JP6726370B1 - フラックスフリーろう付用アルミニウムブレージングシート - Google Patents
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Abstract
Description
しかし、現在主流のフッ化物系フラックスを使用するろう付方法を代替できるほどに安定した接合性が得られているとは言い難く、一般的な熱交換器に広く適用するためにはさらなる技術の向上が必要である。
Mg:0.01〜2.0%
Mgは、Al酸化皮膜(Al2O3)を還元分解する。但し、含有量が過小であると、効果が不十分であり、一方、過剰に含有すると、ろう付雰囲気中の酸素と反応して接合を阻害するMgOが生成することや、材料が硬く脆くなるため、素材製造が困難になる。このため、Mgの含有量を上記範囲に定める。
Siは、ろう付時に溶融ろうを形成し、接合部のフィレットを形成する。但し、含有量が過小であると、フィレットを形成するための溶融ろうが不足する。一方、過剰に含有すると、効果が飽和するだけでなく、材料が硬く脆くなるため、素材製造が困難になる。このため、Siの含有量を上記範囲に定める。
なお、同様の理由でSi含有量を、下限で3.0%、上限で12.0%とするのが望ましい。
Biは、ろう付昇温過程で材料表面に濃化し、緻密な酸化皮膜の成長を抑制する。さらに、溶融ろうの表面張力を低下させることで隙間充填性が向上する。但し、含有量が過小であると、効果が不十分であり、一方、過剰に含有すると、効果が飽和するだけでなく、材料表面でBiの酸化物が生成し易くなり接合が阻害される。このため、Biの含有量を上記範囲に定める。
なお、同様の理由でBi含有量を、下限で0.05%、上限で0.5%とするのが望ましい。
Caは、不可避不純物としては、通常数百ppm程度以下で含有するが、Biと高融点化合物を形成し、Biの作用を低下させるので含有量を制限するのが望ましい。100ppmを超えると、Biの作用が低下しろう付性が不十分となるので、100ppmを上限とするのが望ましい。なお、同様の理由でCa含有量を10ppm以下とするのが一層望ましい。
Znは、材料の電位を卑にすることで犠牲防食効果が得られるので、所望により含有させる。ただし、Znを含有させる場合、含有量が過小であると犠牲防食効果が不十分となり、一方、過大であると効果が飽和する。このため、Znを含有する場合は、含有量を上記範囲とする。
なお、同様の理由でZn含有量を、下限で0.5%、上限で7.0%とするのが望ましい。また、Znを積極添加しない場合でも、Znを不純物として0.1%未満で含有するものであってもよい。
微細なMg−Bi系化合物が分散することで、ろう付昇温過程で化合物が溶融した際に、Biが材料表面に均一に濃縮し易くなり、緻密な酸化皮膜の成長が抑制される。上記化合物が10個以下であると、緻密な酸化皮膜の抑制効果が不十分となりろう付性が低下する。同様の理由で、さらに20個以上であるのが望ましい。
なお、ろう材表面のMg−Bi系化合物の数は、作製した材料のろう材表面を0.1μmの砥粒で鏡面処理し、EPMA(電子線マイクロアナライザ)を用いた全自動粒子解析を行うと共に、さらに、1μm以下の微細な化合物を測定するため、切出したろう材層の表面から機械研磨、および電解研磨をして薄膜を作製し、TEM(透過型電子顕微鏡)で観察し、表面方向10000μm2(100μm角)の観察視野において、0.01〜5.0μmのMg−Bi系化合物粒子数をカウントすることで求められる。
また、Mg−Bi系化合物を細かく密に分布させる手段としては、鋳造時には、溶湯温度が高いところから早い冷却速度で鋳込むこと、熱延時には、一定以上の大きな総圧下量をとること、高温域での圧延時間を長くとること、熱延仕上り温度を一定以上低くかつその後の冷却速度を早くすることなどを適正に組み合わせることで調整することができる。
粗大なMg−Bi系化合物は、ろう付昇温過程で溶融し難く材料表面にBiが均一に濃化しにくいため、酸化皮膜成長の抑制効果が低い。また、粗大な化合物ができることで5.0μm未満の微細なMg−Bi化合物の生成が減るため、酸化皮膜成長の抑制効果が低下する。
なお、ろう材表面のMg−Bi系化合物の数は、前述したEPMAによる全自動粒子解析により求められる。
また、粗大なMg−Bi系化合物の生成を抑制する手段としては、前述の条件と同様に鋳造時に溶湯温度が高いところから早い冷却速度で鋳込むこと、熱延時には、一定以上の大きな総圧下量をとること、高温域での圧延時間を長くとること、熱延仕上り温度を一定以上低くかつその後の冷却速度を早くすることなどを適正に組み合わせることで調整することができる。
ろう材中にBi単体の粒子が存在すると、ろう付昇温過程でBiの融点である271℃から溶融して材料表面に濃化するが、ろう付昇温過程の低い温度域であるため、ろう材が溶融するまでに材料表面でBiが酸化して堆積することや、早い段階で酸化皮膜が不安定となり再酸化が進み易くなることで接合が阻害されるため、良好な接合状態が得られ難くなる。また、酸化によりBiが消耗するため、溶融ろうの表面張力を低下させる効果が低下する。
このとき、ろう付前のろう材中で単体Biが殆ど存在しないように材料を作製することでこれら問題を防止することが可能となる。具体的には、前記Al−Si−Mg−Bi系ろう材に含まれる円相当径で5.0μm径以上のBi単体の粒子が、ろう付前の表層面方向の観察において、10000μm2視野あたり5個未満とすることで酸化などによるBiの消耗が殆どなく、Bi添加によるろう付性向上効果が大きくなる。
なお、ろう材表面のBi単体粒子の数は、作製した材料のろう材表面を0.1μmの砥粒で鏡面処理し、EPMA(電子線マイクロアナライザ)を用いた全自動粒子解析を行うことで求めることができる。
なお、Bi単体粒子の発生を抑制する手段としては、合金のMgとBiの配合比率や、鋳造時の溶湯温度と冷却速度、および、均質化処理条件を適正に組み合わせることで調整することができる。鋳造時の溶湯温度が低いほど、また鋳造時の冷却速度が遅いほど、Bi単体粒子の数が増加する傾向であり、均質化処理条件が低温で短時間であるほど同様にBi単体粒子の数が増加する傾向にある。
(1)円相当径0.8μm以上のSi粒子のうち、円相当径が1.75μmのものの数が25%以上
そして、本発明を実施するにあたっては、ろう材表面に比較的粗大なSi粒子が存在していることが好ましい。通常、アルミニウム材料表面には緻密なAl2O3等の酸化皮膜が存在し、ろう付熱処理過程ではこれがさらに成長し厚膜となる。酸化皮膜の厚みが増すほど、酸化皮膜の破壊作用を阻害する傾向が強くなるのが一般的な見解である。本発明では、ろう材表面に粗大なSi粒子が存在することで、粗大Si粒子表面にアルミニウムの緻密な酸化皮膜が成長せず、この部位がアルミニウム材料表面の酸化皮膜欠陥として働く。
すなわち、アルミニウム材料表面の酸化皮膜がろう付熱処理中に厚膜となっても、Si粒子部分からろう材の染み出し等が発生し、この部位を起点に酸化皮膜破壊作用が進んでいくものと考えられる。ここで言うSi粒子とは、組成上Si単体成分によるSi粒子、及び、例えば、Fe-Si系化合物や、Fe-Siを主成分とするAl-Fe-Si系の金属間化合物等をも含むものとする。本発明の説明においては、これらを便宜的にSi粒子と表記する。具体的には、ろう材表面のSi粒子を円相当径でみなし、0.8μm以上のSi粒子数をカウントした場合に1.75μm以上のものが25%以上存在すると、この効果が十分に得られる。なお、ここでろう材の表面とは、酸化皮膜を除いたアルミニウム合金生地の表面を意味しており、10μmに至る深さ範囲のいずれかの面方向において、上記条件を満たしていればよい。
ろう材表面のSi粒子はそのサイズが小さ過ぎると、酸化皮膜の欠陥部として作用する効果が不十分となる。したがって、1.75μm以上のSi粒子の数が、0.8μm以上のSi粒子の数の25%以上とした。25%未満では、酸化皮膜の欠陥部として作用する効果が不十分となる。
ろう材のSi粒子分布は、鋳造時の凝固速度や均質化処理の温度と時間、熱間圧延時の最大圧延率等によってSi粒子の大きさや面積率を制御することができる。
また、Si粒子の分布密度が低い場合は、ろう材の染み出しが発生する箇所が少なく、酸化皮膜の破壊や分断も不十分となるため、安定した接合状態を得ることが困難となる。本発明では、円相当径1.75μm以上のSi粒子の面積率を規定することで、ろう材の染み出しが発生する箇所を十分に確保する。
対表面積(ろう材全体の表面積)に対する上記面積率(ろう材中のSi粒子の表面積比率)が下限未満であると、接合面内の接合起点が少なすぎ、充分な接合状態が得られない。一方、上記面積率が上限を超えると、粗大Si粒子部において材料側ろう侵食が顕著となり、ろう付不具合の原因となる。よって、Si粒子の面積率を前記範囲に定めている。
Si粒子の面積率は、鋳造時の凝固速度や均質化処理の温度と時間、熱間圧延時の最大圧延率等によってSi粒子の大きさや面積率を制御することができる。
上記の原子濃度比を満たすことで、ろう材中の単体Biの生成を抑制し、ろう付性を向上させるので、所望により上記原子濃度比を求めるものとする。上記原子濃度比が1.5未満であると、単体Biが生成し易くなり、ろう付性が低下する。
なお、同様の理由により、上記原子濃度比はさらに4.0以上であるのが望ましい。
本願発明における心材の組成は特定のものに限定されるものではないが、以下の成分が好適に示される。
Siは、固溶により材料強度を向上させる他、Mg2SiやAl−Mn−Si化合物として析出し材料強度を向上させる効果がある。但し、含有量が過小であると、効果が不十分となる。一方、含有量が過大であると、心材の固相線温度が低下し、ろう付時に溶融する。これらのため、Siを含有させる場合、Si含有量は上記範囲とする。なお、同様の理由で、Si含有量を下限で0.1%、上限で1.0%とするのが望ましい。なお、Siを積極的に含有しない場合でも、不可避不純物として、例えば0.05%以下含有するものであってもよい。
Mgは、Siなどとの化合物が析出することで材料強度が向上する。一部はろう材に拡散し、酸化皮膜(Al2O3)を還元分解する。ただし、含有量が過小であると効果が不十分であり、一方、過大に含有すると、効果が飽和するだけでなく、材料が硬く脆くなるため、素材製造が困難になる。これらのため、Mgを含有させる場合、Mg含有量は上記範囲とする。なお、同様の理由で、Mg含有量を、下限で0.05%、上限で1.0%とするのが望ましい。なお、Mgを積極的に含有しない場合でも、不可避不純物として、例えば0.01%以下含有するものであってもよい。
Mnは、金属間化合物として析出して材料強度を向上させる。さらに固溶により材料の電位を貴にして耐食性を向上させる。ただし、含有量が過小であると効果が不十分であり、一方、過大に含有すると、材料が硬くなり素材圧延性が低下する。これらのため、Mnを含有させる場合、Mn含有量は上記範囲とする。なお、同様の理由で、Mn含有量を下限で0.3%、上限で1.8%とするのが望ましい。なお、Mnを積極的に含有しない場合でも、不可避不純物として、例えば0.1%以下含有するものであってもよい。
Cuは、固溶して材料強度を向上させる。ただし、含有量が過小であると効果が不十分であり、一方、過大に含有すると、心材の固相線温度が低下し、ろう付時に溶融する。これらのため、Cuを含有させる場合、Cu含有量は上記範囲とする。なお、同様の理由で、Cu含有量を下限で0.02%、上限で1.2%とするのが望ましい。なお、Cuを積極的に含有しない場合でも、不可避不純物として、例えば0.01%以下含有するものであってもよい。
Feは、金属間化合物として析出して材料強度を向上させる。さらに、ろう付時の再結晶を促進させ、ろう侵食を抑制する。ただし、含有量が下限未満であると、効果が不十分であり、一方、過大であると、ろう付後の腐食速度が速くなる。これらのため、Feを含有させる場合、Fe含有量を上記範囲とする。なお、同様の理由で、Fe含有量を下限で0.1%、上限で0.6%とするのが望ましい。なお、Feを積極的に含有しない場合でも、不可避不純物として、例えば0.05%以下含有するものであってもよい。
Zrは、微細な金属間化合物を形成し材料強度を向上させる。ただし、含有量が下限未満であると、効果が不十分であり、一方、過大であると、材料が硬くなり加工性が低下する。これらのため、Zrを含有させる場合、Zr含有量を上記範囲とする。なお、同様の理由で、Zr含有量を下限で0.05%、上限で0.2%とするのが望ましい。なお、Zrを積極的に含有しない場合でも、不可避不純物として、例えば0.01%以下含有するものであってもよい。
Tiは、微細な金属間化合物を形成し材料強度を向上させる。ただし、含有量が下限未満であると、効果が不十分であり、一方、過大であると、材料が硬くなり加工性が低下する。これらのため、Tiを含有させる場合、Ti含有量を上記範囲とする。なお、同様の理由で、Ti含有量を下限で0.05%、上限で0.2%とするのが望ましい。なお、Tiを積極的に含有しない場合でも、不可避不純物として、例えば0.01%以下含有するものであってもよい。
Crは、微細な金属間化合物を形成し、材料強度を向上させる。ただし、含有量が下限未満であると、効果が不十分であり、一方、過大であると、材料が硬くなり加工性が低下する。これらのため、Crを含有させる場合、Cr含有量を上記範囲とする。なお、同様の理由で、Cr含有量を下限で0.05%、上限で0.3%とするのが望ましい。なお、Crを積極的に含有しない場合でも、不可避不純物として、例えば0.01%以下含有するものであってもよい。
Biは、一部がろう材層に拡散することで溶融ろうの表面張力を低下させる。また、材料表面の緻密な酸化皮膜成長を抑制する。ただし、含有量が下限未満であると、効果が不十分であり、一方、過大であると効果が飽和するとともに、材料表面でBiの酸化物が生成し易くなり接合が阻害される。これらのため、Biを含有させる場合、Bi含有量を上記範囲とする。なお、同様の理由で、Bi含有量を下限で0.05%、上限で0.5%とするのが望ましい。なお、Biを積極的に含有しない場合でも、不可避不純物として、例えば0.005%以下含有するものであってもよい。
Znは、材料の孔食電位を他部材よりも卑にし、犠牲防食効果を発揮する。ただし、含有量が下限未満であると、効果が不十分であり、一方、過大であると効果が飽和する。これらのため、Znを含有させる場合、Zn含有量を上記範囲とする。なお、同様の理由で、Zn含有量を下限で0.5%、上限で7.0%とするのが望ましい。なお、Znを積極的に含有しない場合でも、不可避不純物として、例えば0.1%以下含有するものであってもよい。
本願発明では、心材に犠牲材をクラッドしたアルミニウムブレージングシートとすることができる。本願発明における犠牲材の組成は特定のものに限定されるものではないが、以下の成分が好適に示される。
Znは、材料の自然電位を他部材よりも卑にし、犠牲防食効果を発揮させ、クラッド材の耐孔食性を向上させるために添加される。含有量が下限未満であると、効果が不十分であり、上限超えであると電位が卑となりすぎて犠牲材の腐食消耗速度が速くなり、犠牲材の早期消失によってクラッド材の耐孔食性が低下する。なお、同様の理由で、下限で1.0%、上限で8.0%とするのが望ましい。
Siは、Al−Mn−Si、Al−Mn−Si−Feなどの金属間化合物として析出して腐食の起点を分散させることでクラッド材の耐孔食性を向上させるため、所望により添加される。含有量が下限未満であると、効果が不十分であり、上限超えであると腐食速度が速くなり、犠牲材の早期消失によってクラッド材の耐孔食性が低下する。なお、同様の理由で、下限で0.3%、上限で1.0%とするのが望ましい。
Mgは、酸化皮膜を強固にすることで耐食性を向上させるため、所望により添加される。含有量が下限未満であると、効果が不十分であり、上限超えであると材料が硬くなりすぎて圧延製造性が低下する。なお、同様の理由で、下限で0.05%、上限で1.5%とするのが望ましい。
Mnは、Al−Mn、Al−Mn−Si、Al−Mn−Fe、Al−Mn−Si−Feなどの金属間化合物として析出して腐食の起点を分散させることでクラッド材の耐孔食性を向上させるため、所望により添加される。含有量が下限未満であると、効果が不十分であり、上限超えであると腐食速度が速くなり、犠牲材の早期消失によってクラッド材の耐孔食性が低下する。なお、同様の理由で、下限で0.4%、上限で1.8%とするのが望ましい。
Feは、Al−Mn−Fe、Al−Mn−Si−Feなどの金属間化合物として析出して腐食の起点を分散させることでクラッド材の耐孔食性を向上させるため、所望により添加される。含有量が下限未満であると、効果が不十分であり、上限超えであると腐食速度が速くなり、犠牲材の早期消失によってクラッド材の耐孔食性が低下する。なお、同様の理由で、下限で0.1%、上限で0.7%とするのが望ましい。
Zrは、Al−Zr系金属間化合物として析出して腐食の起点を分散させることや、固溶Zrの濃淡部を形成させることで腐食形態を層状とすることでクラッド材の耐孔食性を向上させるため、所望により添加される。含有量が下限未満であると、効果が不十分であり、上限超えであると鋳造時に巨大な金属間化合物を形成し圧延性が低下する。なお、同様の理由で、下限で0.05%、上限で0.25%とするのが望ましい。
Tiは、Al−Ti系金属間化合物として析出して腐食の起点を分散させることや、固溶Tiの濃淡部を形成させることで腐食形態を層状とすることでクラッド材の耐孔食性を向上させるため、所望により添加される。含有量が下限未満であると、効果が不十分であり、上限超えであると鋳造時に巨大な金属間化合物を形成し圧延性が低下する。なお、同様の理由で、下限で0.05%、上限で0.25%とするのが望ましい。
Crは、Al−Cr系金属間化合物として析出して腐食の起点を分散させることや固溶Crの濃淡部を形成させることで腐食形態を層状とすることでクラッド材の耐孔食性を向上させるため、所望により添加される。含有量が下限未満であると、効果が不十分であり、上限超えであると鋳造時に巨大な金属間化合物を形成し圧延性が低下する。なお、同様の理由で、下限で0.1%、上限で0.4%とするのが望ましい。
Biは、溶融ろうが犠牲材表面に接触した際に溶融ろうに拡散することで溶融ろうの表面張力を低下させ、また、材料表面の緻密な酸化皮膜成長を抑制するので、所望により添加される。ただし、含有量が下限未満であると、効果が不十分であり、一方、過大であると効果が飽和するとともに、材料表面でBiの酸化物が生成し易くなり接合が阻害される。これらのため、Bi含有量を上記範囲とする。
なお、同様の理由で、Bi含有量を下限で0.05%、上限で0.5%とするのが望ましい。ただし、Biを積極的に添加しない場合でも、不可避不純物として、例えば0.005%以下含有するものであってもよい。
本発明のブレージングシートに用いるアルミニウム材は、例えば以下の方法により製造することができる。
ろう材用アルミニウム合金としては、質量%で、Mgを0.01〜2.0%、Siを1.5〜14.0%、Biを0.005〜1.5%含有し、所望により、質量%で0.1〜9.0%のZnを含有し、残部がAlと不可避不純物からなる組成のAl−Si−Mg−Bi系ろう材に調製する。なお、ろう材には、他の元素として2.0%以下のIn,Sn、Mn、1.0%以下のFe、Ni、Ce、Se、0.3%以下のBe、Na、Sb、Ti、Zr、P、S、K、Rbなどを含有してもよい。また、上記ろう材は、最表層に位置するものであり、その内層に、組成の異なるろう材を有するものであってもよい。すなわち、ろう材層は複数層からなるものとしてもよい。
内層のろう材を有する場合、内層のろう材の組成は特に限定されるものではないが、例えば、Al−Si系、Al−Si−Zn系ろう材などを挙げることができる。
本発明では、ろう付前時点で微細なMg−Bi化合物を分散させるため、ろう材の鋳造時に高い溶湯温度から急冷することでMgとBiを鋳塊内で過飽和に固溶させる。具体的には、溶湯温度を700℃以上とすることでMgとBiの固溶度を高めることができる。
得られたアルミニウム合金鋳塊に対しては、所定条件で均質化処理を行う。均質化処理温度が低いと粗大なMg−Bi化合物が析出し、ろう付前時点で本発明のMg−Bi化合物の分布状態が得られにくくなるため、処理温度400℃以上で1〜10時間行うことが望ましい。
例えば、ろう材を鋳造するにあたり、その冷却速度を10℃/secよりも遅くすると、凝固冷却で生じるSi粒子サイズが粗大になるが、その後の圧延工程でSi粒子が破砕されることで上記条件を満たすことが可能となる。但し、この冷却速度が10℃/secより速くなった場合においても、鋳造後に均質化処理として、例えば500℃以上の条件で数時間の熱処理を加えれば、Si粒子の粗大化が図れ、上記同様に、圧延後には本発明条件のSi粒子サイズを得ることが可能である。
また、熱間圧延時の圧下率は、一度の圧下率が大きいほどSi粒子が微細に破砕される。
これらの条件を複合的に制御することでSi粒子の分布(大きさ、粗大な粒子の比率、面積率)を変えることができる。
ε=(2/√3)ln(t0/t) ・・・式(1)
t0:熱延開始厚み(スラブ厚み)
t :熱延仕上げ厚み
その後、冷間圧延などを経て、本発明のブレージングシートが得られる。
冷間圧延では、例えば、75%以上の総圧下率で冷間圧延を行い、温度300〜400℃にて中間焼鈍を行い、その後圧延率40%の最終圧延を行うことができる。冷間圧延では、Mg−Bi化合物が破砕され微細化がある程度進むが、本発明が目的とするサイズや数密度を逸脱することはないため、特に条件が限定されるものではない。また、中間焼鈍は行わないものとしてもよい。
例えば、ろう材に配合するMgとBiの混合比を原子濃度比で1.5以上にすることでMg−Bi化合物の生成を促進することができる。また、鋳造では冷却速度を10℃/secよりも遅くすることでMg−Bi化合物の生成を促進することができる。さらに、均質化処理では、400℃以上の高温で行うことで鋳塊内でのMg−Bi化合物の生成を促進することができる。
上記工程を経ることにより、図1に示すように、アルミニウム合金心材2の一方の面にアルミニウム合金ろう材3がクラッドされた熱交換器用のアルミニウムブレージングシート1が得られる。なお、図では、心材の片面にろう材がクラッドされているものが記載されているが、心材の両面にろう材がクラッドされているものであってもよい。また、心材の他の面に犠牲材10などがクラッドされているものであってもよい。
ろう付対象部材4として、例えば、質量%で、Mg:0.1〜0.8%、Si:0.1〜1.2%を含有し、残部がAlと不可避不純物からなる組成などのアルミニウム合金を調製し、適宜形状に加工される。なお、本発明としては、ろう付対象部材の組成が特に限定されるものではない。
上記組み付け体は、常圧下の非酸化性雰囲気とされた加熱炉内に配置される。非酸化性ガスには窒素ガス、あるいは、アルゴンなどの不活性ガス、または、水素、アンモニアなどの還元性ガス、あるいはこれらの混合ガスを用いて構成することができる。ろう付炉内雰囲気の圧力は常圧を基本とするが、例えば、製品内部のガス置換効率を向上させるためにろう材溶融前の温度域で100kPa〜0.1Pa程度の中低真空とすることや、炉内への外気(大気)混入を抑制するために大気圧よりも5〜100Pa程度陽圧としてもよい。これらの圧力範囲は、本発明における「減圧を伴わない」の範囲に含まれる。
ろう付条件において、昇温速度が速くなるほどろう付時間が短くなるため、材料表面の酸化皮膜成長が抑制されてろう付性が向上する。到達温度は少なくともろう材の固相線温度以上とすればろう付可能であるが、液相線温度に近づけることで流動ろう材が増加し、開放部を有する継手で良好な接合状態が得られ易くなる。ただし、あまり高温にするとろう浸食が進み易く、ろう付後の組付け体の構造寸法精度が低下するため好ましくない。
なお、犠牲材成分を「−」で示した供試材は、犠牲材を用いていないものである。
その後、中間焼鈍を含む冷間圧延によって、H14相当調質の0.30mm厚の冷間圧延板を作製した。なお、各層のクラッド率は、ろう材10%、犠牲材15%とした。
また、ろう付対象部材としてA3003合金、H14のアルミニウムベア材(0.06mm厚)のコルゲートフィンを用意した。
・接合率
以下式にて接合率を求め、各試料間の優劣を評価した。
フィン接合率=(フィンとチューブの総ろう付長さ/フィンとチューブの総接触長さ)×100
判定は以下の基準によって行い、その結果を表8、表9に示した。
ろう付後のフィン接合率 ◎:98%以上、○:90%以上98%未満、
△:80%以上90%未満、×:80%未満
ろう付けしたコアの一部を切り出し樹脂に包埋、鏡面研磨し、光学顕微鏡を用いて接合部におけるフィレット長さを測定した。計測方法は、図3に示す接合部13の幅Wを各試料で20点計測し、その平均値をもって優劣を評価した。判定は以下の基準とし表8、表9に示した。
◎:1.0mm以上、○:0.8mm以上1.0mm未満、
△:0.6mm以上0.8mm未満、×:0.6mm未満
ブレージングシートをドロップ形式で炉に設置し、前記ろう付条件にてろう付相当熱処理を行った。その後、サンプルを切り出し、JISに準拠した通常の方法にて室温にて引張試験を実施して引張強さを評価し、その結果を表8、表9に示した。
犠牲材を有するブレージングシートをドロップ形式で炉に設置し、前記ろう付条件にてろう付相当熱処理を行った。その後、サンプルを30mm×80mmのサイズに切り出し、犠牲材面以外をマスキングしたのち、SWAAT(Sea Water Acetic Acid. Test, ASTM G85-A3)に40日間供した。腐食試験後のサンプルはリン酸クロム酸によって腐食生成物を除去し、最大腐食部の断面観察を行って腐食深さを測定した。判定は以下の基準とし表8、表9に示した。
◎:犠牲材層内、○:板厚の半分以内、△:貫通なし、×:貫通
実施例の何れも良好なろう付性を示したのに対し、比較例では十分な接合が得られなかった。
作製したアルミニウムクラッド材について、ろう材最表面を0.1μmの砥粒で研磨し、表面方向からEPMA(電子線マイクロアナライザ)を用いた全自動粒子解析を各サンプル10000μm2(100μm角相当)の観察視野で実施した。
該測定では、円相当径で0.8μm以上のSi粒子の個数中における円相当径1.75μm以上のSi粒子の個数が占める割合(%)を算出し、さらに、円相当径1.75μm以上の粒子の面積率(対表面積)を算出し、測定結果を表1、2に示した。
2 アルミニウム合金心材
3 アルミニウム合金ろう材
4 対象部材
5 アルミニウム製熱交換器
6 フィン
7 チューブ
10 犠牲材
13 接合部
15 チューブ
Claims (9)
- 少なくとも心材及びろう材の二層以上の複層構造を有するアルミニウムブレージングシートであって、質量%で、Mgを0.01〜2.0%、Siを1.5〜14.0%、Biを0.005〜1.5%含有するAl−Si−Mg−Bi系ろう材が前記心材の片面または両面にクラッドされて最表面に位置し、前記Al−Si−Mg−Bi系ろう材に含まれるMg−Bi系化合物が、表層面方向の観察において、円相当径で0.01μm以上5.0μm未満の径を有するものが10000μm2視野あたり10個よりも多く存在し、かつ、5.0μm以上の径を有するものが10000μm2視野あたり2個未満であり、さらに、ろう材に含まれるBi単体の粒子は、表層面方向の観察において、円相当径で5.0μm以上の径を有するものが10000μm2視野あたり5個未満であることを特徴とするアルミニウムブレージングシート。
- 前記Al−Si−Mg−Bi系ろう材に含まれるSi粒子は、表層面方向の観察において、円相当径で0.8μm以上の径をもつものの数の内、円相当径で1.75μm以上の径のものの数が25%以上であることを特徴とする請求項1に記載のアルミニウムブレージングシート。
- 前記Al−Si−Mg−Bi系ろう材に含まれるSi粒子は、円相当径で1.75μm以上の径をもつものの面積率が対表面積で0.1〜1.5%の範囲であることを特徴とする請求項1または2に記載のアルミニウムブレージングシート。
- 前記Al−Si−Mg−Bi系ろう材に含まれるMgとBiの原子濃度比が、Mg/Bi=1.5以上であることを特徴とする請求項1〜3のいずれか1項に記載のアルミニウムブレージングシート。
- 前記Al−Si−Mg−Bi系ろう材に含まれる不純物中で、Caが質量ppmで100ppm以下である請求項1〜4のいずれか1項に記載のアルミニウムブレージングシート。
- 前記Al−Si−Mg−Bi系ろう材に、さらに、質量%で0.1〜9.0%のZnを含有する請求項1〜5のいずれか1項に記載のアルミニウムブレージングシート。
- 前記心材が、質量%で、Si:0.05〜1.2%、Mg:0.01〜2.0%、Mn:0.1〜2.5%、Cu:0.01〜2.5%、Fe:0.05〜1.5%、Zr:0.01〜0.3%、Ti:0.01〜0.3%、Cr:0.01〜0.5%、Bi:0.005〜1.5%およびZn:0.1〜9.0%の内1種または2種以上を含有する請求項1〜6のいずれか1項に記載のアルミニウムブレージングシート。
- 前記心材が、質量%で、Si:0.05〜1.2%、Mg:0.01〜2.0%を含有し、さらにMn:0.1〜2.5%、Cu:0.01〜2.5%、Fe:0.05〜1.5%、Zr:0.01〜0.3%、Ti:0.01〜0.3%、Cr:0.01〜0.5%、Bi:0.005〜1.5%およびZn:0.1〜9.0%の内1種または2種以上を含有する請求項1〜6のいずれか1項に記載のアルミニウムブレージングシート。
- 前記心材に犠牲材がクラッドされ、前記犠牲材が質量%で、Zn:0.1〜9.0%を含有し、さらに、Si:0.05〜1.2%、Mg:0.01〜2.0%、Mn:0.1〜2.5%、Fe:0.05〜1.5%、Zr:0.01〜0.3%、Ti:0.01〜0.3%、Cr:0.01〜0.5%、Bi:0.005〜1.5%の内1種または2種以上を含有する請求項1〜8のいずれか1項に記載のアルミニウムブレージングシート。
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