｖＣが１．２以上であり、かつＨｖＢとＨｖＤの比ＨｖＢ／ＨｖＤが１．２未満であることを特徴とするろう付性に優れたアルミニウム合金ブレージングシート、
（２）Ｓｉ：０．０５〜１．２％（質量％、以下同じ）、Ｆｅ：０．０５〜０．４％、Ｃｕ：０．３〜１．２％およびＭｎ：０．３〜１．８％を含有し、Ｔｉ：０．０２〜０．３％、Ｚｒ：０．０２〜０．３％、Ｃｒ：０．０２〜０．３％およびＶ：０．０２〜０．３％のうち１種以上を含有し、残部Ａｌと不可避的不純物からなる心材と、Ｚｎ：１．０〜６．０％を含有し、さらにＳｉ：０．０５〜１．０％、Ｍｎ：０．０２〜１．８％、Ｔｉ：０．０２〜０．３％およびＶ：０．０２〜０．３％のうち１種以上を含有し、残部Ａｌと不可避的不純物からなるＡｌ合金である犠牲陽極材とを有し、前記心材の片面にＡｌ−Ｓｉ系ろう材をクラッドし、心材の他方の面には前記犠牲陽極材をクラッドしたアルミニウム合金ブレージングシートであって、心材および犠牲陽極材それぞれのビッカース硬さをＨｖＡ、ＨｖＢとし、前記アルミニウム合金ブレージングシートを４５０℃で焼きなました後の心材および犠牲陽極材それぞれのビッカース硬さをＨｖＣ、ＨｖＤとした時に、ＨｖＡとＨｖＣの比ＨｖＡ／ＨｖＣが１．２以上であり、かつＨｖＢとＨｖＤの比ＨｖＢ／ＨｖＤが１．２未満であることを特徴とするろう付性に優れたアルミニウム合金ブレージングシート、
（３）Ｓｉ：０．０５〜１．２％（質量％、以下同じ）、Ｆｅ：０．０５〜０．４％、Ｃｕ：０．３〜１．２％およびＭｎ：０．３〜１．８％を含有し、Ｔｉ：０．０２〜０．３％、Ｚｒ：０．０２〜０．３％、Ｃｒ：０．０２〜０．３％およびＶ：０．０２〜０．３％のうち１種以上を含有し、残部Ａｌと不可避的不純物からなる心材と、Ｚｎ：１．０〜６．０％を含有し、さらにＳｉ：０．０５〜１．０％、Ｍｎ：０．０２〜１．８％、Ｔｉ：０．０２〜０．３％およびＶ：０．０２〜０．３％のうち１種以上を含有し、残部Ａｌと不可避的不純物からなるＡｌ合金である犠牲陽極材とを有し、前記心材の片面にＡｌ−Ｓｉ系ろう材をクラッドし、心材の他方の面には前記犠牲陽極材をクラッドしたアルミニウム合金ブレージングシートであって、
前記アルミニウム合金ブレージングシートは、犠牲陽極材の再結晶温度以上でかつ心材の再結晶温度以下での最終焼鈍がなされたもので、該アルミニウム合金ブレージングシートを構成する心材および犠牲陽極材それぞれのビッカース硬さをＨｖＡ、ＨｖＢとし、前記アルミニウム合金ブレージングシートを４５０℃で焼きなました後の心材および犠牲陽極材それぞれのビッカース硬さをＨｖＣ、ＨｖＤとした時に、ＨｖＡとＨｖＣの比ＨｖＡ／ＨｖＣが１．２以上であり、かつＨｖＢとＨｖＤの比ＨｖＢ／ＨｖＤが１．２未満であることを特徴とするろう付性に優れたアルミニウム合金ブレージングシート、および、
（４）前記心材が、さらにＭｇ：０．０５〜０．６％を含有することを特徴とする（１）〜（３）いずれか１項に記載のろう付性に優れたアルミニウム合金ブレージングシート、
を提供するものである。
本発明のアルミニウム合金ブレージングシートによれば、成形したチューブに形成されるろう付接合界面がろう材と犠牲陽極材の組み合わせであるろう付タイプチューブにおいて、良好なろう付性を得ることができる。特に、チューブとプレートの接合部におけるろう付不良の低減とチューブ成形溝におけるろう流れによるエロージョン発生の抑制ができる。その結果、熱交換器のろう付組立における歩留まり向上と熱交換器の耐食性、耐久性の向上が可能となる。
本発明の心材の片面にＡｌ−Ｓｉ系ろう材を、他方の面には犠牲陽極材をクラッドしたアルミニウム合金ブレージングシートの好ましい実施の様態について、詳細に説明する。
本発明のアルミニウム合金ブレージングシートを構成する心材および犠牲陽極材それぞれのビッカース硬さをＨｖＡ、ＨｖＢとし、ブレージングシートを４５０℃で焼きなました後の心材および犠牲陽極材それぞれのビッカース硬さをＨｖＣ、ＨｖＤとした時に、ＨｖＡとＨｖＣの比であるＨｖＡ／ＨｖＣが１．２以上であり、かつＨｖＢとＨｖＤの比であるＨｖＢ／ＨｖＤが１．２未満である。ＨｖＣ、ＨｖＤは４５０℃で焼きなました後の心材および犠牲陽極材それぞれのビッカース硬さであり、ひずみがほとんど残っていない状態（Ｏ調質の状態）である。よって、ＨｖＡとＨｖＣの比であるＨｖＡ／ＨｖＣおよびＨｖＢとＨｖＤの比であるＨｖＢ／ＨｖＤの値が１に近いほど、素材の状態における心材および犠牲陽極材がＯ調質に近いことになる。反対に値が１から離れるほど、素材の状態における心材、犠牲陽極材にひずみが多く導入されていることになる。
なお、上記のブレージングシートを４５０℃で焼きなました後の心材および犠牲陽極材それぞれのビッカース硬さは、本発明のブレージングシート自体が作製の際に４５０℃の焼きなましを施されるものではなく、４５０℃の焼きなましが施された状態を想定したものである。このように想定するのは、４５０℃で焼きなましを行うと、材料中にひずみがほとんど残っていない状態となることから、この状態に対して硬さを比較することでブレージングシートの再結晶の度合いの指標とすることができるためである。
本発明のアルミニウム合金ブレージングシートを構成する心材および犠牲陽極材それぞれのビッカース硬さをＨｖＡ、ＨｖＢとし、ブレージングシートを４５０℃で焼きなました後の心材および犠牲陽極材それぞれのビッカース硬さをＨｖＣ、ＨｖＤとした時に、ＨｖＡとＨｖＣの比であるＨｖＡ／ＨｖＣが１．２以上であり、かつＨｖＢとＨｖＤの比であるＨｖＢ／ＨｖＤが１．２未満である。ＨｖＣ、ＨｖＤは４５０℃で焼きなました後の心材および犠牲陽極材それぞれのビッカース硬さであり、ひずみがほとんど残っていない状態（Ｏ調質の状態）である。よって、ＨｖＡとＨｖＣの比であるＨｖＡ／ＨｖＣおよびＨｖＢとＨｖＤの比であるＨｖＢ／ＨｖＤの値が１に近いほど、素材の状態における心材および犠牲陽極材がＯ調質に近いことになる。反対に値が１から離れるほど、素材の状態における心材、犠牲陽極材にひずみが多く導入されていることになる。
なお、上記のブレージングシートを４５０℃で焼きなました後の心材および犠牲陽極材それぞれのビッカース硬さは、本発明のブレージングシート自体が作製の際に４５０℃の焼きなましを施されるものではなく、４５０℃の焼きなましが施された状態を想定したものである。このように想定するのは、４５０℃で焼きなましを行うと、材料中にひずみがほとんど残っていない状態となることから、この状態に対して硬さを比較することでブレージングシートの再結晶の度合いの指標とすることができるためである。
心材の硬度比であるＨｖＡ／ＨｖＣが１．２未満であると、素材の段階における心材中のひずみ量が小さい状態である。この状態の素材を成形加工すると、チューブを成形する過程でひずみが導入されるが、このひずみが微小である領域が形成される。ひずみが微小な領域では再結晶の駆動力が非常に小さいため、ろう付時のろうが溶融する前に心材の再結晶が十分に完了せず、残存している転位や亜結晶粒界に溶融ろうが優先的に浸透、拡散して、いわゆるエロージョンが発生する。
このエロージョンが発生すると、心材の強度や耐食性が低下する問題が生じる。ろう付時の心材のエロージョンを抑制するためには素材の段階で心材のひずみ量がある一定量必要であり、ＨｖＡ／ＨｖＣが１．２以上であればその状態が達成できる。好ましくは、ＨｖＡ／ＨｖＣは１．３以上である。
このエロージョンが発生すると、心材の強度や耐食性が低下する問題が生じる。ろう付時の心材のエロージョンを抑制するためには素材の段階で心材のひずみ量がある一定量必要であり、ＨｖＡ／ＨｖＣが１．２以上であればその状態が達成できる。好ましくは、ＨｖＡ／ＨｖＣは１．３以上である。
次に犠牲陽極材についてであるが、犠牲陽極材の硬度比であるＨｖＢ／ＨｖＤが１．２未満であると、上述した理由でひずみが微小な領域において溶融ろうが犠牲陽極材内に浸透、拡散してエロージョンが発生する。犠牲陽極材におけるエロージョンが発生すると、ろうがさらに犠牲陽極材内に浸透、拡散するため、犠牲陽極材表面におけるろう流れ性が大幅に低下する。したがって、ろう付タイプチューブにおいて、そのろう付接合界面がろう材と犠牲陽極材の組み合わせで形成される場合、その接合界面におけるろう流れ性が低下することになる。
ろう付タイプチューブを用いた熱交換器のろう付において問題となるチューブとプレートの接合部におけるろう付不良およびチューブ成形溝におけるろう流れによるエロージョンは、いずれもプレートから供給されるろうがチューブの成形溝を過剰に流れることによって引き起こされる。つまり、チューブ成形溝、ここではろう材と犠牲陽極材の組み合わせで形成される溝において、プレートから供給されるろうの流れ性を低下させることは、ろう付性を良好にし問題を解決することにつながる。ＨｖＢ／ＨｖＤが１．２以上であると、ろう付時に十分な再結晶の駆動力が得られるため、犠牲陽極材表面におけるろう流れ性低下の効果が得られない。したがって、ＨｖＢ／ＨｖＤは１．２未満である必要がある。好ましくは、ＨｖＢ／ＨｖＤは１．１未満である。
本発明のアルミニウム合金ブレージングシートを構成する心材、犠牲陽極材の成分元素の添加理由および添加範囲について説明し、ろう材について述べる。
［１．心材］
Ｓｉは、Ｆｅ、ＭｎとともにＡｌ−Ｆｅ−Ｍｎ−Ｓｉ系の化合物を形成し、分散強化として作用し、或いはマトリクスに固溶して固溶強化により強度を向上させる。また、Ｍｇと反応してＭｇ２Ｓｉ化合物を形成することで強度が向上する。Ｓｉの含有量は、０．０５〜１．２％（組成の％は質量％を表す、以下同じ）の範囲であり、０．０５％未満ではその効果が小さく、１．２％を超えると心材の融点が低下し、溶融が起こる可能性が高くなる。好ましくは、０．２〜１．０％である。
Ｆｅは、再結晶核となり得るサイズの金属間化合物を作りやすい。ろう付後の結晶粒径を粗大にしてろう拡散を抑制するためには、Ｆｅの含有量は、０．０５〜０．４％であり、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り、０．４％を超えるとろう付後の結晶粒径が微細となり、ろう拡散が生じる恐れがある。好ましくは、０．１〜０．２％である。
Ｃｕは、固溶強化により強度を向上させ、また電位を貴にして犠牲陽極材、フィン材との電位差を大きくし、犠牲陽極効果による防食効果を向上させる。Ｃｕの含有量は、０．３〜１．２％の範囲であり、０．３％未満ではその効果が小さく、１．２％を超えると粒界腐食が発生する可能性が高くなる。好ましくは、０．３〜１．０％である。
Ｍｎは、強度とろう付性、耐食性を向上させ、また電位を貴にする効果がある。Ｍｎの含有量は、０．３〜１．８％であり、０．３％未満ではその効果が小さく、１．８％を超えると鋳造時に巨大金属間化合物が形成されやすくなり、塑性加工性を低下させる。好ましくは、０．５〜１．５％である。
［１．心材］
Ｓｉは、Ｆｅ、ＭｎとともにＡｌ−Ｆｅ−Ｍｎ−Ｓｉ系の化合物を形成し、分散強化として作用し、或いはマトリクスに固溶して固溶強化により強度を向上させる。また、Ｍｇと反応してＭｇ２Ｓｉ化合物を形成することで強度が向上する。Ｓｉの含有量は、０．０５〜１．２％（組成の％は質量％を表す、以下同じ）の範囲であり、０．０５％未満ではその効果が小さく、１．２％を超えると心材の融点が低下し、溶融が起こる可能性が高くなる。好ましくは、０．２〜１．０％である。
Ｆｅは、再結晶核となり得るサイズの金属間化合物を作りやすい。ろう付後の結晶粒径を粗大にしてろう拡散を抑制するためには、Ｆｅの含有量は、０．０５〜０．４％であり、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り、０．４％を超えるとろう付後の結晶粒径が微細となり、ろう拡散が生じる恐れがある。好ましくは、０．１〜０．２％である。
Ｃｕは、固溶強化により強度を向上させ、また電位を貴にして犠牲陽極材、フィン材との電位差を大きくし、犠牲陽極効果による防食効果を向上させる。Ｃｕの含有量は、０．３〜１．２％の範囲であり、０．３％未満ではその効果が小さく、１．２％を超えると粒界腐食が発生する可能性が高くなる。好ましくは、０．３〜１．０％である。
Ｍｎは、強度とろう付性、耐食性を向上させ、また電位を貴にする効果がある。Ｍｎの含有量は、０．３〜１．８％であり、０．３％未満ではその効果が小さく、１．８％を超えると鋳造時に巨大金属間化合物が形成されやすくなり、塑性加工性を低下させる。好ましくは、０．５〜１．５％である。
本発明における心材には、さらにＭｇ、Ｔｉ、Ｚｒ、ＣｒおよびＶのうち１種以上を所定量含有させる。
Ｍｇは、Ｍｇ２Ｓｉ析出による強度向上に効果がある。Ｍｇの含有量は、０．０５〜０．６％であり、０．０５％未満ではその効果が小さく、０．６％を超えるとろう付性が低下する。好ましくは、０．０５〜０．４％である。
Ｔｉは、固溶強化により強度を向上させ、また耐食性の向上が図れる。好ましい含有量は、０．０２〜０．３％であり、０．０２％未満ではその効果は得られず、０．３％を超えると巨大金属間化合物を形成しやすくなり、塑性加工性を低下させる。より好ましくは、０．１〜０．２％である。
Ｚｒは、固溶強化により強度を向上させ、またＡｌ−Ｚｒ系の微細化合物が析出し、ろう付後の結晶粒粗大化に作用する。好ましい含有量は、０．０２〜０．３％であり、０．０２％未満ではその効果は得られず、０．３％を超えると巨大金属間化合物を形成しやすくなり、塑性加工性を低下させる。より好ましくは、０．１〜０．２％である。
Ｃｒは、固溶強化により強度を向上させ、また耐食性の向上が図れる。好ましい含有量は、０．０２〜０．３％であり、０．０２％未満ではその効果は得られず、０．３％を超えると巨大金属間化合物を形成しやすくなり、塑性加工性を低下させる。より好ましくは、０．１〜０．２％である。
Ｖは、固溶強化により強度を向上させ、また耐食性の向上が図れる。好ましい含有量は、０．０２〜０．３％であり、０．０２％未満ではその効果は得られず、０．３％を超えると巨大金属間化合物を形成しやすくなり、塑性加工性を低下させる。より好ましくは、０．１〜０．２％である。
Ｍｇは、Ｍｇ２Ｓｉ析出による強度向上に効果がある。Ｍｇの含有量は、０．０５〜０．６％であり、０．０５％未満ではその効果が小さく、０．６％を超えるとろう付性が低下する。好ましくは、０．０５〜０．４％である。
Ｔｉは、固溶強化により強度を向上させ、また耐食性の向上が図れる。好ましい含有量は、０．０２〜０．３％であり、０．０２％未満ではその効果は得られず、０．３％を超えると巨大金属間化合物を形成しやすくなり、塑性加工性を低下させる。より好ましくは、０．１〜０．２％である。
Ｚｒは、固溶強化により強度を向上させ、またＡｌ−Ｚｒ系の微細化合物が析出し、ろう付後の結晶粒粗大化に作用する。好ましい含有量は、０．０２〜０．３％であり、０．０２％未満ではその効果は得られず、０．３％を超えると巨大金属間化合物を形成しやすくなり、塑性加工性を低下させる。より好ましくは、０．１〜０．２％である。
Ｃｒは、固溶強化により強度を向上させ、また耐食性の向上が図れる。好ましい含有量は、０．０２〜０．３％であり、０．０２％未満ではその効果は得られず、０．３％を超えると巨大金属間化合物を形成しやすくなり、塑性加工性を低下させる。より好ましくは、０．１〜０．２％である。
Ｖは、固溶強化により強度を向上させ、また耐食性の向上が図れる。好ましい含有量は、０．０２〜０．３％であり、０．０２％未満ではその効果は得られず、０．３％を超えると巨大金属間化合物を形成しやすくなり、塑性加工性を低下させる。より好ましくは、０．１〜０．２％である。
［２．犠牲陽極材］
本発明の犠牲陽極材ではＺｎは必須の構成成分であり、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陽極効果により耐食性を向上できる。Ｚｎの含有量は、１．０〜６．０％であり、１．０％未満ではその効果が十分ではなく、６．０％を超えると、腐食速度が速くなり早期に犠牲陽極材が消失し、耐食性が低下する。好ましくは２．０〜５．０％である。
本発明の犠牲陽極材ではＺｎは必須の構成成分であり、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陽極効果により耐食性を向上できる。Ｚｎの含有量は、１．０〜６．０％であり、１．０％未満ではその効果が十分ではなく、６．０％を超えると、腐食速度が速くなり早期に犠牲陽極材が消失し、耐食性が低下する。好ましくは２．０〜５．０％である。
犠牲陽極材には、さらに次の成分が含有されるのが好ましい。
Ｓｉは、Ｆｅ、ＭｎとともにＡｌ−Ｆｅ−Ｍｎ−Ｓｉ系の化合物を形成し、分散強化として作用し、或いはマトリクスに固溶して固溶強化により強度を向上させる。また、ろう付時に心材から拡散してくるＭｇと反応してＭｇ２Ｓｉ化合物を形成することで強度が向上する。好ましいＳｉの含有量は、０．０５〜１．０％である。０．０５％未満ではその効果が十分でなく、１．０％を超えると犠牲陽極材の融点が低下し、溶融が起こる可能性が高くなる。また犠牲陽極材の電位を貴にするため、犠牲陽極効果を阻害し、耐食性が低下する。より好ましくは、０．１〜０．８％である。０．０５％未満では、強度向上が不十分である。
Ｍｎは、強度と耐食性を向上させる。添加する場合の好ましい含有量は、０．０２〜１．８％である。１．８％を超えると鋳造時に巨大金属間化合物が形成されやすくなり、塑性加工性を低下させる。また犠牲陽極材の電位を貴にするため、犠牲陽極効果を阻害し、耐食性が低下する。０．０２％未満では、強度向上が必ずしも十分ではない。より好ましくは、０．０５〜１．５％である。
Ｔｉは、固溶強化により強度を向上させ、また耐食性の向上が図れる。好ましい含有量は、０．０２〜０．３％以下である。０．０２％未満では強度および耐食性の向上効果が得られず、０．３％を超えると巨大金属間化合物を形成しやすくなり、塑性加工性を低下させる。より好ましくは、０．１〜０．２％である。
Ｖは、固溶強化により強度を向上させ、また耐食性の向上が図れる。好ましい含有量は、０．０２〜０．３％であり、０．０２％未満ではその効果は得られず、０．３％を超えると巨大金属間化合物を形成しやすくなり、塑性加工性を低下させる。より好ましくは、０．１〜０．２％である。
これら、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｔｉ、Ｖは、必要により犠牲陽極材中に少なくとも１種が添加されるものである。
なお、犠牲陽極材中には、不可避的不純物として０．０５〜０．２％程度のＦｅが含有されていてもかまわない。
Ｓｉは、Ｆｅ、ＭｎとともにＡｌ−Ｆｅ−Ｍｎ−Ｓｉ系の化合物を形成し、分散強化として作用し、或いはマトリクスに固溶して固溶強化により強度を向上させる。また、ろう付時に心材から拡散してくるＭｇと反応してＭｇ２Ｓｉ化合物を形成することで強度が向上する。好ましいＳｉの含有量は、０．０５〜１．０％である。０．０５％未満ではその効果が十分でなく、１．０％を超えると犠牲陽極材の融点が低下し、溶融が起こる可能性が高くなる。また犠牲陽極材の電位を貴にするため、犠牲陽極効果を阻害し、耐食性が低下する。より好ましくは、０．１〜０．８％である。０．０５％未満では、強度向上が不十分である。
Ｍｎは、強度と耐食性を向上させる。添加する場合の好ましい含有量は、０．０２〜１．８％である。１．８％を超えると鋳造時に巨大金属間化合物が形成されやすくなり、塑性加工性を低下させる。また犠牲陽極材の電位を貴にするため、犠牲陽極効果を阻害し、耐食性が低下する。０．０２％未満では、強度向上が必ずしも十分ではない。より好ましくは、０．０５〜１．５％である。
Ｔｉは、固溶強化により強度を向上させ、また耐食性の向上が図れる。好ましい含有量は、０．０２〜０．３％以下である。０．０２％未満では強度および耐食性の向上効果が得られず、０．３％を超えると巨大金属間化合物を形成しやすくなり、塑性加工性を低下させる。より好ましくは、０．１〜０．２％である。
Ｖは、固溶強化により強度を向上させ、また耐食性の向上が図れる。好ましい含有量は、０．０２〜０．３％であり、０．０２％未満ではその効果は得られず、０．３％を超えると巨大金属間化合物を形成しやすくなり、塑性加工性を低下させる。より好ましくは、０．１〜０．２％である。
これら、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｔｉ、Ｖは、必要により犠牲陽極材中に少なくとも１種が添加されるものである。
なお、犠牲陽極材中には、不可避的不純物として０．０５〜０．２％程度のＦｅが含有されていてもかまわない。
［３．ろう材］
ろう材は通常使用されているＡｌ−Ｓｉ系合金ろう材を使用することができ、特に制限されるものではなく、例えば、ＪＩＳ４３４３、４０４５および４０４７合金（Ａｌ−７〜１３ｗｔ％Ｓｉ）が好ましい。
ろう材は通常使用されているＡｌ−Ｓｉ系合金ろう材を使用することができ、特に制限されるものではなく、例えば、ＪＩＳ４３４３、４０４５および４０４７合金（Ａｌ−７〜１３ｗｔ％Ｓｉ）が好ましい。
次に本発明のアルミニウム合金ブレージングシートの製造方法について説明する。
本発明のアルミニウム合金ブレージングシートは、上記記載の合金からなる心材の片面にＡｌ−Ｓｉ系ろう材をクラッドし、また心材の他方の面には上述の合金からなる犠牲陽極材をクラッドすることで製造される。
本発明のアルミニウム合金ブレージングシートは、上記記載の合金からなる心材の片面にＡｌ−Ｓｉ系ろう材をクラッドし、また心材の他方の面には上述の合金からなる犠牲陽極材をクラッドすることで製造される。
心材および犠牲陽極材用として、前記した所望の成分組成を有するアルミニウム合金をそれぞれ溶解し、鋳造し、その後必要に応じて均質化処理を行う。
心材に対しては、鋳塊の均質化処理を行わないか、行う場合は５５０℃以下で行う。５５０℃を超えると、心材中に存在するＭｎ系化合物が粗大化し、強度の低下および心材の再結晶温度が低下する。心材の再結晶温度が低下すると素材の段階で心材のひずみを必要以上に残存させたクラッド材を得ることが困難となる。均質化処理を行う場合のより好ましい心材の均質化処理温度は５３０℃未満である。
心材に対しては、鋳塊の均質化処理を行わないか、行う場合は５５０℃以下で行う。５５０℃を超えると、心材中に存在するＭｎ系化合物が粗大化し、強度の低下および心材の再結晶温度が低下する。心材の再結晶温度が低下すると素材の段階で心材のひずみを必要以上に残存させたクラッド材を得ることが困難となる。均質化処理を行う場合のより好ましい心材の均質化処理温度は５３０℃未満である。
犠牲陽極材に対しては、必ずしも均質化処理を行う必要はないが、行うことで所望の特性を得やすくなる。犠牲陽極材の均質化処理温度は、５５０〜６２０℃であることが好ましい。５５０〜６２０℃以上の温度で均質化処理を行うと犠牲陽極材中の金属間化合物が粗大且つ疎の分布になり、再結晶温度が低下する。犠牲陽極材の再結晶温度が低下すると、素材の段階で犠牲陽極材をよりひずみの少ないＯ調質に近い状態にしやすくなる。５５０℃未満の温度で均質化処理を行うと、犠牲陽極材中に微細な金属間化合物が多数析出し、それらが再結晶温度を上昇させるため、ひずみの少ないＯ調質に近い状態を得ることが困難となる。６２０℃以上の温度で均質化処理を行うと、鋳塊が局部溶融する可能性が高くなる。より好ましい犠牲陽極材の均質化処理温度は５８０〜６１０℃である。
必要に応じて均質化処理を行った犠牲陽極材は面削を行った後、熱間圧延により所望の厚さまで圧延する。得られた犠牲陽極材および面削後の心材は、公知のろう材と組み合わせ、この組み合わせ材を熱間圧延前の加熱を４００〜５５０℃で行い、熱間圧延することによりクラッド材を作製する。熱間圧延前の加熱温度が４００℃未満では、皮材と心材の圧着が困難となり、５５０℃を超えると心材中に存在するＭｎ系化合物が粗大化し、強度の低下および心材の再結晶温度が低下する。心材の再結晶温度が低下すると、素材の段階で心材にひずみを必要以上残存させたクラッド材を得ることが困難となる。より好ましい熱間圧延前の加熱温度は４２０〜５３０℃である。
さらにこのクラッド材を冷間圧延し、必要に応じて中間焼鈍を行う。その後、このクラッド材を最終板厚まで圧延し、最終焼鈍を行う。最終焼鈍は、犠牲陽極材の再結晶温度以上でかつ心材の再結晶温度以下で行うことが望ましい。心材、犠牲陽極材の成分組成、均質化処理条件やクラッド材の熱間圧延条件、中間焼鈍の有無等によって心材と犠牲陽極材の最終焼鈍時の再結晶温度は変化するが、最終焼鈍条件は、２３０〜３５０℃で１時間以上であることが好ましい。２３０℃未満では最終的に得られる素材に導入されるひずみ量が多くなり、ろう付後の結晶粒が微細になることで、心材へのエロージョンが発生しやすくなる。また、犠牲陽極材をひずみが少ない状態（Ｏ調質に近い状態）にすることが困難である。焼鈍温度が３５０℃を超えると、心材および犠牲陽極材ともに再結晶組織となる可能性が高まり、ろう付時の心材へのエロージョンが生じる。より好ましい焼鈍温度は、２５０〜３３０℃である。最終焼鈍後の犠牲陽極材は、結晶粒の圧延方向平均長さａと板厚方向平均長さｂの比ａ／ｂが１０未満である結晶粒から構成されていることが望ましい。
なお、本発明のアルミニウム合金ブレージングシートの厚さ、各層のクラッド率には特に制限はないが、通常、冷却水や冷媒を循環させるラジエータ、コンデンサなどのチューブ材として使う場合では、約０．３ｍｍ程度以下の薄肉ブレージングシートとすることができる。ここで犠牲陽極材層およびろう材層のクラッド率は通常７〜２０％程度である。インタークーラなどのチューブ材として使う場合、約０．８ｍｍ程度以下のブレージングシートとすることができる。ここで犠牲陽極材層およびろう材層のクラッド率は、３〜１５％程度である。
次に、本発明を実施例に基づいてさらに詳細に説明するが、本発明はこれに制限されるものではない。
［実施例１］
表１および表２に示す金属成分および組成をもつ心材合金および犠牲陽極材合金をそれぞれ金型鋳造により鋳造して各々両面を面削して仕上げた。その後、ろう材にはＪＩＳ４０４５合金を用い、ろう材と犠牲陽極材を５００℃で熱間圧延により所望の厚さまで圧延し、板材を作製した。
表１および表２に示す金属成分および組成をもつ心材合金および犠牲陽極材合金をそれぞれ金型鋳造により鋳造して各々両面を面削して仕上げた。その後、ろう材にはＪＩＳ４０４５合金を用い、ろう材と犠牲陽極材を５００℃で熱間圧延により所望の厚さまで圧延し、板材を作製した。
前記したろう材、心材および犠牲陽極材をろう材−心材−犠牲陽極材の組み合わせで表３に示すように組み合わせて、その際のろう材および犠牲陽極材のクラッド率を全て１５％とし、これら組み合わせ材を熱間圧延、冷間圧延、焼鈍を行うことで、最終板厚０．２５ｍｍの板材を作製した。
そして、作製した各ブレージングシートを供試材とし、供試材における心材、犠牲陽極材のビッカース硬さ、ろう付性、ろう付後強度および耐食性に関する評価を下記に示す方法で行い、それらの結果を表３および表４に示した。
そして、作製した各ブレージングシートを供試材とし、供試材における心材、犠牲陽極材のビッカース硬さ、ろう付性、ろう付後強度および耐食性に関する評価を下記に示す方法で行い、それらの結果を表３および表４に示した。
〔ａ〕ビッカース硬さ：
供試材およびその供試材に４５０℃×２ｈの焼鈍を実施した材料をそれぞれ樹脂埋めし、断面を研磨した。それにケラーエッチングを行い、マイクロビッカース試験機により、焼鈍前の心材および犠牲陽極材のビッカース硬さＨｖＡ、ＨｖＢ、および焼鈍後の心材および犠牲陽極材のビッカース硬さＨｖＣ、ＨｖＤを測定した。試験荷重は１０ｇとした。
〔ｂ〕ろう付評価：
図１はろう付試験用のテストピースの斜視図、図２はそのＡ−Ａ断面の一部拡大図、および図３はそのテストピースをろう付加熱した後のＢ−Ｂ断面の一部拡大図である。
図１および図２に示すように、幅端部においてろう材（５）と犠牲陽極材（７）の接合界面ができるようにブレージングシート（４）の供試材を２枚合わせてろうの流路を形成した成形チューブ（２）を作製した後、コルゲート成形したＪＩＳ３００３合金のフィン（１）とコの字型に成形したプレート（３）とあわせることでろう付試験用テストピース（ＴＰ）を作製した。これを５％のフッ化物フラックス水溶液中に浸漬し、２００℃で乾燥後に６００℃×３ｍｉｎのノコロックろう付加熱を行った。その後、図３に示すような断面のミクロ観察を行い、成形チューブ（２）とプレート（３）との接合部において形成されたフィレット（８）ののど厚（フィレット中の矢印で示した部分）を測定した（参考文献：「アルミニウムブレージングハンドブック」 Ｐ．１２９ 軽金属溶接構造協会編、平成４年１月発行）。
のど厚が、１５０μｍ以上ものは、ろう付性が良好「○」、のど厚が１５０μｍ未満のもの、またはフィレットが形成されなかったものは、ろう付性が不十分「×」とした。
供試材およびその供試材に４５０℃×２ｈの焼鈍を実施した材料をそれぞれ樹脂埋めし、断面を研磨した。それにケラーエッチングを行い、マイクロビッカース試験機により、焼鈍前の心材および犠牲陽極材のビッカース硬さＨｖＡ、ＨｖＢ、および焼鈍後の心材および犠牲陽極材のビッカース硬さＨｖＣ、ＨｖＤを測定した。試験荷重は１０ｇとした。
〔ｂ〕ろう付評価：
図１はろう付試験用のテストピースの斜視図、図２はそのＡ−Ａ断面の一部拡大図、および図３はそのテストピースをろう付加熱した後のＢ−Ｂ断面の一部拡大図である。
図１および図２に示すように、幅端部においてろう材（５）と犠牲陽極材（７）の接合界面ができるようにブレージングシート（４）の供試材を２枚合わせてろうの流路を形成した成形チューブ（２）を作製した後、コルゲート成形したＪＩＳ３００３合金のフィン（１）とコの字型に成形したプレート（３）とあわせることでろう付試験用テストピース（ＴＰ）を作製した。これを５％のフッ化物フラックス水溶液中に浸漬し、２００℃で乾燥後に６００℃×３ｍｉｎのノコロックろう付加熱を行った。その後、図３に示すような断面のミクロ観察を行い、成形チューブ（２）とプレート（３）との接合部において形成されたフィレット（８）ののど厚（フィレット中の矢印で示した部分）を測定した（参考文献：「アルミニウムブレージングハンドブック」 Ｐ．１２９ 軽金属溶接構造協会編、平成４年１月発行）。
のど厚が、１５０μｍ以上ものは、ろう付性が良好「○」、のど厚が１５０μｍ未満のもの、またはフィレットが形成されなかったものは、ろう付性が不十分「×」とした。
〔ｃ〕ろう付後の引張強度（Ｎ／ｍｍ２）：
ブレージングシート供試材を６００℃×３ｍｉｎのろう付加熱後、２００℃／ｍｉｎの冷却速度で冷却し、その後室温で１週間放置した。このサンプルを引張速度１０ｍｍ／ｍｉｎ、ゲージ長５０ｍｍの条件で、ＪＩＳ Ｚ２２４１に従って、常温にて引張試験を実施した。
〔ｄ〕フィン接合率：
ＪＩＳ３００３合金に１．５％のＺｎを添加した合金のフィン材をコルゲート成形し、ブレージングシート供試材のろう材面とあわせた後、これを５％のフッ化物フラックス懸濁液中に浸漬し、２００℃で乾燥後に６００℃×３分のノコロックろう付加熱を行った。この試験コアのフィンの全山数に対する接合したフィンの山数の割合をフィン接合率とした。フィン接合率が９５％以上のものはろう付性が良好「○」、９５％未満のものはろう付性が不十分「×」とした。
ブレージングシート供試材を６００℃×３ｍｉｎのろう付加熱後、２００℃／ｍｉｎの冷却速度で冷却し、その後室温で１週間放置した。このサンプルを引張速度１０ｍｍ／ｍｉｎ、ゲージ長５０ｍｍの条件で、ＪＩＳ Ｚ２２４１に従って、常温にて引張試験を実施した。
〔ｄ〕フィン接合率：
ＪＩＳ３００３合金に１．５％のＺｎを添加した合金のフィン材をコルゲート成形し、ブレージングシート供試材のろう材面とあわせた後、これを５％のフッ化物フラックス懸濁液中に浸漬し、２００℃で乾燥後に６００℃×３分のノコロックろう付加熱を行った。この試験コアのフィンの全山数に対する接合したフィンの山数の割合をフィン接合率とした。フィン接合率が９５％以上のものはろう付性が良好「○」、９５％未満のものはろう付性が不十分「×」とした。
〔ｅ〕耐エロージョン性：
上記〔ｂ〕で作製したろう付試験用ＴＰのＡ−Ａ断面のミクロ観察を行い、加工を加えた箇所の心材のエロージョン発生の有無を確認した。エロージョン無しは「○」、エロージョン有りは「×」とした。
〔ｆ〕外部（熱交換器の大気側）耐食性評価：
上記〔ｄ〕に記載と同様の条件で試験コアを作製後、ろう材側の耐食性を評価するため犠牲陽極材側をシールし、ＣＡＳＳ試験（ＪＩＳ Ｈ８６８１）５００時間を実施し、最大孔食深さを測定した。
〔ｇ〕内部（熱交換器の冷却水・冷媒側）耐食性評価：
上記〔ｃ〕に記載の引張試験試料と同様、６００℃×３分のろう付加熱を行った後、ろう材側をシールし、Ｃｌ−５００ｐｐｍ、ＳＯ４ ２−１００ｐｐｍ、Ｃｕ２＋１０ｐｐｍを含む８８℃の高温水中で８ｈ、室温放置で１６ｈのサイクル浸漬試験を３か月実施し、最大孔食深さを測定した。
上記〔ｂ〕で作製したろう付試験用ＴＰのＡ−Ａ断面のミクロ観察を行い、加工を加えた箇所の心材のエロージョン発生の有無を確認した。エロージョン無しは「○」、エロージョン有りは「×」とした。
〔ｆ〕外部（熱交換器の大気側）耐食性評価：
上記〔ｄ〕に記載と同様の条件で試験コアを作製後、ろう材側の耐食性を評価するため犠牲陽極材側をシールし、ＣＡＳＳ試験（ＪＩＳ Ｈ８６８１）５００時間を実施し、最大孔食深さを測定した。
〔ｇ〕内部（熱交換器の冷却水・冷媒側）耐食性評価：
上記〔ｃ〕に記載の引張試験試料と同様、６００℃×３分のろう付加熱を行った後、ろう材側をシールし、Ｃｌ−５００ｐｐｍ、ＳＯ４ ２−１００ｐｐｍ、Ｃｕ２＋１０ｐｐｍを含む８８℃の高温水中で８ｈ、室温放置で１６ｈのサイクル浸漬試験を３か月実施し、最大孔食深さを測定した。
本発明例である試験材Ｎｏ．１〜４は、ＴＰによるろう付評価の結果、チューブとプレートの接合部において良好にフィレットが形成され、ろう付は良好であった。それに対し、試験材Ｎｏ．５、６は、犠牲陽極材面におけるろう流れが良好であったため、フィン側へろうが大量に流れ、ＴＰによるろう付評価において十分なフィレットが形成されなかった。
［実施例２］
表５および表６に示す金属成分および組成をもつ心材合金および犠牲陽極材合金をそれぞれ金型鋳造により鋳造して各々両面を面削して仕上げた。その後、ろう材にはＪＩＳ４０４５合金を用い、ろう材と犠牲陽極材を５００℃で熱間圧延により所望の厚さまで圧延し、板材を作製した。
表５および表６に示す金属成分および組成をもつ心材合金および犠牲陽極材合金をそれぞれ金型鋳造により鋳造して各々両面を面削して仕上げた。その後、ろう材にはＪＩＳ４０４５合金を用い、ろう材と犠牲陽極材を５００℃で熱間圧延により所望の厚さまで圧延し、板材を作製した。
前記したろう材、犠牲陽極材および均質化処理を行っていない心材をろう材−心材−犠牲陽極材の組み合わせで表７に示すように組み合わせて、その際のろう材および犠牲陽極材のクラッド率を全て１５％とし、これら組み合わせ材の熱間圧延前加熱を５００℃で行い、熱間圧延により圧着して、３．５ｍｍの３層クラッド材とした。その後、冷間圧延で最終板厚である０．２５ｍｍまで圧延した後、２８０℃×２ｈの最終焼鈍を実施した。
そして、作製した各ブレージングシートを供試材とし、供試材における心材、犠牲陽極材のビッカース硬さ、ろう付性、ろう付後強度および耐食性に関する評価を前記した方法で行い、それらの結果を表７および表８に示した。
そして、作製した各ブレージングシートを供試材とし、供試材における心材、犠牲陽極材のビッカース硬さ、ろう付性、ろう付後強度および耐食性に関する評価を前記した方法で行い、それらの結果を表７および表８に示した。
上記表８において、試験材Ｎｏ．７〜１１、１４〜１７、１９、２３は請求項１に対応し、試験材Ｎｏ．２０〜２２、２４、２５は請求項２及び３に対応し、試験材Ｎｏ．１２、１３１８は請求項４に対応する例である。
表８から明らかなように、本発明例である試験材Ｎｏ．７〜１３、１９〜２２は、ＴＰによるろう付評価の結果、チューブとプレートの接合部において良好なフィレットが形成され、ろう付は良好であった。また、フィン接合率、耐エロージョン性に優れ、さらに外部（熱交換器の大気側に相当）、内部（冷却水側に相当）共に最大孔食深さ０．０９μｍ以下で耐食性が良好であった。試験材Ｎｏ．１２、１３はそれらに加え、ろう付後の引張強さが１７０Ｎ／ｍｍ２以上と高かった。
それに対して、比較例である試験材Ｎｏ．１４、１６、１７、１８については、心材に添加したＳｉ、Ｆｅ、Ｃｕ、Ｍｇのいずれかが多すぎたために、ろう材と心材の界面においてエロージョンが見られた。試験材Ｎｏ．１８は、添加したＭｇが多すぎたために、フィン接合率が低下した。試験材Ｎｏ．１４〜１６、２３、２５は、外部もしくは内部において最大孔食深さが０．１５μｍを超え、耐食性が不十分であった。試験材Ｎｏ．１４〜１７、２５は、心材或いは犠牲材において鋳造時に巨大金属間化合物が生成した。
表８から明らかなように、本発明例である試験材Ｎｏ．７〜１３、１９〜２２は、ＴＰによるろう付評価の結果、チューブとプレートの接合部において良好なフィレットが形成され、ろう付は良好であった。また、フィン接合率、耐エロージョン性に優れ、さらに外部（熱交換器の大気側に相当）、内部（冷却水側に相当）共に最大孔食深さ０．０９μｍ以下で耐食性が良好であった。試験材Ｎｏ．１２、１３はそれらに加え、ろう付後の引張強さが１７０Ｎ／ｍｍ２以上と高かった。
それに対して、比較例である試験材Ｎｏ．１４、１６、１７、１８については、心材に添加したＳｉ、Ｆｅ、Ｃｕ、Ｍｇのいずれかが多すぎたために、ろう材と心材の界面においてエロージョンが見られた。試験材Ｎｏ．１８は、添加したＭｇが多すぎたために、フィン接合率が低下した。試験材Ｎｏ．１４〜１６、２３、２５は、外部もしくは内部において最大孔食深さが０．１５μｍを超え、耐食性が不十分であった。試験材Ｎｏ．１４〜１７、２５は、心材或いは犠牲材において鋳造時に巨大金属間化合物が生成した。
［実施例３］
表５および表６に示す心材合金Ａ４および犠牲陽極材合金Ｂ６をそれぞれ金型鋳造により鋳造して各々両面を面削して仕上げた。その後、ろう材にはＪＩＳ４０４５合金を用い、ろう材と犠牲陽極材を５００℃で熱間圧延により所望の厚さまで圧延し、板材を作製した。
前記したろう材、犠牲陽極材および心材をろう材−心材−犠牲陽極材の組み合わせで組み合わせて、表９に示す工程で製造し、最終板厚０．２５ｍｍの板材を作製した。
そして、作製した各ブレージングシートを供試材とし、供試材における心材、犠牲陽極材のビッカース硬さ、ろう付性、ろう付後強度および耐食性に関する評価を前記した方法で行い、それらの結果を表１０に示した。
表５および表６に示す心材合金Ａ４および犠牲陽極材合金Ｂ６をそれぞれ金型鋳造により鋳造して各々両面を面削して仕上げた。その後、ろう材にはＪＩＳ４０４５合金を用い、ろう材と犠牲陽極材を５００℃で熱間圧延により所望の厚さまで圧延し、板材を作製した。
前記したろう材、犠牲陽極材および心材をろう材−心材−犠牲陽極材の組み合わせで組み合わせて、表９に示す工程で製造し、最終板厚０．２５ｍｍの板材を作製した。
そして、作製した各ブレージングシートを供試材とし、供試材における心材、犠牲陽極材のビッカース硬さ、ろう付性、ろう付後強度および耐食性に関する評価を前記した方法で行い、それらの結果を表１０に示した。
本発明例である試験材Ｎｏ．２６〜３５は、ＴＰによるろう付評価の結果、チューブとプレートの接合部において良好なフィレットが形成され、ろう付は良好であった。また、フィン接合率、耐エロージョン性に優れ、さらに外部（熱交換器の大気側に相当）、内部（冷却水側に相当）共に耐食性が良好であった。それに対し、試験材Ｎｏ．３６、３８、４０は、心材のビッカース硬さ比であるＨｖＡ／ＨｖＣが適正でなく、加工した箇所において心材のエロージョンが発生した。また、試験材Ｎｏ．３７、３９は、犠牲陽極材のビッカース硬さ比であるＨｖＢ／ＨｖＤが適正でなく、犠牲陽極材面におけるろう流れが良好であったため、フィン側へろうが大量に流れ、ＴＰによるろう付評価において十分なフィレットが形成されなかった。
１ フィン
２ チューブ
３ プレート
４ ブレージングシート
５ ろう材
６ 心材
７ 犠牲陽極材
８ フィレット
１１ フィン
１２ 扁平チューブ
１３ プレート
１４ タンク
２ チューブ
３ プレート
４ ブレージングシート
５ ろう材
６ 心材
７ 犠牲陽極材
８ フィレット
１１ フィン
１２ 扁平チューブ
１３ プレート
１４ タンク
Claims (4)
- Ｓｉ：０．０５〜１．２％（質量％、以下同じ）、Ｆｅ：０．０５〜０．４％、Ｃｕ：０．３〜１．２％およびＭｎ：０．３〜１．８％を含有し、Ｔｉ：０．０２〜０．３％、Ｚｒ：０．０２〜０．３％、Ｃｒ：０．０２〜０．３％およびＶ：０．０２〜０．３％のうち１種以上を含有し、残部Ａｌと不可避的不純物からなる心材と、Ｚｎ：１．０〜６．０％を含有し、残部Ａｌと不可避的不純物からなるＡｌ合金である犠牲陽極材とを有し、前記心材の片面にＡｌ−Ｓｉ系ろう材をクラッドし、心材の他方の面には前記犠牲陽極材をクラッドしたアルミニウム合金ブレージングシートであって、心材および犠牲陽極材それぞれのビッカース硬さをＨｖＡ、ＨｖＢとし、前記アルミニウム合金ブレージングシートを４５０℃で焼きなました後の心材および犠牲陽極材それぞれのビッカース硬さをＨｖＣ、ＨｖＤとした時に、ＨｖＡとＨｖＣの比ＨｖＡ／ＨｖＣが１．２以上であり、かつＨｖＢとＨｖＤの比ＨｖＢ／ＨｖＤが１．２未満であることを特徴とするろう付性に優れたアルミニウム合金ブレージングシート。
- Ｓｉ：０．０５〜１．２％（質量％、以下同じ）、Ｆｅ：０．０５〜０．４％、Ｃｕ：０．３〜１．２％およびＭｎ：０．３〜１．８％を含有し、Ｔｉ：０．０２〜０．３％、Ｚｒ：０．０２〜０．３％、Ｃｒ：０．０２〜０．３％およびＶ：０．０２〜０．３％のうち１種以上を含有し、残部Ａｌと不可避的不純物からなる心材と、Ｚｎ：１．０〜６．０％を含有し、さらにＳｉ：０．０５〜１．０％、Ｍｎ：０．０２〜１．８％、Ｔｉ：０．０２〜０．３％およびＶ：０．０２〜０．３％のうち１種以上を含有し、残部Ａｌと不可避的不純物からなるＡｌ合金である犠牲陽極材とを有し、前記心材の片面にＡｌ−Ｓｉ系ろう材をクラッドし、心材の他方の面には前記犠牲陽極材をクラッドしたアルミニウム合金ブレージングシートであって、心材および犠牲陽極材それぞれのビッカース硬さをＨｖＡ、ＨｖＢとし、前記アルミニウム合金ブレージングシートを４５０℃で焼きなました後の心材および犠牲陽極材それぞれのビッカース硬さをＨｖＣ、ＨｖＤとした時に、ＨｖＡとＨｖＣの比ＨｖＡ／ＨｖＣが１．２以上であり、かつＨｖＢとＨｖＤの比ＨｖＢ／ＨｖＤが１．２未満であることを特徴とするろう付性に優れたアルミニウム合金ブレージングシート。
- Ｓｉ：０．０５〜１．２％（質量％、以下同じ）、Ｆｅ：０．０５〜０．４％、Ｃｕ：０．３〜１．２％およびＭｎ：０．３〜１．８％を含有し、Ｔｉ：０．０２〜０．３％、Ｚｒ：０．０２〜０．３％、Ｃｒ：０．０２〜０．３％およびＶ：０．０２〜０．３％のうち１種以上を含有し、残部Ａｌと不可避的不純物からなる心材と、Ｚｎ：１．０〜６．０％を含有し、さらにＳｉ：０．０５〜１．０％、Ｍｎ：０．０２〜１．８％、Ｔｉ：０．０２〜０．３％およびＶ：０．０２〜０．３％のうち１種以上を含有し、残部Ａｌと不可避的不純物からなるＡｌ合金である犠牲陽極材とを有し、前記心材の片面にＡｌ−Ｓｉ系ろう材をクラッドし、心材の他方の面には前記犠牲陽極材をクラッドしたアルミニウム合金ブレージングシートであって、
前記アルミニウム合金ブレージングシートは、犠牲陽極材の再結晶温度以上でかつ心材の再結晶温度以下での最終焼鈍がなされたもので、該アルミニウム合金ブレージングシートを構成する心材および犠牲陽極材それぞれのビッカース硬さをＨｖＡ、ＨｖＢとし、前記アルミニウム合金ブレージングシートを４５０℃で焼きなました後の心材および犠牲陽極材それぞれのビッカース硬さをＨｖＣ、ＨｖＤとした時に、ＨｖＡとＨｖＣの比ＨｖＡ／ＨｖＣが１．２以上であり、かつＨｖＢとＨｖＤの比ＨｖＢ／ＨｖＤが１．２未満であることを特徴とするろう付性に優れたアルミニウム合金ブレージングシート。 - 前記心材が、さらにＭｇ：０．０５〜０．６％を含有することを特徴とする請求項１〜３のいずれか１項に記載のろう付性に優れたアルミニウム合金ブレージングシート。
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