JPH01234541A - ブレージング用アルミニウム合金ベアフィン材 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。

Description

【発明の詳細な説明】 （産業上の利用分野） 本発明はろう付接合（ブレージング）により組立てられ
るアルミニウム合金製熱交換器のブレーシング用アルミ
ニウム合金フィン材に関し、さらに詳しくは、ろう付時
の加熱に対して優れた耐座屈性を示すブレーシング用ア
ルミニウム合金フィン材に関する。

（従来の技術） アルミニウム合金製熱交換器のブレージング用フィン材
としては、従来例えばＪＩＳ３００３合金、３２０３合
金等のＡ　ｌ　−Ｍ　ｎ系合金を芯材とし、これに皮材
としてＡｎ−５ｉ系ろう合金をクラッドしたプレージン
グシート（合わせ材）又は皮材をクラッドしない裸のフ
ィン材（ベア材）が用いられている。・近年これらのツ
ーイン材に対して薄肉化の要求が高まっており、合わせ
材に対しては当初０．１６ｍｍ程度であったものが、多
くの検討がなされ０．１２ｍｍ程度まて薄肉化か行われ
つつある。一方、ベア材については当初から０．１２ｍ
ｍ程度の厚さて用いられていることもあり、薄肉化か進
んでいない。

ベア材フィンて薄肉化が進まないのは、熱交換器を組立
てるろう付が通常５９０〜６２０°Ｃの高温て行われる
ため、薄肉化によって材料強度の低下したフィン材はろ
う材中にフィンの潰れ、いわゆる座屈が生しやすいため
である。また、薄肉化によって熱交換器自体の強度か低
下するという問題もある。

このように、ろう付加熱時の座屈はフィン材の薄肉化に
ともなって発生してきた問題であり、合わせ材フィンの
座屈については従来多くの検討かなされてきた。その結
果ろう付加熱時にろう材成分が芯材中へ拡散することが
座屈の原因となることが明らかにされ、その対策として
ろう材が溶融しはじめる前に再結晶が完了し、粗大な再
結晶粒が得られるような芯材を使用することか行われて
いる。

（発明か解決しようとする課題） しかしながら、ろう材をクラッドしていない従来のＡ　
Ｉ　−Ｍ　ｎ系合金のベア材フィンは上記のようなろう
材成分の拡散という問題がないにもかかわらず、必ずし
も耐高温座屈性の優れたベア材は得られていなかった。

したがって、本発明の目的はろう付加熱においても漬れ
の生じ難い耐高温座屈性に優れたＡｌ−Ｍｎ系のアルミ
ニウム合金フィン材を提供することにある。

（課題を解決するための手段） 本発明者らは上記問題点を解決するために高温での座屈
のメカニズムを中心に種々検討を行った結果、フィン材
、特にベア材の場合のように０．１０ｍｍ以下という非
常に薄い板厚となった場合、以下に示す現象か生じてお
り、その対策が必要であることを見い出した。

（１）フィン材のコルゲート成形時に生しる不均一な歪
の分布かろう付加熱時の再結晶挙動に影響し、不均一な
再結晶状態となり耐座屈性か損われる。（比較的厚いフ
ィン材では再結晶挙動の多少の変化は耐座屈性を損わな
い。） （２）フィン材の座屈は再結晶の開始される２５０°Ｃ
付近の温度から生じはしめ、再結晶の終了する温度まで
続く。

（３）さらに、フィン材を約５６０°Ｃ以上の温度に加
熱した場合、再結晶か完了して、かつ、ろう材成分の拡
散かなくても座屈か生じる。これは−種の高温クリープ
現象に対応している。

そこで、本発明者らはさらに検討を続け、その結果、Ｍ
ｎ、Ｆｅ及びＳｉの含有量を規制したＡｌ−Ｍｎ系合金
材について第２相粒子の数を所定数以上にコントロール
することにより目的が達成されることを見い出し、この
知見に基づいて本発明を完成するに至った。

すなわち本発明は、Ｍｎ　０．２〜２．０％、ＦｅＯ，
０５〜Ｏ’、８％、Ｓｉ０．６％以下（以上ｗｔ％、以
下単に％と略記）を含有するＡ　ｓＬ−Ｍ　ｎ系合金で
あって、６１０℃でｉｏ分間加熱した場合に、組織内に
第２相粒子を１ｍｍ’当り３ｏ×１０９個以上有するこ
とを特徴とするブレージング用アルミニウム合金フィン
材である。

本発明のＡ　ｌ　−Ｍ　ｎ系合金フィン材において含有
成分及びその含有量を限定した理由は次の通りである。

本発明のフィン材においてＭｎの含有量は０．２〜２．
０％とする。Ｍｎは合金の強度を向上させる。さらにＡ
ｎ−Ｆｅ−Ｍｎ、ＡＪｊ−Ｍｎ−３ｉあるいはＡ　ｓＬ
−Ｆ　ｅ　−Ｍ　ｎ　−Ｓ　ｉ系の晶出又は析出相を生
じ、これらを適正にコントロールした場合に耐座屈性を
向上させる働きをもつ。

Ｍｎの含有量か０．２％未満ではその効果が小さく、２
．０％を越えた場合は巨大晶出物か生じやすく、フィン
の成形性を損なう。

Ｆｅの含有量は０．０５〜０．８％とする。

ＦｅはＡ　ｌ　−Ｆ　ｅ　−Ｍ　ｎあるいはＡｌ−Ｆｅ
−Ｍ　ｎ　−Ｓ　ｉ系の晶出又は析出相を生じ、これら
を適正にコントロールした場合、耐座屈性の向上効果を
有する。さらにＦｅ自体高温強度を高め耐座屈性な向上
させる働きを持っている。Ｆｅの含有量が０．０５％未
満ては添加の効果がなく、０．８％を越えると晶出又は
析出相の量が増え、成形性が低下しコルゲート加工が困
難となる。

Ｓｉの含有量は０６６％以下とする。ＳｉはＡ　ｌ　−
Ｆ　ｅ　−Ｍ　ｎ　−Ｓ　ｉ系の析出相の析出を促進さ
せる働きを有する。Ｓｉの含有量が０．６％を越えると
合金の融点か低下し、高温強度が低下する。

本発明のＡ　ｌ　−Ｍ　ｎ系合金フィン材において、上
記以外の元素は、例えば鋳塊組織微細化のために、０．
０５％以下のＴｉやＢを添加することができる。また、
チューブの防食を目的として、フィン材に犠牲陽極効果
を付与するために本発明のフィン材に、必要に応じてＺ
ｎ　（０，３〜２％）、Ｉ　ｎ　（０，０５〜０．２％
）、５ｎ（０，０１〜０．１％）の１種又は２種以上を
選択して添加することができる。さらに強度を高めるた
めに、必要に応じて、Ｃｕ　（０，２％以下）、Ｚｒ　
（０，２％以下）、Ｃｒ　（０，３％以下）、Ｎｉ　（
０，６％以下）等を選択して添加してもよい。このよう
な元素の添加は次に述べる第２相粒子の分布状態の範囲
をはずれないかぎり本発明のフィン材の特性に影響しな
い。

さらに本発明のフィン材は、６１０℃で１０分間加熱し
た場合に組織内に１ｍｒｒｉ’当り３０×１０９個以上
の第２相粒子を含有するようにした材料である。第２相
粒子とは、アルミニウム合金中に存在する金属間化合物
粒子を指し、圧延によって分断された晶出相や均質化処
理や焼鈍を行う際に析出する析出相粒子である。その粒
径は０．００１〜３舊の範囲であり、さらに詳しくは大
部分、晶出相は０．５〜３川であり、析出相は０．００
１〜０．５戸である。これらの第２相粒子は座屈挙動に
大きな影響を与え、その量が６１０℃ＸＩＯ分間の加熱
て１ｍｒｒｉ″当り３０×１０９個以上存在するような
材料の場合、フィン材の座屈挙動に対する加工度の感受
性を鈍くする。すなわち、コルゲート成形により、歪量
が不均一となってもその影響を受けなくなり、それか原
因で座屈を生じなくなる。

また、第２相粒子は再結晶の進行にともなって生じる座
屈を減少させる作用を有しているか、１ｍ　ｍ’当り３
０×１０９個未満の場合てはその作用は十分てない。

さらに、本発明のフィン材は、ろう付加熱時に５６０°
Ｃ付近で比較的大きな再結晶粒を示す。これは晶出相及
び析出相による再結晶の妨害効果によるものてあり、こ
れにより副次的に５６０℃付近の温度から生じる座屈（
高温クリープ特性と対応しており、粒径が小さいほど変
形しやすい）、およびチューブ材からのろうの拡散によ
る座屈を生じさせない。

第２相粒子の分布の測定は透過型電子顕微鏡を用いて行
う。すなわち、測定する試料の膜厚を等浮子渉縞を用い
て求め、各視野中の面積とその中の第２相粒子の数を測
定して決定する。粒子数の測定はフィン材の製造後測定
してもよいがフィン材が製造されたままの加工材では転
位が多く、第２相粒子の判別が難しいため、フィン材を
ろう付加熱条件で加熱（例えば、６１０°Ｃで１０分間
加熱）した後、常温まて冷却して、常温で測定するのが
よい。本発明のフィン材の場合ろう付加熱は６００°Ｃ
付近の高温で行うため加熱前に存在する第２相粒子は、
ろう付加熱で再固溶、粗大化が進行し、粒子数が減少す
ることはあるが増加することはないため、一定の条件で
ある６１０°Ｃで１０分間加熱後に３０ｘｌＯ９個／ｍ
ゴ以上の第２相粒子が存在するフィン材は必ず加熱前に
もそれ以上の数の第２相粒子が存在している。

このように第２相粒子の分布状態とするとさらに、ろう
付加熱後のフィンの強度も若干向上する。これは粒子が
数多く分散しており、分散強化による効果であるが、こ
の効果がフィンの薄肉化による熱交換器自体の強度低下
も防いでいる。

なお、本発明のフィン材の調質は硬質の状態（０材では
なくＨ材）で使用され、詳しくは、いわゆる最終冷間圧
延による硬質板（ＨＩＸ）、または最終冷間圧延後部分
焼鈍した硬質板（Ｈ２Ｘ）の状態で使用される。

（実施例） 次に本発明を実施例に基づきさらに詳細に説明する。

第１表に示す化学組成の合金のＤＣ鋳塊（厚さ１００ｍ
ｍ）を片面につき１０＠ｍずつ面削後、均質化処理、熱
間圧延し、その後冷間圧延と焼鈍の組合せの工程てｔＯ
１０７ＩＩ１ｍｌのフィン材試料を作製した。この工程
において、熱間圧延開始温度は３８０°Ｃ〜５００°Ｃ
１終了温度は２２０℃〜３４０°Ｃにより熱間圧延した
。熱間圧延の終了板厚は３．５ｔ＋ｉとした。また均質
化処理は４００°Ｃ〜６００°Ｃで１時間〜４８時間、
焼鈍は３２０℃〜６００°Ｃで１時間〜４８時間の範囲
で実施し、第２相粒子分布状態をコントロールした。最
終冷間圧延前の焼鈍時点での材料を用い、第２相粒子の
分布を透過型電子顕微鏡で求め、また最終のフィン材試
料について６１０℃Ｘ１０分の加熱を行い（転位を除去
するため）、常温まで冷却し、同様に透過型電子顕微鏡
で第２相粒子の分布を求めた。これらの結果を第２表に
示す。

゛　　　また上記とは別に、作製したフィン材試料につ
いて下記の方法により耐高温座屈性を試験した。

結果を第２表にあわせて示す。

（１）耐高温座屈性試験 フィン材試料から幅２２１ＩＩ、長さ６０ｍｍの試片（
１１）を作製し、これを第１図（イ）、（ロ）のように
台（１２）上に固定具（１３）を用いてｔＸ２２”Ｘ５
０文を片持ちで保持し、６１０℃、１０分間大気中で加
熱する。第１図（ハ）に示す加熱後の垂下量の大小で耐
高温座屈性な評価する。この評価法において、垂下量が
１５＋ａｍ以下てあれば実際のエバポレーターを組みた
て、ツレ−ジンクをした際に問題がないことを確認した
。

したがって垂下量１５ｍ１ｎ以下を合格と判定した。

第２表の結果から明らかなように、０．０７ｍｍという
薄いフィンにもかかわらず本発明はいずれも垂下量は１
０ｍｍ以下で、優れた耐高温座屈性を示している。本発
明の範囲をはずれた比較例では、垂下量は大きく、耐高
温座屈性が劣っている。

（発明の効果） このように、本発明のフィン材は耐高温座屈性に優れ、
フィン材の薄肉化が可能になる。

【図面の簡単な説明】

第１図（イ）、（ロ）、（ハ）はフィン材の耐座屈性試
験方法の説明図である。 第１図

Claims (1)

【特許請求の範囲】
1. 　Ｍｎ０．２〜２．０％、Ｆｅ０．０５〜０．８％、Ｓ
   ｉ０．６％以下（以上ｗｔ％）を含有するＡｌ−Ｍｎ系
   合金であって、６１０℃で１０分間加熱した場合に、組
   織内に第２相粒子を１ｍｍ＾３当り３０×１０＾９個以
   上有することを特徴とするブレージング用アルミニウム
   合金フィン材。