JPS5939502B2 - ろう付け性と耐食性にすぐれたブレ−ジングシ−トの製造法 - Google Patents
ろう付け性と耐食性にすぐれたブレ−ジングシ−トの製造法Info
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- JPS5939502B2 JPS5939502B2 JP12867781A JP12867781A JPS5939502B2 JP S5939502 B2 JPS5939502 B2 JP S5939502B2 JP 12867781 A JP12867781 A JP 12867781A JP 12867781 A JP12867781 A JP 12867781A JP S5939502 B2 JPS5939502 B2 JP S5939502B2
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Description
【発明の詳細な説明】
本発明は、ろう付け性にすぐれ、犠牲陽極効果による防
食作用を有する熱交換器用のフィン材に適したブレージ
ングシートの製造法に関する。
食作用を有する熱交換器用のフィン材に適したブレージ
ングシートの製造法に関する。
従来より、ブレージング組立てによる空冷式熱交換器に
は、冷媒あるいは冷却水などの作動流体の通路を構成す
る材料（板、管あるいは形材）および冷却用フィン材料
のいずれか一方あるいは両方にＡｌ−Ｓｉ系やＡｌ−Ｓ
ｉ−Ｍｇ系のろう材を支材とし、またアルミニウムや耐
食アルミニウム合金（Ａｌ−Ｍｎ系、Ａｌ−Ｍｇ系、Ａ
ｌ−Ｍｎ−Ｍｇ系、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系など）を芯材と
して構成するブレージングシートが用いられている。し
かし、この場合、厳しい腐食環境にさらされたとき、作
動流体通路を構成する材料に空気側より孔食を生じ、作
動流体の洩れを生じることがある。
は、冷媒あるいは冷却水などの作動流体の通路を構成す
る材料（板、管あるいは形材）および冷却用フィン材料
のいずれか一方あるいは両方にＡｌ−Ｓｉ系やＡｌ−Ｓ
ｉ−Ｍｇ系のろう材を支材とし、またアルミニウムや耐
食アルミニウム合金（Ａｌ−Ｍｎ系、Ａｌ−Ｍｇ系、Ａ
ｌ−Ｍｎ−Ｍｇ系、Ａｌ−Ｍｇ−Ｓｉ系など）を芯材と
して構成するブレージングシートが用いられている。し
かし、この場合、厳しい腐食環境にさらされたとき、作
動流体通路を構成する材料に空気側より孔食を生じ、作
動流体の洩れを生じることがある。
このような場合にはフィン材の芯材にｓｎ）Ｚｎ等を添
加することにより犠牲陽極効果を付与したブレージング
シートを使用すれば、作動流体通路を構成する材料が著
しく防食されることは公知の事実である。
加することにより犠牲陽極効果を付与したブレージング
シートを使用すれば、作動流体通路を構成する材料が著
しく防食されることは公知の事実である。
しかしながら、Ｓｎ、、Ｚｎ等の元素をブレージングシ
ート芯材に添加して犠牲陽極効果を与えれは、熱交換器
の耐食性は改良されるもののろう付け性が著しく低下す
る問題がある。
ート芯材に添加して犠牲陽極効果を与えれは、熱交換器
の耐食性は改良されるもののろう付け性が著しく低下す
る問題がある。
ここでいうろう付け性とは、ろう付け加熱時に皮材中の
Ｓｉがフィン材の芯材に著しく拡散し高温サグ性が著し
く低下することを指す。
Ｓｉがフィン材の芯材に著しく拡散し高温サグ性が著し
く低下することを指す。
本発明は上記従来の問題点に鑑み、Ｓｎ、、Ｚｎ等の低
融点金属を用いた場合でもろう付け性にすぐれたブレー
ジングシートを得ることができるもので、その要旨とす
るところは、５ｎ０．０２〜０．０９％、Ｚｎ０．１〜
１％、Ｍｇ０．０５〜０．４％、Ｍｎ０．６〜１．５％
、Ｆｅ０．０５〜０．５％を含み、残りＡｌと不純物よ
りなる合金を芯材とし、Ｓｌ８〜１２％、ＭｇＯ．ｌ〜
０．６％を含み、残りＡｌと不純物よりなる合金を皮材
とするブレージングシートにおいて、（１）芯材を４０
０〜６００℃で１〜２４時間鋳塊加熱処理する工程、（
２）熱間合せ圧延を４００〜５５０℃で開始し、１．５
〜５ｍｍ厚にコイルアツプする工程、（３）熱延上り板
を少なくとも７０％以上の冷間圧延を行なう工程、（４
）上記玲延材を３００〜４５０℃の温度で最終軟化する
工程、（５）最終軟化した材料を１５〜３０％冷間圧延
する工程、を順次行なうことを特徴とするろう付け性と
耐食性にすぐれたブレージングシートの製造法である。
融点金属を用いた場合でもろう付け性にすぐれたブレー
ジングシートを得ることができるもので、その要旨とす
るところは、５ｎ０．０２〜０．０９％、Ｚｎ０．１〜
１％、Ｍｇ０．０５〜０．４％、Ｍｎ０．６〜１．５％
、Ｆｅ０．０５〜０．５％を含み、残りＡｌと不純物よ
りなる合金を芯材とし、Ｓｌ８〜１２％、ＭｇＯ．ｌ〜
０．６％を含み、残りＡｌと不純物よりなる合金を皮材
とするブレージングシートにおいて、（１）芯材を４０
０〜６００℃で１〜２４時間鋳塊加熱処理する工程、（
２）熱間合せ圧延を４００〜５５０℃で開始し、１．５
〜５ｍｍ厚にコイルアツプする工程、（３）熱延上り板
を少なくとも７０％以上の冷間圧延を行なう工程、（４
）上記玲延材を３００〜４５０℃の温度で最終軟化する
工程、（５）最終軟化した材料を１５〜３０％冷間圧延
する工程、を順次行なうことを特徴とするろう付け性と
耐食性にすぐれたブレージングシートの製造法である。
本発明において、芯材の成分中、Ｓｎはシートの電位を
卑にして犠牲陽性効果を与え、例えば作動流体通路を防
食する効果があり、下限未満ではその効果が十分でなく
、上限を越えるとろう付け性や圧延加工性が低下する。
ＺｎはＳｎと共存して電位を卑にして、犠牲陽極効果を
与えるとともに、フインの強度、成形加工性を改良する
もので、下限未満では防食効果が不十分であり、上限を
越えるとろう付け性が低下する。
卑にして犠牲陽性効果を与え、例えば作動流体通路を防
食する効果があり、下限未満ではその効果が十分でなく
、上限を越えるとろう付け性や圧延加工性が低下する。
ＺｎはＳｎと共存して電位を卑にして、犠牲陽極効果を
与えるとともに、フインの強度、成形加工性を改良する
もので、下限未満では防食効果が不十分であり、上限を
越えるとろう付け性が低下する。
Ｍｇは熱間圧延加工性や冷間圧延加工性を向上させるも
ので、下限未満ではこの効果が不十分で、上限を越える
とろう付け性が低下し、実用熱交換器のろう付け工程に
おいて不良率が増加する。
ので、下限未満ではこの効果が不十分で、上限を越える
とろう付け性が低下し、実用熱交換器のろう付け工程に
おいて不良率が増加する。
Ｍｎは強度、成形加工性、耐垂下性（サグ性）等を向土
させるもので、下限未満ではこの効果が不十分であり、
上限を越えると鋳造時に巨大金属間化合物を生成して犠
牲陽極効果を減少させる。Ｆｅは成形加工性および耐垂
下性を向上させるもので、Ｍｎと共存した場合特にこの
効果が現れる。下限未満ではこの効果は少なく、上限を
越えると巨大金属間化合物を形成して圧延加工性、ろう
付け性を低下させる。その他不純物として、０．６％ま
でのＳｉの添加は強度を向上させ耐垂下性を向上させる
が、０．６％をこえるとろう付け性や犠牲陽極効果が低
下する。
させるもので、下限未満ではこの効果が不十分であり、
上限を越えると鋳造時に巨大金属間化合物を生成して犠
牲陽極効果を減少させる。Ｆｅは成形加工性および耐垂
下性を向上させるもので、Ｍｎと共存した場合特にこの
効果が現れる。下限未満ではこの効果は少なく、上限を
越えると巨大金属間化合物を形成して圧延加工性、ろう
付け性を低下させる。その他不純物として、０．６％ま
でのＳｉの添加は強度を向上させ耐垂下性を向上させる
が、０．６％をこえるとろう付け性や犠牲陽極効果が低
下する。
ＣｕもＳｉと同じ理由で０，１５７０まで含んでもよい
。
。
０．１５％を越えるとろう付け性が低下する。
Ｃｒ．．Ｚｒは成形加工性や耐垂下性を向上させるため
０．２％まで含んでもよく、０．２７０を越えると巨大
金属間化合物が晶出するためろう付け性が低下する。Ｔ
ｉ．．Ｂは鋳塊の鋳造組織を微細化するため、Ｔｉは０
．１７０１Ｂは０．０５％まで含んでもよく、各々その
上限量を越えると巨大金属間化合物を晶出するので好ま
しくない。
０．２％まで含んでもよく、０．２７０を越えると巨大
金属間化合物が晶出するためろう付け性が低下する。Ｔ
ｉ．．Ｂは鋳塊の鋳造組織を微細化するため、Ｔｉは０
．１７０１Ｂは０．０５％まで含んでもよく、各々その
上限量を越えると巨大金属間化合物を晶出するので好ま
しくない。
皮材の成分中、Ｓｌは溶融温度を下げろう付けを可能に
するもので、上限を越えると塑性加工性が低下し、下限
未満ではろう付けが不可能となる。
するもので、上限を越えると塑性加工性が低下し、下限
未満ではろう付けが不可能となる。
Ｍｇはろう付け性を改善し、フラツクスなしろう付けを
可能にし、下限未満ではろう付け性改善効果が不十分で
あり、上限を越えると圧延加工性が低下する。つぎに本
発明の製造工程について説明する。
可能にし、下限未満ではろう付け性改善効果が不十分で
あり、上限を越えると圧延加工性が低下する。つぎに本
発明の製造工程について説明する。
第（１）工程は鋳造時に晶出しているＳｎｌＭｇをＭｇ
２ｓｎとして固溶させ、鋳塊の加工性を改良する。又、
Ｍｎ．．Ｆｅも強制固溶させ、その後の加工、熱処理工
程で均一な微細析出物を析出させるのに役立つ。この工
程に４００℃未満ではその効果が不十分であり、６００
℃をこえると鋳塊が溶融してしまう。時間も１〜２４時
間の範囲内が適当である。第（２）工程は熱間圧延を１
．５〜５ｍｍ厚に仕上げることにより熱間圧延、冷間圧
延時に生ずる板端部の耳割れの綜合除去量が少なく、圧
延時の綜合歩留率を向上せしめる。
２ｓｎとして固溶させ、鋳塊の加工性を改良する。又、
Ｍｎ．．Ｆｅも強制固溶させ、その後の加工、熱処理工
程で均一な微細析出物を析出させるのに役立つ。この工
程に４００℃未満ではその効果が不十分であり、６００
℃をこえると鋳塊が溶融してしまう。時間も１〜２４時
間の範囲内が適当である。第（２）工程は熱間圧延を１
．５〜５ｍｍ厚に仕上げることにより熱間圧延、冷間圧
延時に生ずる板端部の耳割れの綜合除去量が少なく、圧
延時の綜合歩留率を向上せしめる。
温度が４００〜５５０℃の範囲を外れると熱間圧延時の
耳割れの程度が大きい。また、圧延中、強制固溶したＭ
ｇ２ｓｎｌＭｎｌＦｅ糸などの析出核の形成や微細析出
が進行する。第（２）工程と第（３）工程との間に必要
に応じて熱間圧延終了材の軟化を行なう。軟化は３００
〜５０００Ｃの温度で３０分以上行なうことにより、最
終板の機械的性質や結晶粒径が安定する。第（３）工程
は、熱間圧延組織を冷間圧延組織とし、最終軟化処理に
より結晶粒径１００μ以上の粗大粒組織に再結晶しやす
くさせる。第（４）工程は、最終軟化で３００〜４５０
℃の温度で行なうが、３００℃未満の場合には１００μ
以上の粗大な再結晶粒組織が得られず、４５００Ｃを越
えると、再結晶粒界にＺｎやＳｎが析出するため最終板
のろう付け性が低下する。
耳割れの程度が大きい。また、圧延中、強制固溶したＭ
ｇ２ｓｎｌＭｎｌＦｅ糸などの析出核の形成や微細析出
が進行する。第（２）工程と第（３）工程との間に必要
に応じて熱間圧延終了材の軟化を行なう。軟化は３００
〜５０００Ｃの温度で３０分以上行なうことにより、最
終板の機械的性質や結晶粒径が安定する。第（３）工程
は、熱間圧延組織を冷間圧延組織とし、最終軟化処理に
より結晶粒径１００μ以上の粗大粒組織に再結晶しやす
くさせる。第（４）工程は、最終軟化で３００〜４５０
℃の温度で行なうが、３００℃未満の場合には１００μ
以上の粗大な再結晶粒組織が得られず、４５００Ｃを越
えると、再結晶粒界にＺｎやＳｎが析出するため最終板
のろう付け性が低下する。
第（５）工程の最終玲間圧延の加工度は特に重要であり
、１５〜３０％とする必要がある。
、１５〜３０％とする必要がある。
１５％未満の場合には、最終製品のろう付け性が低下す
る。
る。
その理由は、最終軟化温度３００〜４５『Ｃに加熱した
場合には、加熱時に結晶粒界にＺｎやＳｎ等の低融点金
属が析出し、最終軟化後に低加工度（１５％以下）の伶
間圧延を行ないろう付け温度（約６００℃）に加熱した
場合には、加工度が低いと完全に再結晶しないため、最
終軟化時に形成された結晶粒がろう付け温度加熱時にそ
のまま残留するからである。そのため粒界に析出したＺ
ｎｌＳｎ等の低融点金属がろう付け温度加熱時に溶融し
、この部分より皮材中のＳｉが芯材に急速に拡散してフ
インが座屈しろう付け性が低下するのである。最終冷間
圧延加工度が３０％以上の場合には強度が高くなるため
、ルーパ一加工やコルゲート加工性が低下する問趨があ
る。なお、クラツド率は片面又は両面クラツドの場合共
に片面７〜１８％とする。
場合には、加熱時に結晶粒界にＺｎやＳｎ等の低融点金
属が析出し、最終軟化後に低加工度（１５％以下）の伶
間圧延を行ないろう付け温度（約６００℃）に加熱した
場合には、加工度が低いと完全に再結晶しないため、最
終軟化時に形成された結晶粒がろう付け温度加熱時にそ
のまま残留するからである。そのため粒界に析出したＺ
ｎｌＳｎ等の低融点金属がろう付け温度加熱時に溶融し
、この部分より皮材中のＳｉが芯材に急速に拡散してフ
インが座屈しろう付け性が低下するのである。最終冷間
圧延加工度が３０％以上の場合には強度が高くなるため
、ルーパ一加工やコルゲート加工性が低下する問趨があ
る。なお、クラツド率は片面又は両面クラツドの場合共
に片面７〜１８％とする。
７％未満の場合にはフイレツトの形成が長く、ろう付け
性が低下し、１８７０を越えると強度が低下する。
性が低下し、１８７０を越えると強度が低下する。
つぎに実施例について述べる。
実施例 １
芯材として下記表１に示す合金を用いた。
皮材として下記表２に示す合金を用いた。
上記芯材および皮材を用い表３に示す組合せにより、以
下の条件で０．１６ｍｍｔ−Ｈｌ４ブレージングフイン
材を製造した。
下の条件で０．１６ｍｍｔ−Ｈｌ４ブレージングフイン
材を製造した。
皮材鋳塊を面削後に５００℃で所定の厚みにまで圧延し
て皮材とした。
て皮材とした。
芯材と皮材を接合後に５００しＣ×２ｈｒ鋳塊加熱処理
後、４８０℃で２．０ｍＴｎｔに熱間クラツド圧延し、
平均昇温速度３００Ｃ／Ｈｒで３８０℃に加熱し、１時
間保持軟化した。その後０．２１關まで玲間圧延し、平
均昇温速度３００Ｃ／Ｈｒで３８０℃に加熱し、１時間
保持軟化した。
後、４８０℃で２．０ｍＴｎｔに熱間クラツド圧延し、
平均昇温速度３００Ｃ／Ｈｒで３８０℃に加熱し、１時
間保持軟化した。その後０．２１關まで玲間圧延し、平
均昇温速度３００Ｃ／Ｈｒで３８０℃に加熱し、１時間
保持軟化した。
軟化終了後約２４％の冷間圧延を行ない０．１６ｍ７１
Ｌのフイン材とした。なお、クラツド率は片面１２７０
の両面クラツドである。製品の諸性能を表３に示したが
、皮材は芯材にほとんど拡散せず、耐垂下性も良好であ
り、ろう付け性にすぐれていることは明らかである。
Ｌのフイン材とした。なお、クラツド率は片面１２７０
の両面クラツドである。製品の諸性能を表３に示したが
、皮材は芯材にほとんど拡散せず、耐垂下性も良好であ
り、ろう付け性にすぐれていることは明らかである。
なお、ろう付け性は１０−５Ｔ０ｒｒの真空下で６０『
ＣＸ３分加熱した場合の皮材の芯材への拡散状況および
サグ量により評価した。実施例 ２ 芯材に合金１皮材に合金Ａを使用して実施例１と同じ方
法で２ｍｍｔに熱間クラツド圧延した。
ＣＸ３分加熱した場合の皮材の芯材への拡散状況および
サグ量により評価した。実施例 ２ 芯材に合金１皮材に合金Ａを使用して実施例１と同じ方
法で２ｍｍｔに熱間クラツド圧延した。
施例１と同じ条件で軟化後に０．２５〜０．１７ｍｍに
冷間圧延した。実施例１と同じ条件で最終軟化を行なへ
その後各板厚から０．１６ｍ７１１ｔにまで冷間圧延し
、種々の玲間圧延加工度をうけた０．１６ｍｍｔＨ１４
板を製作した。これらの板の諸性能を表４に示す。
冷間圧延した。実施例１と同じ条件で最終軟化を行なへ
その後各板厚から０．１６ｍ７１１ｔにまで冷間圧延し
、種々の玲間圧延加工度をうけた０．１６ｍｍｔＨ１４
板を製作した。これらの板の諸性能を表４に示す。
なおりラット率は１３７０の両面クラツドである。上記
表４に示すように、最終玲間加工度が１５〜３０％の場
合にはサグ値も小さく、芯材への皮材Ｓｉの拡散も顕著
でなく、ろう付け性にもすぐれている。
表４に示すように、最終玲間加工度が１５〜３０％の場
合にはサグ値も小さく、芯材への皮材Ｓｉの拡散も顕著
でなく、ろう付け性にもすぐれている。
加工度が大きい場合には強度が高くなるため、フイン成
形加工時のルーバー加工やコルゲート加工性が低下し、
良好な成形性が得られない。
形加工時のルーバー加工やコルゲート加工性が低下し、
良好な成形性が得られない。
）加工性が極度に低い場合には（６％）、強度が著し
く低下するため、同様に成形性が低下する。実施例 ３
芯材合金８、皮材合金Λの組合せの０．１６ｍＴｆＬｔ
−Ｈｌ４板を表５に示す条件で製作した。
く低下するため、同様に成形性が低下する。実施例 ３
芯材合金８、皮材合金Λの組合せの０．１６ｍＴｆＬｔ
−Ｈｌ４板を表５に示す条件で製作した。
クラツド率は片面１２％の両面クラツドである。上記表
６から明らかなとおり、本発明条件で製造した材料は良
好なろう付け性と成形加工性を有している。
６から明らかなとおり、本発明条件で製造した材料は良
好なろう付け性と成形加工性を有している。
Claims (1)
- １ Ｓｎ０．０２〜０．０９％、Ｚｎ０．１〜１％、Ｍ
ｇ０．０５〜０．４％、Ｍｎ０．６〜１．５％、Ｆｅ０
．０５〜０．５％を含み、残りＡｌと不純物よりなる合
金を芯材とし、Ｓｉ８〜１２％、Ｍｇ０．１〜０．６％
を含み、残りＡｌと不純物よりなる合金を支材とするブ
レージングシートにおいて、（１）芯材を４００〜６０
０℃で１〜２４時間鋳塊加熱処理する工程、（２）熱間
合せ圧延を４００〜５５０℃で開始し、１．５〜５ｍｍ
厚にコイルアップする工程、（３）熱延上り板を少なく
とも７０％以上の冷間圧延を行なう工程、（４）上記冷
延板を３００〜４５０℃の温度で最終軟化する工程、（
５）最終軟化した材料を１５〜３０％冷間圧延する工程
、を順次行なうことを特徴とするろう付け性と耐食性に
すぐれたブレージングシートの製造法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP12867781A JPS5939502B2 (ja) | 1981-08-19 | 1981-08-19 | ろう付け性と耐食性にすぐれたブレ−ジングシ−トの製造法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP12867781A JPS5939502B2 (ja) | 1981-08-19 | 1981-08-19 | ろう付け性と耐食性にすぐれたブレ−ジングシ−トの製造法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPS5831070A JPS5831070A (ja) | 1983-02-23 |
| JPS5939502B2 true JPS5939502B2 (ja) | 1984-09-25 |
Family
ID=14990707
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP12867781A Expired JPS5939502B2 (ja) | 1981-08-19 | 1981-08-19 | ろう付け性と耐食性にすぐれたブレ−ジングシ−トの製造法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPS5939502B2 (ja) |
Families Citing this family (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPS6261796A (ja) * | 1985-09-09 | 1987-03-18 | Mitsubishi Alum Co Ltd | ブレ−ジングシ−ト |
| US4730214A (en) * | 1986-09-15 | 1988-03-08 | General Electric Company | Method and apparatus for correlating video and film images produced from electronic data |
| CA1309322C (en) * | 1988-01-29 | 1992-10-27 | Paul Emile Fortin | Process for improving the corrosion resistance of brazing sheet |
| JPH0354561A (ja) * | 1989-06-26 | 1991-03-08 | Imeeji Tec:Kk | カラー透明ポジ又はネガのフルカラー引伸し複製物の作成システム及び作成方法 |
| CN111349873B (zh) * | 2018-12-24 | 2021-11-02 | 中国航发北京航空材料研究院 | 一种Al-Mg系铝合金包铝板的制备方法 |
-
1981
- 1981-08-19 JP JP12867781A patent/JPS5939502B2/ja not_active Expired
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPS5831070A (ja) | 1983-02-23 |
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