JP5650305B2 - 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、自動車等の熱交換器に使用されるアルミニウム合金クラッド材に関する。
一般に、自動車用熱交換器の素材として、芯材の片面または両面にろう材、犠牲材(芯材に対する犠牲防食材)を配した種々のアルミニウム合金クラッド材が使用されている。現在、かかる熱交換器用アルミニウム合金クラッド材は、自動車を軽量化するため、高強度、高耐食性、且つ、例えば全板厚が0.3mm以下の薄肉であることが求められている。
例えば、特許文献1には、犠牲材(犠牲陽極材)中のZn、Mn量を規定した上で、犠牲材中のAl−Mn系金属間化合物の粒径と分布を制御することによって、犠牲材の防食効果に伴う腐食電流値を低減させて耐食性を高めた熱交換器用のアルミニウム合金複合材が開示されている。
具体的には、アルミニウム合金製の芯材のそれぞれの片面に、Znを1.0〜6.0質量%、Mnを0.2〜2.0質量%含有し、残部がAlおよび不可避的不純物からなるアルミニウム合金であって、かつ、平均粒径が0.1〜0.8μmのAl−Mn系金属間化合物を数密度2.0×109個/mm3以上で含有するアルミニウム合金からなる犠牲材と、所定量のSiを含有するAl−Si系合金製のろう材と、をクラッドすることによって、犠牲材の防食効果に伴う腐食電流値を40μA/cm2以下としている。
また、特許文献2には、芯材のMn、Cu、Si、Fe量を規定し、かつ犠牲材(犠牲陽極材)のZn、Mn、Si、Fe量を規定した上で、犠牲材中の化合物の粒径と密度を制御することによって、電位勾配、腐食形態を制御することで耐食性を高めた熱交換器用のアルミニウム合金クラッド材が開示されている。
具体的には、Mn:0.6〜2.0質量%、Cu:0.3〜1.0質量%、Si:0.3〜1.2質量%およびFe:0.01〜0.4質量%を含有し、残部がAlおよび不純物からなる芯材の一方の片面に、Al−Si系ろう材をクラッドし、該芯材の他方の片面に、Zn:2.0〜6.0質量%、Mn:0.2〜1.0質量%、Si:0.01〜0.4質量%、Fe:0.01〜0.3質量%を含有し、残部がAlおよび不純物からなる組成の犠牲材をクラッドしたクラッド材であり、犠牲材のマトリックス中のMn系化合物、Si系化合物およびFe系化合物のうち、粒子径0.1μm以上の化合物粒子が2×106個/mm2以下であることを特徴とする耐食性等に優れた熱交換器用アルミニウム合金クラッド材が記載されている。
しかしながら、従来の熱交換器用アルミニウム合金クラッド材においては、以下に示すような問題がある。
自動車用熱交換器においては、材料の薄肉化が図られているが、軽量化、小型化およびコストダウンのために、さらなる薄肉化の要請が強まっている。そして、この薄肉化を進めるため、熱交換器用アルミニウム合金クラッド材においては、高耐食性が必要とされている。また、熱交換器用アルミニウム合金クラッド材には、優れたろう付性等も必要とされる。
ここで、従来の技術においては、耐食性、ろう付性等のレベルは向上しているものの、材料の薄肉化に対応するため、さらに高耐食性であると共に、優れたろう付性を有する熱交換器用アルミニウム合金クラッド材の開発が望まれている。
自動車用熱交換器においては、材料の薄肉化が図られているが、軽量化、小型化およびコストダウンのために、さらなる薄肉化の要請が強まっている。そして、この薄肉化を進めるため、熱交換器用アルミニウム合金クラッド材においては、高耐食性が必要とされている。また、熱交換器用アルミニウム合金クラッド材には、優れたろう付性等も必要とされる。
ここで、従来の技術においては、耐食性、ろう付性等のレベルは向上しているものの、材料の薄肉化に対応するため、さらに高耐食性であると共に、優れたろう付性を有する熱交換器用アルミニウム合金クラッド材の開発が望まれている。
また、一般的に、アルミニウム合金クラッド材の高強度化を目的として、アルミニウム合金に、Mnのほか、Fe,Si,Cu等の合金元素の添加が行われている。このようなアルミニウム合金クラッド材であると、例えば、特許文献1のように、Al−Mn系金属間化合物の制御だけでは十分な耐食性を確保することが困難になっている。特に、孔状の腐食(以下、これを「孔食」といい、孔食が発生しにくいことを「耐孔食性」という)が形成されるような使用条件下、例えば、自動車のラジエータのチューブ等に使用される場合には、比較的短期間で孔あき(チューブの内面から外面に貫通する孔)が発生する恐れがある。
ここで、アルミニウム合金クラッド材に添加される合金元素、例えば、Mn,Fe,Si,Cu等は、アルミニウム合金中において、MnAl6,Al12SiMn3,Al12Si(Mn,Fe)3等のAl−Mn系、Al2Cu等のAl−Cu系、その他Al3Fe,Al12Fe3Si等の金属間化合物を形成している。また、芯材のアルミニウム合金に含有される、例えば、Cu等の合金元素は、595℃×3分間のろう付加熱後、芯材からの拡散により、犠牲材のアルミニウム合金のマトリックス中に固溶するか、または、前記したような金属間化合物を形成している。そして、このような金属間化合物の形成は、例えば、合金元素の添加や熱間圧延等を行う場合には不可避な現象である。
以上のような金属間化合物のうち、Al−Mn系、Al−Mn−Si系およびAl−Cu系金属間化合物は、腐食発生の起点となっている。すなわち、Al−Mn系、Al−Mn−Si系およびAl−Cu系金属間化合物は、アルミニウム合金中においてカソードサイドとして作用するため、その周囲近傍での局部腐食を促進し、孔食を形成しやすくすると考えられている。特に、これらの金属間化合物が少量、かつ粗大なサイズで存在する場合には、そこを起点にして少数の孔食が発生し、そこにアノードの溶解が集中するため、穴あきが発生しやすくなる。
そこで、本発明は、かかる問題に鑑みてなされたものであり、優れたろう付性を有すると共に、耐孔食性に優れた熱交換器用アルミニウム合金クラッド材を提供するものである。
前記課題を解決するための手段として、本発明に係る熱交換器用アルミニウム合金クラッド材(以下、適宜、「クラッド材」という)は、芯材と、この芯材の一面側に形成された犠牲材と、この芯材の他面側に形成されたAl−Si系合金からなるろう材とを備えた熱交換器用アルミニウム合金クラッド材であって、前記芯材は、Si:0.15〜1.6質量%、Mn:0.3〜2.0質量%、Cu:0.1〜1.0質量%、Ti:0.02〜0.30質量%を含有し、残部がAlおよび不可避的不純物からなり、前記犠牲材は、Zn:4.0〜10.0質量%、Cr:0.01〜0.5質量%、Si:1.0質量%以下(0質量%を含まない)、Mn:2.0質量%以下(0質量%を含まない)を含有し、残部がAlおよび不可避的不純物からなり、595℃×3分間のろう付加熱後に前記犠牲材に析出したAl−Mn系、Al−Mn−Si系およびAl−Cu系金属間化合物は、前記犠牲材の圧延方向と直交する方向における垂直な断面(以下、適宜、「犠牲材の断面」という)における、犠牲材の厚さの1/2の位置を視野の中心とした電子顕微鏡観察像による最大サイズが円相当径で10nm以上1μm以下であり、前記円相当径で10nm以上1μm以下のAl−Mn系、Al−Mn−Si系およびAl−Cu系金属間化合物の数密度が1×105個/mm2以上、かつ前記円相当径で10nm以上1μm以下のAl−Mn系、Al−Mn−Si系およびAl−Cu系金属間化合物の面積率が4%以下であることを特徴とする。
このような構成によれば、芯材に、Si、Mn、Cu、Tiを所定量添加することで、芯材の強度、耐孔食性が向上し、また、犠牲材に、Zn、Cr、Si、Mnを所定量添加することで、犠牲材の強度、耐孔食性が向上する。さらに、犠牲材に析出する所定の金属間化合物の分散状態(最大サイズ(円相当径)、数密度および面積率)を制御することで、これらの金属間化合物を起点とした孔食が発生しにくく、アノードの溶解が集中しない。そのため、これら金属間化合物の周囲近傍での局部腐食が促進することがなく、穴あきが発生しにくくなる。
また、本発明に係る熱交換器用アルミニウム合金クラッド材は、前記芯材が、さらに、Mg:0.05〜0.7質量%を含有することを特徴とする。
このような構成によれば、芯材に、さらにMgを所定量添加することで、Mg2Si化合物が形成され、芯材の強度が向上する。
このような構成によれば、芯材に、さらにMgを所定量添加することで、Mg2Si化合物が形成され、芯材の強度が向上する。
さらに、本発明に係る熱交換器用アルミニウム合金クラッド材は、前記芯材と前記ろう材との間に、Mgを含有しないアルミニウム合金製の中間材を設けたことを特徴とする。
このような構成によれば、芯材とろう材との間に、中間材を有することで、芯材に含有されるMgが、ろう材に熱拡散するのが防止され、ろう付性の低下が防止される。
このような構成によれば、芯材とろう材との間に、中間材を有することで、芯材に含有されるMgが、ろう材に熱拡散するのが防止され、ろう付性の低下が防止される。
本発明に係る熱交換器用アルミニウム合金クラッド材によれば、芯材および犠牲材に、所定の元素を所定量含有させると共に、595℃×3分間のろう付加熱後に犠牲材に析出する金属間化合物の分散状態を制御することで、ろう付性を低下させることなく、クラッド材の強度や耐孔食性を向上させることができる。そして、芯材にMgを所定量添加することで、さらに、クラッド材の強度を向上させることができる。また、芯材とろう材との間に、中間材を設けることで、ろう付性の低下を防止することができる。
次に、図面を参照して本発明に係る熱交換器用アルミニウム合金クラッド材について詳細に説明する。
本発明に係る熱交換器用アルミニウム合金クラッド材としては、図1(a)に示すように、芯材2の一面側に犠牲材3、他面側にろう材4を形成した3層の熱交換器用アルミニウム合金クラッド材1a(クラッド材1a)を挙げることができる。
また、熱交換器用アルミニウム合金クラッド材は、芯材の一面側の最表面に犠牲材、他面側の最表面にろう材が形成されていればよく、図1(b)に示すように、芯材2の一面側に犠牲材3と、芯材2の他面側に中間材5、ろう材4を形成した4層の熱交換器用アルミニウム合金クラッド材1b(クラッド材1b)でもよい。
さらに、図示しないが、さらに、犠牲材3、ろう材4、中間材5の層数を増やした5層以上のクラッド材でもよい。
また、熱交換器用アルミニウム合金クラッド材は、芯材の一面側の最表面に犠牲材、他面側の最表面にろう材が形成されていればよく、図1(b)に示すように、芯材2の一面側に犠牲材3と、芯材2の他面側に中間材5、ろう材4を形成した4層の熱交換器用アルミニウム合金クラッド材1b(クラッド材1b)でもよい。
さらに、図示しないが、さらに、犠牲材3、ろう材4、中間材5の層数を増やした5層以上のクラッド材でもよい。
次に、クラッド材1a、1bを構成する芯材2、犠牲材3、ろう材4、中間材5における合金成分の含有量の数値限定理由、犠牲材3に析出した金属間化合物の分散状態について説明する。
[第1実施形態]
本発明に係る第1の実施形態は、芯材2が、Si、Mn、Cu、Ti、必要に応じてMgを所定量含有し、残部がAlおよび不可避的不純物からなり、犠牲材3が、Zn、Crを所定量含有し、残部がAlおよび不可避的不純物からなるものである。
このような構成によれば、芯材に、Si、Mn、Cu、Tiを所定量添加することで、芯材の強度、耐孔食性が向上し、また、犠牲材に、Zn、Crを所定量添加することで、犠牲材の強度、耐孔食性が向上する。
そして、芯材および犠牲材に、所定の元素を所定量含有させることで、ろう付性を低下させることなく、クラッド材の強度や耐孔食性を向上させることができる。
本発明に係る第1の実施形態は、芯材2が、Si、Mn、Cu、Ti、必要に応じてMgを所定量含有し、残部がAlおよび不可避的不純物からなり、犠牲材3が、Zn、Crを所定量含有し、残部がAlおよび不可避的不純物からなるものである。
このような構成によれば、芯材に、Si、Mn、Cu、Tiを所定量添加することで、芯材の強度、耐孔食性が向上し、また、犠牲材に、Zn、Crを所定量添加することで、犠牲材の強度、耐孔食性が向上する。
そして、芯材および犠牲材に、所定の元素を所定量含有させることで、ろう付性を低下させることなく、クラッド材の強度や耐孔食性を向上させることができる。
≪芯材≫
芯材2は、Si:0.15〜1.6質量%、Mn:0.3〜2.0質量%、Cu:0.1〜1.0質量%、Ti:0.02〜0.30質量%を含有し、残部がAlおよび不可避的不純物からなる。なお、強度を向上させるため、さらに、Mg:0.05〜0.7質量%を含有してもよい。
芯材2は、Si:0.15〜1.6質量%、Mn:0.3〜2.0質量%、Cu:0.1〜1.0質量%、Ti:0.02〜0.30質量%を含有し、残部がAlおよび不可避的不純物からなる。なお、強度を向上させるため、さらに、Mg:0.05〜0.7質量%を含有してもよい。
<Si:0.15〜1.6質量%>
Siは、芯材2の強度を向上させる効果がある。特に、Mgを含有する場合は、Si−Mg系析出物により、芯材2の強度を向上させることができる。しかし、Siの含有量が0.15質量%未満では、十分に芯材2の強度を向上させることができない。一方、Siの含有量が1.6質量%を超えると、融点を低下させるため、ろう付時に芯材2の溶融が生じる。
したがって、Siの含有量は、0.15〜1.6質量%とする。なお、より好ましくは、0.5〜1.2質量%である。
Siは、芯材2の強度を向上させる効果がある。特に、Mgを含有する場合は、Si−Mg系析出物により、芯材2の強度を向上させることができる。しかし、Siの含有量が0.15質量%未満では、十分に芯材2の強度を向上させることができない。一方、Siの含有量が1.6質量%を超えると、融点を低下させるため、ろう付時に芯材2の溶融が生じる。
したがって、Siの含有量は、0.15〜1.6質量%とする。なお、より好ましくは、0.5〜1.2質量%である。
<Mn:0.3〜2.0質量%>
Mnは、芯材2の強度および耐孔食性を向上させる効果がある。しかし、Mnの含有量が0.3質量%未満では、十分に芯材2の強度を向上させることができない。一方、Mnの含有量が2.0質量%を超えると、粗大析出物が形成され加工性が低下すると共に、孔食が芯材2に達した場合にカソードサイトとして振舞うため、耐孔食性が低下する。
したがって、Mnの含有量は、0.3〜2.0質量%とする。なお、より好ましくは、0.6〜1.7質量%である。
Mnは、芯材2の強度および耐孔食性を向上させる効果がある。しかし、Mnの含有量が0.3質量%未満では、十分に芯材2の強度を向上させることができない。一方、Mnの含有量が2.0質量%を超えると、粗大析出物が形成され加工性が低下すると共に、孔食が芯材2に達した場合にカソードサイトとして振舞うため、耐孔食性が低下する。
したがって、Mnの含有量は、0.3〜2.0質量%とする。なお、より好ましくは、0.6〜1.7質量%である。
<Cu:0.1〜1.0質量%>
Cuは、芯材2の強度を向上させる効果がある。しかし、芯材2にCuを含有させると、粒界腐食感受性を増大させてしまい、犠牲材3側の耐孔食性を低下させてしまう。そのため、犠牲材3にZnを含有させ、犠牲材3の電位を芯材2および粒界に対して卑にすることで粒界腐食を防止することができる。しかし、Cuの含有量が0.1質量%未満では、犠牲材3との電位差が十分に確保できず、耐孔食性が低下する。一方、Cuの含有量が1.0質量%を超えると、融点を低下させるため、ろう付時に芯材2の溶融が生じる。
したがって、Cuの含有量は、0.1〜1.0質量%とする。なお、より好ましくは、0.6〜1.0質量%である。
Cuは、芯材2の強度を向上させる効果がある。しかし、芯材2にCuを含有させると、粒界腐食感受性を増大させてしまい、犠牲材3側の耐孔食性を低下させてしまう。そのため、犠牲材3にZnを含有させ、犠牲材3の電位を芯材2および粒界に対して卑にすることで粒界腐食を防止することができる。しかし、Cuの含有量が0.1質量%未満では、犠牲材3との電位差が十分に確保できず、耐孔食性が低下する。一方、Cuの含有量が1.0質量%を超えると、融点を低下させるため、ろう付時に芯材2の溶融が生じる。
したがって、Cuの含有量は、0.1〜1.0質量%とする。なお、より好ましくは、0.6〜1.0質量%である。
<Ti:0.02〜0.30質量%>
Tiは、芯材2中に層状に分布し、腐食形態を層状化させるため、耐孔食性を向上させる。しかし、Tiの含有量が0.02質量%未満では、腐食形態を層状化させる効果が少ない。一方、Tiの含有量が0.30質量%を超えると、Al−Ti系の粗大な金属間化合物を生じ、成形加工時の割れの要因となる。
したがって、Tiの含有量は、0.02〜0.30質量%とする。
Tiは、芯材2中に層状に分布し、腐食形態を層状化させるため、耐孔食性を向上させる。しかし、Tiの含有量が0.02質量%未満では、腐食形態を層状化させる効果が少ない。一方、Tiの含有量が0.30質量%を超えると、Al−Ti系の粗大な金属間化合物を生じ、成形加工時の割れの要因となる。
したがって、Tiの含有量は、0.02〜0.30質量%とする。
<Mg:0.05〜0.7質量%>
Mgは、芯材2の強度を向上させる効果がある。特に、Mg2Si化合物を形成し、芯材2の強度を向上させることができる。しかし、Mgの含有量が0.05質量%未満では、十分に芯材2の強度を向上させることができず、あえてMgを添加する効果が少ない。一方、Mgの含有量が0.7質量%を超えると、一般的にフラックスを用いるろう付法(ノコロック法)では、フラックス成分とMgが反応してしまうため、ろう付性が低下する。
したがって、Mgを含有させる場合は、Mgの含有量は、0.05〜0.7質量%とする。なお、より好ましくは、0.1〜0.5質量%である。
Mgは、芯材2の強度を向上させる効果がある。特に、Mg2Si化合物を形成し、芯材2の強度を向上させることができる。しかし、Mgの含有量が0.05質量%未満では、十分に芯材2の強度を向上させることができず、あえてMgを添加する効果が少ない。一方、Mgの含有量が0.7質量%を超えると、一般的にフラックスを用いるろう付法(ノコロック法)では、フラックス成分とMgが反応してしまうため、ろう付性が低下する。
したがって、Mgを含有させる場合は、Mgの含有量は、0.05〜0.7質量%とする。なお、より好ましくは、0.1〜0.5質量%である。
<残部:Alおよび不可避的不純物>
芯材2の成分は前記の他、残部がAlおよび不可避的不純物からなるものである。なお、不可避的不純物として、例えば、Zr、B、Feが含有されている。このような不可避的不純物を、例えば、Zrを0.2質量%以下、Bを0.1質量%以下、Feを0.2質量%以下(いずれも0質量%を含まない)等の範囲で含有していても、本発明の効果を妨げるものではない。したがって、このような不可避的不純物の含有は許容される。なお、芯材2においては、このような不可避的不純物の含有量が合計で0.4質量%まで許容できる。
芯材2の成分は前記の他、残部がAlおよび不可避的不純物からなるものである。なお、不可避的不純物として、例えば、Zr、B、Feが含有されている。このような不可避的不純物を、例えば、Zrを0.2質量%以下、Bを0.1質量%以下、Feを0.2質量%以下(いずれも0質量%を含まない)等の範囲で含有していても、本発明の効果を妨げるものではない。したがって、このような不可避的不純物の含有は許容される。なお、芯材2においては、このような不可避的不純物の含有量が合計で0.4質量%まで許容できる。
≪犠牲材≫
犠牲材3は、Zn:4.0〜10.0質量%、Cr:0.01〜0.5質量%を含有し、残部がAlおよび不可避的不純物からなる。
犠牲材3は、Zn:4.0〜10.0質量%、Cr:0.01〜0.5質量%を含有し、残部がAlおよび不可避的不純物からなる。
<Zn:4.0〜10.0質量%>
Znは、犠牲材3の電位を卑にする効果がある。前記したように、芯材2にCuを含有させた場合、粒界腐食感受性が増大するため、犠牲材3の電位を卑に維持する必要がある。Znの含有量が4.0質量%未満では、芯材2に対して十分な電位差を維持することができず、芯材2の粒界腐食が発生し、耐孔食性が低下する。一方、Znの含有量が10.0質量%を超えると、クラッドの際、クラッド材自体が割れてしまい、また、犠牲材3の自己腐食速度が増大し、犠牲材3は早期腐食を生じて耐孔食性が低下する。
したがって、Znの含有量は、4.0〜10.0質量%とする。なお、より好ましくは、4.5〜7.0質量%である。
Znは、犠牲材3の電位を卑にする効果がある。前記したように、芯材2にCuを含有させた場合、粒界腐食感受性が増大するため、犠牲材3の電位を卑に維持する必要がある。Znの含有量が4.0質量%未満では、芯材2に対して十分な電位差を維持することができず、芯材2の粒界腐食が発生し、耐孔食性が低下する。一方、Znの含有量が10.0質量%を超えると、クラッドの際、クラッド材自体が割れてしまい、また、犠牲材3の自己腐食速度が増大し、犠牲材3は早期腐食を生じて耐孔食性が低下する。
したがって、Znの含有量は、4.0〜10.0質量%とする。なお、より好ましくは、4.5〜7.0質量%である。
<Cr:0.01〜0.5質量%>
Crは、犠牲材3においてAlと析出物を形成し、カソードサイトとして作用する化合物の析出の基点になる。すなわち、Crを添加することで、カソードサイトが微細分散し、孔食発生の基点を増やすことで、深さ方向への腐食進展を抑制する効果がある。Crの含有量が0.01質量%未満では、カソードサイトの分散が十分ではなく、クラッド材の耐孔食性を十分に向上させることができない。一方、Crの含有量が0.5質量%を超えると、粗大析出物が形成され、カソードサイトの分散が十分ではなく、かえって耐孔食性を低下させる。
したがって、Crの含有量は、0.01〜0.5質量%とする。なお、より好ましくは、0.05〜0.3質量%である。
Crは、犠牲材3においてAlと析出物を形成し、カソードサイトとして作用する化合物の析出の基点になる。すなわち、Crを添加することで、カソードサイトが微細分散し、孔食発生の基点を増やすことで、深さ方向への腐食進展を抑制する効果がある。Crの含有量が0.01質量%未満では、カソードサイトの分散が十分ではなく、クラッド材の耐孔食性を十分に向上させることができない。一方、Crの含有量が0.5質量%を超えると、粗大析出物が形成され、カソードサイトの分散が十分ではなく、かえって耐孔食性を低下させる。
したがって、Crの含有量は、0.01〜0.5質量%とする。なお、より好ましくは、0.05〜0.3質量%である。
<残部:Alおよび不可避的不純物>
犠牲材3の成分は前記の他、残部がAlおよび不可避的不純物からなるものである。なお、不可避的不純物として、例えば、Ti、Zr、B、Feが含有されている。このような不可避的不純物を、例えば、Tiを0.05質量%以下、Zrを0.2質量%以下、Bを0.1質量%以下、Feを0.2質量%以下(いずれも0質量%を含まない)等の範囲で含有していても、本発明の効果を妨げるものではない。したがって、このような不可避的不純物の含有は許容される。なお、犠牲材3においては、このような不可避的不純物の含有量が合計で0.4質量%まで許容できる。
犠牲材3の成分は前記の他、残部がAlおよび不可避的不純物からなるものである。なお、不可避的不純物として、例えば、Ti、Zr、B、Feが含有されている。このような不可避的不純物を、例えば、Tiを0.05質量%以下、Zrを0.2質量%以下、Bを0.1質量%以下、Feを0.2質量%以下(いずれも0質量%を含まない)等の範囲で含有していても、本発明の効果を妨げるものではない。したがって、このような不可避的不純物の含有は許容される。なお、犠牲材3においては、このような不可避的不純物の含有量が合計で0.4質量%まで許容できる。
[第2実施形態]
本発明に係る第2の実施形態は、芯材2が、Si、Mn、Cu、Ti、必要に応じてMgを所定量含有し、残部がAlおよび不可避的不純物からなり、犠牲材3が、Zn、Cr、Si、Mnを所定量含有し、残部がAlおよび不可避的不純物からなるものである。さらに、犠牲材3に析出する金属間化合物の分散状態を所定に制御したものである。
本発明に係る第2の実施形態は、芯材2が、Si、Mn、Cu、Ti、必要に応じてMgを所定量含有し、残部がAlおよび不可避的不純物からなり、犠牲材3が、Zn、Cr、Si、Mnを所定量含有し、残部がAlおよび不可避的不純物からなるものである。さらに、犠牲材3に析出する金属間化合物の分散状態を所定に制御したものである。
≪芯材≫
芯材2は、Si:0.15〜1.6質量%、Mn:0.3〜2.0質量%、Cu:0.1〜1.0質量%、Ti:0.02〜0.30質量%を含有し、残部がAlおよび不可避的不純物からなる。なお、強度を向上させるため、さらに、Mg:0.05〜0.7質量%を含有してもよい。芯材2の合金成分の含有量の数値限定理由、残部等については、前記第1実施形態と同様であるので、ここでは、説明を省略する。
芯材2は、Si:0.15〜1.6質量%、Mn:0.3〜2.0質量%、Cu:0.1〜1.0質量%、Ti:0.02〜0.30質量%を含有し、残部がAlおよび不可避的不純物からなる。なお、強度を向上させるため、さらに、Mg:0.05〜0.7質量%を含有してもよい。芯材2の合金成分の含有量の数値限定理由、残部等については、前記第1実施形態と同様であるので、ここでは、説明を省略する。
≪犠牲材≫
犠牲材3は、Zn:4.0〜10.0質量%、Cr:0.01〜0.5質量%、Si:1.0質量%以下(0質量%を含まない)、Mn:2.0質量%以下(0質量%を含まない)を含有し、残部がAlおよび不可避的不純物からなる。Zn、Crの含有量の数値限定理由、残部等については、前記第1実施形態と同様であるので、ここでは、説明を省略する。
犠牲材3は、Zn:4.0〜10.0質量%、Cr:0.01〜0.5質量%、Si:1.0質量%以下(0質量%を含まない)、Mn:2.0質量%以下(0質量%を含まない)を含有し、残部がAlおよび不可避的不純物からなる。Zn、Crの含有量の数値限定理由、残部等については、前記第1実施形態と同様であるので、ここでは、説明を省略する。
<Si:1.0質量%以下(0質量%を含まない)>
Siは、犠牲材3の強度を向上させる効果がある。Siの含有量が多いほど犠牲材3の強度は向上するが、Siの含有量が1.0質量%を超えると、粗大析出物が形成されることに加え、粒界腐食感受性が増大し、耐孔食性が低下する。
したがって、Siの含有量は、1.0質量%以下とする。なお、より好ましくは、0.1〜0.7質量%である。
Siは、犠牲材3の強度を向上させる効果がある。Siの含有量が多いほど犠牲材3の強度は向上するが、Siの含有量が1.0質量%を超えると、粗大析出物が形成されることに加え、粒界腐食感受性が増大し、耐孔食性が低下する。
したがって、Siの含有量は、1.0質量%以下とする。なお、より好ましくは、0.1〜0.7質量%である。
<Mn:2.0質量%以下(0質量%を含まない)>
Mnは、犠牲材3の強度を向上させる効果がある。Mnは、犠牲材3中に固溶し、犠牲材3の強度を向上させる。Mnの含有量が多いほど犠牲材3の強度は向上するが、Mnの含有量が2.0質量%を超えると、粗大析出物が形成され、犠牲材3内でカソードサイトとして作用するため、腐食が促進し、耐孔食性が低下する。
したがって、Mnの含有量は、2.0質量%以下とする。なお、より好ましくは、0.3〜1.2質量%である。
Mnは、犠牲材3の強度を向上させる効果がある。Mnは、犠牲材3中に固溶し、犠牲材3の強度を向上させる。Mnの含有量が多いほど犠牲材3の強度は向上するが、Mnの含有量が2.0質量%を超えると、粗大析出物が形成され、犠牲材3内でカソードサイトとして作用するため、腐食が促進し、耐孔食性が低下する。
したがって、Mnの含有量は、2.0質量%以下とする。なお、より好ましくは、0.3〜1.2質量%である。
<犠牲材に析出した金属間化合物の分散状態>
595℃×3分間のろう付加熱後に犠牲材3に析出した金属間化合物の分散状態としては、犠牲材3に析出したAl−Mn系、Al−Mn−Si系およびAl−Cu系金属間化合物が、犠牲材3の圧延方向と直交する方向における垂直な断面の電子顕微鏡観察像による最大サイズが円相当径で10nm以上1μm以下であり、円相当径で10nm以上1μm以下のAl−Mn系、Al−Mn−Si系およびAl−Cu系金属間化合物の数密度が1×105個/mm2以上、かつ円相当径で10nm以上1μm以下のAl−Mn系、Al−Mn−Si系およびAl−Cu系金属間化合物の面積率が4%以下である。
595℃×3分間のろう付加熱後に犠牲材3に析出した金属間化合物の分散状態としては、犠牲材3に析出したAl−Mn系、Al−Mn−Si系およびAl−Cu系金属間化合物が、犠牲材3の圧延方向と直交する方向における垂直な断面の電子顕微鏡観察像による最大サイズが円相当径で10nm以上1μm以下であり、円相当径で10nm以上1μm以下のAl−Mn系、Al−Mn−Si系およびAl−Cu系金属間化合物の数密度が1×105個/mm2以上、かつ円相当径で10nm以上1μm以下のAl−Mn系、Al−Mn−Si系およびAl−Cu系金属間化合物の面積率が4%以下である。
なお、「最大サイズが円相当径で10nm以上1μm以下」とは、電子顕微鏡観察像視野内のすべての金属間化合物の最大径が「10nm以上1μm以下」ということである。
前記したように、Al−Mn系、Al−Mn−Si系およびAl−Cu系金属間化合物は腐食発生の起点となり、特に、これらの金属間化合物が少量、かつ粗大なサイズで存在する場合には、そこを起点にして少数の孔食が発生し、そこにアノードの溶解が集中するため、穴あきが発生しやすくなる。そのため、犠牲材3に析出した金属間化合物の分散状態(最大サイズ(円相当径)、数密度および面積率)が前記の範囲を満たす必要がある。
なお、数密度は孔食発生の基点の数を示す指標である。この値が小さいと、具体的には、1×105個/mm2未満になると、孔食発生の基点が少なくなり、深さ方向への腐食進展が促進されてしまう。一方、上限については特に制限はないが、通常1×106個/mm2以下である。
なお、数密度は孔食発生の基点の数を示す指標である。この値が小さいと、具体的には、1×105個/mm2未満になると、孔食発生の基点が少なくなり、深さ方向への腐食進展が促進されてしまう。一方、上限については特に制限はないが、通常1×106個/mm2以下である。
このような金属間化合物の分散状態の制御は、犠牲材3中の合金成分の含有量を前記範囲に規定すると共に、後記する犠牲材3(犠牲材用鋳塊)の均質化熱処理の条件を所定に規定することにより行うことができる。
次に、図2(a)〜(c)を参照して、このような金属間化合物の分散状態を調べる方法の一例について説明する。
まず、犠牲材3の圧延方向と直交する方向における垂直な断面S(図2(a)参照)を、犠牲材3の厚さの1/2の位置を視野Vの中心として走査型電子顕微鏡にて10000倍で観察し(図2(b)参照)、SEM観察像(電子顕微鏡観察像)の撮影をする。なお、本発明の成分系においては、全ての析出物がMn、Si、Cuのいずれかを含む。そして、Mn,Si,Cuを含む金属間化合物CのSEM観察像視野V内(10μm×10μm)の円相当径L、個数およびそれらの占める面積率を求めることで、金属間化合物Cの分散状態を調べる(図2(c)参照、ただし、図2(c)の視野Vは、便宜上、図2(b)の視野Vの中心をSEM観察した部分を示す)。
まず、犠牲材3の圧延方向と直交する方向における垂直な断面S(図2(a)参照)を、犠牲材3の厚さの1/2の位置を視野Vの中心として走査型電子顕微鏡にて10000倍で観察し(図2(b)参照)、SEM観察像(電子顕微鏡観察像)の撮影をする。なお、本発明の成分系においては、全ての析出物がMn、Si、Cuのいずれかを含む。そして、Mn,Si,Cuを含む金属間化合物CのSEM観察像視野V内(10μm×10μm)の円相当径L、個数およびそれらの占める面積率を求めることで、金属間化合物Cの分散状態を調べる(図2(c)参照、ただし、図2(c)の視野Vは、便宜上、図2(b)の視野Vの中心をSEM観察した部分を示す)。
≪ろう材≫
ろう材4は、Al−Si系合金からなり、Al−Si系合金としては、一般的なJIS合金、例えば4343、4045等が挙げられる。ここで、Al−Si系合金とは、Siの他に、Znを含有した合金も含むものである。すなわち、Al−Si系合金としては、Al−Si系合金、またはAl−Si−Zn系合金が挙げられる。また、Si、Znの他、例えば、Fe、Cu、Mn、Mg等を含有してもよい。
ろう材4は、Al−Si系合金からなり、Al−Si系合金としては、一般的なJIS合金、例えば4343、4045等が挙げられる。ここで、Al−Si系合金とは、Siの他に、Znを含有した合金も含むものである。すなわち、Al−Si系合金としては、Al−Si系合金、またはAl−Si−Zn系合金が挙げられる。また、Si、Znの他、例えば、Fe、Cu、Mn、Mg等を含有してもよい。
<残部:Alおよび不可避的不純物>
ろう材4の成分は前記の他、残部がAlおよび不可避的不純物からなるものである。なお、不可避的不純物として、例えば、Ti、Zr、B、Feが含有されている。このような不可避的不純物を、例えば、Tiを0.05質量%以下、Zrを0.2質量%以下、Bを0.1質量%以下、Feを0.2質量%以下(いずれも0質量%を含まない)等の範囲で含有していても、本発明の効果を妨げるものではない。したがって、このような不可避的不純物の含有は許容される。なお、ろう材4において、このような不可避的不純物の含有量が合計で0.4質量%まで許容できる。
ろう材4の成分は前記の他、残部がAlおよび不可避的不純物からなるものである。なお、不可避的不純物として、例えば、Ti、Zr、B、Feが含有されている。このような不可避的不純物を、例えば、Tiを0.05質量%以下、Zrを0.2質量%以下、Bを0.1質量%以下、Feを0.2質量%以下(いずれも0質量%を含まない)等の範囲で含有していても、本発明の効果を妨げるものではない。したがって、このような不可避的不純物の含有は許容される。なお、ろう材4において、このような不可避的不純物の含有量が合計で0.4質量%まで許容できる。
≪中間材≫
芯材2と前記ろう材4の間には、Mgを含有しないアルミニウム合金製の中間材5を設けるのが好ましい。このような中間材5を芯材2とろう材4の間に備えることにより、芯材2に含有されるMgが、ろう材4に熱拡散するのを防止することができ、ろう付性の低下を防ぐことができる。
芯材2と前記ろう材4の間には、Mgを含有しないアルミニウム合金製の中間材5を設けるのが好ましい。このような中間材5を芯材2とろう材4の間に備えることにより、芯材2に含有されるMgが、ろう材4に熱拡散するのを防止することができ、ろう付性の低下を防ぐことができる。
中間材5は、Mgを含有しないアルミニウム合金であり、純AlやJIS3003の他、強度向上およびろう材4との電位差確保のために、Si,Mn,Cu,Tiを添加したアルミニウム合金を好適に用いることができる。組成例としては、Al−1Si−1Cu−1.6Mn等を挙げることができる。このような中間材5によって、芯材2のMgの熱拡散を防止することができる。また、Si,Cu,Mn,Tiによって、ろう材4よりも電位を十分に貴にすることができるので、芯材2の腐食を防止することができる。
このようなクラッド材1a(1b)は、一例として、以下の製造方法により製造することができる。
まず、芯材用アルミニウム合金、犠牲材用アルミニウム合金、および、ろう材用アルミニウム合金を連続鋳造により溶解、造塊、鋳造して鋳塊を製造し、この鋳塊に必要に応じて面削(表面平滑化処理)、および、均質化熱処理を行うことで、芯材用鋳塊、犠牲材用鋳塊、ろう材用鋳塊を製造する。
まず、芯材用アルミニウム合金、犠牲材用アルミニウム合金、および、ろう材用アルミニウム合金を連続鋳造により溶解、造塊、鋳造して鋳塊を製造し、この鋳塊に必要に応じて面削(表面平滑化処理)、および、均質化熱処理を行うことで、芯材用鋳塊、犠牲材用鋳塊、ろう材用鋳塊を製造する。
ここで、犠牲材用鋳塊においては、析出する金属間化合物の分散状態を制御するため、均質化熱処理は必須であり、好ましくは、450〜550℃×6時間以下の均質化処理とし、冷却速度を0.5〜2℃/分の条件で行う。また、芯材用鋳塊、犠牲材用鋳塊、ろう材用鋳塊は、それぞれ所定厚さに熱間圧延して、芯材用部材、犠牲材用部材、ろう材用部材とする。なお、中間材を設ける場合は、前記した犠牲材用部材またはろう材用部材と同様の方法で、中間材用部材を作製することができる。
次に、芯材用部材の一面側に犠牲材用部材、他面側にろう材用部材(必要に応じて、中間材用部材)を重ね合わせ、この重ね合わせ材に熱処理(再加熱)を行った後、熱間圧延により圧着して板材とする。その後、冷間圧延、中間焼鈍(連続焼鈍)を行い、さらに冷間圧延を行う。なお、その後、仕上げ焼鈍を実施してもよい。
なお、本発明を行うにあたり、前記各工程に悪影響を与えない範囲において、前記各工程の間あるいは前後に、例えば、歪み矯正処理工程等、さらに、他の工程を含めてもよい。
次に、本発明に係る熱交換器用アルミニウム合金クラッド材について、本発明の要件を満たす実施例と本発明の要件を満たさない比較例とを比較して具体的に説明する。
≪供試材作製≫
表1に示す化学組成を有するa〜pの芯材用アルミニウム合金を溶解、造塊し、700℃の鋳造温度にて鋳造して鋳塊を製造した後、530℃×75分、500℃までの冷却を0.5℃/分という条件で均質化熱処理を行った後、熱間圧延を行って芯材用部材を製造した。
表1に示す化学組成を有するa〜pの芯材用アルミニウム合金を溶解、造塊し、700℃の鋳造温度にて鋳造して鋳塊を製造した後、530℃×75分、500℃までの冷却を0.5℃/分という条件で均質化熱処理を行った後、熱間圧延を行って芯材用部材を製造した。
また、表2に示す化学組成を有するA〜Jの犠牲材用アルミニウム合金を溶解、造塊し、700℃〜760℃の鋳造温度にて鋳造して鋳塊を製造した後、450〜550℃×6時間以下、冷却を0.5℃/分という条件で均質化熱処理を行った後、400℃以上で熱間圧延を行って犠牲材用部材を製造した。
そして、Siを11質量%含有するAl−Si合金のろう材用アルミニウム合金を、通常行われる条件で鋳造し、均質化熱処理した後、熱間圧延することにより、ろう材用部材を製造した。
製造したa〜pのうちのいずれかの芯材用部材の一側面に、A〜Jのうちのいずれかの犠牲材用部材を重ね、芯材用部材の他側面にろう材用部材を重ねて、400〜550℃で熱間圧延を行い、その後、冷間圧延を行い、表3に示すNo.1〜26のクラッド材を製造した。なお、クラッド材の板厚は、0.25mm、犠牲材の板厚は、0.03mmとした。
表1、2に、芯材、犠牲材の成分を示す。なお、表1、2において、成分を含有しないものは「−」で示し、本発明の構成を満たさないものについては、数値等に下線を引いて示す。
このようにして作製した熱交換器用アルミニウム合金クラッド材(供試材)について、595℃×3分間のろう付相当加熱を行った後の特性評価について、以下に示す各試験を行った。また、犠牲材中に析出した金属間化合物の分散状態(最大サイズ(円相当径)、数密度および面積率)を調べた。なお、ろう付性の評価は、ろう付相当加熱を行っていないものについて行った。
<耐孔食性>
耐孔食性の評価は、最大孔食深さを測定することにより行った。最大孔食深さは次のようにして測定した。クラッド材を縦幅50mmおよび横幅50mmの寸法で切り出し、冷却水模擬液としてのOY水(Cl−:195質量ppm、SO4 2−:60質量ppm、Cu2+:1質量ppm、Fe3+:30質量ppm、pH:3.0)に浸漬し、88℃で8時間保持(室温から88℃への加熱時間を含む)した後、室温で16時間保持(88℃から室温への自然冷却時間を含む)するサイクルの浸漬試験を1ヶ月間行い、試験後の犠牲材側の腐食深さ(最大腐食深さ)を測定した。
耐孔食性の評価は、最大孔食深さを測定することにより行った。最大孔食深さは次のようにして測定した。クラッド材を縦幅50mmおよび横幅50mmの寸法で切り出し、冷却水模擬液としてのOY水(Cl−:195質量ppm、SO4 2−:60質量ppm、Cu2+:1質量ppm、Fe3+:30質量ppm、pH:3.0)に浸漬し、88℃で8時間保持(室温から88℃への加熱時間を含む)した後、室温で16時間保持(88℃から室温への自然冷却時間を含む)するサイクルの浸漬試験を1ヶ月間行い、試験後の犠牲材側の腐食深さ(最大腐食深さ)を測定した。
最大孔食深さの測定は、前記浸漬試験後のサンプルの表面に生じた腐食生成物を除去した後、各クラッド材に生じた孔食深さを焦点深度法で50点/枚測定し、測定した50点のうち、最も深い孔食を最大孔食深さとした。最大孔食深さ(μm)を表3に示す。最大孔食深さが、30μm以下のものを、耐孔食性が良好、30μmを超えるものを、耐孔食性が不良と評価した。
<ろう付性>
ろう付性の評価は、ドロップ試験による流動係数(アルミニウムブレージングハンドブック(平成4年1月発行)、軽金属構造溶接協会 P126記載の「ドロップ型流動性試験」の方法)によりろう付性を評価した。流動性が65%以上のものを、ろう付性が良好(○)、65%未満のものを不良(×)と評価した。また、ろう付時に芯材の溶融が生じたものも不良(×)と評価した。
ろう付性の評価は、ドロップ試験による流動係数(アルミニウムブレージングハンドブック(平成4年1月発行)、軽金属構造溶接協会 P126記載の「ドロップ型流動性試験」の方法)によりろう付性を評価した。流動性が65%以上のものを、ろう付性が良好(○)、65%未満のものを不良(×)と評価した。また、ろう付時に芯材の溶融が生じたものも不良(×)と評価した。
<犠牲材に析出した金属間化合物の分散状態>
595℃×3分間のろう付相当加熱を行った後のアルミニウム合金クラッド材について、走査型電子顕微鏡(SEM)により、犠牲材の圧延方向と直交する方向における垂直な断面におけるAl−Mn系、Al−Mn−Si系およびAl−Cu系金属間化合物(表3において、「犠牲材析出物」と記す)の最大サイズ、円相当径で10nm以上1μm以下のAl−Mn系、Al−Mn−Si系およびAl−Cu系金属間化合物の数密度(個数/1mm2)、円相当径で10nm以上1μm以下のAl−Mn系、Al−Mn−Si系およびAl−Cu系金属間化合物の面積率を、以下のようにして求めた。
595℃×3分間のろう付相当加熱を行った後のアルミニウム合金クラッド材について、走査型電子顕微鏡(SEM)により、犠牲材の圧延方向と直交する方向における垂直な断面におけるAl−Mn系、Al−Mn−Si系およびAl−Cu系金属間化合物(表3において、「犠牲材析出物」と記す)の最大サイズ、円相当径で10nm以上1μm以下のAl−Mn系、Al−Mn−Si系およびAl−Cu系金属間化合物の数密度(個数/1mm2)、円相当径で10nm以上1μm以下のAl−Mn系、Al−Mn−Si系およびAl−Cu系金属間化合物の面積率を、以下のようにして求めた。
(1)各クラッド材において5箇所を無作為に選び、断面観察用の試験片を作製した。このとき、断面観察用の試験片の表面(観察面)にバフ研磨を施し、鏡面とした。
(2)それぞれの試験片において1点ずつ、犠牲材の断面を、犠牲材の厚さの1/2の位置を視野の中心として走査型電子顕微鏡(日本電子製、JSM−T330)にて10000倍で観察し、SEM観察像を撮影した。
(3)SEM観察像を用いて、Mn,Si,Cuを含む金属間化合物のSEM観察像視野内(10μm×10μm)の最大サイズ、個数およびそれらの占める面積率を求めた。
Al−Mn系、Al−Mn−Si系およびAl−Cu系金属間化合物の最大サイズの円相当径が10nm以上1μm以下であるものを、最大サイズが良好(○)、50nm以上500nm以下であるものを、特に良好(◎)、1μmを超えるものを、不良(×)と評価した。
また、円相当径で10nm以上1μm以下のAl−Mn系、Al−Mn−Si系およびAl−Cu系金属間化合物の個数が1mm2あたり1×105個以上であるものを、数密度が良好、5×105〜1×106個であるものを、特に良好、1×105個未満のものを、不良と評価した。
そして、円相当径で10nm以上1μm以下のAl−Mn系、Al−Mn−Si系およびAl−Cu系金属間化合物の面積率が4%以下であるものを、面積率が良好(○)、4%を超えるものを、不良(×)と評価した。
これらの試験結果を表3に示す。なお、表3において、評価しなかったもの、および、評価不能だったものは「−」で示し、本発明の構成を満たさないもの、および、評価基準を満たさないものについては、数値に下線を引いて示す。
表3に示すように、供試材No.1〜15は、本発明の要件を満たしているため、あるいは、参考例のため、耐孔食性、ろう付性すべてが良好であった。
一方、No.16は、犠牲材中のZnの濃度が下限値未満のため、芯材に対して十分な電位差を維持することができず、芯材2の粒界腐食が発生し、耐孔食性が劣った。No.17は、犠牲材中のSiの濃度が上限値を超えるため、粗大析出物が形成され、また、粒界腐食感受性が増大し、耐孔食性が劣った。なお、粗大析出物が生成したため、金属間化合物の分散状態が本発明の範囲を満たさなかった。
No.18は、犠牲材中のMnの濃度が上限値を超えるため、粗大析出物が形成され、犠牲材内でカソードサイトとして作用して腐食が促進したため、耐孔食性が劣った。なお、粗大析出物が生成したため、金属間化合物の分散状態が本発明の範囲を満たさなかった。
No.19は、犠牲材中のCrの濃度が上限値を超えるため、粗大析出物が形成され、カソードサイトの分散が十分ではなく、耐孔食性が劣った。なお、粗大析出物が生成したため、金属間化合物の分散状態が本発明の範囲を満たさなかった。No.20は、犠牲材中のCrの濃度が下限値未満のため、カソードサイトの分散が十分ではなく、耐孔食性が劣った。なお、微細分散効果が得られなかったため、金属間化合物の分散状態が本発明の範囲を満たさなかった。
No.21は、芯材中のSiの濃度が上限値を超えるため、融点が低下し、ろう付時に芯材の溶融が生じ、クラッド材として使用することができない可能性があるため、耐孔食性、および、金属間化合物の分散状態は、評価しなかった。No.22は、芯材中のMnの濃度が上限値を超えるため、粗大析出物が形成され、加工性に劣ると共に、孔食が芯材に達したときにカソードサイトとして振舞い、耐孔食性が劣った。No.23は、芯材中のCuの濃度が下限値未満のため、犠牲材との電位差が十分に確保できず、耐孔食性が劣った。
No.24は、芯材中のCuの濃度が上限値を超えるため、融点が低下し、ろう付時に芯材の溶融が生じ、クラッド材として使用することができない可能性があるため、耐孔食性、および、金属間化合物の分散状態は、評価しなかった。No.25は、芯材中のMgの濃度が上限値を超えるため、フラックス成分とMgが反応し、ろう付性が劣った。なお、ろう付性に劣ることから、クラッド材として使用することができない可能性があるため、耐孔食性、および、金属間化合物の分散状態は、評価しなかった。No.26は、芯材中のTiの濃度が上限値を超えるため、圧延時に割れが生じ、試験片を作製することができなかった。
なお、犠牲材のZnが上限である10.0質量%を超えるものは、作製が困難であったため、具体的な成分組成のデータはない。しかし、一般的に、犠牲材のZnが上限を超えると、クラッドの際、クラッド材自体が割れてしまい、また、犠牲材の自己腐食速度が増大し、犠牲材は早期腐食を生じて耐孔食性が低下する。
以上、本発明の好適な実施形態、実施例について説明してきたが、本発明は前記実施形態、実施例に限定されるものではなく、本発明の趣旨に適合し得る範囲において広く変更、改変して実施することも可能であり、それらはいずれも本発明の技術的範囲に含まれるものである。
1a、1b 熱交換器用アルミニウム合金クラッド材
2 芯材
3 犠牲材
4 ろう材
5 中間材
S 犠牲材の断面
V 視野(SEM観察像視野)
C Al−Mn系、Al−Mn−Si系およびAl−Cu系金属間化合物
2 芯材
3 犠牲材
4 ろう材
5 中間材
S 犠牲材の断面
V 視野(SEM観察像視野)
C Al−Mn系、Al−Mn−Si系およびAl−Cu系金属間化合物
Claims (3)
- 芯材と、この芯材の一面側に形成された犠牲材と、この芯材の他面側に形成されたAl−Si系合金からなるろう材とを備えた熱交換器用アルミニウム合金クラッド材であって、
前記芯材は、Si:0.15〜1.6質量%、Mn:0.3〜2.0質量%、Cu:0.1〜1.0質量%、Ti:0.02〜0.30質量%を含有し、残部がAlおよび不可避的不純物からなり、
前記犠牲材は、Zn:4.0〜10.0質量%、Cr:0.01〜0.5質量%、Si:1.0質量%以下(0質量%を含まない)、Mn:2.0質量%以下(0質量%を含まない)を含有し、残部がAlおよび不可避的不純物からなり、
595℃×3分間のろう付加熱後に前記犠牲材に析出したAl−Mn系、Al−Mn−Si系およびAl−Cu系金属間化合物は、前記犠牲材の圧延方向と直交する方向における垂直な断面における、犠牲材の厚さの1/2の位置を視野の中心とした電子顕微鏡観察像による最大サイズが円相当径で10nm以上1μm以下であり、
前記円相当径で10nm以上1μm以下のAl−Mn系、Al−Mn−Si系およびAl−Cu系金属間化合物の数密度が1×105個/mm2以上、かつ
前記円相当径で10nm以上1μm以下のAl−Mn系、Al−Mn−Si系およびAl−Cu系金属間化合物の面積率が4%以下であることを特徴とする熱交換器用アルミニウム合金クラッド材。 - 前記芯材が、さらに、Mg:0.05〜0.7質量%を含有する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クラッド材。
- 前記芯材と前記ろう材との間に、Mgを含有しないアルミニウム合金製の中間材を設けたことを特徴とする請求項1または請求項2に記載の熱交換器用アルミニウム合金クラッド材。
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