JP5498215B2 - ろう付け性に優れた高強度熱交換器用アルミニウム合金クラッド材 - Google Patents
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Description
本発明は、とくに、不活性ガス雰囲気中でフッ化物フラックスやセシウム化合物を含むフラックスを用いたろう付けによってラジエータやヒータコアなどのアルミニウム合金製熱交換器を製造する場合、その構造部材であるチューブ材（クラッド材を曲成し、溶接またはろう付けによりチューブ形状としたものを含む）やヘッダープレート材として好適なろう付け性に優れた高強度熱交換器用アルミニウム合金クラッド材に関する。
自動車用熱交換器、例えばラジエータは、外面にフィンを有し、内面が作動流体（冷媒）の通路となるチューブおよびヘッダーから構成されている。このような自動車のラジエータまたはヒータなどのチューブ材やヘッダープレート材には、ＪＩＳ Ａ３００３などのＡｌ−Ｍｎ系合金を心材とし、心材の片面または両面にＡｌ−Ｓｉ系合金ろう材をクラッドした二層構造のアルミニウム合金クラッド材、心材の一方の面にろう材をクラッドし、他方の面にＡｌ−Ｚｎ系合金またはＡｌ−Ｚｎ−Ｍｇ系合金の犠牲陽極材をクラッドした三層構造のアルミニウム合金クラッド材が用いられている。
アルミニウム合金製熱交換器は、フッ化物系フラックスやセシウム系フラックスを用いた不活性ガス雰囲気ろう付けにより接合されることが多く、クラッド材のＡｌ−Ｓｉ系ろう材は、アルミニウム合金製熱交換器を製作するとき、チューブとフィンとの接合、チューブとヘッダープレートとの接合、またはクラッド板からチューブを製造する場合のろう付け接合のためにクラッドされている。また、犠牲陽極材は、たとえばチューブの内面側に使用され、作動流体と接して犠牲陽極作用を発揮し、心材の孔食や間隙腐食の発生を防止する。
ラジエータやヒータコアの製造は、図１に示すように、心材２の片面にろう材（後述する本発明の皮材１）３、他の片面にろう材３または犠牲陽極材（後述する本発明の皮材２）４をクラッドしたクラッド板材１を曲成し、溶接する（溶接部Ｗ）ことにより偏平チューブとし、ヘッダープレートに組み付けた後、一体にろう付けする（溶接型）ことにより行われていたが、近年、図２〜３に示すように、クラッド板材１を曲げ加工するだけで溶接することなくチューブ形状とし、ヘッダープレートに組み付けて一体ろう付けする（ろう付け型）ことにより製造される手法が行われるようになっている。
近年、自動車の軽量化の要請に伴い、自動車用熱交換器においても省エネルギー、省資源の観点から構成材料の薄肉化が要請され、チューブ材についても薄肉化が進行している。チューブ材を薄肉化するためには、材料の強度と耐久性(疲労寿命)をさらに高める必要から心材には多量のＭｎ、Ｃｕ、Ｓｉなどが含有されるが、これらの元素の含有により心材の耐食性が低下するという難点がある。心材に０．０５〜０．５％のＭｇを添加して心材中にＭｇ２Ｓｉを微細析出させ、さらに強度を高めた材料構成のものも提案されているが、心材にＭｇを添加すると、ろう付け加熱中に心材からろう材へＭｇが固相拡散し、さらに、ろうが溶融した後は、溶融したろうを介してＭｇが液相拡散する結果、多量のＭｇがろう材表層へ到達し、フラックスと反応してＭｇＦ２などの化合物を形成するため、フラックスの機能が損なわれ、ろう付け欠陥が生じるという問題がある。
この問題に対しては、Ｍｇの添加量を０．５％程度以下に限定したり、Ｍｇの添加量を増やすために、心材のＭｎ量とＳｉ量の比を制限することにより心材の結晶粒を粗大化し、心材からろう材へのＭｇの拡散量を低減させ、Ｍｇの添加量が０．５％を超えてもろう付け欠陥を生じない材料構成のものも提案されている。しかしながら、そのいずれの場合においても効果が十分でなく、ろう付け性の低下は否めない。さらに、心材とろう材の間に中間層を設けて心材からろう材表層へのＭｇの拡散を防止し、ろう付け欠陥を抑制した材料が提案されているが、この場合は、ろう付け性には優れているものの、中間層を設けるために材料の生産性が低下するため製造コストが高まる問題がある。
発明者らは、ろう付け型ラジエータ用チューブ材について、上記従来のチューブ材と同等以上の高強度を達成することができるとともに、優れたろう付け性を得るために、クラッド材における心材と皮材の組成とその組み合わせについて試験、検討を行った結果、心材に比較的高濃度のＭｇを添加しても、ろう付け加熱後、溶融ろうを介してＭｇが液相拡散して心材のＭｇ量が低減するのを抑えるためには、皮材のＳｉ濃度を特定の低範囲とすることが重要であることを見出した。さらに、Ｍｎを添加して、ろう付け加熱中の皮材の再結晶粒度を調整し、また、Ｓｒを添加してＳｉの分散状態を制御すると、Ｍｇの液相拡散を一層低減できることを見出した。
本発明は、上記の知見に基づいてなされたものであり、その目的は、高強度で優れたろう付け性をそなえ、熱交換器、特に自動車用熱交換器のチューブ材、ヘッダープレート材の素材として好適に使用することができるろう付け性に優れた高強度熱交換器用アルミニウム合金クラッド材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によるろう付け性に優れた高強度熱交換器用アルミニウム合金クラッド材は、心材の一方の面に皮材１をクラッドし、他方の面に皮材２をクラッドしたアルミニウム合金クラッド材であって、質量％で、心材が、Ｍｎ：０．８〜２．０％、Ｓｉ：０．２〜２．０％、Ｍｇ：０．２〜１．５％を含有し、残部アルミニウムおよび不可避的不純物からなるＡｌ−Ｍｎ−Ｓｉ−Ｍｇ系アルミニウム合金であり、皮材１および皮材２が、Ｓｉ：２．５〜６．０％、Ｍｎ：０．３〜１．８％を含有し、残部アルミニウムおよび不可避的不純物からなるＡｌ−Ｓｉ系アルミニウム合金であることを特徴とする。以下、合金成分値は全て質量％で示す。
請求項２によるろう付け性に優れた高強度熱交換器用アルミニウム合金クラッド材は、請求項１において、前記皮材１が、Ｓｉ：２．５〜６．０％、Ｍｎ：０．３〜１．８％、Ｓｒ：０．００５〜０．１％を含有し、残部アルミニウムおよび不可避的不純物からなるＡｌ−Ｓｉ系アルミニウム合金であり、前記皮材２が、Ｓｉ：２．５〜６．０％、Ｍｎ：０．３〜１．８％を含有し、残部アルミニウムおよび不可避的不純物からなるＡｌ−Ｓｉ系アルミニウム合金であることを特徴とする。
請求項３によるろう付け性に優れた高強度熱交換器用アルミニウム合金クラッド材は、請求項１または２において、前記心材が、さらに、Ｃｕ：１．２％以下、Ｆｅ：２．０％以下、Ｔｉ：０．３５％以下、Ｃｒ：０．３％以下、Ｚｒ：０．３％以下、Ｖ：０．３％以下、Ｂ：０．３％以下のうちの１種または２種以上を含有することを特徴とする。
請求項４によるろう付け性に優れた高強度熱交換器用アルミニウム合金クラッド材は、請求項１〜３のいずれかにおいて、前記皮材１が、さらに、Ｆｅ：２．０％以下、Ｔｉ：０．３％以下、Ｚｎ：２．０％以下、Ｃｕ：１．０％以下、Ｎａ：０．１％以下、Ｓｂ：０．１％以下、Ｂｉ：０．２ ％以下、Ｂｅ：０．１ ％以下のうちの１種または２種以上を含有することを特徴とする。
請求項５によるろう付け性に優れた高強度熱交換器用アルミニウム合金クラッド材は、請求項１〜４のいずれかにおいて、前記皮材２が、さらに、Ｓｒ：０．００５〜０．１％、Ｆｅ：２．０％以下、Ｔｉ：０．３％以下、Ｚｎ：１０．０％以下、Ｃｕ：１．０％以下、Ｎａ：０．１％以下、Ｓｂ：０．１％以下、Ｂｉ：０．２ ％以下、Ｂｅ：０．１ ％以下、Ｉｎ：０．１％以下、Ｓｎ：０．１％以下のうちの１種または２種以上を含有することを特徴とする。
本発明によれば、高強度で優れたろう付け性をそなえ、熱交換器、特に自動車用熱交換器のチューブ材、ヘッダープレート材の素材として好適に使用することができる熱交換器用アルミニウム合金クラッド材が提供される。
本発明において、皮材１を、例えば一般的なろう材のＡｌ−１０％Ｓｉ合金ろう材とした場合、上記のとおり、ろうが溶融した後、溶融ろうを介してＭｇが液相拡散する結果、多量のＭｇがろう材表層へ到達し、フラックスと反応してＭｇＦ２などの化合物を形成するため、フラックスの機能が損なわれ、ろう付け欠陥が生じるという問題がある。
本発明においては、皮材１のＳｉ濃度を低減且つ最適化して、皮材１の固相率を高めることにより、固相拡散速度は液相拡散速度に比べて顕著に小さくなるから、Ｍｇが液相拡散する比率が低下させることができ、また、皮材１の固相率が高くなると、皮材１の溶融による厚さの低下が抑制されるから、心材から皮材１表層までの距離が保持されて、心材から皮材１表層へのＭｇの拡散量を低減させることができ、ろう付け性を向上させることができる。
皮材１のＳｉ濃度を低減且つ最適化するだけでは、ろう付け中における皮材１の再結晶粒度が小さいため、Ｍｇが結晶粒界を経路として皮材１表層に拡散して、十分なろう付け性向上が得られない場合がある。本発明においては、皮材１にＭｎを添加し、ろう付け中における皮材１の再結晶粒度を１００μｍ以上に粗大化してＭｇの拡散経路となる結晶粒界を減少させて、Ｍｇの拡散量をさらに低減することにより、ろう付け性をさらに向上させることができる。
また、皮材１のＳｉ濃度を低減且つ最適化するだけでは、金属組織の不均一に起因して皮材１が部分的に局部溶融し、その部分でＭｇの液相拡散が部分的に増える場合がある。本発明においては、皮材１にＳｒを添加して、単体Ｓｉの分散状態を微細且つ均一にし、局部溶融を抑えて心材から皮材１表層へのＭｇの拡散量をさらに低減することにより、ろう付け性をさらに向上させることができる。
さらに、心材の片面のみに皮材１を配した場合には、ろう材量が不足してろう付け性が劣ることがあるため、本発明においては、心材の両面に低減された量のＳｉを含有する皮材を配して、ろう材量の不足を補うと同時にＭｇの拡散量も減少させ、ろう付け性の向上を図っている。
本発明による熱交換器用アルミニウム合金クラッド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。
(心材)
ＳｉおよびＭｇ：
ＳｉとＭｇは、化合物Ｍｇ２Ｓｉの微細析出による時効硬化により心材の強度を向上させるよう機能する。Ｓｉの好ましい含有範囲は０．２〜２．０％であり、２．０％を超えて含有すると、心材の融点が低下して、ろう付け時に粒界に沿ったエロージョンを生じ易くなる。Ｓｉのさらに好ましい範囲は０．４〜０．８％である。
(心材)
ＳｉおよびＭｇ：
ＳｉとＭｇは、化合物Ｍｇ２Ｓｉの微細析出による時効硬化により心材の強度を向上させるよう機能する。Ｓｉの好ましい含有範囲は０．２〜２．０％であり、２．０％を超えて含有すると、心材の融点が低下して、ろう付け時に粒界に沿ったエロージョンを生じ易くなる。Ｓｉのさらに好ましい範囲は０．４〜０．８％である。
Ｍｇの好ましい含有範囲は０．２〜１．５％であり、０．２％未満では強度向上の効果が十分でなく、１．５％を越えて含有すると心材の融点が低下して、ろう付け時に粒界に沿ったエロージョンを生じ易くなる。より好ましい範囲は０．５％を超え１．５％以下であり、さらに好ましい範囲は１．０％を超え１．５％以下である。
Ｍｎ：
Ｍｎは、心材の強度を向上させるとともに、心材の電位を貴にして犠牲陽極材との電位差を大きくして耐食性を高めるよう機能する。好ましい含有範囲は０．８〜２．０％であり、０．８％未満ではその効果が小さく、２．０％を越えて含有すると、鋳造時に粗大な化合物が生成し、圧延加工性が害される結果健全な板材が得難い。Ｍｎのさらに好ましい範囲は、１．０〜１．７％である。
Ｍｎは、心材の強度を向上させるとともに、心材の電位を貴にして犠牲陽極材との電位差を大きくして耐食性を高めるよう機能する。好ましい含有範囲は０．８〜２．０％であり、０．８％未満ではその効果が小さく、２．０％を越えて含有すると、鋳造時に粗大な化合物が生成し、圧延加工性が害される結果健全な板材が得難い。Ｍｎのさらに好ましい範囲は、１．０〜１．７％である。
Ｃｕ：
Ｃｕは、心材の強度を向上させるとともに、心材の電位を貴にし、犠牲陽極材との電位差を大きくして、防食効果を向上させるよう機能する。さらに、心材中のＣｕは加熱ろう付け時に犠牲陽極材中に拡散して、なだらかな濃度勾配を形成させる結果、心材側の電位は貴となり、犠牲陽極材の表面側の電位は卑となって犠牲陽極材中になだらかな電位分布が形成され、腐食形態を全面腐食型にする。Ｃｕの好ましい含有量は１．２％以下であり、１．２％を超えて含有すると、心材の融点が低下して、ろう付け時に粒界に沿ったエロージョンを生じ易くなる。Ｃｕのさらに好ましい範囲は０．２〜０．８％である。
Ｃｕは、心材の強度を向上させるとともに、心材の電位を貴にし、犠牲陽極材との電位差を大きくして、防食効果を向上させるよう機能する。さらに、心材中のＣｕは加熱ろう付け時に犠牲陽極材中に拡散して、なだらかな濃度勾配を形成させる結果、心材側の電位は貴となり、犠牲陽極材の表面側の電位は卑となって犠牲陽極材中になだらかな電位分布が形成され、腐食形態を全面腐食型にする。Ｃｕの好ましい含有量は１．２％以下であり、１．２％を超えて含有すると、心材の融点が低下して、ろう付け時に粒界に沿ったエロージョンを生じ易くなる。Ｃｕのさらに好ましい範囲は０．２〜０．８％である。
Ｆｅ：
Ｆｅは、心材の強度を向上させる。好ましい含有範囲は２．０％以下であり、２．０％を超えて含有すると、鋳造時に粗大な化合物が生成し、圧延加工性が害される結果、健全な板材が得難くなる。
Ｆｅは、心材の強度を向上させる。好ましい含有範囲は２．０％以下であり、２．０％を超えて含有すると、鋳造時に粗大な化合物が生成し、圧延加工性が害される結果、健全な板材が得難くなる。
Ｔｉ：
Ｔｉは、心材の板厚方向に濃度の高い領域と低い領域とに分かれ、それらが交互に分布する層状となり、Ｔｉ濃度の低い領域が高い領域に比べ優先的に腐食する結果、腐食形態を層状にする効果を有し、それにより板厚方向への腐食の進行を妨げて材料の耐孔食性を向上させる。Ｔｉの好ましい含有範囲は０．３５％以下であり、０．３５％を超えると鋳造が困難となり、また加工性が劣化して健全な材料の製造が困難となる。
Ｔｉは、心材の板厚方向に濃度の高い領域と低い領域とに分かれ、それらが交互に分布する層状となり、Ｔｉ濃度の低い領域が高い領域に比べ優先的に腐食する結果、腐食形態を層状にする効果を有し、それにより板厚方向への腐食の進行を妨げて材料の耐孔食性を向上させる。Ｔｉの好ましい含有範囲は０．３５％以下であり、０．３５％を超えると鋳造が困難となり、また加工性が劣化して健全な材料の製造が困難となる。
Ｃｒ、Ｚｒ、Ｖ、Ｂ：
Ｃｒ、Ｚｒ、Ｖ、Ｂは、ろう付け加熱中の再結晶温度を高め、心材の結晶粒度を粗大化させることにより、ろう付け加熱中のエロージョンを抑制する。これらの元素の好ましい含有範囲は、いずれも０．３％以下であり、それぞれ０．３％を超えて含有しても効果が飽和しそれ以上の改善効果が期待できない。
Ｃｒ、Ｚｒ、Ｖ、Ｂは、ろう付け加熱中の再結晶温度を高め、心材の結晶粒度を粗大化させることにより、ろう付け加熱中のエロージョンを抑制する。これらの元素の好ましい含有範囲は、いずれも０．３％以下であり、それぞれ０．３％を超えて含有しても効果が飽和しそれ以上の改善効果が期待できない。
（皮材１および皮材２）
皮材１はチューブの外面側に配置され、フィンと接合され、皮材２はチューブの内面側に配置され、作動流体と接する。通常のろう材として用いられているＡｌ−Ｓｉ系合金は、ろう付け加熱によりほとんどが液相となり、しかも、ろうの厚さも低下するため、液相拡散により心材中の多量のＭｇがろう材表層に到達する。皮材１および皮材２としては、前記のような通常のろう材として用いられるＡｌ−Ｓｉ系合金とは異なり、ろう付け可能な範囲でＳｉ濃度を低く限定することにより、ろう付け加熱中における固相率を高め、皮材１および皮材２の厚さを可能な限り低下させないようにすると、心材から皮材１表層および皮材２表層への距離を大きくすることができ、しかも、Ｍｇの液相拡散を抑制することができるようになる。
皮材１はチューブの外面側に配置され、フィンと接合され、皮材２はチューブの内面側に配置され、作動流体と接する。通常のろう材として用いられているＡｌ−Ｓｉ系合金は、ろう付け加熱によりほとんどが液相となり、しかも、ろうの厚さも低下するため、液相拡散により心材中の多量のＭｇがろう材表層に到達する。皮材１および皮材２としては、前記のような通常のろう材として用いられるＡｌ−Ｓｉ系合金とは異なり、ろう付け可能な範囲でＳｉ濃度を低く限定することにより、ろう付け加熱中における固相率を高め、皮材１および皮材２の厚さを可能な限り低下させないようにすると、心材から皮材１表層および皮材２表層への距離を大きくすることができ、しかも、Ｍｇの液相拡散を抑制することができるようになる。
Ｓｉ：
Ｓｉは、上記の理由により２．５〜６．０％に限定する。２．５％未満ではろう材としての機能がなく、６．０％を超えて含有すると、Ｍｇの拡散量が増しろう付け性を阻害する。Ｓｉのより好ましい範囲は３．０〜４．５％であり、さらに好ましい範囲は３．０〜４．０％である。
Ｓｉは、上記の理由により２．５〜６．０％に限定する。２．５％未満ではろう材としての機能がなく、６．０％を超えて含有すると、Ｍｇの拡散量が増しろう付け性を阻害する。Ｓｉのより好ましい範囲は３．０〜４．５％であり、さらに好ましい範囲は３．０〜４．０％である。
Ｍｎ：
Ｍｎは、ろう付け加熱中に生成する再結晶粒の粒度を粗大化して、Ｍｇの拡散経路となる結晶粒界を減少させる。Ｍｎの好ましい含有量は０．３〜１．８％の範囲であり、０．３％未満ではその効果が小さく、１．８％を超えて含有すると、鋳造時に粗大な化合物が生成して、圧延加工性が害され健全な板材の製造が困難となる。Ｍｎのさらに好ましい含有範囲は０．６〜１．２％である。
Ｍｎは、ろう付け加熱中に生成する再結晶粒の粒度を粗大化して、Ｍｇの拡散経路となる結晶粒界を減少させる。Ｍｎの好ましい含有量は０．３〜１．８％の範囲であり、０．３％未満ではその効果が小さく、１．８％を超えて含有すると、鋳造時に粗大な化合物が生成して、圧延加工性が害され健全な板材の製造が困難となる。Ｍｎのさらに好ましい含有範囲は０．６〜１．２％である。
Ｓｒ：
Ｓｒは、単体Ｓｉの分散状態を微細かつ均一にし、皮材１の局部溶融を抑制する。Ｓｒの好ましい含有範囲は０．００５〜０．１％であり、０．００５％未満ではその効果が小さく、０．１％を超えて含有してもその効果が飽和し、それ以上の改善効果が期待できない。Ｓｒのさらに好ましい範囲は０．０１〜０．０５％である。
Ｓｒは、単体Ｓｉの分散状態を微細かつ均一にし、皮材１の局部溶融を抑制する。Ｓｒの好ましい含有範囲は０．００５〜０．１％であり、０．００５％未満ではその効果が小さく、０．１％を超えて含有してもその効果が飽和し、それ以上の改善効果が期待できない。Ｓｒのさらに好ましい範囲は０．０１〜０．０５％である。
皮材１には上記に加え、Ｍｇ拡散抑制効果を阻害しない範囲において、Ｆｅ：２．０％以下、Ｔｉ：０．３％以下、Ｃｕ：１．０％以下、Ｎａ：０．１％以下、Ｓｂ：０．１％以下、Ｂｉ：０．２％以下、Ｂｅ：０．１％以下のうちの１種または２種以上が添加されてもよい。また、必要に応じて、Ｃａ：１．０％以下、Ｌｉ：１．０％以下、Ｉｎ：０．１％以下、Ｓｎ：０．１％以下の１種または２種以上が添加されていてもよい。
皮材１には上記に加え、Ｍｇ拡散抑制効果を阻害しない範囲において、Ｚｎ：２．０％以下が添加されてもよい。Ｚｎが２．０％を超えて添加するとチューブとフィンの接合フィレットの腐食が生じやすくなり、フィン剥がれが生じやすくなる。
皮材２には上記に加え、Ｍｇ拡散抑制効果を阻害しない範囲において、Ｆｅ：２．０％以下、Ｔｉ：０．３％以下、Ｚｎ：１０．０％以下、Ｃｕ：１．０％以下、Ｎａ：０．１％以下、Ｓｂ：０．１％以下、Ｂｉ：０．２％以下、Ｂｅ：０．１％以下、Ｉｎ：０．１％以下、Ｓｎ：０．１％以下のうちの１種または２種以上が添加されてもよい。また、必要に応じて、Ｃａ：１．０％以下、Ｌｉ：１．０％以下の１種または２種が添加されていてもよい。Ｚｎが１０．０％を超えて添加すると皮材２の自己腐食量が大きくなり、チューブ材としての強度が低下しやすくなる。
皮材２には上記に加え、Ｍｇ拡散抑制効果を阻害しない範囲において、Ｚｎ：１０．０％以下が添加されると犠牲陽極効果を発揮するため心材の腐食が抑制される。Ｚｎが１０．０％を超えて添加すると皮材２の自己腐食量が大きくなり、チューブ材としての強度が低下しやすくなる。
本発明においては、上記のとおり、心材にＳｉとＭｇを添加して強度を高めつつ、皮材１および皮材２のＳｉ濃度を低減且つ最適化することにより皮材１および皮材２の固相率を高めて、Ｍｇが液相拡散する比率を低下させ、また、皮材１および皮材２の溶融による厚さの低下を極力抑制することにより、心材から皮材１表層および皮材２表層までの距離を保持し、心材から皮材１表層および皮材２表層へのＭｇの拡散量を低減することにより、ろう付け性を向上させる。また、皮材１にＭｎを添加して、ろう付け中における皮材１の再結晶粒度を粗大化させ、Ｍｇの拡散経路となる結晶粒界を減少させることによりＭｇの拡散量をさらに低減させ、ろう付け性をさらに向上させる。さらに、皮材１または皮材２にＳｒを添加して単体Ｓｉの分散状態を微細且つ均一にし、局部溶融を抑え、心材から皮材１表層または皮材２表層へのＭｇの拡散量をさらに低減し、ろう付け性をさらに向上させる。
本発明によるアルミニウム合金クラッド材の製造は、ＤＣ鋳造により心材用合金、皮材１用合金および皮材２用合金を造塊し、例えば、得られた鋳塊のうち、心材用合金と皮材２用合金については均質化処理を行い、皮材１用合金および皮材２用合金を熱間圧延して所定の厚さとし、これらと心材用合金の鋳塊を組み合わせて熱間圧延してクラッド材とし、得られたクラッド材を、その後、冷間圧延、中間焼鈍、最終冷間圧延して所定厚さのアルミニウム合金クラッド材（例えばＨ１４）とすることにより行われる。
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
連続鋳造により表１に示す組成を有する心材用合金、表２に示す組成を有する皮材１および表３に示す皮材２用合金を造塊し、得られた鋳塊のうち、心材用合金について均質化処理を行い、皮材１および皮材２用合金を熱間圧延して所定の厚さとし、これらと心材用合金の鋳塊とを組み合わせて熱間圧延し、クラッド材を得た。
連続鋳造により表１に示す組成を有する心材用合金、表２に示す組成を有する皮材１および表３に示す皮材２用合金を造塊し、得られた鋳塊のうち、心材用合金について均質化処理を行い、皮材１および皮材２用合金を熱間圧延して所定の厚さとし、これらと心材用合金の鋳塊とを組み合わせて熱間圧延し、クラッド材を得た。
ついで、得られたクラッド材を冷間圧延、中間焼鈍、冷間圧延して厚さ０．２０ｍｍの板材（クラッド材、質別Ｈ１４）とした。クラッドの構成は、皮材１のクラッド率を２０％（厚さ０．０４０ｍｍ）、皮材２のクラッド率を２０％（厚さ０．０４０ｍｍ）とし、残りを心材とした。得られたクラッド材を試験材として、以下に示す方法に従い、ろう付け加熱中に生成する皮材１の再結晶粒度、ろう付け性および強度を評価した。結果を表４に示す。
なお、製造するクラッド材の質別、板厚、クラッド率は実施例１に限定されるものではなく、例えば用途に応じて適宜調整される。例えば、板厚は０．１０ｍｍから２．００ｍｍ、クラッド率は２〜３０％程度である。
（ろう付け加熱中に生成する皮材１および皮材２の再結晶粒度の評価）
得られたクラッド材を用いて、フラックスを塗布することなく、窒素ガス中で６００℃(材料温度)に３分間加熱し、加熱後の試験材を、皮材１面をエメリー紙（１０００〜２４００）で数μｍ研磨して、バフ研磨で鏡面に仕上げた。さらに、純水５００ｍＬ、フッ酸２７ｍＬ(４６％)、ホウ酸１１ｇを混合した溶液中で、電圧２５〜３０Ｖで４５〜６０秒電解した。その後、光学顕微鏡を用いて犠牲陽極材表面の偏光ミクロ組織を撮影し、比較法により結晶粒度を測定した。比較にはＡＳＴＭ（Ｅ１１２−６１）の標準結晶粒度組織図を用いた（標準結晶粒度組織図に示されているグレインサイズを平均結晶粒度の指標とした）。平均結晶粒度１００μｍ以上良好、１００μｍ未満を不良と評価した。
得られたクラッド材を用いて、フラックスを塗布することなく、窒素ガス中で６００℃(材料温度)に３分間加熱し、加熱後の試験材を、皮材１面をエメリー紙（１０００〜２４００）で数μｍ研磨して、バフ研磨で鏡面に仕上げた。さらに、純水５００ｍＬ、フッ酸２７ｍＬ(４６％)、ホウ酸１１ｇを混合した溶液中で、電圧２５〜３０Ｖで４５〜６０秒電解した。その後、光学顕微鏡を用いて犠牲陽極材表面の偏光ミクロ組織を撮影し、比較法により結晶粒度を測定した。比較にはＡＳＴＭ（Ｅ１１２−６１）の標準結晶粒度組織図を用いた（標準結晶粒度組織図に示されているグレインサイズを平均結晶粒度の指標とした）。平均結晶粒度１００μｍ以上良好、１００μｍ未満を不良と評価した。
（ろう付け性の評価）
得られたクラッド板材を用いて、図４に示すように、垂直板の端部を直角に折り曲げ、垂直板にだけフッ化物フラックスを５ｇ／ｍ２塗布した後、図４のように組み合わせて間隙充填試験片を作成し、窒素ガス中で６００℃（材料温度）に３分間加熱し、加熱後の間隙充填試験片の間隙充填長さ（図５のＦＬ）をノギスを用いて測定し、間隙充填長さ（ＦＬ）が１０ｍｍ以上を良好、１０ｍｍ未満を不良とした。なお、図４において、数値は長さ（単位ｍｍ）を示す。
得られたクラッド板材を用いて、図４に示すように、垂直板の端部を直角に折り曲げ、垂直板にだけフッ化物フラックスを５ｇ／ｍ２塗布した後、図４のように組み合わせて間隙充填試験片を作成し、窒素ガス中で６００℃（材料温度）に３分間加熱し、加熱後の間隙充填試験片の間隙充填長さ（図５のＦＬ）をノギスを用いて測定し、間隙充填長さ（ＦＬ）が１０ｍｍ以上を良好、１０ｍｍ未満を不良とした。なお、図４において、数値は長さ（単位ｍｍ）を示す。
（強度の評価）
得られたクラッド材にフラックスを塗布することなく、窒素ガス中、６００℃（材料温度）に３分間加熱し、その後、引張試験（ＪＩＳ Ｚ ２２４１）を行い、引張強さが１８０ＭＰａ以上を良好、１８０ＭＰａ未満を不良とした。
得られたクラッド材にフラックスを塗布することなく、窒素ガス中、６００℃（材料温度）に３分間加熱し、その後、引張試験（ＪＩＳ Ｚ ２２４１）を行い、引張強さが１８０ＭＰａ以上を良好、１８０ＭＰａ未満を不良とした。
表４にみられるように、本発明に従う試験材１〜３０はいずれも、皮材１および皮材２の平均結晶粒度が１００μｍ以上で、ろう付け性に優れ、十分な強度を有していた。
比較例１
連続鋳造により表５に示す組成を有する皮材１用合金を造塊し、得られた鋳塊について熱間圧延して所定の厚さとし、実施例１で造塊した心材用合金の鋳塊と、実施例１で造塊後所定厚さまで熱間圧延した皮材２用合金を組み合わせて熱間圧延し、クラッド材を得た。
連続鋳造により表５に示す組成を有する皮材１用合金を造塊し、得られた鋳塊について熱間圧延して所定の厚さとし、実施例１で造塊した心材用合金の鋳塊と、実施例１で造塊後所定厚さまで熱間圧延した皮材２用合金を組み合わせて熱間圧延し、クラッド材を得た。
ついで、得られたクラッド材を冷間圧延、中間焼鈍、冷間圧延して厚さ０．２０ｍｍの板材（クラッド材、質別Ｈ１４）とした。クラッドの構成は、皮材１のクラッド率を２０％（厚さ０．０４０ｍｍ）、皮材２のクラッド率を２０％（厚さ０．０４０ｍｍ）とし、残りを心材とした。得られたクラッド材を試験材として、実施例と同じ方法に従って、ろう付け性および強度を評価した。結果を表６に示す。
表６に示すように、試験材１０１は、皮材１として通常のろう材として使用される１０％Ｓｉを含有するＡｌ−Ｓｉ合金ろう材を用いたため、ろう付け加熱中に皮材１が溶融して、Ｍｇが皮材１表層に拡散したため、ろう付け性が低下し、間隙充填されなかった。試験材１０２は、皮材１としてＳｉ：３％のみを含有するＡｌ−Ｓｉ合金ろう材を用いたため、少量のＭｇが皮材１表層に拡散したため、ろう付け性がやや劣るものとなった。試験材１０３は、皮材２を配していないため、ろう材が不足して間隙充填長さ（ＦＬ）が １０ｍｍ未満となった。
１ クラッド材
２ 心材
３ ろう材（皮材１）
４ 犠牲陽極材（皮材２）
Ｗ 溶接部
２ 心材
３ ろう材（皮材１）
４ 犠牲陽極材（皮材２）
Ｗ 溶接部
Claims (5)
- 心材の一方の面に皮材１をクラッドし、他方の面に皮材２をクラッドしたアルミニウム合金クラッド材であって、質量％で、心材が、Ｍｎ：０．８〜２．０％、Ｓｉ：０．２〜２．０％、Ｍｇ：０．２〜１．５％を含有し、残部アルミニウムおよび不可避的不純物からなるＡｌ−Ｍｎ−Ｓｉ−Ｍｇ系アルミニウム合金であり、皮材１および皮材２が、Ｓｉ：２．５〜６．０％、Ｍｎ：０．３〜１．８％を含有し、残部アルミニウムおよび不可避的不純物からなるＡｌ−Ｓｉ系アルミニウム合金であることを特徴とするろう付け性に優れた高強度熱交換器用アルミニウム合金クラッド材。
- 前記皮材１が、Ｓｉ：２．５〜６．０％、Ｍｎ：０．３〜１．８％、Ｓｒ：０．００５〜０．１％を含有し、残部アルミニウムおよび不可避的不純物からなるＡｌ−Ｓｉ系アルミニウム合金であり、前記皮材２が、Ｓｉ：２．５〜６．０％、Ｍｎ：０．３〜１．８％を含有し、残部アルミニウムおよび不可避的不純物からなるＡｌ−Ｓｉ系アルミニウム合金であることを特徴とする請求項１記載のろう付け性に優れた高強度熱交換器用アルミニウム合金クラッド材。
- 前記心材が、さらに、Ｃｕ：１．２％以下、Ｆｅ：２．０％以下、Ｔｉ：０．３５％以下、Ｃｒ：０．３％以下、Ｚｒ：０．３％以下、Ｖ：０．３％以下、Ｂ：０．３％以下のうちの１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１または２記載のろう付け性に優れた高強度熱交換器用アルミニウム合金クラッド材。
- 前記皮材１が、さらに、Ｆｅ：２．０％以下、Ｔｉ：０．３％以下、Ｚｎ：２．０％以下、Ｃｕ：１．０％以下、Ｎａ：０．１％以下、Ｓｂ：０．１％以下、Ｂｉ：０．２ ％以下、Ｂｅ：０．１ ％以下のうちの１種または２種以上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ろう付け性に優れた高強度熱交換器用アルミニウム合金クラッド材。
- 前記皮材２が、さらに、Ｓｒ：０．００５〜０．１％、Ｆｅ：２．０％以下、Ｔｉ：０．３％以下、Ｚｎ：１０．０％以下、Ｃｕ：１．０％以下、Ｎａ：０．１％以下、Ｓｂ：０．１％以下、Ｂｉ：０．２ ％以下、Ｂｅ：０．１ ％以下、Ｉｎ：０．１％以下、Ｓｎ：０．１％以下のうちの１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１〜４のいずれかに記載のろう付け性に優れた高強度熱交換器用アルミニウム合金クラッド材。
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| JP2010063743A JP5498215B2 (ja) | 2010-03-19 | 2010-03-19 | ろう付け性に優れた高強度熱交換器用アルミニウム合金クラッド材 |
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