JP5498229B2 - 熱交換器用アルミニウム合金偏平管およびアルミニウム合金製熱交換器 - Google Patents

Description

本発明は、熱交換器用アルミニウム合金偏平管、特に、フッ化物系フラックスを用いる不活性ガス雰囲気ろう付け、あるいは真空ろう付けにより接合されるエバポレータ、コンデンサ、ラジエータ、ヒータコアなどのアルミニウム合金製自動車熱交換器のチューブ材として好適な熱交換器用アルミニウム合金偏平管、および該アルミニウム合金偏平管を用いて作製されるアルミニウム合金製熱交換器に関する。

自動車熱交換器、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コアなどのチューブ材、ヘッダープレート材としては、ＪＩＳ Ａ３００３などのＡｌ−Ｍｎ系合金を芯材とし、芯材の片面にＡｌ−Ｓｉ系合金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３層構造のアルミニウム合金クラッド材が用いられており、このクラッド材に、ろう材を持たないベアフィンを組合せて熱交換器コアが製造されている。

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ろう付けにより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。これらのろう付には、最近では一般にフッ化物フラックスを用いる不活性ガス雰囲気ろう付けが適用される。また、犠牲陽極材は、例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、芯材の孔食や隙間腐食の発生を防止する。

上記３層構造のアルミニウム合金クラッド材の他、Ａｌ−Ｍｎ系合金を芯材とし、芯材の片面に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２層構造のアルミニウム合金クラッド材も用いられている。２層構造のアルミニウム合金クラッド材においては、クラッド材にろう付け接合されるフィン材などには、Ａｌ−Ｓｉ系ろう材をクラッドしたブレージング材が適用される。

近年、自動車の軽量化の要請に伴い、自動車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。また、各種熱交換器の製造においては、従来はクラッド板を成形ロールなどによって偏平管状に形成し端部を高周波溶接して偏平チューブとし、これをヘッダープレートに組付けて一体ろう付けを行っている。また、高周波溶接を行うことなくろう付け加熱することによってアルミニウム合金製ブレージングシートを接合させて偏平チューブの流体通路が形成する方法も行われている。

このようにして組み立てられたラジエータの内部、特にチューブの内部は、高温から低温、且つ、高圧から常圧の冷媒が常時流通・循環することになる。すなわち、チューブには繰り返し応力がかかるため、これらに耐える疲労特性が要求される。疲労特性は、静的な引張強度と関係していることが一般的に知られており、熱交換器においても素材の引張強度を向上させるため、例えば、Ｃｕを添加した材料が提案されている。

特開平１０−５３８２７号公報

一般にアルミニウム合金の場合、弾性域、すなわち高サイクル域での疲労強度（繰返し数１０^７回程度）は静的な引張強度と正の相関を持ち、疲労強度を高めるために、芯材や内皮材にＳｉ、Ｃｕ、Ｍｇを添加して、チューブ全体としての引張強度を向上させることが行われてきた。しかしながら、このようにチューブ全体の強度を高めた材料を用いたラジエータにおいても、実際に自動車に搭載して使用されると、チューブに疲労破断が発生することがしばしば見られることがあった。実際のラジエータ、特にチューブの内部には、高温から低温、且つ高圧から常圧の冷媒が繰り返し流通、循環するため、チューブには繰り返し応力がかかり、この繰り返し応力は弾性域を超え、塑性域にまで及ぶことがわかってきた。塑性域、すなわち低サイクル域での疲労寿命（繰返し数１０^３程度）は高サイクル疲労と疲労特性が異なり、静的な引張強度との相関は見られず、クラッド材の低サイクルの疲労強度に及ぼす各種要因の影響については、従来ほとんど解明されていないのが現状である。クラッド材を偏平管形状に成形し熱交換器に組み込んで使用する場合、疲労亀裂はチューブの外面側から発生し易く、熱交換器の耐久性を得るためには、偏平管外面側の疲労強度を向上させることが必要である。

弾性域内における高サイクル域での疲労強度は、軸力試験機や回転曲げ試験機などで測定することができるが、塑性変形を伴う低サイクル域における薄板材の疲労試験は前記試験機では試験することが難しく、発明者らは、図１に示す薄板用曲げ疲労試験機を用いて、低サイクル疲労寿命に及ぼすクラッド材を構成する材料の影響を精査するために試験、検討を行った。この曲げ疲労試験機は、試験片に対して両振りの曲げ疲労試験を行い、ひずみ範囲、周波数を決めて破断に至るまでのサイクル数を測定して、疲労寿命を破断回数が１０^３〜１０^４程度の低サイクル域で評価するものである。

その結果、クラッド材の外面側にろう材をクラッドした従来の３層クラッド材（ろう材をチューブの外面側とし、内皮材（犠牲陽極材）をチューブの内面側となるように芯材のそれぞれ反対面にクラッドしたもの）は低サイクルの疲労強度が劣っていることが明らかになり、これに対して、外面側にろう材を有しない２層クラッド材においては低サイクルの疲労強度が顕著に向上することを見出した。

本発明は、上記の知見に基づいて、さらに試験、検討を重ねた結果としてなされたものであり、その目的は、高サイクル疲労強度とともに、低サイクル疲労強度にも優れ、耐食性も良好な熱交換器用アルミニウム合金２層クラッド材を曲げ成形し溶接してなるアルミニウム合金偏平管、および該アルミニウム合金扁平管を用いて作製されるアルミニウム合金製熱交換器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による熱交換器用アルミニウム合金偏平管は、質量％で、Ｓｉ：０．３〜１．２％、Ｆｅ：０．０５〜０．７％、Ｃｕ：０．３〜１．０％、Ｍｎ：０．６〜１．８％、Ｔｉ：０．０５〜０．３％を含有し、不純物としてのＭｇを０．１％未満に制限し、残部Ａｌおよび不可避不純物からなる芯材の片面に、Ｚｎ：０．５〜５％を含有し、不純物としてのＭｇを０．５％以下に制限し、残部Ａｌおよび不可避不純物からなる内皮材をクラッドしてなり、ろう付け加熱（６００℃（材料温度）に加熱して３分間保持）後の引張強さが１４０ＭＰａ以上であり、前記ろう付け加熱後の表面および裏面の中心線平均粗さをそれぞれＲａ１およびＲａ２、前記ろう付け加熱後の表面および裏面のビッカース硬さをそれぞれＨｖ１およびＨｖ２としたとき、表面および裏面について、
{１／（１０＾Ｒａ１）}×{１／（１０＾（Ｈｖ１／１００））}×２００００≧１０００、および{１／（１０＾Ｒａ２）}×{１／（１０＾（Ｈｖ２／１００））}×２００００≧１０００の関係式（但し、「＾」はべき乗を示す）
を満足する２層クラッド材を曲げ成形して端部を高周波溶接してなることを特徴とするものであり、Ａｌ−Ｓｉ系合金ろう材をクラッドしたアルミニウムブレージングフィンを組み付けてろう付けして熱交換器を作製するための熱交換器用アルミニウム合金偏平管である。なお、以下の説明において、合金組成％は全て質量％で示す。

請求項２による熱交換器用アルミニウム合金偏平管は、請求項1において、前記内皮材が、さらにＳｉ：０．３〜１．２％、Ｍｎ：０．６〜１．８％のうちの１種または２種を含むことを特徴とする。

請求項３による熱交換器用アルミニウム合金偏平管は、請求項１または２において、前記芯材が、さらにＣｒ：０．０１〜０．３％、Ｚｒ：０．０１〜０．３％のうちの１種または２種を含むことを特徴とする。

請求項４による熱交換器用アルミニウム合金偏平管は、請求項１〜３のいずれかにおいて、前記内皮材が、さらにＣｒ：０．０１〜０．３％、Ｚｒ：０．０１〜０．３％、Ｔｉ：０．０１〜０．３％のうちの１種または２種以上を含むことを特徴とする。

請求項５による熱交換器用アルミニウム合金偏平管は、請求項１〜４のいずれかにおいて、前記内皮材が、さらにＦｅ：０．３〜１．５％、Ｎｉ：０．１〜１．５％のうちの１種または２種を含むことを特徴とする。

請求項６によるアルミニウム合金製熱交換器は、請求項１〜５のいずれかに記載のアルミニウム合金偏平管と、Ａｌ−Ｓｉ系合金ろう材をクラッドしたアルミニウムブレージングフィンを組み合わせて、フッ化物系フラックスを用いる不活性ガス雰囲気ろう付けまたは真空ろう付けにより作製したことを特徴とする。

本発明によれば、高サイクル疲労強度とともに、特に低サイクル疲労強度に優れ、耐食性も良好な熱交換器用アルミニウム合金偏平管、および該アルミニウム合金偏平管を用いて作製されるアルミニウム合金製熱交換器が提供される。

本発明によるアルミニウム合金偏平管は、特に、フッ化物系フラックスを用いる不活性ガス雰囲気ろう付け、あるいは真空ろう付けにより接合されるエバポレータ、コンデンサ、ラジエータ、ヒータコアなどのアルミニウム合金製自動車熱交換器のチューブ材として好適に使用される。

曲げ疲労試験機の概略を示す図である。

前記の曲げ疲労試験機による試験、検討の結果として見出された、低サイクルの疲労強度は材料の表層の硬さと表面の中心線平均粗さに依存し、硬さが硬く、また表面の中心線平均粗さが大きいほど疲労強度が低下するという傾向は、表面の中心線平均粗さについては、大きいほど歪が局部的に集中し易く、硬さについては、硬いほど材料の変形に対する耐性が弱く、破断に至るまでの寿命が短くなるためと考えられるが、その影響度を近似式により明確化できることが見出された。

すなわち、皮材をクラッドしない材料を、ひずみ振幅１．６％で疲労試験を行った場合の破断回数は次式で近似することができる。
破断回数＝{１／（１０＾Ｒａ）}×{１／（１０＾（Ｈｖ／１００））}×２００００
但し、Ｒａ：材料表面の中心線平均粗さ（μｍ）、Ｈｖ：材料表面のビッカース硬さ、「＾」はべき乗を示す。
例えば、材料表面の中心線平均粗さＲａが０．３μｍ、材料表面のビッカース硬さＨｖが５０の場合は、破断回数＝（１／１０^０．３）×（１／１０^０．５）×２００００＝２０００となる。

本発明のアルミニウム合金偏平管を構成する２層クラッド材においては、表面すなわち芯材表面の粗さ（Ｒａ）と硬さ（Ｈｖ）、および裏面すなわち内皮面の粗さ（Ｒａ）と硬さ（Ｈｖ）を用いて各々計算する。詳しくは、本発明の２層クラッド材のろう付け加熱（６００℃（材料温度）に加熱して３分間保持）後の表面および裏面の中心線平均粗さをそれぞれＲａ１およびＲａ２、該ろう付け加熱後の表面および裏面のビッカース硬さをそれぞれＨｖ１およびＨｖ２とすると、表面および裏面についての破断回数は、
破断回数（表面）＝{１／（１０＾Ｒａ１）}×{１／（１０＾（Ｈｖ１／１００））}×２００００
破断回数（裏面）＝{１／（１０＾Ｒａ２）}×{１／（１０＾（Ｈｖ２／１００））}×２００００
となる。全体としての破断寿命は表面、裏面のうち短寿命の方に律速されるため、各々の計算値の低いほうがチューブの破断回数近似値となる。耐疲労性をそなえた材料の破断回数の目安として、上記破断回数の計算値≧１０００にする必要がある。上記破断回数の計算値を１０００以上にすることで、塑性域まで繰返し応力がかかる場合においても良好な疲労特性を示すチューブ材が得られる。上記破断回数の計算値が１４００以上であると、より好ましい。

一方、高サイクルの疲労強度は、従来から知られているように材料の静的な強度と相関があり、材料の強度（硬度）が高いほど良好である。この高サイクル域（弾性域）での疲労強度の向上条件と前記低サイクル域（塑性域）での疲労強度の向上条件を満たすことにより、材料の静的な強度すなわち高サイクル疲労強度を確保しつつ、低サイクル疲労強度もそなえたクラッド材を得ることができる。

本発明における疲労寿命向上の手段は、従来、チューブの表面側（芯材側）に配していたろう材を無くし、芯材と内皮材の２層構造としたことである。このことにより、ろう材が配された従来のクラッド材では、ろう付けによりろうが一旦溶融し、チューブ表面に残留したろうが凝固するため、ろう付け後のチューブ表面は凹凸が激しく、すなわち中心線平均粗さＲａが大きいため、表面形状の凹部で亀裂が発生し易かったが、ろう材をなくすことによりチューブ表面の中心線平均粗さが格段に小さくなるため、亀裂の発生が顕著に抑制される。２層構造のクラッド材からなる偏平管とフィンやヘッダー材との接合は、ろう材をクラッドしたフィンおよびろう材をクラッドしたヘッダー材を用いることにより可能となる。また高サイクルの疲労強度を確保するために、一定以上の静的強度を確保した。

本発明において、芯材と内皮材については、静的な強度を確保するためにある程度の硬度を確保し、且つ上記破断回数の計算値≧１０００を満たすための条件としては、従来多用されてきたＭｇ入りの内皮材のような極端な高硬度材を用いないことが必要である。Ｍｇ入りの高硬度内皮材を用いた場合には、低サイクルの疲労強度が大きく低下する。

本発明のアルミニウム合金扁平管を構成する２層クラッド材における芯材、内皮材の硬度は、主として、以下に示す合金成分の組合せにより調整され、表面の中心線平均粗さは、材料圧延時のロール表面の面質により調整され、クラッド材圧延時の圧延ロール面の面質をより平滑な面に調製することにより低サイクルの疲労強度を向上させることができる。本発明の効果を得るための好ましい圧延ロール面の粗さは、中心線平均粗さで０．１〜０．６μｍである。

本発明のアルミニウム合金扁平管を構成する２層クラッド材における芯材、内皮材の合金成分の意義および限定理由について説明する。
（芯材）
Ｓｉは、芯材の強度を向上させる機能を有する。特に、ろう付け中に犠牲陽極材から拡散してくるＭｇと共存することにより、ろう付け後、時効硬化を生じせしめ強度をさらに高める。好ましい含有範囲は０．３〜１．２％であり、０．３％未満ではその効果が小さく、１．２％を超えて含有すると耐食性を低下させるとともに、芯材の融点を下げ、ろう付け時に局部溶融が生じ易くなる。Ｓｉのより好ましい含有範囲は０．３〜１．０％である。

Ｆｅは不純物として含有される。Ｆｅは、アルミニウム母材に対してカソードとなり耐食性を低下させる。従って、０．７％以下に制限するのが好ましい。Ｆｅの含有量が極めて少なくするためには、コストの高い高純度のアルミニウム地金を使用しなければならないため、含有範囲は０．０５％以上とするのが実用的である。

Ｃｕは、芯材の強度を向上させるとともに、芯材の電位を貴にし、犠牲陽極材の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。さらに芯材中のＣｕは加熱ろう付け時に犠牲陽極材中およびろう材中に拡散して、なだらかな濃度勾配を形成させる結果、芯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０．３〜１．０％の範囲であり、０．３％未満ではその効果が小さく、１．０％を越えると芯材の耐食性が低下し、また融点が低下して、ろう付け時に局部的な溶融が生じ易くなる。Ｃｕのより好ましい含有範囲は０．５〜０.９％である。

Ｍｎは、芯材の強度を向上させるとともに、芯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。Ｍｎの好ましい含有範囲は０．６〜１．８％であり、０．６％未満ではその効果が小さく、１．８％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のより好ましい含有範囲は１．１〜１．６％である。

Ｔｉは、芯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ことにより、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。好ましい含有量は０．０６〜０．３５％の範囲であり、０．０６％未満ではこの効果が少なく、０．３５％を越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はろう付け後の結晶粒径を粗大化し、ろう付け性を向上させる。好ましい含有量は、それぞれ０．０１〜０．３％の範囲であり、０．０１％未満では効果が無く、０．３％を超えると粗大化合物を生じ、正常な板材の製造が困難になる。

Ｍｇはろう付けを阻害するため、０．１％未満に制限するのが望ましい。０．１％を超えて含有されると、フィン材とのろう付けが困難になる。

（内皮材）
Ｚｎは犠牲陽極材の電位を卑にし、芯材に対する犠牲陽極効果を保持させる。その結果、芯材の孔食やすき間腐食を防止する。好ましい含有量は０．５〜５．０％の範囲であり、０．５％未満ではその効果が小さく、５．０％を超えると自己耐食性が低下する。Ｚｎのより好ましい含有範囲は３．０〜５．０％である。

Ｓｉは内皮の強度を向上させる機能を有する。好ましい含有範囲は０．３〜１．２％であり、０．３％未満では強度不足の問題があり、１．２％を超えると、耐食性を低下させるとともに、融点が下がりろう付け性が劣る。Ｓｉのより好ましい含有範囲は０．３〜０.８％である。

Ｍｎは強度を向上させるとともに、犠牲陽極材の変形抵抗を向上させる。好ましい含有範囲は０．６〜１．８％であり、０．６％未満ではその効果は小さく、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、自己耐食性が低下する。Ｍｎのより好ましい含有範囲は１．０〜１．８％である。

Ｃｒ、Ｚｒはろう付け後の結晶粒径を粗大化し、ろう付け性を向上させる。好ましい含有量はいずれも０．０１〜０．３％の範囲であり、それぞれ０．０１％未満では効果が小さく、それぞれ０．３％を超えると粗大化合物を生じ、正常な板材の製造が困難になる。

Ｔｉは内皮材中で層状に分布し、腐食を横広がりにし、それにより耐食性を向上させる。好ましい含有量は０．０１〜０．３％の範囲であり、０．０１％未満ではその効果が小さく、０．３％を超えると粗大化合物を生じ、正常な板材の製造が困難になる。

Ｍｇは０．５％以下に制限するのが望ましく、０．５％を超えると内皮材の硬度が上がり、低サイクル曲げ疲労強度が低下する。またろう付け性を阻害する。

Ｆｅは耐食性を向上させる効果がある。好ましい含有量は０．３〜１．５％の範囲であり、０．３％未満では効果が小さく、１．５％を超えると正常な板材の製造が困難になる。Ｆｅのより好ましい含有範囲は０．６〜１．２％である。

Ｎｉは耐食性を向上させる効果がある。好ましい含有量は０．１〜１．５％の範囲であり、０．１％未満では効果が小さく、１．５％を超えると正常な板材の製造が困難になる。Ｎｉのより好ましい含有範囲は０．６〜１．２％である。

また、本発明においては、上記のように、Ｓｉ：０．３〜１．２％、Ｆｅ：０．０５〜０．７％、Ｃｕ：０．３〜１．０％、Ｍｎ：０．６〜１．８％、Ｔｉ：０．０５〜０．３％を含有し、不純物としてのＭｇを０．１％未満に制限し、残部Ａｌおよび不可避不純物からなる芯材の片面に、Ｚｎ：０．５〜５％を含有し、不純物としてのＭｇを０．５％以下に制限し、残部Ａｌおよび不可避不純物からなる内皮材をクラッドしてなり、ろう付け加熱（６００℃（材料温度）に加熱して３分間保持）後の引張強さが１４０ＭＰａ以上であり、前記ろう付け加熱後の表面および裏面の中心線平均粗さをそれぞれＲａ１およびＲａ２、前記ろう付け加熱後の表面および裏面のビッカース硬さをそれぞれＨｖ１およびＨｖ２としたとき、表面および裏面について、{１／（１０＾Ｒａ１）}×{１／（１０＾（Ｈｖ１／１００））}×２００００≧１０００、および{１／（１０＾Ｒａ２）}×{１／（１０＾（Ｈｖ２／１００））}×２００００≧１０００の関係式（但し、「＾」はべき乗を示す）を満足することにより、クラッド材全体の引張強度と高サイクルの疲労強度を確保しつつ、良好な低サイクルの曲げ疲労強度を有する材料とすることができる。さらに、内皮材にＳｉ：０．３〜１．２％、Ｍｎ：０．６〜１．８％の1種または２種を添加すると、クラッド材の全体強度をさらに向上させることができる。

本発明によるアルミニウム合金製熱交換器は、前記のアルミニウム合金偏平管と、通常使用されているＡｌ−Ｓｉ系合金ろう材をクラッドしたアルミニウムブレージングフィンを組み合わせて、フッ化物系フラックスを用いる不活性ガス雰囲気ろう付けまたは真空ろう付けすることにより作製される。

以下、本発明の実施例を比較例と対比して説明し、本発明の効果を実証する。なお、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ない。

実施例１
表１に示す組成を有する芯材用合金、表２に示す組成を有する内皮材用合金を溶解し、連続鋳造により造塊した。得られた鋳塊のうち、芯材用合金の鋳塊については、６００℃×１０時間の均質化処理を行い、内皮材用合金の鋳塊については、６００℃×１０時間の均質化処理を行った。

ついで、内皮材用合金の鋳塊を熱間圧延して６ｍｍ厚さの熱間圧延材としたのち、該熱間圧延材と芯材用合金の鋳塊とを表３に示すように組み合わせて熱間圧延し、クラッド素材を得た。その後、クラッド素材に冷間圧延、中間焼鈍、冷間圧延を行い、厚さ０．２５ｍｍのクラッド材（Ｈ１４）を得た。クラッドの構成において、内皮材の厚さは０．０５０ｍｍであった。最終冷間圧延ロールは、通常の平滑ロール面を有するものを用いた。

得られたクラッド材を、窒素ガス雰囲気中で、ろう付け温度に相当する６００℃（材料温度）に３分間加熱した後、以下の評価を行った。
ろう付け加熱後の強度測定と芯材および内皮材の硬度測定：強度測定は、クラッド材をＪＩＳ５号試験片に成型した後、常温で引張試験を行った。硬度測定は、クラッド材から採取した試験片を樹脂埋めし、断面を研磨した後ＪＩＳ Ｚ２２４４に基づいてビッカース硬さを測定した。

ろう付け加熱後の表面の中心線平均粗さ測定：（株）東京精密製のサーフコムを用いて、内外表面、すなわち芯材表面と内皮材表面の中心線平均粗さ（Ｒａ）を、圧延方向と垂直の方向について測定した。
低サイクル曲げ疲労試験：図１に示す曲げ疲労試験機を用いて、ひずみ範囲すなわちひずみ振幅１．６％で曲げ疲労試験を実施し、破断までの繰返し数（回）を測定した。繰返し数１０００回以上を合格とした。

高サイクル疲労試験：引張−引張の軸力疲労試験により、１０^７回の疲労強度を測定した。評価基準として、４７ＭＰａ以上を合格とした。
内面の腐食試験：以下の腐食液を用い、以下の方法により試験を行った。
腐食液：粗悪水模擬液、ｐＨ３〜７ の弱酸性液（Ｃｌ^― ：１９５ｐｐｍ、ＳＯ_４ ^２−：６０ｐｐｍ、Ｃｕ^２＋：1ｐｐｍ、Ｆｅ^３＋：３０ｐｐｍ ）
方法：８８℃で８ｈｒ 加熱したのち冷却し、２５℃で１６ｈｒ保持するサイクルを６ヶ月間繰り返し試験し、貫通腐食の有無で評価した。

評価結果を表４に示す。表４に示すように、本発明に従うクラッド材１〜３１はいずれも、ろう付け加熱後の引張強度に優れ、優れた低サイクル疲労強度および高サイクル疲労強度をそなえ、良好な耐食性を有していた。なお、表４において、寿命近似値は、 それぞれの面の硬度および表面の中心線平均粗さから算出した値を示すものである。

比較例１
表５に示す組成を有する芯材用合金、表６に示す組成を有する内皮材用合金を溶解し、連続鋳造により造塊した。得られた鋳塊のうち、芯材用合金の鋳塊については、６００℃×１０時間の均質化処理を行い、内皮材用合金の鋳塊については、６００℃×１０時間の均質化処理を行った。なお、表５、表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。

ついで、内皮材用合金の鋳塊を熱間圧延して６ｍｍ厚さの熱間圧延材としたのち、該熱間圧延材と芯材用合金の鋳塊とを表７に示すように組み合わせて熱間圧延し、クラッド素材を得た。その後、クラッド素材に冷間圧延、中間焼鈍、冷間圧延を行い、厚さ０．２５ｍｍのクラッド材（Ｈ１４）を得た。クラッドの構成において、内皮材の厚さは０．０５０ｍｍであった。圧延ロールは、通常の平滑ロール面を有するもの（表７で平滑と表示）、粗面化されたロール面を有するもの（表７で粗面と表示）を用いた。

評価結果を表８に示す。表８に示すように、クラッド材１０１は芯材のＳｉ量が少ないため、引張強度が低く高サイクル疲労強度が劣っていた。クラッド材１０２は芯材のＳｉ量が多いため、融点が低下してクラッド材の製造ができなかった。クラッド材１０３は芯材のＦｅ量が多いため耐食性が劣っていた。クラッド材１０４は芯材のＣｕ量が少ないため引張強度が低かった。クラッド材１０５は芯材のＣｕ量が多いため、融点が低下してクラッド材の製造ができなかった。クラッド材１０６は芯材のＭｎ量が少ないため引張強度が低かった。

クラッド材１０７、１０８および１０９は、それぞれ芯材のＭｎ量、Ｃｒ量およびＺｒ量が多いため、いずれも粗大化合物が生成して正常なクラッド材の製造が困難となった。クラッド材１１０は芯材のＭｇ量が多く、フッ化物系フラックスを用いる不活性ガス雰囲気ろう付けを行った場合、Ｍｇがフラックスと反応するため、ろう付け性が劣りフィン材などとのろう付けが困難となるものである。クラッド材１１１は芯材がＴｉを含有しないため耐食性が劣っていた。若干粗面化されたロール面を有する圧延ロールを用いたものであるが、低サイクルの疲労強度の低下は認められなかった。

クラッド材１１２は芯材のＴｉ量が多いため、粗大化合物が生成して正常なクラッド材の製造ができなかった。クラッド材１１３および１１４は、それぞれ内皮材のＳｉ量およびＭｎ量が多いため、融点が低下してクラッド材の製造ができなかった。クラッド材１１５はＺｎ量が少ないため耐食性が劣っている。また、クラッド材１１６は内皮材のＺｎ量が多いため自己耐食性が低下して耐食性不良となった。クラッド材１１５、１１６の製造には若干粗面化されたロール面を有する圧延ロールを用いたものであるが、低サイクルの疲労強度の低下は認められなかった。

クラッド材１１７、１１８、１１９、１２０および１２１は、それぞれ内皮材のＣｒ量、Ｚｒ量、Ｔｉ量、Ｆｅ量およびＮｉ量が多いため、いずれも粗大化合物が生成して正常なクラッド材の製造ができなかった。クラッド材１２２は内皮材のＭｇ量が多いため、内皮材の硬度が大きくなって低サイクル曲げ疲労強度が低下した。クラッド材１２３および１２４は、粗面化されたロール面を有する圧延ロールを使用したため、芯材および内皮材の表面の中心線平均粗さが大きくなり低サイクル曲げ疲労強度が劣るものとなった。

Claims (6)

1. 質量％で、Ｓｉ：０．３〜１．２％、Ｆｅ：０．０５〜０．７％、Ｃｕ：０．３〜１．０％、Ｍｎ：０．６〜１．８％、Ｔｉ：０．０５〜０．３％を含有し、不純物としてのＭｇを０．１％未満に制限し、残部Ａｌおよび不可避不純物からなる芯材の片面に、Ｚｎ：０．５〜５％を含有し、不純物としてのＭｇを０．５％以下に制限し、残部Ａｌおよび不可避不純物からなる内皮材をクラッドしてなり、ろう付け加熱（６００℃（材料温度）に加熱して３分間保持）後の引張強さが１４０ＭＰａ以上であり、前記ろう付け加熱後の表面および裏面の中心線平均粗さをそれぞれＲａ１およびＲａ２、前記ろう付け加熱後の表面および裏面のビッカース硬さをそれぞれＨｖ１およびＨｖ２としたとき、表面および裏面について、
   {１／（１０＾Ｒａ１）}×{１／（１０＾（Ｈｖ１／１００））}×２００００≧１０００、および{１／（１０＾Ｒａ２）}×{１／（１０＾（Ｈｖ２／１００））}×２００００≧１０００の関係式（但し、「＾」はべき乗を示す）
   を満足する２層クラッド材を曲げ成形して端部を高周波溶接してなることを特徴とし、Ａｌ−Ｓｉ系合金ろう材をクラッドしたアルミニウムブレージングフィンを組み付けてろう付けして熱交換器を作製するための熱交換器用アルミニウム合金偏平管。
2. 前記内皮材が、さらにＳｉ：０．３〜１．２％、Ｍｎ：０．６〜１．８％のうちの１種または２種を含むことを特徴とする請求項１に記載の熱交換器用アルミニウム合金偏平管。
3. 前記芯材が、さらにＣｒ：０．０１〜０．３％、Ｚｒ：０．０１〜０．３％のうちの１種または２種を含むことを特徴とする請求項１または２に記載の熱交換器用アルミニウム合金偏平管。
4. 前記内皮材が、さらにＣｒ：０．０１〜０．３％、Ｚｒ：０．０１〜０．３％、Ｔｉ：０．０１〜０．３％のうちの１種または２種以上を含むことを特徴とする請求項１〜３のいずれかに記載の熱交換器用アルミニウム合金偏平管。
5. 前記内皮材が、さらにＦｅ：０．３〜１．５％、Ｎｉ：０．１〜１．５％のうちの１種または２種を含むことを特徴とする請求項１〜４のいずれかに記載の熱交換器用アルミニウム合金偏平管。
6. 請求項１〜５のいずれかに記載のアルミニウム合金偏平管と、Ａｌ−Ｓｉ系合金ろう材をクラッドしたアルミニウムブレージングフィンを組み合わせて、フッ化物系フラックスを用いる不活性ガス雰囲気ろう付けまたは真空ろう付けにより作製したことを特徴とするアルミニウム合金製熱交換器。

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