JP5753651B2 - 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、自動車用熱交換器などに使用されるアルミニウム合金ブレージングシートに関する。
近年、アルミニウム合金ブレージングシートは、熱交換器の軽量化のために、例えばチューブ材では薄肉化が進められており、それに伴って、さらなる高強度化が求められている。
高強度化は、Ａｌ−Ｍｎ−Ｓｉ−Ｃｕ系合金からなる心材にＭｇを添加することで達成されている。
このような技術としては、例えば、特許文献１に記載のものがある。特許文献１には、Ｓｉ：０．３〜１．２質量％、Ｃｕ：０．３〜１．０質量％、Ｍｎ質量０．５〜２．０質量％、Ｍｇ：０．０５〜０．５質量％を含有し、残部Ａｌおよび不可避不純物からなる心材と、そのそれぞれの片面に、Ｚｎ：２．０％を超え、６．０質量％以下、Ｍｎ：０．２〜２．０質量％を含有し、残部Ａｌ及びその他不可避不純物からなり、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Ａｌ合金からなる犠牲陽極材と、所定量のＳｉを含有するＡｌ−Ｓｉ系合金のろう材とをクラッドしてなることを特徴とする熱交換器用アルミニウム合金複合材が記載されている。
高強度化は、Ａｌ−Ｍｎ−Ｓｉ−Ｃｕ系合金からなる心材にＭｇを添加することで達成されている。
このような技術としては、例えば、特許文献１に記載のものがある。特許文献１には、Ｓｉ：０．３〜１．２質量％、Ｃｕ：０．３〜１．０質量％、Ｍｎ質量０．５〜２．０質量％、Ｍｇ：０．０５〜０．５質量％を含有し、残部Ａｌおよび不可避不純物からなる心材と、そのそれぞれの片面に、Ｚｎ：２．０％を超え、６．０質量％以下、Ｍｎ：０．２〜２．０質量％を含有し、残部Ａｌ及びその他不可避不純物からなり、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Ａｌ合金からなる犠牲陽極材と、所定量のＳｉを含有するＡｌ−Ｓｉ系合金のろう材とをクラッドしてなることを特徴とする熱交換器用アルミニウム合金複合材が記載されている。
しかしながら、特許文献１に記載の技術のように、心材にＭｇを含有させると、ろう付加熱時にＭｇがろう材表面のフラックス中へ拡散してフラックスと反応し、高融点のＭｇ−Ｆ（−Ｋ）系化合物を形成することで、フラックスの機能を低下させる結果、ろう付性が低下するという問題があった。かかる問題は、近年、アルミニウム合金ブレージングシートの薄肉化が進められるようになったため多く発生するようになった。
本発明は前記問題に鑑みてなされたものであって、ろう付性が良好な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課題とする。
本発明者らは前記問題を解決するため鋭意研究した結果、特定の条件で加熱処理を行って形成される、アルミニウム合金ブレージングシートの心材の厚さ方向における結晶粒数を制御することでろう付性を低下させるＭｇのフラックス中への拡散を抑制し、フラックスの機能低下を防ぐことが可能となる結果、良好なろう付性を得ることができることを見出し、本発明を完成させるに至った。
前記課題を解決した本発明に係るアルミニウム合金ブレージングシートは、Ｓｉ：０．５〜１．０質量％、Ｍｎ：０．６〜２．０質量％、Ｃｕ：０．６〜１．０質量％、Ｍｇ：０．１５〜０．５質量％、Ｔｉ：０．０５〜０．３５質量％、及びＦｅ：０．６質量％以下含有し、残部がＡｌおよび不可避的不純物からなる心材と、この心材の少なくとも一方側面に形成されたろう材とを備えたアルミニウム合金ブレージングシートであって、前記心材は、０．５ｍｍ以下の厚さを有するとともに、当該アルミニウム合金ブレージングシートを６００℃で３分間の加熱処理を施した後の厚さ方向における結晶粒数が２０個以下であることを特徴としている。
このように、本発明に係るアルミニウム合金ブレージングシートは、心材が特定の含有量でＭｇとＳｉを含有しているのでＭｇ2Ｓｉを形成させることができ、かつ特定の含有量でＭｎを含有しているのでろう付後におけるアルミニウム合金ブレージングシートの強度（以下、「ろう付後強度」という。）を向上させることが可能となり、また、心材が特定の含有量でＭｇを含有しているので良好なろう付性を得ることができる。さらに、心材が特定の含有量でＣｕ、Ｆｅを含有しているので心材の強度を確保させることができ、特定の含有量でＴｉを含有しているので耐食性を得ることができる。そして、かかるアルミニウム合金ブレージングシートの心材は、特定の厚さ以下に形成され、且つアルミニウム合金ブレージングシートを特定の条件で加熱処理した後の心材の厚さ方向における結晶粒の個数を特定の数値以下となるように制御しているので、Ｍｇの高速拡散経路となる粒界密度を低くすることができるようになる。そのため、ろう付加熱を行ったときに、フラックスに到達するＭｇ量を少なくすることができるようになり、ろう付性を向上させることが可能となる。
本発明に係るアルミニウム合金ブレージングシートは、前記心材が、Ｃｒ：０．０１〜０．３質量％、及びＺｒ：０．０１〜０．３質量％のうち少なくとも１種をさらに含有しているのが好ましい。
これらの元素を含有させることにより心材の強度を向上させることができる。
これらの元素を含有させることにより心材の強度を向上させることができる。
本発明に係るアルミニウム合金ブレージングシートは、前記ろう材が、Ｓｉ：７．０〜１２質量％を含有し、残部がＡｌおよび不可避的不純物からなるものであってもよい。
このようなろう材とすれば、ろう付性を確実に向上させることができる。
このようなろう材とすれば、ろう付性を確実に向上させることができる。
本発明に係るアルミニウム合金ブレージングシートは、前記ろう材が前記心材の一方側面のみに形成され、前記心材の他方側面には犠牲陽極材が形成されていてもよい。
このようにすれば、犠牲陽極材によって耐食性が付与されたアルミニウム合金ブレージングシートを提供することができる。
このようにすれば、犠牲陽極材によって耐食性が付与されたアルミニウム合金ブレージングシートを提供することができる。
本発明に係るアルミニウム合金ブレージングシートは、添加元素とその含有量が適切であり、且つ厚さと特定の加熱処理を行った後の結晶粒数を特定の数値以下としたことによって、ろう付処理をした場合であっても良好なろう付性、及びろう付後強度を得ることができる。
以下、本発明に係るアルミニウム合金ブレージングシートについて詳細に説明する。
本発明に係るアルミニウム合金ブレージングシートは、Ｓｉ：０．５〜１．０質量％、Ｍｎ：０．６〜２．０質量％、Ｃｕ：０．６〜１．０質量％、Ｍｇ：０．１５〜０．５質量％、Ｔｉ：０．０５〜０．３５質量％、及びＦｅ：０．６質量％以下含有し、残部がＡｌおよび不可避的不純物からなる心材と、この心材の少なくとも一方側面に形成されたろう材とを備えたアルミニウム合金ブレージングシートであって、前記した心材は、０．５ｍｍ以下の厚さを有するとともに、当該アルミニウム合金ブレージングシートを６００℃で３分間の加熱処理を施した後の厚さ方向における結晶粒数が２０個以下としている。
本発明に係るアルミニウム合金ブレージングシートは、Ｓｉ：０．５〜１．０質量％、Ｍｎ：０．６〜２．０質量％、Ｃｕ：０．６〜１．０質量％、Ｍｇ：０．１５〜０．５質量％、Ｔｉ：０．０５〜０．３５質量％、及びＦｅ：０．６質量％以下含有し、残部がＡｌおよび不可避的不純物からなる心材と、この心材の少なくとも一方側面に形成されたろう材とを備えたアルミニウム合金ブレージングシートであって、前記した心材は、０．５ｍｍ以下の厚さを有するとともに、当該アルミニウム合金ブレージングシートを６００℃で３分間の加熱処理を施した後の厚さ方向における結晶粒数が２０個以下としている。
（心材 Ｓｉ：０．５〜１．０質量％）
Ｓｉは、Ｍｇと共存させた場合、Ｍｇ2Ｓｉを形成してろう付後強度を向上させる。Ｓｉの含有量が０．５質量％未満であると、ろう付後強度を向上させる効果が小さい。一方、Ｓｉの含有量が１．０質量％を超えると、心材の固相線温度が低下するため、ろう付加熱時に心材が溶融する。
Ｓｉは、Ｍｇと共存させた場合、Ｍｇ2Ｓｉを形成してろう付後強度を向上させる。Ｓｉの含有量が０．５質量％未満であると、ろう付後強度を向上させる効果が小さい。一方、Ｓｉの含有量が１．０質量％を超えると、心材の固相線温度が低下するため、ろう付加熱時に心材が溶融する。
（心材 Ｍｎ：０．６〜２．０質量％）
Ｍｎは、Ａｌ−Ｍｎ−Ｓｉ系金属間化合物を形成してろう付後強度を向上させる。Ｍｎの含有量が０．６質量％未満であると、Ａｌ−Ｍｎ−Ｓｉ系金属間化合物が減少し、固溶Ｓｉ量が増加するため、心材の固相線温度が低下してしまう。その結果、ろう付加熱時に心材が溶融してしまうおそれがある。一方、Ｍｎの含有量が２．０質量％を超えると、鋳造時に形成される粗大な金属間化合物の量が増加し、成形性を低下させる。
Ｍｎは、Ａｌ−Ｍｎ−Ｓｉ系金属間化合物を形成してろう付後強度を向上させる。Ｍｎの含有量が０．６質量％未満であると、Ａｌ−Ｍｎ−Ｓｉ系金属間化合物が減少し、固溶Ｓｉ量が増加するため、心材の固相線温度が低下してしまう。その結果、ろう付加熱時に心材が溶融してしまうおそれがある。一方、Ｍｎの含有量が２．０質量％を超えると、鋳造時に形成される粗大な金属間化合物の量が増加し、成形性を低下させる。
（心材 Ｃｕ：０．６〜１．０質量％）
Ｃｕは、固溶して強度を向上させる。Ｃｕの含有量が０．６質量％未満であると、強度向上効果が不十分となる。一方、Ｃｕの含有量が１．０質量％を超えると、心材の固相線温度が低下するため、ろう付加熱時に心材が溶融してしまうおそれがある。
Ｃｕは、固溶して強度を向上させる。Ｃｕの含有量が０．６質量％未満であると、強度向上効果が不十分となる。一方、Ｃｕの含有量が１．０質量％を超えると、心材の固相線温度が低下するため、ろう付加熱時に心材が溶融してしまうおそれがある。
（心材 Ｍｇ：０．１５〜０．５質量％）
Ｍｇは、Ｓｉと共存させた場合、Ｍｇ2Ｓｉを形成してろう付後強度を向上させる。Ｍｇの含有量が０．１５質量％未満であると、ろう付後強度を向上させる効果が小さい。一方、Ｍｇの含有量が０．５質量％を超えると、ろう付加熱時にフラックス中に到達するＭｇ量が増えてフラックスの機能を損なわせるため、ろう付性が低下する。
Ｍｇは、Ｓｉと共存させた場合、Ｍｇ2Ｓｉを形成してろう付後強度を向上させる。Ｍｇの含有量が０．１５質量％未満であると、ろう付後強度を向上させる効果が小さい。一方、Ｍｇの含有量が０．５質量％を超えると、ろう付加熱時にフラックス中に到達するＭｇ量が増えてフラックスの機能を損なわせるため、ろう付性が低下する。
（心材 Ｔｉ：０．０５〜０．３５質量％）
Ｔｉは、Ａｌ合金中でＴｉ−Ａｌ系化合物を形成して層状に分散する。Ｔｉ−Ａｌ系化合物は、電位が貴であるため腐食形態が層状化し、厚さ方向への腐食（孔食）に進展し難くなる効果がある。Ｔｉの含有量が０．０５質量％未満であると、腐食形態の層状化効果が小さくなる。Ｔｉの含有量が０．３５質量％を超えると、粗大な金属間化合物が形成されるため成形性が低下する。
Ｔｉは、Ａｌ合金中でＴｉ−Ａｌ系化合物を形成して層状に分散する。Ｔｉ−Ａｌ系化合物は、電位が貴であるため腐食形態が層状化し、厚さ方向への腐食（孔食）に進展し難くなる効果がある。Ｔｉの含有量が０．０５質量％未満であると、腐食形態の層状化効果が小さくなる。Ｔｉの含有量が０．３５質量％を超えると、粗大な金属間化合物が形成されるため成形性が低下する。
（心材 Ｆｅ：０．６質量％以下）
Ｆｅは、Ａｌ−Ｆｅ系の分散粒子を形成し心材の強度を向上させる。Ｆｅの含有量が０．６質量％を超えると、粗大な金属間化合物が増えるため成形性が低下する。
なお、Ｆｅの含有量があまりに少ないと、強度向上効果が不十分となるおそれがある。そのため、Ｆｅの含有量は０．００１質量％以上とするのが好ましい。
Ｆｅは、Ａｌ−Ｆｅ系の分散粒子を形成し心材の強度を向上させる。Ｆｅの含有量が０．６質量％を超えると、粗大な金属間化合物が増えるため成形性が低下する。
なお、Ｆｅの含有量があまりに少ないと、強度向上効果が不十分となるおそれがある。そのため、Ｆｅの含有量は０．００１質量％以上とするのが好ましい。
（心材 残部がＡｌおよび不可避的不純物）
残部は、Ａｌ及び不可避的不純物である。なお、不可避的不純物としては、例えば、Ｚｎを０．３質量％未満含有してもよい。
残部は、Ａｌ及び不可避的不純物である。なお、不可避的不純物としては、例えば、Ｚｎを０．３質量％未満含有してもよい。
（アルミニウム合金ブレージングシートの心材の厚さ：０．５ｍｍ以下）
アルミニウム合金ブレージングシートの心材の厚さが０．５ｍｍを超えると、熱間圧延から中間焼鈍までの冷間圧延（冷間圧延率３０〜９８％）における圧延パス数を２回以上としても、アルミニウム合金ブレージングシートの心材の厚さ方向の結晶粒数が２０個以上となってしまう。従って、Ｍｇの高速拡散経路となる粒界密度が高くなり、ろう付加熱時にフラックス中に到達するＭｇ量が増えてフラックスの機能を損なわせるため、ろう付性が低下する。
アルミニウム合金ブレージングシートの心材の厚さが０．５ｍｍを超えると、熱間圧延から中間焼鈍までの冷間圧延（冷間圧延率３０〜９８％）における圧延パス数を２回以上としても、アルミニウム合金ブレージングシートの心材の厚さ方向の結晶粒数が２０個以上となってしまう。従って、Ｍｇの高速拡散経路となる粒界密度が高くなり、ろう付加熱時にフラックス中に到達するＭｇ量が増えてフラックスの機能を損なわせるため、ろう付性が低下する。
（アルミニウム合金ブレージングシートを６００℃で３分間の加熱処理を施した後の厚さ方向における結晶粒数：２０個以下）
前記した心材は、本発明に係るアルミニウム合金ブレージングシートを６００℃で３分間という条件で加熱処理を施した後の板厚方向における結晶粒数が２０個を超えると、Ｍｇの高速拡散路となる結晶粒界の密度が増加し、ろう付加熱時に心材の表面、若しくはクラッドのろう材に達するＭｇが増大する。その結果、Ｍｇ−Ｆ（−Ｋ）系化合物が増加するためフラックスの機能が低下し、ろう付性が低下することとなる。
なお、この６００℃で３分間の加熱処理は、ろう付加熱時の加熱処理に相当するものである。
前記した心材は、本発明に係るアルミニウム合金ブレージングシートを６００℃で３分間という条件で加熱処理を施した後の板厚方向における結晶粒数が２０個を超えると、Ｍｇの高速拡散路となる結晶粒界の密度が増加し、ろう付加熱時に心材の表面、若しくはクラッドのろう材に達するＭｇが増大する。その結果、Ｍｇ−Ｆ（−Ｋ）系化合物が増加するためフラックスの機能が低下し、ろう付性が低下することとなる。
なお、この６００℃で３分間の加熱処理は、ろう付加熱時の加熱処理に相当するものである。
本発明における心材は、Ｃｒ：０．０１〜０．３質量％、及びＺｒ：０．０１〜０．３質量％のうち少なくとも１種をさらに含有しているのが好ましい。これらの元素を含有させることによって心材の強度を向上させることができるからである。
（心材 Ｃｒ：０．０１〜０．３質量％）
Ｃｒは、Ａｌ−Ｃｒ系の分散粒子を形成し心材の強度を向上させることができる。Ｃｒの含有量が０．０１質量％未満であると、強度向上効果を十分に得ることができないおそれがある。一方、Ｃｒの含有量が０．３質量％を超えると、粗大な金属間化合物が増え成形性が低下するおそれがある。
Ｃｒは、Ａｌ−Ｃｒ系の分散粒子を形成し心材の強度を向上させることができる。Ｃｒの含有量が０．０１質量％未満であると、強度向上効果を十分に得ることができないおそれがある。一方、Ｃｒの含有量が０．３質量％を超えると、粗大な金属間化合物が増え成形性が低下するおそれがある。
（心材 Ｚｒ：０．０１〜０．３質量％）
Ｚｒは、Ａｌ−Ｚｒ系の分散粒子を形成し心材の強度を向上させることができる。Ｚｒの含有量が０．０１質量％未満であると、強度向上効果を十分に得ることができないおそれがある。一方、Ｚｒの含有量が０．３質量％を超えると、粗大な金属間化合物が増えるため成形性が低下するおそれがある。
Ｚｒは、Ａｌ−Ｚｒ系の分散粒子を形成し心材の強度を向上させることができる。Ｚｒの含有量が０．０１質量％未満であると、強度向上効果を十分に得ることができないおそれがある。一方、Ｚｒの含有量が０．３質量％を超えると、粗大な金属間化合物が増えるため成形性が低下するおそれがある。
本発明に係るアルミニウム合金ブレージングシートは、前記したように、心材の少なくとも一方側面にろう材が形成されている。
本発明で用いることのできるろう材は、Ｓｉ：７．０〜１２質量％を含有し、残部がＡｌおよび不可避的不純物からなるものであってもよい。このようなろう材を用いれば、ろう付性を確実に向上させることができる。
本発明で用いることのできるろう材は、Ｓｉ：７．０〜１２質量％を含有し、残部がＡｌおよび不可避的不純物からなるものであってもよい。このようなろう材を用いれば、ろう付性を確実に向上させることができる。
（ろう材 Ｓｉ：７．０〜１２質量％）
ろう材として用いられるＡｌ−Ｓｉ合金は、５７７℃以上で溶融し始め、液相がろうとなって流動する。Ｓｉの含有量が７．０質量％未満であると、ろうの量が不足してろう付性が低下する。一方、Ｓｉの含有量が１２質量％を超えると、ろうの流動量が増加するので、ろう付時に一部が心材へ拡散して浸食し、心材のエロージョンとなる。なお、ろう材としては、Ａｌ−７〜１２質量％ＳｉのＡｌ−Ｓｉ系合金の他に、Ａｌ−７〜１２質量％Ｓｉ−１〜７質量％ＺｎのＡｌ−Ｓｉ−Ｚｎ系合金などを用いることもできる。
ろう材として用いられるＡｌ−Ｓｉ合金は、５７７℃以上で溶融し始め、液相がろうとなって流動する。Ｓｉの含有量が７．０質量％未満であると、ろうの量が不足してろう付性が低下する。一方、Ｓｉの含有量が１２質量％を超えると、ろうの流動量が増加するので、ろう付時に一部が心材へ拡散して浸食し、心材のエロージョンとなる。なお、ろう材としては、Ａｌ−７〜１２質量％ＳｉのＡｌ−Ｓｉ系合金の他に、Ａｌ−７〜１２質量％Ｓｉ−１〜７質量％ＺｎのＡｌ−Ｓｉ−Ｚｎ系合金などを用いることもできる。
本発明に係るアルミニウム合金ブレージングシートは、前記したろう材が、前記した心材の一方側面のみに形成され、前記した心材の他方側面には犠牲陽極材が形成されていてもよい。このようにすれば、犠牲陽極材によって耐食性を付与することができる。
犠牲陽極材としては、例えば、Ａｌ−１〜５質量％ＺｎのＡｌ−Ｚｎ系合金の他に、Ｓｉを０．５質量％を超え１．１質量％以下、Ｍｎを２．０質量％以下、Ｚｎを０．６〜２．０質量％含有し、残部がＡｌおよび不可避的不純物からなるＡｌ合金などを一種又は二種以上を組み合わせて用いてもよい。なお、本発明に係るアルミニウム合金ブレージングシートにおける犠牲陽極材の厚さは特に限定されない。
以上、本発明に係るアルミニウム合金ブレージングシートについて詳細に説明した。
かかるアルミニウム合金ブレージングシートは、前記した成分及び組成を有する心材用Ａｌ合金を用いて、熱間圧延から中間焼鈍までの冷間圧延（冷間圧延率３０〜９８％）における圧延パス数を２回以上、好ましくは３回以上行うことにより製造することができる。熱間圧延から中間焼鈍までの冷間圧延をこのような条件で行うことにより、アルミニウム合金ブレージングシートを６００℃で３分間の加熱処理を施した後の、心材の厚さ方向における結晶粒数が２０個以下となるアルミニウム合金ブレージングシートを製造することができる。
かかるアルミニウム合金ブレージングシートは、前記した成分及び組成を有する心材用Ａｌ合金を用いて、熱間圧延から中間焼鈍までの冷間圧延（冷間圧延率３０〜９８％）における圧延パス数を２回以上、好ましくは３回以上行うことにより製造することができる。熱間圧延から中間焼鈍までの冷間圧延をこのような条件で行うことにより、アルミニウム合金ブレージングシートを６００℃で３分間の加熱処理を施した後の、心材の厚さ方向における結晶粒数が２０個以下となるアルミニウム合金ブレージングシートを製造することができる。
熱間圧延から中間焼鈍までの冷間圧延のパス数が通常行われるように２回未満であると、圧延時の転位などの蓄積程度が変化し、加工ひずみが大きくなるため、ろう付加熱時の再結晶の核が増加し、アルミニウム合金ブレージングシートの心材の厚さ方向における結晶粒数が２０個を超えてしまう。その結果、Ｍｇの高速拡散路となる結晶粒界の密度が増加し、ろう付加熱時にアルミニウム合金ブレージングシートの心材の表面、若しくはクラッドのろう材に達するＭｇが増大する。その結果、Ｍｇ−Ｆ（−Ｋ）系化合物が増加するためフラックスの機能が低下し、ろう付性が低下することとなる。
また、６００℃で３分間の加熱処理を施した後のアルミニウム合金ブレージングシートの心材の厚さ方向における結晶粒数を２０個以下とするために、熱間圧延から中間焼鈍までの冷間圧延を冷間圧延率３０〜９８％で行う必要がある。
かかる冷間圧延の冷間圧延率が３０％未満であると、熱間圧延後の板厚を薄くする必要があるが、熱間圧延後の厚さが薄い場合、圧延時の温度が下がり過ぎてしまい、冷間圧延自体が困難となる。一方、かかる冷間圧延の冷間圧延率が９８％を超えると、冷間圧延時に加工ひずみが著しく蓄積するため割れが生じ易い。
なお、鋳造工程や均熱工程などは、アルミニウム合金ブレージングシートを６００℃で３分間の加熱処理を施した後の心材の厚さ方向における結晶粒数の増減について大きな影響を及ぼすものではないので、通常行われる条件で行えばよい。
かかる冷間圧延の冷間圧延率が３０％未満であると、熱間圧延後の板厚を薄くする必要があるが、熱間圧延後の厚さが薄い場合、圧延時の温度が下がり過ぎてしまい、冷間圧延自体が困難となる。一方、かかる冷間圧延の冷間圧延率が９８％を超えると、冷間圧延時に加工ひずみが著しく蓄積するため割れが生じ易い。
なお、鋳造工程や均熱工程などは、アルミニウム合金ブレージングシートを６００℃で３分間の加熱処理を施した後の心材の厚さ方向における結晶粒数の増減について大きな影響を及ぼすものではないので、通常行われる条件で行えばよい。
前記した条件で冷間圧延を行えば、その後の工程、例えば中間焼鈍後の冷間圧延や仕上げ焼鈍等を通常行われる条件で行った場合であっても、アルミニウム合金ブレージングシートを６００℃で３分間の加熱処理を施した後の心材の厚さ方向における結晶粒数は２０個以下となる。従って、本発明に係るアルミニウム合金ブレージングシートを用いて自動車用熱交換器などの製品を作製するにあたって所定の形状等に成形した後に、例えば、約６００℃で３分間程度のろう付加熱処理を行った場合であっても、心材のＭｇがフラックス中に拡散するのを抑制することができ、良好なろう付性を得ることができる。
次に、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対比して本発明の効果について説明する。
本発明の効果の検証は、以下のようにして行った。
本発明の効果の検証は、以下のようにして行った。
まず、表１のＮｏ．Ａ１〜Ａ２７に示す成分及び組成を有する心材用Ａｌ合金をそれぞれ調製し、連続鋳造により表１に示す組成を有する心材用Ａｌ合金をそれぞれ鋳造した。
得られた鋳塊を面削し、４７０℃で４時間の均質化熱処理を行った後、均質化熱処理を行った心材用Ａｌ合金の一方側面にろう材としてＡｌ−１０質量％Ｓｉ材を重ね合わせるとともに、この心材用Ａｌ合金の他方側面に犠牲陽極材としてＡｌ−１質量％Ｚｎ材を重ね合わせて、熱間圧延にてクラッドした。
次に、得られたクラッド材に対して冷間圧延と中間焼鈍を施した後、仕上げ冷間圧延を実施し、厚さを０．３ｍｍ（ろう材の厚さ３０μｍ、犠牲陽極材の厚さ３０μｍ、心材の厚さは表２に示す。）とした３層構造の供試材をそれぞれ作製した。
ここで、熱間圧延から中間焼鈍までの冷間圧延における冷間圧延率は９５％とし、この冷間圧延のパス数は表２に示す回数で行った。また、仕上げ冷間圧延率は４０％とした。
なお、比較用に、熱間圧延から中間焼鈍までの冷間圧延のパス数を１回で行った、３層構造の供試材（板厚０．６ｍｍ（ろう材の厚さ３０μｍ、犠牲陽極材の厚さ３０μｍ））も作製した。
得られた鋳塊を面削し、４７０℃で４時間の均質化熱処理を行った後、均質化熱処理を行った心材用Ａｌ合金の一方側面にろう材としてＡｌ−１０質量％Ｓｉ材を重ね合わせるとともに、この心材用Ａｌ合金の他方側面に犠牲陽極材としてＡｌ−１質量％Ｚｎ材を重ね合わせて、熱間圧延にてクラッドした。
次に、得られたクラッド材に対して冷間圧延と中間焼鈍を施した後、仕上げ冷間圧延を実施し、厚さを０．３ｍｍ（ろう材の厚さ３０μｍ、犠牲陽極材の厚さ３０μｍ、心材の厚さは表２に示す。）とした３層構造の供試材をそれぞれ作製した。
ここで、熱間圧延から中間焼鈍までの冷間圧延における冷間圧延率は９５％とし、この冷間圧延のパス数は表２に示す回数で行った。また、仕上げ冷間圧延率は４０％とした。
なお、比較用に、熱間圧延から中間焼鈍までの冷間圧延のパス数を１回で行った、３層構造の供試材（板厚０．６ｍｍ（ろう材の厚さ３０μｍ、犠牲陽極材の厚さ３０μｍ））も作製した。
なお、表２には、供試材１〜３３に係るブレージングシートの構成（心材の成分組成の番号（Ｎｏ．）及び心材の厚さ（ｍｍ））と、冷間圧延のパス数（回）を示すとともに、評価項目として、加熱処理後の心材の結晶粒数（個）、ろう付後強度（ＭＰａ）、ろう付性、及び表面到達Ｍｇ量（質量％）を示した。
加熱処理後の供試材の心材の結晶粒数（個）、ろう付後強度（ＭＰａ）、ろう付性、及び表面到達Ｍｇ量（質量％）はそれぞれ次のようにして評価した。
加熱処理後の供試材の心材の結晶粒数（個）、ろう付後強度（ＭＰａ）、ろう付性、及び表面到達Ｍｇ量（質量％）はそれぞれ次のようにして評価した。
（加熱処理後の供試材の心材の厚さ方向における結晶粒数）
加熱処理後の供試材の心材の厚さ方向における結晶粒数は、供試材をろう付加熱処理に相当する６００℃で３分間という条件で加熱処理した後、図１に示すように、心材の圧延方向及び板厚方向に囲まれた面を研磨し、電解液にてエッチングした後、１００倍で写真撮影し、板厚方向における結晶粒数をカウントすることにより求めた。例えば、図１に示す例で説明すると、加熱処理後の供試材の心材の厚さ方向における結晶粒数は３個ということになる。
加熱処理後の供試材の心材の厚さ方向における結晶粒数は、供試材をろう付加熱処理に相当する６００℃で３分間という条件で加熱処理した後、図１に示すように、心材の圧延方向及び板厚方向に囲まれた面を研磨し、電解液にてエッチングした後、１００倍で写真撮影し、板厚方向における結晶粒数をカウントすることにより求めた。例えば、図１に示す例で説明すると、加熱処理後の供試材の心材の厚さ方向における結晶粒数は３個ということになる。
（ろう付後強度）
ろう付後強度は、供試材を６００℃で３分間という条件で加熱処理した後、室温で７日間保持し、引張方向が圧延方向と平行となるように、ＪＩＳ５号試験片に加工して、室温にて引張試験を実施することにより測定した。引張強さが１６５ＭＰａ以上のものをろう付強度が最も良好（◎）、１６５ＭＰａ未満１６０ＭＰａ以上のものをろう付後強度が良好（○）、１６０ＭＰａ未満のものを不良（×）とした。
ろう付後強度は、供試材を６００℃で３分間という条件で加熱処理した後、室温で７日間保持し、引張方向が圧延方向と平行となるように、ＪＩＳ５号試験片に加工して、室温にて引張試験を実施することにより測定した。引張強さが１６５ＭＰａ以上のものをろう付強度が最も良好（◎）、１６５ＭＰａ未満１６０ＭＰａ以上のものをろう付後強度が良好（○）、１６０ＭＰａ未満のものを不良（×）とした。
（ろう付性）
ろう付性は、竹本正ら著、「アルミニウムブレージングハンドブック（改訂版）」、軽金属溶接構造協会（２００３年３月発行）の１３２〜１３６頁に記載されている評価方法により評価した。図２に示すように、水平に置いた下板（３００３Ａｌ合金板（厚さ１．０ｍｍ×縦幅２５ｍｍ×横幅６０ｍｍ））と、この下板に対して垂直に立てて配置した上板（供試材（厚さ０．３ｍｍ×縦幅２５ｍｍ×横幅５５ｍｍ））との間に、φ２ｍｍのステンレス製スペーサを挟んで、一定のクリアランスを設定した。なお、上板の供試材は、ろう材面にフラックス（森田化学工業社製ＦＬ−７）を５ｇ／ｍ2塗布した。
そして、６００℃で３分間という条件の加熱処理を行った後、下板と上板のすき間が充填された長さ（すき間充填長さ）をノギスで測定してろう付性を数値化した。すき間充填長さが１２ｍｍ以上のものをろう付性が最も良好（◎）、１２ｍｍ未満１０ｍｍ以上のものを良好（○）、１０ｍｍ未満のものを不良（×）とした。
ろう付性は、竹本正ら著、「アルミニウムブレージングハンドブック（改訂版）」、軽金属溶接構造協会（２００３年３月発行）の１３２〜１３６頁に記載されている評価方法により評価した。図２に示すように、水平に置いた下板（３００３Ａｌ合金板（厚さ１．０ｍｍ×縦幅２５ｍｍ×横幅６０ｍｍ））と、この下板に対して垂直に立てて配置した上板（供試材（厚さ０．３ｍｍ×縦幅２５ｍｍ×横幅５５ｍｍ））との間に、φ２ｍｍのステンレス製スペーサを挟んで、一定のクリアランスを設定した。なお、上板の供試材は、ろう材面にフラックス（森田化学工業社製ＦＬ−７）を５ｇ／ｍ2塗布した。
そして、６００℃で３分間という条件の加熱処理を行った後、下板と上板のすき間が充填された長さ（すき間充填長さ）をノギスで測定してろう付性を数値化した。すき間充填長さが１２ｍｍ以上のものをろう付性が最も良好（◎）、１２ｍｍ未満１０ｍｍ以上のものを良好（○）、１０ｍｍ未満のものを不良（×）とした。
（表面到達Ｍｇ量）
加熱処理後の表面到達Ｍｇ量については、５ｇ／ｍ2のフラックス（森田化学工業社製ＦＬ−７）を供試材のろう材側に塗布し、６００℃で３分間という条件で加熱処理を行った後、フラックス表面に存在するＭｇ量をＧＤ−ＯＥＳ（ＨＯＲＩＢＡ製ＪＹ５０００ＲＦ）により測定した。Ｍｇ量が０．５質量％以下のものをＭｇ量が少ない（○）、０．５質量％より多いものを量が多い（×）とした。
加熱処理後の表面到達Ｍｇ量については、５ｇ／ｍ2のフラックス（森田化学工業社製ＦＬ−７）を供試材のろう材側に塗布し、６００℃で３分間という条件で加熱処理を行った後、フラックス表面に存在するＭｇ量をＧＤ−ＯＥＳ（ＨＯＲＩＢＡ製ＪＹ５０００ＲＦ）により測定した。Ｍｇ量が０．５質量％以下のものをＭｇ量が少ない（○）、０．５質量％より多いものを量が多い（×）とした。
表２に示すように、供試材１〜１７は、本発明の要件を満たすため、加熱処理後の供試材の心材の厚さ方向における結晶粒数（個）、ろう付後強度（ＭＰａ）、ろう付性、及び表面到達Ｍｇ量（質量％）の各評価が優れていた。
これに対し、供試材１８、２３は、心材のＳｉの含有量が少なかったため、及び供試材２０は、心材のＣｕの含有量が少なかったため、いずれもろう付後強度が不良（×）となった。なお、供試材２３については、冷間圧延のパス数が少なかったため加熱処理後の心材の厚さ方向における結晶粒数が多くなり、ろう付性が不良（×）となり、表面到達Ｍｇ量も多くなった（×）。
供試材１９、２２は、心材のＭｇの含有量が少なかったため、ろう付後強度が不良（×）となった。
供試材２１は、心材のＭｇの含有量が多かったため、ろう付性が不良（×）となり、表面到達Ｍｇ量も多くなった（×）。
供試材１９、２２は、心材のＭｇの含有量が少なかったため、ろう付後強度が不良（×）となった。
供試材２１は、心材のＭｇの含有量が多かったため、ろう付性が不良（×）となり、表面到達Ｍｇ量も多くなった（×）。
供試材２４〜２６は、表１に示すとおり心材用Ａｌ合金の成分及び組成が、本発明の成分及び組成を満たすものの、熱間圧延から中間焼鈍までの冷間圧延における圧延パス数を１回で行った、特許第４１８１６０７号公報に記載の発明の実施品相当物である。
供試材２４〜２６は、冷間圧延のパス数が少なかったため加熱処理後の供試材の心材の厚さ方向における結晶粒数が多くなり、ろう付性が不良（×）となり、表面到達Ｍｇ量も多くなった（×）。
供試材２４〜２６は、冷間圧延のパス数が少なかったため加熱処理後の供試材の心材の厚さ方向における結晶粒数が多くなり、ろう付性が不良（×）となり、表面到達Ｍｇ量も多くなった（×）。
供試材２７は、供試材の心材の厚さが厚かったために、加熱処理後の供試材の心材の厚さ方向における結晶粒数が多くなった。そのため、ろう付性が不良（×）となり、表面到達Ｍｇ量も多くなった（×）。
供試材２８は、心材のＳｉの含有量が多かったため、供試材３０は、心材のＭｎの含有量が少なかったため、及び供試材３１は、心材のＣｕの含有量が多かったため、ろう付加熱により心材が溶融しかけたので加熱処理を途中で止めた。このため、加熱処理後の供試材の心材の厚さ方向における結晶粒数、ろう付後強度、ろう付性、表面到達Ｍｇ量を測定しなかった（表２に「−」として示す）。
供試材２８は、心材のＳｉの含有量が多かったため、供試材３０は、心材のＭｎの含有量が少なかったため、及び供試材３１は、心材のＣｕの含有量が多かったため、ろう付加熱により心材が溶融しかけたので加熱処理を途中で止めた。このため、加熱処理後の供試材の心材の厚さ方向における結晶粒数、ろう付後強度、ろう付性、表面到達Ｍｇ量を測定しなかった（表２に「−」として示す）。
供試材２９は、心材のＭｎの含有量が多かったため、鋳造時に粗大な金属間化合物が多く形成されたため、成形性が不良となった。
なお、成形性は、供試材を加熱処理する前にＪＩＳ Ｚ ２２４７によりエリクセン試験を行い、張り出し高さを測定することにより評価した。なお、成形性は、張り出し高さが８ｍｍ以下である場合を良好、張り出し高さが８ｍｍ未満である場合を不良として判断した。
なお、成形性は、供試材を加熱処理する前にＪＩＳ Ｚ ２２４７によりエリクセン試験を行い、張り出し高さを測定することにより評価した。なお、成形性は、張り出し高さが８ｍｍ以下である場合を良好、張り出し高さが８ｍｍ未満である場合を不良として判断した。
供試材３２は、心材のＴｉの含有量が少なかったため、腐食形態が層状化せず、耐食性が不良となった。
なお、耐食性は、供試材を６００℃で３分間という条件で加熱処理した後に、犠牲陽極材側を試験面として、３ヶ月ＯＹ水浸漬試験を行うにより評価した。耐食性は、腐食深さが４０μｍ未満である場合を良好、腐食深さが４０μｍ以上である場合を不良とした。
なお、耐食性は、供試材を６００℃で３分間という条件で加熱処理した後に、犠牲陽極材側を試験面として、３ヶ月ＯＹ水浸漬試験を行うにより評価した。耐食性は、腐食深さが４０μｍ未満である場合を良好、腐食深さが４０μｍ以上である場合を不良とした。
供試材３３は、心材のＴｉの含有量が多かったため、粗大な金属間化合物が多く形成され、成形性が不良となった。
Claims (4)
- Ｓｉ：０．５〜１．０質量％、Ｍｎ：０．６〜２．０質量％、Ｃｕ：０．６〜１．０質量％、Ｍｇ：０．１５〜０．５質量％、Ｔｉ：０．０５〜０．３５質量％、及びＦｅ：０．６質量％以下含有し、残部がＡｌおよび不可避的不純物からなる心材と、この心材の少なくとも一方側面に形成されたろう材とを備えたアルミニウム合金ブレージングシートであって、
前記心材は、０．５ｍｍ以下の厚さを有するとともに、当該アルミニウム合金ブレージングシートを６００℃で３分間の加熱処理を施した後の厚さ方向における結晶粒数が２０個以下である
ことを特徴とするアルミニウム合金ブレージングシート。 - 前記心材が、Ｃｒ：０．０１〜０．３質量％、及びＺｒ：０．０１〜０．３質量％のうち少なくとも１種をさらに含有する
ことを特徴とする請求項１に記載のアルミニウム合金ブレージングシート。 - 前記ろう材が、Ｓｉ：７．０〜１２質量％を含有し、残部がＡｌおよび不可避的不純物からなる
ことを特徴とする請求項１または請求項２に記載のアルミニウム合金ブレージングシート。 - 前記ろう材が前記心材の一方側面のみに形成され、前記心材の他方側面には犠牲陽極材が形成されている
ことを特徴とする請求項１から請求項３のいずれか１項に記載のアルミニウム合金ブレージングシート。
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