JPWO2013150957A1 - 押出性と耐粒界腐食性に優れた微細孔中空形材用アルミニウム合金およびその製造方法 - Google Patents
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Abstract
微細孔中空形材用アルミニウム合金として、耐粒界腐食性に問題があるＣｕの含有量を抑え、自然電位を貴に維持することが可能で、押出性を阻害しない遷移金属を添加した優れた耐食性と押出性を有するアルミニウム合金を提供する。質量％で、Ｆｅ：0.05〜0.20％、Ｓｉ：0.10％以下、Ｃｕ：0.15〜0.32％、Ｍｎ：0.08〜0.15％、Ｚｒ：0.05％以下、Ｔｉ：0.06〜0.15％、Ｃｒ：0.03％以下、残部：Ａｌおよび不可避不純物から成る化学組成を有し、合金ビレット中のガス量が0.25cc／100ｇ以下であるアルミニウム合金。上記化学組成を有するＤＣ鋳造ビレットを、鋳造条件と溶湯処理により、ガス含有量を低減し0.25cc／100ｇ以下とするように製造し、その後、80℃／時間以下の速度で550〜590℃に加熱して0.5〜6時間保持した後、450〜350℃の範囲で0.5〜1時間保持するか、もしくは50℃／時間の冷却速度で200℃以下まで冷却する均熱化処理を施すアルミニウム合金の製造方法。
Description
本発明は、アルミニウム製熱交換器、例えばコンデンサー、エバポレーター、インタークーラー等を構成する押出製微細孔中空扁平管に用いる、押出性と耐粒界腐食性に優れたアルミニウム合金および製造方法に関する。
一般的にアルミニウム製熱交換器は、例えば図１に示すようなカーエアコン用コンデンサーでは、冷媒の流路を構成する扁平管１（図２（ａ））、空気と熱交換するコルゲートフィン２、タンク部であるヘッダーパイプ３および出入り口部材４で構成され、互いに接する何れかの部材にろう付手段（ろう材）を有し、非腐食性フラックスを用いてろう付接合されている（図２（ｂ））。
アルミニウム製熱交換器には高い耐久性が要求されており、構成する部材である押出扁平管には、当然、耐食性、強度、ろう付性、押出性等が要求されている。
一方、熱交換器の軽量化ニーズや経済性の点から、扁平管１は図２に示すように複雑な微細孔中空構造で薄肉とする必要があり、そのため押出性の優れたアルミニウム合金が要求されている。
特に耐食性に関しては、扁平管内部に封入されている冷媒が流出するような粒界腐食による早期の貫通欠陥の発生防止が課題である。
広く用いられている犠牲防食方法として、図３に示すように、Ｚｎ金属を扁平管１の表面に塗布、加熱後に表層部にＺｎ拡散層１Ｚを形成する方法がある。形成されたＺｎ拡散層１Ｚを犠牲防食として利用するものである。なお、図示した例では、扁平管１とフィン２は、Ｚｎ拡散層１Ｚ上でろう付け接合部５によって接合されている。
しかしこのようにＺｎ金属を扁平管表面に塗布する方法では、Ｚｎ拡散層のＺｎ濃度が高くなり、逆にフィンとの接合部を含むＺｎ拡散層部が早期に消耗し熱交換器性能を低下させる課題も発生する。
このように押出性と耐粒界腐食性が要求される押出扁平管用のアルミニウム合金は多く提案されているが、いまだ十分に要求を満たす解決には到っていない。
例えば特許文献１、２に、押出性と耐食性を改良したアルミニウム合金が提案されている。これらは、純アルミニウムをベースとし、ＣｕおよびＦｅを積極的に加えて、材料強度を維持しつつ、アルミニウムのマトリックスの耐食性と押出性を改良したものである。
特許文献１，２で提案された合金は、確かに押出性は向上し、耐食性が改良されているものの、高押出比で、パイプ内面に凹凸を設けた薄肉中空材料のさらなる押出性と、耐食性、特に、耐粒界腐食性の観点からは不十分である。
前記したように、一般的には、熱交換器の扁平管の腐食を防御する手段として犠牲防食方法が採用されている。特許文献１，２で提案されたアルミニウム合金は、電位的に自然電位が約−0.7 VvsSCE程度とかなり貴な合金といえるので、犠牲防食方法が採用される部位での使用には問題はない。
しかしながら、前記合金は純ＡｌにＣｕが添加されており、Ａｌ‐Ｃｕの金属間化合物が結晶粒界に沿って形成されるため、結晶粒界の腐食が促進される虞がある。すなわち、Ｚｎ拡散層が消耗した後や、Ｚｎ拡散層を軽減する対策をした場合、あるいは犠牲防食法が適用されない等の熱交換器の部位では、扁平管自身の腐食が進む虞がある。
本発明は、このような課題を解決するために案出されたものであり、微細孔中空形材用アルミニウム合金として、耐粒界腐食性に問題があるＣｕの含有量を抑え、かつ自然電位を貴に維持し、孔食および粒界腐食の発生と進行を抑制するために、Ｔｉ，Ｍｎ，
Ｚｒ，Ｃｒ等の包晶型凝固をする遷移金属を添加し、更に、高押出比で薄肉材料である中空材料の押出性を改良するために、ガス含有量を抑えたアルミニウム合金を提供することを目的とする。
Ｚｒ，Ｃｒ等の包晶型凝固をする遷移金属を添加し、更に、高押出比で薄肉材料である中空材料の押出性を改良するために、ガス含有量を抑えたアルミニウム合金を提供することを目的とする。
上記の目的を達成するために、本発明の押出性と耐粒界腐食性に優れた微細孔中空形材用アルミニウム合金は、Ｆｅ：0.05〜0.20質量％、Ｓｉ：0.10質量％以下、Ｃｕ：0.15〜0.32質量％、Ｍｎ：0.08〜0.15質量％、Ｚｒ：0.05質量％以下、Ｔｉ：0.06〜0.15質量％、Ｃｒ：0.03質量％以下、残部：Ａｌおよび不可避不純物からなる化学組成を有し、更に、押出中の材料欠陥である気泡発生を防止するために、合金鋳造後の素材（ビレット）のガス含有量を0.25cc／100ｇ以下、望ましくは0.20cc／100g以下とすることにより、押出材の表面膨れや、平滑性を損なう顕著なすじ状欠陥の発生を防止する。
上記本発明のアルミニウム合金は、鋳造ビレットおよび押出材料の組織微細化のために、Ｖ：0.05質量％以下を含有してもよい。
微細孔中空形材用アルミニウム合金は、上記のような化学組成を有するアルミニウム合金のＤＣ鋳造ビレットを、80℃／時間以下の速度で550〜590℃に加熱して0.5〜6時間保持した後、450〜350℃の範囲で0.5〜1時間保持するか、もしくは50℃／時間の冷却速度で200℃以下まで冷却する均熱化処理を施すことにより得られる。
そして、上記均質化処理が施されたビレットを450〜550℃に再加熱後、押出比30以上1000以下の加工度で所望形状に押出すことにより、耐粒界腐食性に優れたアルミニウム合金製微細孔中空形材が得られる。
必要な場合には、均質化処理済のビレットを外周径で０．１〜１ｍｍ程度面削した後に押出すことができる。
本発明の押出性と耐粒界腐食性に優れた微細孔中空形材用アルミニウム合金は、基本的には純アルミニウムをベースとし、Ｆｅ，Ｃｕ，Ｍｎ、Ｃｒの含有量は、素材（ビレット）の高温変形抵抗を加味して低く抑えられているので押出性は良好である。低く抑えられているとはいえ、所要量のＦｅ，Ｃｕ，ＭｎおよびＣｒ等が含まれているので、熱交換器を構成する微細孔中空形材用としての強度、耐食性は有している。
特に、本発明合金ではＣｕ含有量が0.15〜0.32質量％範囲に抑えられているため、Ａｌ‐Ｃｕ系金属間化合物の形成が抑制され、粒界腐食の虞は極めて少なくなっている。また、Ｔｉを適量含有させることにより、Ｔｉが粒界もしくは母地（マトリックス）に分散することで、粒界腐食の進行を抑止し、耐食性を向上させる。
Ｍｎ，Ｚｒ、そしてＣｒ，Ｖなどの適量の添加は、マトリックス、特にＴｉ分散が疎な領域の電位を貴にし、Ｔｉ添加効果をさらに促進し、粒界腐食はもちろんのこと、孔食や全面腐食防止にも効果が大きい。
前記したように、特許文献２で提案されている押出成形用アルミニウム合金は、押出成形性に優れている反面、含有しているＣｕがＡｌ‐Ｃｕ系の金属間化合物を結晶粒界に形成して粒界腐食を発生しやすい合金である。
そこで、Ｃｕの含有量を低減し、特許文献２等で提案されている押出成形用アルミニウム合金と同等の機械的特性を有し、押出性改良点である圧力低下を図り、更に押出中の欠陥である気泡およびムシレなどの発生を防止することと、粒界腐食を引き起こす虞のないアルミニウム合金を見出すべく、鋭意検討を重ねてきた。
その結果、Ｃｕ含有量を0.15〜0.32質量％範囲内に抑え、他元素のＦｅ、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｚｒ、Ｃｒ等の含有量を適切に調整し、Ｔｉを適量添加すれば、前記課題である耐粒界腐食性を改良することを、更に、押出材中のガス量を規制すること、そして、そのように製造されたビレットを押出するに際し、ビレット表面の外周の表皮を面削することによって、膨れ、巻き込み等による偶発的な押出欠陥発生を抑制できることを見出した。
以下にその詳細を説明する。
以下にその詳細を説明する。
本発明の押出性と耐孔食性と耐粒界腐食性に優れた微細孔中空形材用アルミニウム合金は、Ｆｅ：0.05〜0.20質量％、Ｓｉ：0.10質量％以下、Ｃｕ：0.15〜0.32質量％、Ｍｎ：0.08〜0.15質量％、Ｚｒ：0.05質量％以下、Ｔｉ：0.06〜0.15質量％、Ｃｒ：0.03質量％以下を、さらに必要に応じて、Ｖ：0.05質量％以下を含有し、残部がＡｌおよび不可避不純物からなる化学組成を有し、押出材料中のガス含有量を0.25cc/ 100g以下にする。これらの目的と各成分の作用および限定理由とガス規制とビレット外周の表皮除去についての効果を説明する。以下の「％」表示はいずれも質量％である。
Ｆｅ：0.05〜0.20％
Ｆｅは、純アルミニウム合金の強度を向上させる作用と共に、鋳造時の割れ防止、鋳造組織の微細化効果を有している。この作用は0.05％以上の含有により発揮されるが、0.20％を越えるほどに多く含有させるとＡｌ−Ｆｅ化合物を鋳造時に結晶粒界に生じさせ、耐孔食腐食、耐粒界腐食に悪影響を及ぼす虞があるとともに、押出時にムシレ、割れなどのために押出性を悪くする虞があるため、Ｆｅの上限値は0.20％とした。
Ｆｅは、純アルミニウム合金の強度を向上させる作用と共に、鋳造時の割れ防止、鋳造組織の微細化効果を有している。この作用は0.05％以上の含有により発揮されるが、0.20％を越えるほどに多く含有させるとＡｌ−Ｆｅ化合物を鋳造時に結晶粒界に生じさせ、耐孔食腐食、耐粒界腐食に悪影響を及ぼす虞があるとともに、押出時にムシレ、割れなどのために押出性を悪くする虞があるため、Ｆｅの上限値は0.20％とした。
Ｓｉ：0.10％以下
ＳｉはＡｌ母材から混入する不可避的不純物であるが、加工性に悪影響を及ぼすＡｌ−Ｆｅ−Ｓｉ化合物の生成を抑えるため、そして、過剰Ｓｉ粒子はピット状の腐食の起点となるとともに、添加元素のＭｎ、Ｚｒなどと化合物を生成し、それらの効果を減少させるため、その上限値は0.10％とした。
ＳｉはＡｌ母材から混入する不可避的不純物であるが、加工性に悪影響を及ぼすＡｌ−Ｆｅ−Ｓｉ化合物の生成を抑えるため、そして、過剰Ｓｉ粒子はピット状の腐食の起点となるとともに、添加元素のＭｎ、Ｚｒなどと化合物を生成し、それらの効果を減少させるため、その上限値は0.10％とした。
Ｃｕ：0.15〜0.32％
ＣｕはＡｌ地の深い孔食を抑制するために有効な元素である。0.15％以上の含有で効果が認められる。しかし、その含有量が多くなると粒界にＡｌ−Ｃｕ化合物ＣｕＡｌ２を形成して均質化処理では粒界偏析を完全に消失できず、粒界腐食を促進する。また押出圧力増加のため、Ｃｕ含有量は、0.15〜0.32％とした。
ＣｕはＡｌ地の深い孔食を抑制するために有効な元素である。0.15％以上の含有で効果が認められる。しかし、その含有量が多くなると粒界にＡｌ−Ｃｕ化合物ＣｕＡｌ２を形成して均質化処理では粒界偏析を完全に消失できず、粒界腐食を促進する。また押出圧力増加のため、Ｃｕ含有量は、0.15〜0.32％とした。
Ｍｎ：0.08〜0.15％
Ｍｎは耐食性および強度、特に高温強度を向上させる作用を有している。これらの作用は、0.030％以上の含有により発現するが、Ａｌマトリックスの電位を改良し、腐食伝播を安定して抑制するためには0.08％以上のＭｎ添加が好ましく、更には、高温での強度を高めるため、ろう付時の大幅な軟化は生じず構造体の剛性を維持できる大きな役割がある。一方、高温強度が高いために、押出時の加工圧力が大きくなって押出性を低下させる。また結晶粒界に沿ってＡｌ−Ｍｎ系の金属間化合物Ａｌ６Ｍｎが形成され、耐粒界腐食に悪影響を及ぼす虞がある。したがって、Ｍｎ含有量は0.15％を上限とした。
Ｍｎは耐食性および強度、特に高温強度を向上させる作用を有している。これらの作用は、0.030％以上の含有により発現するが、Ａｌマトリックスの電位を改良し、腐食伝播を安定して抑制するためには0.08％以上のＭｎ添加が好ましく、更には、高温での強度を高めるため、ろう付時の大幅な軟化は生じず構造体の剛性を維持できる大きな役割がある。一方、高温強度が高いために、押出時の加工圧力が大きくなって押出性を低下させる。また結晶粒界に沿ってＡｌ−Ｍｎ系の金属間化合物Ａｌ６Ｍｎが形成され、耐粒界腐食に悪影響を及ぼす虞がある。したがって、Ｍｎ含有量は0.15％を上限とした。
Ｚｒ：0.05％以下
Ｚｒは微量添加においても、材料の高温強度をＭｎなどとの複合効果で増大する。ただし、0.05％を超えるＺｒ添加では他の元素との化合物形成に影響し、効果が減少するとともに、薄肉材の押出時に押出圧力を増大する。また、0.05％以下のＺｒ添加はマトリックスを貴にし、孔食腐食とともに粒界腐食を減少する効果もある。更に、単独での効果を意図するならば、0.02〜0.05％Ｚｒ添加が好ましい。
Ｚｒは微量添加においても、材料の高温強度をＭｎなどとの複合効果で増大する。ただし、0.05％を超えるＺｒ添加では他の元素との化合物形成に影響し、効果が減少するとともに、薄肉材の押出時に押出圧力を増大する。また、0.05％以下のＺｒ添加はマトリックスを貴にし、孔食腐食とともに粒界腐食を減少する効果もある。更に、単独での効果を意図するならば、0.02〜0.05％Ｚｒ添加が好ましい。
Ｔｉ：0.06〜0.15％、
Ｔｉは鋳造組織を微細化し、そのＴｉ元素の分布状態は押出材の粒界腐食を抑制する作用を有している。この作用は0.06％以上の含有で効果的に発現する。しかし、その含有量が多くなると粗大な金属間化合物ＴｉＡｌ３を生成して押出性を悪化させると共に、Ｔｉ分布の不均一性を増加させるため、その上限は0.15％とした。
Ｔｉは鋳造組織を微細化し、そのＴｉ元素の分布状態は押出材の粒界腐食を抑制する作用を有している。この作用は0.06％以上の含有で効果的に発現する。しかし、その含有量が多くなると粗大な金属間化合物ＴｉＡｌ３を生成して押出性を悪化させると共に、Ｔｉ分布の不均一性を増加させるため、その上限は0.15％とした。
Ｖ：0.05％以下
鋳造時に晶出したＶおよびＶ化合物が押出により層状に分散して粒界腐食の進展を防止する作用を有しているので、必要に応じて含有させる。しかし、その含有量が多くなると押出性を悪化させるので、その上限は0.05％とした。ＴｉとＶの複合添加により粒界腐食を抑制する効果が大きくなるが、それらの含有量が多くなりすぎると押出性を悪化させるので、それらの合計量の上限は0.20％とした。
鋳造時に晶出したＶおよびＶ化合物が押出により層状に分散して粒界腐食の進展を防止する作用を有しているので、必要に応じて含有させる。しかし、その含有量が多くなると押出性を悪化させるので、その上限は0.05％とした。ＴｉとＶの複合添加により粒界腐食を抑制する効果が大きくなるが、それらの含有量が多くなりすぎると押出性を悪化させるので、それらの合計量の上限は0.20％とした。
Ｃｒ：0.03％以下
Ｃｒは押出組織の粗大化を抑制する作用を有している。この作用は0.01％以上の含有により効果的に発現する。しかし多量に含有すると押出性を悪化させるので、その上限は0.03％とした。
Ｃｒは押出組織の粗大化を抑制する作用を有している。この作用は0.01％以上の含有により効果的に発現する。しかし多量に含有すると押出性を悪化させるので、その上限は0.03％とした。
その他は、不可避的不純物である。
ガス含有量：０．２５ｃｃ／１００ｇ以下
ガスは、合金の製造段階である溶解、鋳造時に大気中から混入した、酸素、水素、そして窒素であり、ガス分析（ランズレー法）による結果では、水素（Ｈ２）ガスが９９％以上であり、Ａｌ合金に含有するのは水素ガスが主である。このガス（Ｈ２）を除くために、一般には脱ガス処理を実施するが、溶解後の鋳造温度を制御し、脱ガス処理を行うことにより、安定して、0.25cc／100ｇ以下とし、ガス量の多い場合の材料不具合である、酸化皮膜、介在物の混入を低下させる。そして、混入ガスによる押出時の欠陥である材料表面の膨れ（気泡）発生を防止し、また、異物（酸化膜、介在物）起点の押出欠陥（ムシレ、割れ）と腐食起点を減少させ、成分のみでは解決しない、押出性低下、耐食性低下の虞をなくす効果を持たせた。
ガスは、合金の製造段階である溶解、鋳造時に大気中から混入した、酸素、水素、そして窒素であり、ガス分析（ランズレー法）による結果では、水素（Ｈ２）ガスが９９％以上であり、Ａｌ合金に含有するのは水素ガスが主である。このガス（Ｈ２）を除くために、一般には脱ガス処理を実施するが、溶解後の鋳造温度を制御し、脱ガス処理を行うことにより、安定して、0.25cc／100ｇ以下とし、ガス量の多い場合の材料不具合である、酸化皮膜、介在物の混入を低下させる。そして、混入ガスによる押出時の欠陥である材料表面の膨れ（気泡）発生を防止し、また、異物（酸化膜、介在物）起点の押出欠陥（ムシレ、割れ）と腐食起点を減少させ、成分のみでは解決しない、押出性低下、耐食性低下の虞をなくす効果を持たせた。
以下に、本発明の微細孔中空形材用アルミニウム合金の製造方法を説明する。
本発明による押出性と耐粒界腐食性に優れた微細孔中空形材用アルミニウム合金は、通常の手段により溶製されるが、溶解後に脱ガスを含む溶湯処理条件と鋳造条件を適正に設定した一般的な鋳造法である半連続鋳造法により所望形状のビレットとして提供される。
得られたアルミニウム合金ビレットにおいて、合金の含有成分を有効に利用するためには、鋳造後のビレットを高温で加熱して、鋳造時に晶出した金属間化合物を構成する元素等をマトリックスに再固溶させるとともに、添加元素の濃度分布を無くし、さらに鋳造時に晶出物として存在する化合物を微細化するなどのために均質化処理を施す必要がある。この均一化処理としては550〜590℃で0.5時間〜6時間の加熱処理を行うことが好ましい。
本発明のアルミニウム合金は、純ＡｌベースにＦｅ，Ｓｉを規制し、Ｃｕ，Ｍｎ，Ｃｒ、Ｚｒ、そしてＴｉを添加し、ガス量を規制した合金である。
鋳造で得られたビレットを550℃以上で0.5時間以上保持しなければ、Ａｌ−Ｆｅ−Ｓｉ系化合物あるいはＡｌ−（Ｆｅ，Ｍｎ）−Ｓｉ系化合物を微細に分散させることができず、高い加工度で押出す際に欠陥を生じる。また、他の元素であるＣｕ，Ｃｒ，Ｍｎ、Ｚｒなどの化合物をＡｌ地に溶け込ませるか、微細な化合物として存在させるためにも、550℃以上、0.5時間以上の保持を要する。
一方、590℃を超える温度で0.5時間以上加熱すると、Ｆｅ，Ｓｉ，Ｃｕに対しては溶け込みが進み好ましいが、Ｍｎ，Ｃｒ、Ｚｒの溶け込み量が多くなり、後の押出時の加工圧力を大きくしてしまい、さらに、押出材料の組織を粗い再結晶組織にする傾向が大きくなる。
また、経済的には、6時間以下が好ましく、長時間の均質化処理はビレットコストが高くなると共に、ビレット表面の酸化が進み、好ましい品質とはならない。均質化処理の適正な温度は、570℃±10℃であり、経済的には、早く昇温させ、早く冷却することが良いが、Ｍｎ，Ｃｒ、Ｚｒを含有する合金は、均質化処理温度への昇温が80℃／ｈを超える速度ではＭｎ、Ｃｒが多く溶け込んだ状態であり、適正な昇温速度で鋳造のままの状態（粗大化合物の存在、溶け込み量多い）を均質化処理温度までの拡散時間を十分にとって粗大化合物のＡｌ−Ｆｅ，Ａｌ−Ｆｅ−Ｓｉなどを固溶させる。一方、固溶していたＣｒ，Ｍｎ、ＺｒをＡｌ−Ｆｅ（Ｍｎ，Ｃｒ，Ｚｒ）−Ｓｉ系化合物、Ａｌ−Ｚｒ、Ａｌ−Ｍｎ化合物として析出させビレットの組織を改良するし、押出圧力を低下させ、押出管の組織を微細化する。
一方、高温での保持でＭｎ，Ｃｒ，Ｚｒ化合物の溶け込みが生じており、これを確実に適正な化合物として析出させることが必要で、そのためには、450〜350℃の範囲で0.5〜1時間保持するか、もしくは、緩やかな50℃／時間なる冷却速度で200℃以下まで冷却する必要がある。この条件を外れると、Ｍｎ，Ｃｒ，Ｚｒが母地（マトリックス）中に固溶したまま残り、後工程の押出加工前の加熱時には少量しか析出しないため押出圧力が高く加工性を低下させることになる。 このような均質化処理で得たビレットを押出した材料は、押出し材の表面と内部の組織が均一になり、熱間加工による結晶粒の粗大化を抑制できる。
鋳造ビレット組織の適正化のために均質化処理を行ったが、そのビレット外周面は、凹凸となっており、さらに酸化皮膜が生成している。そのため、押出ダイス構造、押出条件などによっては、押出中にビレット外周部が押出材、特に中空形材には複雑に流入する場合があり、流入したビレット外周部の酸化皮膜などが形材表面欠陥としてムシレ、気泡を生じさせ押出欠陥となり、形材表面の平滑性を低下させ、深いすじ状の欠陥となる。
これらの欠陥防止には、ビレット外周の酸化皮膜、汚れを除去する必要があり、面削を実施するのが最も有効である。面削はビレット外周径で0.1〜１mm程度とすることが望ましい。
これらの欠陥防止には、ビレット外周の酸化皮膜、汚れを除去する必要があり、面削を実施するのが最も有効である。面削はビレット外周径で0.1〜１mm程度とすることが望ましい。
本発明の合金成分を鋳造して得たビレットに所定の均質化処理を施し、目的とする微細中空押出形材を得るために、当該ビレットを450℃以上、550℃以下で加熱して押出比30以上1000以下の加工度で押出加工する必要がある。
450℃に満たないと、微細中空形材の押出比が高いため、押出機の押出圧力の限界能力（通常は210kg／cm2）を超えてしまい押出不可となる。たとえ、押出できても、微細な中空材の内面にむしれなどの欠陥を発生し、さらに、形状・寸法が公差外となる。
また、550℃を超えるほどに高い温度の加熱では、押出しは容易にできるが押出比および押出速度が高いので押出中の形材温度が高くなり、微細中空材の表面および内部でムシレが多発もしくは局部溶融を生じ、要求された形状を維持できない。
そして、押出比が30に満たないほどに小さい場合では、本特許での特徴であるＴｉ効果（Ｔｉが形材内部に押出方向に沿って層状に存在するための状態）が得られにくくなる。逆に、押出比が1000を超えるようなダイス設計をすると、金型製作そして押出条件選定が困難となり押出加工そのものが不可能となる。
熱交換用流体としてはフロン系冷媒を使用している。このため、熱交換器に用いる素材としては、耐食性、強度、ろう付性に優れ、しかも熱交換器組み立て品の主要部材である0.5〜2ｍｍ程度の微細孔中空形材（扁平管）の押出加工が可能である合金が要求される。
そこで、表１に示す化学組成を有する各種のアルミニウム合金について、押出成形性、耐食性、強度、ろう付性を検証した。
まず、表１に示す化学組成を有する各種のアルミニウム合金を溶製し、6〜10インチの直径で長さ2〜6ｍの鋳造体（ビレット）を作製した。このビレットを、550〜590℃で0.5〜6時間保持する条件にて均一化処理を施した後、460〜550℃に加熱し、押出比30〜1000の薄肉形材用ダイスにて、図４に横断面形状を示す、幅（Ｗ）16.2mm、厚さ（Ｈ）1.93mm、肉厚（Ｔ）0.35mmの12孔（Ｐ）を有する熱交換器用中空扁平管１を押出した。
そして、押出した各サンプルについて、押出直後の押出材表面と内面を観察した。また材料の品質として耐食性、強度、ろう付性を調べた。その結果を表１の成分に相当するよう右部に示した。
なお、強度は焼鈍材の室温強度より判定し、純Ａｌの65ＭＰａを基準とし、90ＭＰａを超えるものを◎、60〜90ＭＰａの範囲を○、60ＭＰａに満たないものを×とした。
耐食性は、塩水噴霧試験（JIS Z2371）5000時間により、腐食試験後のミクロ組織観察から粒界腐食の有無と進行程度を評価し、粒界腐食がほとんど認められないものを◎、層状腐食が100μｍ以下のものを○、層状腐食が300μｍ以上のものを×とした。
押出性は、押出時の押出圧力の負荷状態と扁平管の表面欠陥（ムシレ、肌荒れ、製品の外周と内面の凹凸、ムシレ）で判断し、表面欠陥が全くなかったものを◎、わずかにあったが使用に問題がないものを○、表面欠陥が多くて使用できないものを×で評価した。
ろう付性に関しては、本発明例、比較例ともほとんど同等で差異がわからなかった。
総合評価として、熱交換器用中空扁平管として使用できる合格品を○、使用できない不合格品を×とした。
総合評価として、熱交換器用中空扁平管として使用できる合格品を○、使用できない不合格品を×とした。
図５にガス含有量などが多い場合に生じたムシレ状欠陥（ピックアップ）の拡大写真を示し、この微小むしれが多発すると腐食起点となる虞がある。
図６は表面欠陥であるスジ状欠陥と呼ばれる微細凹凸であるが、凹凸は微小なむしれを伴い、腐食の促進となる虞がある。
このような評価基準で、ガス量による評価試験を実施するため、表２に示した、ガス量が0.21cc／100ｇの場合で、耐食性、押出性試験等に合格した形材のビレット成分を用いる。この合金成分で、表３のようにガス量を変化させた試験材で押出試験を実施し、表３内の右部に示す結果を得た。
明らかに、0.25cc／100ｇ以上では、表面が悪化し、官能的に明瞭な差異を生じた。
次に均質化処理条件について検証した。
表１中でNo．2に示す化学組成を有する各種のアルミニウム合金を溶製し、脱ガス、微細化、ろ過などの所定の溶湯処理行った後、ＤＣ鋳造法によって、鋳造温度680℃以上の温度で直径210ｍｍのビレットを鋳造した。
表１中でNo．2に示す化学組成を有する各種のアルミニウム合金を溶製し、脱ガス、微細化、ろ過などの所定の溶湯処理行った後、ＤＣ鋳造法によって、鋳造温度680℃以上の温度で直径210ｍｍのビレットを鋳造した。
その後、590℃の温度で、４時間保持した後、冷却する均質化処理を行って、4000ｍｍ長さのビレットを得た。590℃までの昇温および590℃からの冷却は下記の条件で行った。このビレットを現行処理ビレットと称することとする。
昇温条件：１００℃／時間
冷却条件：２５０℃／時間
昇温条件：１００℃／時間
冷却条件：２５０℃／時間
本発明例として、前記鋳造ビレットを、均質化温度590℃にする過程（昇温過程）の昇温速度を80℃／時間以下とし、さらに均質化温度に4時間保持後に冷却する際に、450〜350℃の温度範囲を50℃／時間の冷却速度で冷却し、その後は炉外冷却（炉外放冷）した。このビレットを本発明法ビレットと称することとする。
現行処理ビレットと本発明法ビレットのミクロ組織を観察してみると、現行処理ビレットは、処理前のビレットの晶出物以外は顕著な化合物は認められないが、一方、本発明法ビレットの組織は、晶出物以外に、析出物（Ａｌ−Ｍｎ系）が微細に分散しているのが認められた。
次に、これら２種のビレットを500ｍｍ長さにして、押出比150で図４のような形状の扁平管を500℃にて15ｍ／分の押出速度で製造した。この際、押出時の押出圧力を測定した。
その結果を表４に示す。
なお、図７に、押出時の圧力―時間曲線の比較を示す。
本発明法は現行法に比較して、最高圧力が小さく、圧力低下が早い。そして曲線内の面積が小さく、押出時に要するエネルギーが小さいことがわかる。
なお、図７に、押出時の圧力―時間曲線の比較を示す。
本発明法は現行法に比較して、最高圧力が小さく、圧力低下が早い。そして曲線内の面積が小さく、押出時に要するエネルギーが小さいことがわかる。
さらに、押出加工時の押出比について検証した。
上記均質化処理条件の検証に用いた本発明法ビレットを、480℃に加熱後、押出比150の扁平管と押出比20のフラットバー材を20ｍ／分の速度で押出した。
この２種類の押出材のミクロ組織観察を行い、Ｔｉ化合物の分散状態を比較した。その結果を表５に示す。
上記均質化処理条件の検証に用いた本発明法ビレットを、480℃に加熱後、押出比150の扁平管と押出比20のフラットバー材を20ｍ／分の速度で押出した。
この２種類の押出材のミクロ組織観察を行い、Ｔｉ化合物の分散状態を比較した。その結果を表５に示す。
押出製品によっては、ダイス設計において、可能な限りダイスとビレット接触面を有効に使い、生産性を向上させるために小物の場合は、一ダイスで複数の製品を押出しするように設計する。また、大きな製品では、ダイスの外周に近い部分にも製品部分が配置される。このようなダイス設計の場合、ビレット外周が、ダイス外周に近い部位から製品を形成していくので、ビレット外周の酸化表面および品質的に不安定なビレット外周１ｍｍ程度までが製品に流入すると、押出製品の表面に巻き込み、むしれ、すじ状等の不具合を生じる。これを避けるために、ビレット表面を面削して押出に供するのが有効である。
ビレット表皮はその凹凸を考慮し、またビレット外周部の成分偏析部位も除去するためにも0.1から１ｍｍ程度の除去を必要とする。
ビレット表皮はその凹凸を考慮し、またビレット外周部の成分偏析部位も除去するためにも0.1から１ｍｍ程度の除去を必要とする。
表１の番号２の発明合金ビレット（ガス量は０．２１cc／100ｇ）を適正均質化条件で製造し、比較的、ビレット表皮状態の悪いビレットを選択して試験を実施した。押出条件を一定として得られた押出材料の表面状態を、図５のむしれと図６のすじ状の状態から比較評価した。結果を表６に示す。
明らかに、ビレット表皮による押出材表面への影響が認められる。しかし、試験数の関係で、製品にとって不合格になるほどの程度ではなかったが、連続して押出をするにつれて、それらの不具合は多く、大きくなり、欠陥となる危惧は予想された。
本発明によれば、微細孔中空形材用アルミニウム合金として、耐粒界腐食性に問題があるＣｕの含有量を抑え、かつ自然電位を貴に維持することが可能で、押出性を阻害しない遷移金属を添加した優れた耐食性と押出性を有するアルミニウム合金およびその製造方法が提供される。
Claims (5)
- 質量％で、Ｆｅ：0.05〜0.20％、Ｓｉ：0.10％以下、Ｃｕ：0.15〜0.32％、Ｍｎ：0.08〜0.15％、Ｚｒ：0.05％以下、Ｔｉ：0.06〜0.15％、Ｃｒ：0.03％以下、残部：Ａｌおよび不可避不純物から成る化学組成を有し、合金ビレット中のガス量が0.25cc／100ｇ以下であることを特徴とする、押出性と耐粒界腐食性に優れた微細孔中空形材用アルミニウム合金。
- 更に、Ｖ：0.05%％以下を含有することを特徴とする請求項１に記載の押出性と耐粒界腐食性に優れた微細孔中空形材用アルミニウム合金。
- 請求項１または２に記載された化学組成を有するアルミニウム合金のＤＣ鋳造ビレットに、80℃／時間以下の速度で550〜590℃に加熱して0.5〜6時間保持した後、450〜350℃の範囲で0.5〜1時間保持するか、もしくは50℃／時間の冷却速度で200℃以下まで冷却する均熱化処理を施すことを特徴とする押出性と耐粒界腐食性に優れた微細孔中空形材用アルミニウム合金の製造方法。
- 請求項３に記載された前記均熱化処理を施した後、450〜550℃に再加熱後、押出比30以上1000以下の加工度で所望形状に押出すことを特徴とする耐粒界腐食性に優れたアルミニウム合金製微細孔中空形材の製造方法。
- 請求項４において、前記均質化処理を施した後、ビレットを外周径で０．１〜１ｍｍ程度面削をした後に、前記押出をすることを特徴とする耐粒界腐食性にすぐれたアルミニウム製微細孔中空材の製造方法。
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| JP2014509130A JP5878235B2 (ja) | 2012-04-05 | 2013-03-28 | 押出性と耐粒界腐食性に優れた微細孔中空形材用アルミニウム合金およびその製造方法 |
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