KR101581607B1

KR101581607B1 - 알루미늄 합금재를 이용한 열교환기용 핀재와 이를 포함하는 알루미늄 합금 구조체

Info

Publication number: KR101581607B1
Application number: KR1020147018291A
Authority: KR
Inventors: 아키오 니이쿠라; 가즈코 후지타; 다카시 무라세; 요시유키 오야; 도모히토 구로사키
Original assignee: 가부시키가이샤 유에이씨제이
Priority date: 2011-12-02
Filing date: 2012-10-01
Publication date: 2015-12-30
Also published as: CN103930577B; IN2014MN01031A; BR112014013132A2; US20150050520A1; WO2013080650A1; KR20140099312A; EP2787094A1; ES2613590T3; MY163231A; PL2787094T3; JP2013249540A; CN103930577A; EP2787094B1; BR112014013132B1; US9903008B2; US20170137919A1; US9574253B2; JPWO2013080650A1; JP5436714B2; EP2787094A4

Abstract

각종 알루미늄 합금 구조체에 이용되며, 단층 상태에서 접합 가능하고, 또 접합 전후의 변형이 없는 알루미늄 합금재를 제공하는 것을 과제로 한다. 상기 과제는, Si：1 질량%~5 질량%, Fe：0.01 질량%~2.0 질량%를 함유하고, 잔부 Al과 불가피한 불순물로 이루어지는 알루미늄 합금재로서, 0.5~5㎛의 원 상당 지름을 가지는 Si계 금속간 화합물이, 상기 알루미늄 합금재 단면에서 250개/㎟ 이상 7×10⁵개/㎟ 이하 존재하며, 0.5~5㎛의 원 상당 지름을 가지는 Al계 금속간 화합물이, 100개/㎟ 이상 7×10⁵개/㎟ 이하 존재하는 알루미늄 합금재에 의하여 해결된다. 또, 본 발명의 알루미늄 합금 구조체는, 진공 중 또는 비산화성 분위기 중에서, 알루미늄 합금재의 전 질량에 대한 상기 알루미늄 합금재 내에 생성되는 액상의 질량의 비가 5% 이상 35% 이하가 되는 온도에서 접합함으로써 제조된다.

Description

알루미늄 합금재를 이용한 열교환기용 핀재와 이를 포함하는 알루미늄 합금 구조체{FIN MATERIAL FOR HEAT EXCHANGER USING ALUMINUM ALLOY MATERIAL AND ALUMINUM ALLOY STRUCTURE HAVING THE FIN MATERIAL}

본 발명은, 알루미늄 합금재에 관한 것이고, 상세하게는, 브레이징재 또는 용가재(溶加材)와 같은 접합 부재를 사용하지 않고 그 자체의 작용에 의해, 다른 부재에 접합 가능한 알루미늄 합금재에 관한 것이다. 또, 이 알루미늄 합금재를 이용하여, 효율적으로 접합되고, 또 접합 전후의 치수 변화 또는 형상 변화가 거의 없는 구조체와 그 제조방법에 관한 것이다.

알루미늄 합금재를 구성 부재로 하는 열교환기 등의 구조체 제조에 있어서는, 알루미늄 합금재끼리 또는 알루미늄 합금재와 이종(異種) 재료를 접합할 필요가 있다. 알루미늄 합금재의 접합 방법으로서는, 여러 가지 방법이 알려져 있지만, 그들 중에서 브레이징법(경납땜법)이 많이 이용되고 있다. 브레이징법(brazing method)이 많이 이용되는 것은, 모재(母材)를 용융시키지 않고 단시간에 강고한 접합을 얻을 수 있는 등의 이점이 고려되기 때문이다. 브레이징법에 의한 알루미늄 합금재의 접합 방법을 이용하여 열교환기 등을 제조하는 방법으로서는, 예를 들면, Al-Si합금으로 이루어지는 브레이징재를 클래드(clad)한 브레이징 시트를 이용하는 방법；분말 브레이징재를 도포한 압출재를 이용하는 방법；각 재료를 조립 후에 접합이 필요한 부분에 별도 브레이징재를 도포하는 방법；등이 알려져 있다(특허 문헌 1~3). 또한, 비특허 문헌 1의 「3.2 브레이징 합금과 브레이징 시트」의 장에는, 이들의 클래드 브레이징 시트나 분말 브레이징재의 상세가 설명되어 있다.

지금까지, 알루미늄 합금재의 구조체의 제조에 있어서는, 여러 가지 브레이징법이 개발되어 왔다. 예를 들면 자동차용 열교환기에 있어서는, 핀재를 단층으로 이용하는 경우에는, 튜브재에 브레이징재를 클래드한 브레이징 시트를 사용하는 방법이나, 튜브재에 Si 분말이나 Si 함유 브레이징 메탈을 별도 도포하는 방법이 채용되고 있었다. 한편, 튜브재를 단층으로 이용하는 경우에는, 핀재에 브레이징재를 클래드한 브레이징 시트를 사용하는 방법이 채용되고 있었다.

특허 문헌 4에는, 상술한 클래드재를 브레이징 시트로 바꾸고, 단층의 브레이징 시트를 이용하는 방법이 기재되어 있다. 이 방법에 있어서는, 열교환기의 튜브재와 탱크재에 열교환기용 단층 브레이징 시트를 이용하는 것이 제안되고 있다.

일본 공개특허공보 2008-303405 일본 공개특허공보 2009-161835호 일본 공개특허공보 2008-308760호 일본 공개특허공보 2010-168613호

「알루미늄 브레이징 핸드북(개정판)」사단법인 경금속 용접 구조 협회　2003년

브레이징 시트와 같은 클래드재를 제조하려면, 각 층을 따로따로 제조하고, 다시 그들을 겹쳐 접합하는 공정이 필요하다. 브레이징 시트의 사용은 열교환기 등의 비용 다운의 요구에 반하게 된다. 또, 분말 브레이징재의 도포도 브레이징재 비용 분만큼 제품 비용에 반영되게 된다.

이것에 대하여, 상술한 바와 같이, 클래드재로 된 브레이징 시트로 바꾸어 단층 브레이징 시트를 적용한다고 하는 제안도 있다. 그렇지만, 예를 들면, 열교환기 제조에 있어서, 단층의 브레이징 시트를 튜브재로서 그대로 이용하면, 열교환기 제조 시의 가열에 의하여, 튜브재가 크게 변형해 버리는 문제점이 있다. 또, 단층의 브레이징 시트를 판 두께가 얇은 핀재로서 이용하면, 핀이 쉽게 좌굴 변형해 버리는 문제점도 있다.

이상과 같이, 열교환기 등의 알루미늄 합금 구조체의 비용 다운을 위해서는, 브레이징재를 사용하지 않고 단층끼리의 재료로 접합을 행하는 것이 바람직하다고 할 수 있다. 그렇지만, 단층의 브레이징 시트를 안이하게 적용하면, 부재 변형의 문제를 회피하는 것은 곤란하다. 본 발명은, 상기와 같은 배경 하에서 이루어진 것이며, 각종 알루미늄 합금 구조체를 제조하는 것에 있어서, 복층 부재를 사용하는 것에 의한 비용 상승을 해소하면서도, 접합시 변형의 문제도 생기지 않게 하는 수법을 제공하는 것을 목적으로 한다.

본 발명자들은, 예의 검토의 결과, 지금까지의 브레이징법에 의한 알루미늄 합금재의 접합 방법을 개량한 것으로서, 브레이징재를 사용하지 않고 피접합재가 발휘하는 접합 능력을 이용하는 신규의 접합 방법을 찾아냈다. 이 접합 방법은, 이하의 알루미늄 합금재를 이용하며, 특정의 조건으로 접합하여 조립하는 것이고, 브레이징재와 같은 접합 부재가 없더라도 접합 가능하며, 또한, 접합 전후의 변형도 극히 적다고 하는 특징을 가진다.

즉, 본 발명은, Si：1.0 질량%~5.0 질량%, Fe：0.01 질량%~2.0 질량%를 함유하고, 잔부가 Al과 불가피한 불순물로 이루어지는 알루미늄 합금재로서,

0.5~5㎛의 원 상당 지름(equivalent circle diameters)을 가지는 Si계 금속간 화합물이, 상기 알루미늄 합금재 단면(斷面)에서 250개/㎟ 이상 7×10⁵개/㎟ 이하 존재하고,

0.5~5㎛의 원 상당 지름을 가지는 Al계 금속간 화합물의 분산 입자가, 상기 알루미늄 합금재 단면에서 100개/㎟ 이상 7×10⁵개/㎟ 이하 존재하는 것을 특징으로 하는 알루미늄 합금재이다.

이하, 본 발명에 대하여 보다 상세하게 설명한다. 본 발명은, 상기 조성의 알루미늄 합금재를 가열할 때에 생성되는 액상을 접합에 이용하는 점을 기본적인 특징으로 한다. 그래서, 우선 이 액상의 생성 메카니즘에 대하여 설명한다.

도 1에 대표적인 2원계 공정 합금인 Al-Si계 합금의 상태도를 모식적으로 나타낸다. Si농도가 c1인 알루미늄 합금재를 가열하면, 공정온도(고상선 온도)(Te)를 초과한 부근의 온도(T1)에서 액상의 생성이 시작된다. 공정온도(Te) 이하에서는, 도 2(a)에 나타내는 바와 같이, 결정입계로 구분되는 매트릭스 중에 정석출물(晶析出物)이 분포하고 있다. 여기서 액상의 생성이 시작되면, 도 2(b)에 나타내는 바와 같이, 정석출물 분포의 편석(偏析)이 많은 결정입계가 용융하여 액상으로 된다. 그 다음에, 도 2(c)에 나타내는 바와 같이, 알루미늄 합금재의 매트릭스 중에 분산하는 주 첨가 원소 성분인 Si의 정석출물 입자나 금속간 화합물의 주변이 구상으로 용융하여 액상으로 된다. 또한 도 2(d)에 나타내는 바와 같이, 매트릭스 중에 생성된 이 구상의 액상은, 계면 에너지에 의해 시간 경과나 온도 상승과 함께 매트릭스에 재고용하고, 고상(固相) 내 확산에 의하여 결정입계나 표면으로 이동한다. 그 다음에, 도 1에 나타내는 바와 같이 온도가 T2로 상승하면, 상태도 보다 액상량은 증가한다.

또, 도 1에서, 알루미늄 합금재의 Si농도가 최대 고용한도 농도보다 작은 c2의 경우에는, 고상선(固相線) 온도(Ts2)를 초과한 부근에서 액상의 생성이 시작된다. 단, c1의 경우와 달리, 용융 직전의 조직은 도 3(a)에 나타내는 바와 같이, 매트릭스 중에 정석출물이 존재하지 않는 경우가 있다. 이 경우, 도 3(b)에 나타내는 바와 같이 입계에서 우선 용융하여 액상으로 된 후, 도 3(c)에 나타내는 바와 같이 매트릭스 중에서 국소적으로 용질 원소 농도가 높은 장소로부터 액상이 발생된다. 도 3(d)에 나타내는 바와 같이, 매트릭스 중에 생성된 이 구상의 액상은, c1의 경우와 마찬가지로, 계면 에너지에 의해 시간의 경과나 온도 상승과 함께 매트릭스에 재고용하고, 고상 내 확산에 의하여 결정입계나 표면으로 이동한다. 온도가 T3으로 상승하면, 상태도 보다 액상량은 증가한다.

본 발명에 따른 알루미늄 합금재를 이용한 접합 방법은, 상기와 같은 알루미늄 합금재 내부의 국소적인 용융에 의해 생성되는 액상을 이용하는 것이다. 그리고, 가열 온도의 조정에 의해 액상의 질량을 적합한 범위로 함으로써, 접합과 형상 유지의 양립을 실현할 수 있는 것이다. 예를 들면, 본 발명의 알루미늄 합금재를 성형하여, 튜브, 핀, 플레이트 등의 구조체를 제작하여, 600℃ 정도의 온도로 열처리를 행하면, 상기 알루미늄 합금재 내부의 일부로부터 액상이 생성되고, 그것이 재료 표면으로 배어 나와 접합이 가능하게 되며, 브레이징재 등의 접합 부재를 이용하지 않고 열교환기를 제조할 수 있다.

또, 본 발명에 따른 알루미늄 합금재에 있어서는, 주로 미용융의 매트릭스(알루미늄 재료 중에서 금속간 화합물을 제외한 부분)와 액상 생성에 기여하지 않는 금속간 화합물이 그 재료 강도를 담당하고 있다. 그 때문에, 본 발명에 따른 알루미늄 합금재는, 접합중에 일부 용융 부분이 생기고 있는 상태로 되어 있지만, 형상을 유지하는데 충분한 강도를 가질 수 있다. 따라서, 본 발명에 의해 제조되는 구조체는, 접합중의 강도 저하에 의한 치수 변화나 형상 변화가 거의 없다고 하는 특징을 가진다. 이러한 특징에 의해, 본 발명의 알루미늄 합금재는, 접합시에 변형하기 쉬운 핀 등의 얇은 두께의 재료로서 적합하게 사용할 수 있다.

이와 같이, 본 발명은, 알루미늄 합금재의 액상을 이용하는 것이지만, 본 발명의 구체적 특징은, 제 1의 형태로서 알루미늄 합금재로서 Si농도：1.0 질량%~5.0 질량%, Fe：0.01 질량%~2.0 질량%의 Al-Si-Fe계 합금을 기본 조성으로 하는 것 및 그 금속 조직에 있어서 Si계 금속간 화합물 및 Al계 금속간 화합물이, 단면(斷面)에서 소정의 면밀도(面密度:surface density) 범위로 존재하는 것에 있다. 그래서, 이하에 이들의 특징에 대하여 설명한다. 한편, 이하에서는, 「질량%」를 단순히 「%」로 기재한다.

Si농도에 대하여, Si는 Al-Si계의 액상을 생성하고, 접합에 기여하는 원소이다. 단, Si농도가 1.0% 미만의 경우는 충분한 양의 액상을 생성할 수 없고, 액상이 배어 나오는 것이 적게 되어, 접합이 불완전하게 된다. 한편, 5.0%를 초과하면 알루미늄 합금재 중의 액상의 생성량이 많아지기 때문에, 가열중의 재료 강도가 극단적으로 저하하여, 구조체의 형상 유지가 곤란해진다. 따라서, Si농도를 1.0%~5.0%로 규정한다. 이 Si농도는, 바람직하게는 1.5%~3.5%이고, 보다 바람직하게는 2.0%~3.0%이다. 한편, 배어 나오는 액상의 양은 판 두께가 두껍고, 가열 온도가 높을수록 많아지므로, 가열시에 필요로 하는 액상의 양은, 제조하는 구조체의 구조에 따라 필요하게 되는 Si량이나 접합 가열 온도를 조정하는 것이 바람직하다.

Fe 농도에 대하여, Fe는 매트릭스에 약간 고용하여 강도를 향상시키는 효과를 가지는데 더하여, 정출물로서 분산하여 특히 고온에서의 강도 저하를 막는 효과를 가진다. Fe는, 그 첨가량이 0.01% 미만의 경우, 상기의 효과가 작을 뿐만 아니라, 고순도의 지금(地金)을 사용할 필요가 있어 비용이 증가한다. 또, 2.0%를 초과하면, 주조시에 조대(粗大)한 금속간 화합물이 생성되고, 제조성에 문제가 생긴다. 또, 본 접합체가 부식 환경(특히 액체가 유동하는 부식 환경)에 노출되었을 경우에는 내식성이 저하한다. 또한, 접합시의 가열에 의하여 재결정한 결정립이 미세화하여 입계 밀도가 증가하기 때문에, 접합 전후에서 치수 변화가 커진다. 따라서, Fe의 첨가량은 0.01%~2.0%로 한다. 바람직한 Fe의 첨가량은, 0.2%~1.0%이다.

다음에, 본 발명에 따른 알루미늄 합금재의 금속 조직에 있어서의 특징에 대하여 설명한다. 본 발명에 따른 알루미늄 합금재는, 0.5~5㎛의 원 상당 지름을 가지는 Si계 금속간 화합물이, 그 단면에서 250개/㎟ 이상 7×10⁵개/㎟ 이하 존재하는 것을 특징으로 한다. 여기서, Si계 금속간 화합물이란, (1) 단체 Si 및 (2) 단체 Si의 일부에 Ca나 P 등의 원소를 포함하는 것이며, 상술한 액상 발생의 프로세스에서 설명한 액상 생성에 기여하는 금속간 화합물이다. 한편, 단면(斷面)이란, 알루미늄 합금재의 임의의 단면이며, 예를 들면 두께 방향을 따른 단면이라도 좋고, 판재 표면과 평행한 단면이라도 좋다. 재료 평가의 간편성의 관점에서, 두께 방향을 따른 단면을 채용하는 것이 바람직하다.

상기한 바와 같이, 알루미늄 합금재 중에 분산한 Si입자 등의 금속간 화합물의 분산 입자는, 접합시에 있어서 그 주위의 매트릭스와 반응하여 액상을 생성한다. 그 때문에, 상기 금속간 화합물의 분산 입자가 미세할수록 입자와 매트릭스가 접하는 면적이 증가한다. 따라서, 상기 금속간 화합물의 분산 입자가 미세할수록, 접합 가열시에 있어서, 보다 신속하게 액상이 생성되기 쉬워져, 양호한 접합성을 얻을 수 있다. 이 효과는, 접합 온도가 고상선에 가까운 경우나 온도상승 속도가 빠른 경우에 보다 현저하다. 그 때문에, 본 발명에서는, 적합한 Si계 금속간 화합물로서, 그 원 상당 지름을 0.5~5㎛으로 규정함과 함께, 그 존재 비율로서 단면에서 250개/㎟ 이상 7×10⁵개/㎟ 이하인 것을 필요로 한다. 250개/㎟ 미만이면, 생성되는 액상에 편향이 생겨 양호한 접합을 얻을 수 없게 된다. 7×10⁵개/㎟를 초과하면, 입자와 매트릭스의 반응 면적이 너무 크기 때문에, 액상량의 증가가 급격하게 일어나 변형이 생기기 쉬워진다. 이와 같이, 이 Si계 금속간 화합물의 존재 비율은, 250개/㎟ 이상 7×10⁵개/㎟ 이하로 한다. 한편, 이 존재 비율은, 바람직하게는 1×10³개/㎟ 이상 1×10⁵개/㎟ 이하이다.

또, 본 발명에 따른 알루미늄 합금재에서는, 기본 조성(Al-Si계 합금)에서 생기는 Si계 금속간 화합물에 더하여, Al계의 금속간 화합물이 분산 입자로서 존재한다. 이 Al계 금속간 화합물은, Al-Fe계, Al-Fe-Si계, Al-Mn-Si계, Al-Fe-Mn계, Al-Fe-Mn-Si계 화합물 등, Al과 첨가 원소에 의하여 생성되는 금속간 화합물이다. 이들 Al계 금속간 화합물은, Si계 금속간 화합물과는 달리 액상 생성에 크게 기여하는 것은 아니지만, 매트릭스와 함께 재료 강도를 담당하는 분산 입자이다. 그리고, 이 Al계 금속간 화합물에 대해서는, 0.5~5㎛의 원 상당 지름을 가지는 것이, 재료 단면에서 100개/㎟ 이상 7×10⁵개/㎟ 이하 존재할 필요가 있다. 100개/㎟ 미만의 경우에는, 강도 저하에 의한 변형이 생긴다. 한편, 7×10⁵개/㎟ 초과한 경우에는, 재결정의 핵이 증가하여 결정립이 미세하게 되어 변형이 생긴다. 이와 같이, 이 Al계 금속간 화합물의 존재 비율은, 100개/㎟ 이상 7×10⁵개/㎟ 이하로 한다. 한편, 이 존재 비율은, 바람직하게는 1×10³개/㎟ 이상 1×10⁵개/㎟ 이하이다.

한편, 분산 입자의 원 상당 지름은, 단면의 SEM 관찰(반사전자상 관찰)을 행함으로써 결정할 수 있다. 여기서, 원 상당 지름이란 원 상당 직경을 말한다. SEM 사진을 화상 해석함으로써, 접합 전의 분산 입자의 원 상당 지름을 구하는 것이 바람직하다. 또, Si계 금속간 화합물과 Al계 금속간 화합물은, SEM-반사전자상 관찰에서, 콘트라스트의 농담으로 구별할 수도 있다. 또, 분산 입자의 금속종은, EPMA(X선 마이크로애널라이저) 등으로 보다 정확하게 특정할 수 있다.

이상 설명한, Si, Fe 농도 범위 및 금속 조직에 특징을 가지는 본 발명에 따른 알루미늄 합금재는, 그 자체의 접합성에 의해 접합을 가능하게 하여 각종 알루미늄 합금 구조물의 구성 부재로서 이용할 수 있다.

이상과 같이, 본 발명에 따른 알루미늄 합금재는 제 1형태에 있어서, 접합성이라고 하는 기본적 기능을 완수하기 위해서는, Si 및 Fe를 필수 원소로서 그 첨가량이 규정된다. 접합성이라고 하는 기본적 기능에 더하여 강도를 더욱 향상시키기 위해서, 본 발명에 따른 알루미늄 합금재는 제 2형태에 있어서, 제 1형태로 규정한 첨가량의 Si 및 Fe에 더하여, 소정량의 Mn,Mg 및 Cu가 필수 원소로서 더 첨가된다. 한편, 제 2실시 형태에서는, Si계 금속간 화합물 및 Al계 금속간 화합물의 단면에서의 면밀도에 대해서는, 제 1실시 형태와 마찬가지로 규정된다.

Mn은, Si와 함께 Al-Mn-Si계의 금속간 화합물을 형성하고, 분산 강화로서 작용하며, 혹은, 알루미늄 모상(母相) 중에 고용하여 고용강화에 의해 강도를 향상시키는 중요한 첨가 원소이다. Mn 첨가량이 2.0%를 초과하면, 조대 금속간 화합물이 형성되기 쉬워져 내식성을 저하시킨다. 따라서, Mn 첨가량은 2.0% 이하로 한다. 바람직한 Mn 첨가량은, 0.05%~2.0%이다. 한편, 본 발명에 있어서는, Mn뿐만 아니라 다른 합금 성분에 있어서도, 소정 첨가량 이하로 하는 경우는 0%도 포함하는 것으로 한다.

Mg는, 접합 가열 후에 있어서 Mg₂Si에 의한 시효 경화가 생기고, 이 시효 경화에 의하여 강도 향상이 도모된다. 이와 같이, Mg는 강도 향상의 효과를 발휘하는 첨가 원소이다. Mg 첨가량이, 2.0%를 초과하면 플럭스와 반응하여, 고융점의 화합물을 형성하기 때문에 현저하게 접합성이 저하한다. 따라서, Mg의 첨가량은 2.0% 이하로 한다. 바람직한 Mg의 첨가량은, 0.05%~2.0%이다.

Cu는, 매트릭스 중에 고용하여 강도를 향상시키는 첨가 원소이다. Cu 첨가량이, 1.5%를 초과하면 내식성이 저하한다. 따라서, Cu의 첨가량은 1.5% 이하로 한다. 바람직한 Cu의 첨가량은, 0.05%~1.5%이다.

본 발명에 있어서는, 강도나 내식성을 더욱 향상시키기 위해서, 상기 필수 원소 이외의 원소로서 Ti, V, Cr, Ni 및 Zr를 단독 또는 복수로 선택적으로 첨가할 수 있다. 이하에 각 선택적 첨가 원소에 대하여 서술한다.

Ti 및 V는, 매트릭스 중에 고용하여 강도를 향상시키는 것 외에, 층 형상으로 분포하여 판 두께 방향의 부식의 진전을 막는 효과가 있다. 0.3%를 초과하면 거대 정출물이 발생하여, 성형성, 내식성을 저해한다. 따라서, Ti 및 V의 첨가량은 0.3% 이하로 하는 것이 바람직하고, 0.05%~0.3%로 하는 것이 보다 바람직하다.

Cr은, 고용강화에 의해 강도를 향상시키고, 또 Al-Cr계의 금속간 화합물의 석출에 의해, 가열 후의 결정립 조대화에 작용된다. 0.3%를 초과하면 조대한 금속간 화합물을 형성하기 쉬워지고, 소성가공성을 저하시킨다. 따라서, Cr의 첨가량은 0.3% 이하로 하는 것이 바람직하고, 0.05%~0.3%로 하는 것이 보다 바람직하다.

Ni는, 금속간 화합물로서 정출 또는 석출하고, 분산 강화에 의하여 접합 후의 강도를 향상시키는 효과를 발휘한다. Ni의 첨가량은, 2.0% 이하의 범위로 하는 것이 바람직하고, 0.05%~2.0%의 범위로 하는 것이 보다 바람직하다. Ni의 함유량이 2.0%를 초과하면, 조대한 금속간 화합물을 형성하기 쉬워지고, 가공성을 저하시켜 자기 내식성도 저하한다.

Zr은 Al-Zr계의 금속간 화합물로서 석출하고, 분산 강화에 의하여 접합 후의 강도를 향상시키는 효과를 발휘한다. 또, Al-Zr계의 금속간 화합물은 가열중의 결정립 조대화에 작용된다. 0.3%를 초과하면 조대한 금속간 화합물을 형성하기 쉬워지고, 소성가공성을 저하시킨다. 따라서, Zr의 첨가량은 0.3% 이하로 하는 것이 바람직하며, 0.05%~0.3%로 하는 것이 보다 바람직하다.

이상의 주로 강도 향상을 위한 선택적 첨가 원소 외에, 내식성 향상을 위한 선택적 첨가 원소를 더해도 좋다. 내식성 향상을 위한 선택적 첨가 원소로서는, Zn, In, Sn을 들 수 있다.

Zn의 첨가는, 희생 방식(防蝕) 작용에 의한 내식성 향상에 유효하다. Zn은 매트릭스 중에 거의 균일하게 고용하고 있지만, 액상이 생기면 액상 중에 녹아나온 액상의 Zn이 농화(濃化)한다. 액상이 표면으로 배어나오면, 배어 나온 부분에서의 Zn 농도가 상승하기 때문에, 희생 양극 작용에 의하여 내식성이 향상된다. 또, 본 발명의 알루미늄 합금재를 열교환기에 응용하는 경우, 본 발명의 알루미늄 합금재를 핀으로 이용함으로써, 튜브 등을 방식하는 희생 방식 작용을 발휘할 수 있다. Zn 첨가량이 6.0%를 초과하면 부식 속도가 빨라져 자기 내식성이 저하한다. 따라서, Zn 첨가량은, 6.0% 이하가 바람직하고, 0.05%~6.0%가 보다 바람직하다.

Sn과 In은, 희생 양극 작용을 발휘하는 효과를 가져 온다. 각각의 첨가량이 0.3%를 초과하면 부식 속도가 빨라져 자기 내식성이 저하한다. 따라서, Sn과 In의 첨가량은, 0.3% 이하가 바람직하고, 0.05%~0.3%가 보다 바람직하다.

본 발명에 따른 알루미늄 합금재에서는, 액상의 특성 개선을 도모함으로써 접합성을 더 양호하게 하기 위한 선택적 원소를 더 첨가해도 좋다. 이러한 원소로서는, Be：0.1% 이하, Sr：0.1% 이하, Bi：0.1% 이하, Na：0.1% 이하, Ca：0.05% 이하로 하는 것이 바람직하고, 이들의 1종 또는 2종 이상이 필요에 따라서 첨가된다. 한편, 이들 각 원소에 의해 바람직한 범위는, Be：0.0001%~0.1%, Sr：0.0001%~0.1%, Bi：0.0001%~0.1%, Na：0.0001%~0.1% 이하, Ca：0.0001%~0.05% 이하다. 이들의 미량 원소는 Si입자의 미세 분산, 액상의 유동성 향상 등에 의하여 접합성을 개선할 수 있다. 이들의 미량 원소는, 상기의 보다 바람직한 규정 범위 미만에서는, Si입자의 미세 분산이나 액상의 유동성 향상 등의 효과가 불충분하게 되는 경우가 있다. 또, 상기의 보다 바람직한 규정 범위를 초과하면 내식성 저하 등의 폐해를 일으키는 경우가 있다. 한편, Be, Sr, Bi, Na, Ca의 어느 1종이 첨가되는 경우에 있어서도, 임의의 2종 이상이 첨가되는 경우에 있어서도, 상술한 각 원소는 상기 바람직한 또는 보다 바람직한 성분 범위 내에서 첨가된다.

그런데, Fe 및 Mn은, 모두 Si와 함께 Al-Fe-Mn-Si계의 금속간 화합물을 형성한다. Al-Fe-Mn-Si계 금속간 화합물을 생성하는 Si는 액상의 생성에의 기여가 작기 때문에, 접합성이 저하하게 된다. 그 때문에, 본 발명에 따른 알루미늄 합금재로 Fe 및 Mn을 첨가하는 경우에는, Si, Fe,Mn의 첨가량에 대하여 유의하는 것이 바람직하다. 구체적으로는, Si, Fe, Mn의 함유량(질량%)을 각각 S, F, M으로 했을 때, 1.2≤S-0.3(F＋M)≤3.5의 관계식을 만족하는 것이 바람직하다. S-0.3(F＋M)이 1.2 미만의 경우는, 접합이 불충분하게 된다. 한편, S-0.3(F＋M)이 3.5보다 큰 경우는, 접합 전후에서 형상이 변화하기 쉬워진다.

한편, 본 발명의 액상을 생성하는 알루미늄 합금재는, 고상선 온도와 액상선 온도의 차이가 10℃ 이상인 것이 바람직하다. 고상선 온도를 넘으면 액상의 생성이 시작되지만, 고상선 온도와 액상선 온도의 차이가 작으면, 고체와 액체가 공존하는 온도 범위가 좁아져, 발생하는 액상의 양을 제어하는 것이 곤란해진다. 따라서, 이 차이를 10℃ 이상으로 하는 것이 바람직하다. 예를 들면, 이 조건을 만족하는 조성을 가지는 2원계의 합금으로서는, Al-Si계 합금, Al-Si-Mg계, Al-Si-Cu계, Al-Si-Zn계 및 Al-Si-Cu-Mg계 등을 들 수 있다. 한편, 고상선 온도와 액상선 온도의 차이가 커질수록, 적절한 액상량으로 제어하는 것이 용이하게 된다. 따라서, 고상선 온도와 액상선 온도의 차이의 상한은, 특히 한정되는 것은 아니다.

또한, 본 발명에 따른 알루미늄 합금재의 내식성을 더욱 향상시키기 위해서, 이 알루미늄 합금재의 표면에 Zn을 주성분으로 하는 층을 형성할 수 있다. 알루미늄 합금재 표면에 형성되는 층에 존재하는 Zn은, 접합 가열시에 합금 내부로 고용·확산되고, 표면에서 내부를 향하여 Zn 농도가 감소하는 농도 분포를 형성한다. 이러한 Zn 농도 분포는 공식(孔食) 전위의 비귀(卑貴)에 대응하여, 희생 방식 작용에 의해서 알루미늄 합금재 내부로의 부식 진행을 큰 폭으로 억제할 수 있다.

알루미늄 합금재의 표면에 Zn을 주성분으로 하는 층을 부여하는 방법으로서는, 순Zn 혹은 Al-Zn 합금을 이용한 Zn 용사；Zn 치환 플럭스 도포；Zn 분말 피복；Zn 도금；등을 들 수 있다. 어느 방법으로도, 부여되는 Zn이 너무 적으면 희생 방식 작용이 불충분하게 되고, 부여되는 Zn이 너무 많으면 부식 속도가 빨라져 자기 내식성이 저하한다. 그 때문에, 부여되는 Zn량은 1~30g/㎡가 바람직하고, 5~20g/㎡가 보다 바람직하다.

다음에, 본 발명의 알루미늄 합금재의 제조방법에 대하여 설명한다. 본 발명의 알루미늄 합금재는, 연속 주조법, DC(Direct　Chill) 주조법 또는 압출법을 이용하여 제조할 수 있다. 연속 주조법으로서는, 쌍롤식 연속 주조 압연법이나 쌍벨트식 연속 주조법 등의 연속적으로 판재를 주조하는 방법이라면 특히 한정되는 것은 아니다. 쌍롤식 연속 주조 압연법이란, 내화물제(耐火物製)의 급탕 노즐로부터 한 쌍의 수냉 롤 사이에 알루미늄 용탕을 공급하고, 박판을 연속적으로 주조 압연하는 방법이며, 헌터법(Hunter process)이나 3C법 등이 알려져 있다. 또, 쌍벨트식 연속 주조법은, 상하로 대치(對峙)하여 수냉되고 있는 회전 벨트 사이에 용탕을 주탕하고 벨트면으로부터의 냉각으로 용탕을 응고시켜 슬라브로 하고, 벨트의 주탕 반대측으로부터 상기 슬라브를 연속하여 끌어내어 코일 형상으로 감는 연속 주조 방법이다.

쌍롤식 연속 주조 압연법에서는, 주조시의 냉각 속도가 DC주조법에 비해 수배~수 백배 빠르다. 예를 들면, DC주조법의 경우 냉각 속도가 0.5~20℃／sec인 것에 대하여, 쌍롤식 연속 주조 압연법의 경우 냉각 속도는 100~1000℃／sec이다. 그 때문에, 주조시에 생성되는 분산 입자가, DC주조법에 비하여 미세하고 고밀도로 분포하는 특징을 가진다. 이 고밀도로 분포한 분산입자는, 접합시에 있어서 이들 분산 입자 주위의 매트릭스와 반응하여, 다량의 액상을 생성하기 쉽게 할 수 있고, 그것에 의해 양호한 접합성을 얻을 수 있다.

쌍롤식 연속 주조 압연법으로 주조할 때의 압연판의 속도는 0.5m/분 이상, 3m/분 이하가 바람직하다. 주조 속도는, 냉각 속도에 영향을 미친다. 주조 속도가 0.5m/분 미만의 경우는, 충분한 냉각 속도를 얻을 수 없고 화합물이 조대하게 된다. 또, 3m/분을 초과한 경우는, 주조시에 롤 사이에서 알루미늄재가 충분히 응고하지 않아, 정상적인 판 형상 주괴를 얻을 수 없다.

쌍롤식 연속 주조 압연법으로 주조할 때의 용탕 온도는, 650~800℃의 범위가 바람직하다. 용탕 온도는, 급탕 노즐 직전에 있는 헤드 박스의 온도이다. 용탕 온도가 650℃ 미만의 온도에서는, 급탕 노즐 내에 거대한 금속간 화합물의 분산 입자가 생성되고, 그들이 주괴에 혼입함으로써 냉간압연시의 판 끊어짐의 원인이 된다. 용탕 온도가 800℃를 초과하면, 주조시에 롤 사이에서 알루미늄재가 충분히 응고하지 않아, 정상적인 판 형상 주괴를 얻을 수 없다. 보다 바람직한 용탕 온도는 680~750℃이다.

또, 주조하는 판 두께는 2㎜~10㎜가 바람직하다. 이 두께 범위에 있어서는, 판 두께 중앙부의 응고 속도도 빠르고, 균일 조직인 조직을 얻기 쉽다. 주조 판 두께가 2㎜ 미만이면, 단위시간당 주조기를 통과하는 알루미늄량이 적어, 안정하여 용탕을 판 폭 방향으로 공급하는 것이 곤란하게 된다. 한편, 주조 판 두께가 10㎜를 초과하면, 롤에 의한 감기가 곤란하게 된다. 보다 바람직한 주조 판 두께는, 4㎜~8㎜이다.

얻어진 주조 판재를 최종 판 두께로 압연 가공하는 공정 중에서는, 소둔을 1회 이상 행해도 좋다. 조질(調質)은 용도에 따라 적절한 조질을 선정한다. 통상은 에로젼(erosion) 방지를 위해 H1n 또는 H2n 조질로 하지만, 형상이나 사용 방법에 따라서는 소둔재를 사용해도 좋다.

본 발명에 따른 알루미늄 합금재를 DC 연속 주조법으로 제조하는 경우는, 주조시의 슬라브(slab)나 빌릿(billet)의 주조 속도를 제어하는 것이 바람직하다. 주조 속도는, 냉각 속도에 영향을 미치므로, 20㎜/분 이상, 100m/분 이하가 바람직하다. 주조 속도가 20㎜/분 미만의 경우는, 충분한 냉각 속도를 얻을 수 없어 화합물이 조대화 한다. 한편, 100m/분을 초과한 경우는, 주조시에 알루미늄재가 충분히 응고하지 않아, 정상적인 주괴를 얻을 수 없다. 보다 바람직한 주조 속도는, 30㎜/분 이상, 80㎜/분 이하이다.

DC연속 주조시의 슬라브 두께는, 600㎜ 이하가 바람직하다. 슬라브 두께가 600㎜를 초과한 경우는, 충분한 냉각 속도를 얻을 수 없어 금속간 화합물이 조대하게 된다. 보다 바람직한 슬라브 두께는, 500㎜ 이하이다.

DC주조법으로 슬라브를 제조한 다음은, 균질화 처리, 열간 압연, 냉간압연, 소둔을 필요에 따라 행하면 좋다. 또, 용도에 따라 조질이 행해진다. 이 조질은, 통상은 에로젼 방지를 위해서 H1n 또는 H2n으로 하지만, 형상이나 사용 방법에 따라서는 연질재를 사용해도 좋다.

본 발명에 따른 알루미늄 합금재를 압출법으로 제조하는 경우는, DC주조로 빌릿을 제조한 후에, 균질화 처리와 열간 압출을 필요에 따라서 행하면 좋다. 또, 용도에 따라 조질이 행해진다. 빌릿 주조에는, 핫 탑 주조법(hot-top casting method) 또는 GDC 주조법이 이용된다.

본 발명의 알루미늄 합금재는, 전신재(展伸材), 단조재(鍛造材), 주물 등의 형태로 제공되지만, 접합성과 형상 유지의 점에서 전신재의 형태가 최적이다. 전신재는, 그 제조까지 받는 가공률이 단조재나 주물 등 보다 크기 때문에, 금속간 화합물이 미세하게 분단된 상태가 발현되기 쉽다. 따라서, Si계 금속간 화합물과 Al계 금속간 화합물의 밀도를 증가시킬 수 있어, 지금까지 서술해 온 바와 같이, 양호한 접합성과 형상 유지를 달성하기 쉬운 이점을 가진다.

다음에, 본 발명에 따른 알루미늄 합금재의 접합 방법, 즉, 알루미늄 합금 구조체의 제조방법에 대하여 설명한다. 본원에 있어서 알루미늄 합금 구조체란, 2개 이상의 부재가 접합되어 이루어지는 구조체로서, 이것을 구성하는 부재의 적어도 하나의 부재가 본 발명에 따른 알루미늄 합금재로 이루어지는 것이다. 본 발명에 따른 알루미늄 합금 구조체의 제조방법은, 상기 조성을 가지는 알루미늄 합금재를 2개 이상의 부재의 적어도 하나의 피접합 부재로서 다른 피접합 부재와 조합한 후, 가열 처리를 행하고 이들 피접합 부재를 접합하는 것이다. 이 가열 처리에서는, 상기 2개 이상의 부재의 적어도 하나의 피접합 부재의 내부에 있어서, 액상이 생성되는 고상선 온도 이상 액상선 온도 이하이며, 강도가 저하하여 형상을 유지할 수 없게 되는 온도 이하에서, 접합에 필요한 시간만큼 가열하는 것이다.

상기의 접합 방법에서의 접합 조건 중에서 가열 조건은 특히 중요하다. 이 가열 조건으로서는, 상기 2개 이상의 부재의 적어도 하나의 피접합 부재인 알루미늄 합금재의 전 질량에 대한 상기 알루미늄 합금재 내에 생성되는 액상의 질량의 비(이하, 「액상률」이라고 기록한다)가 0%를 초과하여 35% 이하가 되는 온도에서 접합할 필요가 있다. 액상이 생성되지 않으면 접합을 할 수 없기 때문에 액상률은 0%보다 많은 것이 필요하다. 그렇지만, 액상이 적으면 접합이 곤란해지기 때문에, 액상률은 5% 이상으로 하는 것이 바람직하다. 액상률이 35%를 초과하면, 생성되는 액상의 양이 너무 많아서, 접합 가열시에 알루미늄 합금재가 크게 변형해 버려 형상을 유지할 수 없게 된다. 이상과 같이, 바람직한 액상률은 5~30%이다. 한편, 보다 바람직한 액상률은 10~20%이다.

또, 액상이 접합부에 충분히 충전되기 위해는 그 충전 시간도 고려하는 것이 바람직하고, 액상률이 5% 이상인 시간을 30초 이상 3600초 이내로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는, 액상률이 5% 이상의 시간이 60초 이상, 1800초 이내이며, 이것에 의해 더 충분한 충전이 행해져 확실한 접합이 이루어진다. 액상률이 5% 이상인 시간이 30초 미만에서는, 접합부에 액상이 충분히 충전되지 않는 경우가 있다. 한편, 3600초를 초과하면, 알루미늄재의 변형이 진행되는 경우가 있다. 한편, 본 발명에 있어서의 접합 방법에서는, 액상은 접합부의 극히 근방에서밖에 이동하지 않기 때문에, 이 충전에 필요한 시간은 접합부의 크기에는 의존하지 않는다.

바람직한 접합 조건의 구체예로서는, 580℃~620℃를 접합 온도로 하고, 접합 온도에서의 유지 시간을 0분~10분 정도로 하면 좋다. 여기서, 0분이란, 부재의 온도가 소정의 접합 온도에 도달하면 즉시 냉각을 개시하는 것을 의미한다. 또, 접합부의 금속 조직을 후술하는 적합한 상태로 하기 위해서, 조성에 따라 가열 조건을 조정해도 좋다. 더 바람직하게는 30초부터 5분이다.

한편, 가열중에 있어서의 실제의 액상률을 측정하는 것은 극히 곤란하다. 그래서, 본 발명에서 규정하는 액상률은, 통상, 평형 상태도를 이용하고, 합금 조성과 최고 도달 온도로부터, 지렛대의 원리(lever rule)에 의하여 구할 수 있다. 이미 상태도가 밝혀진 합금계에 있어서는, 그 상태도를 사용하고, 지렛대의 원리를 이용하여 액상률을 구할 수 있다. 한편, 평형 상태도가 공표되어 있지 않은 합금계에 관해서는, 평형 계산 상태도 소프트웨어를 이용하여 액상률을 구할 수 있다. 평형 계산 상태도 소프트웨어에는, 합금 조성과 온도를 이용하고, 지렛대의 원리로 액상률을 구하는 수법이 구비되어 있다. 평형 계산 상태도 소프트웨어에는, Thermo-Calc　Software　AB사에 의하여 만들어진 Thermo-Calc 등이 있다. 평형 상태도가 밝혀진 합금계에 있어서도, 평형 계산 상태도 소프트웨어를 이용하여 액상률을 계산해도, 평형 상태도로부터 지렛대의 원리를 이용하여 액상률을 구한 결과와 같은 결과가 되므로, 간편화를 위해서, 평형 계산 상태도 소프트웨어를 이용해도 좋다.

또, 가열 처리에 있어서의 가열 분위기는 질소나 아르곤 등으로 치환한 비산화성 분위기 등이 바람직하다. 또, 비부식성 플럭스를 사용함으로써 더 양호한 접합성을 얻을 수 있다. 또한, 진공 중이나 감압중에서 가열하여 접합하는 것도 가능하다.

상기 비부식성 플럭스 도포하는 방법에는, 피접합 부재를 조립한 후, 플럭스 분말을 흩뿌리는 방법이나, 플럭스 분말을 물에 현탁하여 스프레이 도포하는 방법 등을 들 수 있다. 미리 소재에 도장하는 경우에는, 플럭스 분말에 아크릴 수지 등의 바인더를 혼합하여 도포하면, 도장의 밀착성을 높일 수 있다. 통상의 플럭스의 기능을 얻기 위해서 이용되는 비부식성 플럭스로서는, KAlF₄, K₂AlF₅, K₂AlF₅·H₂O, K₃AlF₆, AlF₃, KZnF₃, K₂SiF₆ 등의 불화물계 플럭스나, Cs₃AlF₆, CsAlF₄ _·2H₂O, Cs₂AlF₅ _·H₂O 등의 세슘계 플럭스나, 염화물계 플럭스 등을 들 수 있다.

이상 설명한 가열 처리 및 가열 분위기의 제어에 의해, 필요한 접합 특성을 얻을 수 있다. 단, 예를 들면, 중공부를 구비하는 등의 비교적 취약한 구조체를 형성하는 경우에 있어서는, 구조체 내에 발생하는 응력이 너무 높으면 구조체의 형상을 유지할 수 없는 경우가 있다. 특히 접합시의 액상률이 커지는 경우, 구조체 내에 발생하는 응력은 비교적 작은 응력으로 억제하는 편이 형상을 양호하게 유지할 수 있다. 이와 같이 구조체 내의 응력을 고려하는 것이 바람직한 경우는, 2개 이상의 부재 중, 액상이 생성되는 피접합 부재 내에 발생하는 응력 중 최대치를 P(kPa), 액상률을 V(%)로 한 경우, P≤460-12V의 조건을 만족하면, 매우 안정된 접합을 얻을 수 있다. 이 식의 우변(460-12V)에서 나타내는 값은 한계 응력이며, 이것을 초과한 응력이, 액상을 발생시키는 알루미늄 합금재에 가해지면, 큰 변형이 발생할 우려가 있다. 한편, 이 액상이 생성되는 피접합 부재가 두 개 이상의 부재에 있어서 복수개 있는 경우에는, 이들 복수의 피접합 부재 각각에 대하여, 각각의 응력(P), 액상률(V)을 이용하여 P≤460-12V를 산출하고, 모든 복수의 피접합 부재가 상기 식을 동시에 만족하도록 접합을 행하는 것이 바람직하다. 각 피접합 부재 내의 각 부위에 발생하는 응력은, 형상과 하중으로부터 구할 수 있다. 예를 들면, 구조 계산 프로그램 등을 이용하여 계산할 수 있다.

또한, 접합부의 압력과 마찬가지로 접합부의 표면 형태도 접합성에 영향을 주는 경우가 있어, 양면이 평활한 쪽이 보다 안정된 접합을 얻을 수 있다. 본 발명에 있어서는, 두 개의 피접합 부재를 접합하는 경우에, 접합 전의 피접합 부재의 쌍방의 접합면 표면의 요철로부터 구해지는 산술 평균 파상도(waviness) Wa1와 Wa2의 합이, Wa1＋Wa2≤10(㎛)을 만족하는 경우에, 더 충분한 접합을 얻을 수 있다. 한편, 산술 평균 파상도(Wa1, Wa2)는, JISB0633로 규정되는 것이며, 파장이 25~2500㎛의 사이에서 요철이 되도록 컷오프 값(cutoff value)을 설정하고, 레이저 현미경이나 공초점(confocal) 현미경으로 측정된 파상도 곡선으로부터 구할 수 있다.

또, 본 발명에 따른 구조체의 내식성을 더욱 향상시키기 위해서, 본 발명에 따른 알루미늄 합금재의 표면에 Zn 용사나 Zn 치환 플럭스 도포를 행하여 구조체를 형성해도 좋다. 또한, 가열 처리 후의 구조체에 크로메이트(chromate) 처리나 논크로메이트(non-chromate) 처리 등의 표면 처리를 실시하여 내식성 향상을 도모해도 좋다.

이상 설명한 알루미늄 합금 구조체의 제조방법에 의해 제조되는 알루미늄 합금 구조체는, 접합 전후에 있어서 구조체의 치수나 형상이 거의 변화하지 않는 이점을 가진다. 이것은, 상술한 메카니즘에 따라서 액상이 피접합 부재인 알루미늄 합금재 내부로부터 생성되지만, 생성되는 액상량은 적절한 범위로 제어되고 있고, 접합시에 결정입계 등을 따른 미끄럼 변형이 발생하기 어렵기 때문이다. 또, 매트릭스나, 액상의 생성에 기여하지 않는 금속간 화합물에 의해, 가열중에 피접합 부재의 형상이 유지되는 효과도, 상기 이점의 요인이다.

그리고, 본 발명에 따른 알루미늄 합금 구조체는, 접합된 부재의 적어도 하나의 부재의 접합부 부근에서 적합한 금속 조직적 특징을 가진다. 즉, 본 발명에 따른 방법에 의해 접합된 알루미늄 합금재는, 결정입계에 금속간 화합물 등이 많이 존재한 조직이 된다. 도 2에 나타내는 액상 생성 메카니즘으로부터도 명확한 바와 같이, 액상이 생성되어 외부로 유출되는 과정에서, 결정입계가 액상의 유출 경로의 하나가 되기 때문에, 접합의 가열시에는 결정입계에 액상이 존재한다. 따라서, 그 후에 냉각하면, 그 액상이 응고하기 때문에, 결정입계에 Si계 금속간 화합물 및 Al계 금속간 화합물이 생성된다. 본 발명자들의 검토에 의하면, 양호한 접합성과 접합시의 재료 강도의 양호한 밸런스가 잡힌 접합체에서는, 1㎛ 이상의 원 상당 지름을 가지는 Si계 금속간 화합물 및 Al계 금속간 화합물이 존재하는 결정입계의 삼중점의 개수가, 전 결정입계의 삼중점 개수의 50% 이상의 비율인 것이 판명되었다. 여기서, 결정입계의 삼중점이란, 재료의 단면을 관찰했을 때에, 매트릭스의 결정입계가 적어도 3개 이상 교차하고 있는 점(삼중점)을 말한다.

이 결정입계의 삼중점에 존재하는 Si계 금속간 화합물 및 Al계 금속간 화합물(이하에서, 양자를 합한 것을 「금속간 화합물」이라고 기재한다)은, 분산 강화 작용을 가지는 제 2상 분산 입자로서 작용하고, 구조체를 구성하는 부재를 강화하는 기능을 발휘한다. 또, 이 금속간 화합물은, 부재를 접합하기 때문에 가열 후의 냉각시에 있어서, 결정립의 성장을 억제하는 효과를 가진다. 또한, 접합된 구조체를 재가열하는 경우에는, 구조체를 구성하는 부재의 결정립의 조대화를 억제하는 효과를 발휘한다. 이들의 효과는, 금속간 화합물이 존재하는 결정입계의 삼중점의 상기 비율이 50% 미만으로는 충분하지 않다. 따라서, 모든 결정입계의 삼중점 중, 원 상당 지름 1㎛ 이상의 금속간 화합물이 존재하는 결정입계의 삼중점의 개수가 50% 이상의 비율로 한다. 또, 이 비율은, 바람직하게는 80% 이상이다. 한편, 이 비율의 상한치는 100%이다.

결정입계의 삼중점에 존재하는 금속간 화합물은, Al계 금속간 화합물과 Si계 금속간 화합물을 포함한다. Si계 금속간 화합물은, Si에 Fe, Mn 등이 고용된 금속간 화합물이다. Al계 금속간 화합물은, Al-Fe계, Al-Fe-Si계, Al-Mn-Si계, Al-Fe-Mn계, Al-Fe-Mn-Si계 화합물 등, Al과 첨가 원소로 생성된 금속간 화합물이다.

결정입계의 삼중점에 존재하는 금속간 화합물의 존재를 식별하려면 , 몇 개의 방법을 들 수 있다. 광학 현미경을 이용하는 방법으로는, 우선, 본 발명의 구조체를 구성하는 부재의 단면을 기계적으로 연마하고, 켈러액(Keller's reagent) 등으로 에칭하여 금속간 화합물의 위치를 식별한다. 또한, 이 같은 단면에서의 결정입계를 양극 산화법에 따라 명확히 하고, 결정입계의 삼중점의 위치를 식별한다. 양자를 비교하여, 전 결정입계의 삼중점 중, 1㎛ 이상의 원 상당 지름을 가지는 금속간 화합물이 존재하는 결정입계의 삼중점의 비율을 결정한다.

한편, 결정입계에 존재한 액상이, 응고하여 공정 조직으로 변태(變態)할 때에 있어서, 입계에 금속간 화합물이 불연속으로 형성되거나, Al상과 금속간 화합물상이 교대로 늘어선 공정 조직이 형성되는 경우가 있다. 이러한 경우에는, 결정입계가 불명료하게 되기 때문에, 결정입계가 단속적인 선으로서 관찰되기도 하고, 결정입계의 삼중점의 위치가 불명료하게 된다. 이 경우는, 금속간 화합물이나 공정 조직을 결정입계의 일부로 간주하여, 결정입계를 따르도록 연속적인 가상선을 그어 결정입계의 삼중점을 판별한다. 도 6에 나타내는 바와 같이, Si상(도시하지 않음)이나 공정 조직이 커서, 결정입계의 삼중점이 불명료한 경우는, 도 7에 나타내는 바와 같이 그 부분의 전 면적을 결정입계로 한다. 도 7의 점선으로 나타내는 바와 같이, 가상적으로 3개의 결정입계가 교차하는 영역을 결정입계의 삼중점으로 간주한다. 이 경우의 삼중점이란, 결정입계가 교차하는 영역에서의 각 결정입계 부분을 합한 면적 부분이 된다. 이 면적 부분 중에 일부라도 금속간 화합물이 형성되어 있으면 좋다.

또, EPMA(X선 마이크로애널라이저)를 사용하는 방법도 들 수 있다. EPMA를 이용하여, 구조체를 구성하는 부재의 단면에서의 Si, Fe 등의 원소의 면성분(面成分)을 분석하는 것이다. 결정입계 근방은, Si농도가 낮기 때문에, 결정입계를 식별할 수 있다. 금속간 화합물은, Si, Fe 등의 원소 농도가 높은 부분으로 식별할 수 있다. 단면의 SEM 관찰(반사전자상 관찰)을 이용하여, 결정입계와 금속간 화합물의 위치를 상정할 수도 있다.

본 발명에 의해 형성되는 알루미늄 합금 구조체는, 그 접합된 부재의 적어도 하나의 부재의 접합부 부근에서, 적합한 금속 조직적 특징을 가진다. 즉, 본 발명에 따른 알루미늄 합금재의 접합부에서는, 상술한 액상 생성 메카니즘에 있어서, Si 입자 주변이 구상(球狀)으로 용융하면서도 매트릭스 내에 어느 정도 잔존하고, 도 2에 나타내는 공정 조직이 매트릭스의 결정입자 내(이하, 단순히 「입자 내」라고 기재한다)로 다수 분산된 조직이 된다. 본 발명자들에 의하면, 본 발명에 따른 알루미늄 합금 구조체에서는, 양호한 접합성과 접합시의 재료 강도의 양호한 밸런스가 잡힌 경우, 접합 후에 있어서 입자 내에 존재하는 3㎛ 이상의 긴 지름을 가지는 공정 조직이 단면의 면밀도로 10개/㎟~3000개/㎟인 것이 바람직한 것이 판명되었다. 이 금속 조직상의 적합 조건에 대하여, 상기의 입자 내 공정 조직의 면밀도가 10개/㎟ 미만의 경우에는, 접합에 기여한 액상이 너무 많아서 접합 가열중의 강도 유지가 곤란해지는 경우가 있다. 한편, 상기의 입자 내 공정 조직의 면밀도가 3000개/㎟를 초과한 경우에는, 접합에 기여한 액상이 적어 접합성이 저하하는 경우가 있다.

이러한 입자 내의 공정 조직은, 가열시에 Si 입자 주변이 구상으로 용융하여 생성된 액상이, 냉각시에 응고하여 공정 조직으로 된 것이기 때문에, 구상에 가까운 형상이 되는 경우가 많다. 이 경우는, 도 2와 같이, 단면 관찰에서 원 형상의 공정 조직으로서 관찰된다. 또, 액상이 입자 내의 Al계 금속간 화합물을 핵생성 사이트로 하여 생성되고, 입자 내에 잔존하고 있는 경우는, Al계 금속간 화합물을 따른 형상의 공정 조직이 형성되는 경우가 있다.

입자 내의 공정 조직의 단면에서의 면밀도를 측정하려면, 몇 개의 방법을 들 수 있다. 광학 현미경을 사용하는 방법으로는, 본 발명의 구조체를 구성하는 부재의 단면을 기계적으로 연마하여, 켈러액 등으로 에칭하여 공정 조직의 위치를 식별한다. 공정 조직은 Si계 금속간 화합물상과 Al상이 미세하게 교대로 늘어선 구조를 이루기 때문에, 이것을 판별할 수 있다. 또한, 이 단면에서의 결정입계의 위치를 양극 산화법에 따라 식별한다. 양자를 비교하여, 결정입자 내에 존재하는 3㎛ 이상의 긴 지름을 가지는 공정 조직의 개수를 측정하여 면밀도로 환산한다.

EPMA(X선 마이크로 애널라이저)를 사용하는 방법도 들 수 있다. EPMA를 이용하여, 구조체를 구성하는 부재 단면에서의 Si, Fe 등의 원소의 면성분을 분석한다. 공정 조직은, Si농도가 높은 부분과 낮은 부분이 미세하게 교대로 늘어서 있기 때문에, 이것을 식별할 수 있다. 또, 결정입계 근방은 Si농도가 낮기 때문에, 결정입계를 식별할 수 있다. 단면의 SEM 관찰(반사전자상 관찰)에 의하여, 공정 조직을 식별할 수도 있다. 그 경우는, SEM/EBSB법을 이용하여 결정입계를 식별한다.

상기와 같은 금속 조직을 가지는 알루미늄 합금 구조체는, 본 발명에 따른 알루미늄 합금재의 치수나 조성의 조정 및 조성을 고려한 가열 조건의 조정에 의해 제조된다. 예를 들면, 피접합 부재인 알루미늄 합금재의 판 두께가 두꺼운 경우나, 접합시의 온도가 고온이 되기 쉬운 부분에 배치된 알루미늄 합금 부재에서는, Si 첨가량이 낮은 것을 이용해도 충분한 액상량을 확보할 수 있다. 구체적으로는, 30㎛~100㎛의 판 두께의 핀재의 경우, Si 첨가량을 1.5%~3.5%정도로 하고, 가열 온도를 580℃~620℃ 정도로 하는 것이 바람직하다. 이 경우, 입자 내의 공정 조직은 20~500개/㎟가 된다. 이러한 접합 후의 조직 관찰에 의해, 입자 내의 공정 조직의 단면 면밀도가 10~3000개/㎟가 되도록, 피접합 부재인 알루미늄 합금재의 Si 첨가량이 1.5%~5.0%의 범위에서 미리 조정된다. 이것에 의하여, 양호한 접합성을 가지는 접합체를 얻을 수 있다. 또, Mn을 0.3% 이상 첨가함으로써, 입자 내 공정 조직을 감소시키는 효과가 있다.

상기한 바와 같이, 본 발명에 따른 알루미늄 합금 구조체는, 2개 이상의 부재로 구성되는 구조체이고, 적어도 하나의 부재가 본 발명에 따른 알루미늄 합금재로 이루어진다. 이 알루미늄 합금 구조체의 적합한 예로서는, 각종 열교환기를 들 수 있다. 열교환기는, 그 용도나 사용 조건에 의해 핀재, 튜브재, 플레이트재, 탱크재 등의 각종 부재를 적당하게 조합하여 구성된다. 그리고, 본 발명에 따른 알루미늄 합금재는, 이들 열교환기의 각종 부재를 구성할 수 있다.

예를 들면, 본 발명에 따른 알루미늄 합금재로 튜브재와 탱크재를 제작하고, 다시 단층의 핀재(베어 핀재)와 조합하여, 소정의 가열 처리를 실시한다. 이것에 의해, 모든 부재가 단층재로 구성되는 열교환기를 제조할 수 있다. 또, 본 발명에 따른 알루미늄 합금재로 핀재와 플레이트재를 제작하고, 브레이징재를 배치하지 않은 튜브재(압출재나 전봉(電縫) 가공한 베어 튜브재)와 조합하여, 소정의 가열 처리를 실시함으로써 열교환기를 제조한다고 할 수 있다. 또한, 판재를 프레스 성형하여 적층함으로써, 라미네이트 타입의 열교환기를 제조할 수 있다.

상기 외에, 본 발명에 따른 알루미늄 합금재는, 히트 싱크, 적층 구조의 오일쿨러(oil cooler) 등의 용도에도 이용할 수 있다. 이러한 브레이징재를 배치하지 않은 단층재를 이용한 구조체는, 종래재를 이용한 구조체에 비해 고온에서의 강성이 저하하는 경우가 있다. 그래서, 가열 처리할 때에, 고온에 견디는 철 등의 재질의 지그(jig)를 이용하여 구조체를 세팅함으로써, 치수 정밀도가 보다 높은 구조체를 얻을 수 있다.

또, 빗살 형상의 압출재와 중공부를 가지는 압출재를 별개로 제조하고, 이들 두 개의 압출재를 접합함으로써 열교환기를 간편하게 제조할 수 있다. 또, 두 개의 압출재를 적층 구조로 하여, 필요 사이즈에 알맞은 오일쿨러나 히트 싱크(heat sink) 등의 제품으로 할 수도 있다.

본 발명에 따른 알루미늄 합금재는, 브레이징법 등의 종래의 접합 방법과는 다른 접합 방법으로 접합되는 것이며, 단층 상태로 각종의 피접합 부재와 접합할 수 있다. 그리고, 접합 전후의 치수 또는 형상의 변화가 거의 없다. 본 발명에 따른 알루미늄 합금재를 이용하는 접합 방법은, 브레이징재 등의 접합 부재를 사용하지 않고 피접합 부재끼리를 접합할 수 있다. 그리고, 본 발명에 따른 알루미늄 합금 구조체는, 상기 이점에 의해 비용 다운의 요구에 응할 수 있다.

도 1은, 2원계 공정 합금으로서 Al-Si합금의 상태도를 나타내는 모식도이다.
도 2는, 본 발명에 따른 알루미늄 합금재를 이용한 접합 방법에 있어서의, 알루미늄 합금재에서의 액상의 생성 메카니즘을 나타내는 설명도이다.
도 3은, 본 발명에 따른 알루미늄 합금재를 이용한 접합 방법에 있어서의, 알루미늄 합금재의 액상의 생성 메카니즘을 나타내는 설명도이다.
도 4는, 제 1~제 3 실시형태에서 이용한 3단으로 적층된 테스트 피스(미니 코어)의 사시도이다.
도 5는, 제 3 실시형태의 테스트 피스에 이용한 압출 튜브의 형상의 일부를 나타내는 사시도이다.
도 6은, 결정입계 및 그 삼중점을 나타내는 모식도이다.
도 7은, 결정입계의 삼중점을 판별하는 방법을 나타내는 설명도이다.

이하에, 본 발명을 실시예와 비교예에 기초하여 상세하게 설명한다.

제 1실시형태：우선, 표 1, 2에 나타내는 조성을 가지는 알루미늄 합금을 이용하여, 표 3~5의 B1~B59 및 B77~B98의 알루미늄 합금재의 시험재를 제조했다. 한편, 표 1의 합금 조성에서, 「-」은 검출 한계 이하인 것을 나타내는 것이며, 「잔부」는 불가피한 불순물을 포함한다.

B1~B48, B52~B57, B84의 시험재에 대해서는, 쌍롤식 연속 주조 압연법에 의해 주조했다. 쌍롤식 연속 주조 압연법으로 주조할 때의 용탕 온도는 650~800℃이고, 주조판의 두께는 7㎜였다. 주조 속도는, 표 3~5에 나타내는 바와 같이 여러 가지로 변경했다. 다음에, 얻어진 판 형상 주괴를 0.70㎜까지 냉간압연하고, 420℃×2 Hr의 중간소둔 후에, 0.050㎜까지 다시 냉간압연하여 공시재로 했다. 공시재의 산술 평균 파상도(Wa)는 약 0.5㎛였다.

B49~B51, B58~B59, B77~B83, B85~B98의 시험재를 DC주조법으로 100㎜×300㎜의 사이즈로 주조했다. 주조 속도는, 표 4, 5에 나타내는 바와 같이 여러 가지로 변경했다. 얻어진 슬라브를 면삭 후에 가열하여 3㎜ 두께까지 열간 압연했다. 그 후, 압연판을 0.070㎜까지 냉간압연하고, 380℃×2Hr의 중간소둔 후에, 0.050㎜까지 다시 냉간압연하여 공시재로 했다. 공시재의 산술 평균 파상도(Wa)는 약 0.5㎛였다.

이들 시험재에 대해서는, 제조 과정에 있어서의 제조성의 평가를 행하였다.제조성의 평가방법은, 판재 또는 슬라브를 제조했을 때에, 제조 과정에서 문제가 발생하지 않고 건전한 판재나 슬라브가 얻어진 경우를 ○로 하고, 주조시에 균열이 발생한 경우나, 주조시의 거대 금속간 화합물 발생이 원인으로 압연이 곤란해진 경우 등, 제조 과정에 있어서 문제가 발생한 경우를 ×로 했다.

또, 제조한 판재(소판) 중의 금속간 화합물의 면밀도는, 판 두께 방향을 따른 단면의 SEM 관찰(반사전자상 관찰)에 의해 측정했다. Si계 금속간 화합물과 Al계 금속간 화합물(Al-Fe계 금속간 화합물 등)은, SEM 관찰에 있어서 콘트라스트의 농담에 의해서 구별했다. SEM 관찰은 각 샘플에 대하여 5 시야씩 행하고, 각각의 시야의 SEM 사진을 화상 해석함으로써, 샘플 중 원 상당 지름 0.5㎛~5㎛의 분산 입자의 밀도를 측정했다.

이들의 제조성 평가 및 분산 입자의 측정 결과를, 표 3~5에 나타낸다. 표 3~5에 나타내는 바와 같이, 알루미늄 합금재의 조성이 본 발명에서 규정하는 범위의 것은 제조성이 양호했다. 합금 조성 A68에서는, Fe가 규정량을 초과하기 때문에, 주조시에 거대한 금속간 화합물이 생성되어, 최종판 두께까지 압연할 수 없어 제조성에 문제가 발생했다. 합금 조성 A70의 가공에서는, Ni가 규정량을 초과하기 때문에, 주조시에 거대한 금속간 화합물이 생성되어, 제조성에 문제가 발생했다. 합금 조성 A71에서는, Ti가 규정량을 초과하기 때문에, 주조시에 거대한 금속간 화합물이 생성되어, 최종판 두께까지 압연할 수 없어 제조성에 문제가 발생했다. 합금 조성 A89~92에서는, 각각 Mn, V, Cr, Zr가 규정량을 초과하기 때문에, 주조시에 거대한 금속간 화합물이 생성되어, 최종판 두께까지 압연할 수 없어 제조성에 문제가 발생했다.

다음에, 도 4에 나타내는 바와 같이, 각 시험재를 폭 16㎜, 산 높이(crest height) 7㎜, 피치 2.5㎜의 핀재로 성형했다. 또, b1의 조성(표 2)의 소재를, 산술 평균 파상도(Wa)가 0.3㎛이고 판 두께 0.4㎜의 전봉 가공한 튜브재로 성형했다. 그리고, 이들 핀재와 튜브재를 조합하고 스테인리스제의 지그에 조립하여, 도 4에 나타내는 3단으로 적층된 테스트 피스(미니 코어)를 제작했다. 각 시험재(B1~B59, B77~B98)의 핀재와 튜브재에 의하여 제작된 테스트 피스(미니 코어)는, C1~C59, C77~C98로서 표 3~5에 기재했다.

그 다음에, 상기 미니 코어를 비부식성의 불화물계 플럭스의 10% 현탁액에 침지하여 건조 후에, 질소 분위기 중에서 580~600℃로 3분간 가열하여 핀재와 튜브재를 접합했다. 한편, 이 미니 코어의 경우, 스테인리스 지그와 알루미늄재의 열팽창율의 차이에 의하여, 접합 가열시에 있어서, 스테인리스 지그와 미니 코어와의 사이에 약 4 N의 압축 하중이 생겼다. 접합 면적으로부터 계산하면, 핀과 튜브와의 접합면에는 약 10kPa의 응력이 생기게 된다.

핀재와 튜브재를 접합한 후에, 핀을 튜브로부터 박리하여 튜브와 핀의 접합부 40개소의 접합 상태를 조사하여, 완전히 접합하고 있던 개소의 비율(접합률)을 구했다. 또, 핀 좌굴 상태를 조사했다. 접합 전의 핀 높이에 대한 접합 전후의 핀 높이 변화의 비율이 5% 이하를 ◎, 5%를 초과 10% 이하를 ○, 10%를 초과 15% 이하를 △, 15%를 초과하는 것을 ×로 판정했다.

또한, 접합 후의 미니 코어를 수지로 메워 연마하고, 부재의 단면 조직을 광학 현미경으로 관찰하여, 긴 지름 3㎛ 이상의 입자 내 공정 조직의 면밀도를 측정했다. 또, 접합 후의 미니 코어의 단면을 연마하고, 켈러액(Keller's reagent) 등으로 에칭하여 금속간 화합물의 위치를 식별하고, 다시, 양극 산화법에 따라 이 단면에서의 결정입계를 명확분명히 하여 결정입계의 삼중점의 위치를 식별했다. 이들 금속간 화합물의 위치와 결정입계의 삼중점의 위치를 비교하여, 금속간 화합물이 존재하는 결정입계의 삼중점의 비율을 구했다.

이상의 미니 코어 접합 시험에 있어서의 각 평가 결과를, 표 3~5에 나타낸다. 표 3~5에는, 각 샘플에 있어서의 가열 온도에서의 평형 액상률도 나타냈다. 한편, 평형 액상률은, 평형 상태도 계산 소프트웨어에 의한 계산치이다.

[표 1]

[표 2]

[표 3]

[표 4]

[표 5]

표 3~5에서의 미니 코어의 각 샘플에 대한 평가 결과와, 핀재의 알루미늄 합금재의 조성(표 1, 2)을 대비하면, 알루미늄 합금재의 조성 및 가열 조건에 관하여 본 발명이 규정하는 조건을 구비하는 샘플(C1~C51, C77~C98)에서는, 접합률 및 핀 좌굴이 모두 합격이었다.

한편, 비교예 C52(합금 조성 A66)에서는, Si성분이 규정량을 만족하지 않기 때문에, 액상률(평형 액상률)이 5% 미만으로 낮고, 금속간 화합물이 존재하는 결정입계의 삼중점의 비율도 낮았다. 그 결과, 접합률이 저하하고, 핀 좌굴을 측정할 수 없었다.

비교예 C53(합금 조성 A67)에서는, Si성분이 규정량을 초과하기 때문에, 접합시에 액상률이 높아져, 핀이 무너져 좌굴했다.

상술한 바와 같이 비교예 C54(합금 조성 A68)에서는, Fe의 성분이 규정량을 초과하기 때문에, 조대한 금속간 화합물이 생성되어, 최종판압까지 압연할 수 없어 제조성에 문제가 발생했다.

비교예 C55(합금 조성 A69)에서는, Mg가 규정량을 초과하기 때문에, 접합률이 30%로 낮아 접합이 불완전했다.

또, 상술한 바와 같이, 비교예 C56(합금 조성 A70)은 제조성에 문제가 발생했다. 비교예 C57(합금 조성 A71)도 상술한 바와 같이, 주조시에 거대한 금속간 화합물이 생성되어, 최종판압까지 압연할 수 없어 제조성에 문제가 발생했다.

비교예 C58(합금 조성 A72)에서는, Be, Sr, Bi가 규정량을 초과하기 때문에, 표면의 산화 피막이 두꺼워져 접합률이 저하했다.

비교예 C59(합금 조성 A73)에서는, Na, Ca가 규정량을 초과하기 때문에, 표면의 산화 피막이 두꺼워져 접합률이 저하했다.

비교예 C93(합금 조성 A88)에서는, Fe 조성이 규정량 미만이었기 때문에, 합금중의 Al계 금속간 화합물의 면밀도가 작아져, 금속간 화합물이 존재하는 결정입계의 삼중점의 비율도 낮았다. 그 결과, 접합률이 저하하여, 핀 좌굴도 생겼다.

비교예 C94(합금 조성 A80)에서는, 합금 조성은 규정 범위이지만, Si계 금속간 화합물의 면밀도가 작아져, 금속간 화합물이 존재하는 결정입계의 삼중점의 비율도 낮았다. 그 결과, 접합률이 저하했다.

비교예 C95~98(합금 조성 A89~92)에서는, 상술한 바와 같이 주조시에 거대한 금속간 화합물이 생성되어, 최종판압까지 압연할 수 없어 제조성에 문제가 발생했다.

제 2 실시형태：이 실시형태에서는, 접합 조건인 가열 온도의 영향에 대하여 검토 했다. 표 6에 나타내는 바와 같이, 제 1실시형태에서 제조한 재료를 발췌하고, 제 1실시형태와 같은 핀재로 성형했다. 그리고, 제 1실시형태와 마찬가지로 하여 3단으로 적층된 테스트 피스(미니 코어)를 제작했다(도 4). 이 미니 코어를 비부식성의 불화물계 플럭스의 10% 현탁액에 침지하여 건조 후에, 질소 분위기중에서 표 6에 나타내는 여러 가지의 가열 온도로 소정 시간 가열 유지하여 핀재와 튜브재를 접합했다.

상기와 같이 하여 접합한 미니 코어에 대하여, 제 1실시형태와 마찬가지로 하여, 접합률을 측정하여 평가했다. 또, 접합 후의 미니 코어의 핀 높이를 측정하여, 접합 전에 대한 접합 후의 치수 변화율을 변형율로서 구했다. 이 변형율이 3% 이하를 ◎, 3%를 초과 5% 이하를 ○, 5%를 초과 8% 이하를 △, 8%를 초과하는 것을 ×로 판정했다. 또한, 제 1실시형태와 마찬가지로 하여, 부재 단면의 조직 관찰을 행하고, 금속간 화합물의 면밀도, 3㎛ 이상의 긴 지름을 가지는 입자 내 공정 조직의 면밀도, 전 결정입계의 삼중점 중, 1㎛ 이상의 원 상당 지름을 가지는 금속간 화합물이 존재하는 결정입계의 삼중점의 비율을 구했다. 평가 결과를 표 6에 나타낸다.

[표 6]

표 6에서, 본 발명 예 C61~73에서는, 전부 본 발명에서 규정하는 조건을 모두 만족하고 있고, 접합률과 변형율이 모두 합격이었다.

한편, 비교예 C74와 C76에서는 액상률이 너무 높았기 때문에, 형상을 유지할 수 없어 변형율이 높아졌다. 또, 비교예 C75에서는, 액상률이 너무 낮았다. 또, 금속간 화합물이 존재하는 결정입계의 삼중점의 비율도 낮았다. 그 결과, 접합률이 저하했다.

제 3 실시형태：이 실시형태에서는, 압출 성형성 및 내식성 개선을 위한 Zn을 주성분으로 하는 층의 효과에 대하여 검토했다. 우선, 표 7에 나타내는 조성(No. E1~E24 및 E25, E26)의 재료를 DC주조하고, φ50㎜의 빌릿을 얻었다. 한편, 표 7의 합금 조성에서, 「-」은 검출 한계 이하인 것을 나타내는 것이며, 「잔부」는 불가피한 불순물을 포함한다.

상기 각 빌릿의 공시재를 직접 압출에 의한 열간 압출을 하여, 표 8에 나타내는 샘플 No：D1~D24 및 D43, D44의 편평 형상의 압출 튜브를 제작했다. 도 5는, 이 편평 형상의 압출 튜브 일부를 나타내는 사시도이다. 상기 공시재의 산술 평균 파상도(Wa)는 약 1㎛였다. 열간 압출에 있어서의 각 공시재의 압출성을 평가했다. 압출성에 대해서는, 열간 압출했을 때에, 건전한 압출재가 10m 이상 얻어진 경우를 ○로 하고, 얻어진 건전한 압출재가 0m를 초과 10m 미만인 경우를 △로 하며, 주조시에 조대 금속간 화합물이 발생하는 등으로 하여 건전한 압출재가 얻어지지 않은 경우(얻어진 건전한 압출재가 0m의 경우를 포함함)를 ×로 했다.

표 9에 나타내는 샘플 No：D25~D39에서는, 압출 튜브의 표면에 Zn을 주성분으로 하는 층을 형성했다. 표 9에 나타내는 샘플 No：D40~D42은, Zn을 주성분으로 하는 층을 형성하지 않은 참고 예이다. Zn층 형성에는, Zn 용사, Zn 치환 플럭스 도포 Zn 분말 피복 및 Zn 도금 중 어느 하나의 방법을 채용했다.

다음에, 표 7의 F1의 조성(JISA3003＋1.5Zn)의 재료(산술 평균 파상도(Wa)가 0.3㎛, 판 두께 0.07㎜)를 핀재로 가공했다. 핀재는, 높이 7㎜로 콜게이트(corrugate) 성형한 것으로 했다.

샘플 No.D1~D42 및 D43, D44의 편평형 상태의 압출 튜브와 상기 핀재를 조합하여 스테인리스제의 지그에 조립하여, 도 4에 나타내는 3단으로 적층된 테스트 피스(미니 코어)를 제작했다. 이 미니 코어의 경우, 스테인리스 지그와 알루미늄재의 열팽창율의 차이에 의하여, 접합 가열시에 있어서, 스테인리스 지그와 미니 코어와의 사이에 약 4 N의 압축 하중이 생겼다. 접합 면적으로부터 계산하면, 핀과 튜브와의 접합면에는 약 10 kPa의 응력이 생기게 된다.

이와 같이 하여 제작된 미니 코어를 비부식성의 불화물계 플럭스의 10% 현탁액에 침지하여 건조 후에, 질소 분위기중에서 580~600℃로 3분간 가열하여 핀재와 튜브재를 접합했다. 한편, 샘플 No.D13, D14 및 D22에서는, 플럭스를 도포하지 않고 진공 중에서 접합했다. 또, 샘플 No.D12에서는, 세슘이 들어 있는 불화물계 플럭스를 이용했다. 샘플 No.D26에서는, Zn 치환 플럭스를 도포하여 가열을 행하였다.

샘플 No.D1~D24 및 D43, D44에 대해서는, 제 1실시형태와 마찬가지로 하여 튜브와 핀의 접합률을 구하여 평가했다. 또, 튜브의 무너짐의 유무에 대해서도 확인했다. 또한, 내식성 평가를 위해서 CASS 시험을 1000h 행하고, 튜브를 관통하는 부식의 유무를 확인했다. 부식이 없었던 것을 ○, 부식이 발생한 것을 ×로 했다.

또, 제 1 실시형태와 마찬가지로 하여, 부재 단면의 조직 관찰을 행하고, 3㎛ 이상의 긴 지름을 가지는 입자 내 공정 조직의 면밀도, 전 결정입계의 삼중점 중, 1㎛ 이상의 원 상당 지름을 가지는 금속간 화합물이 존재하는 결정입계의 삼중점의 비율을 구했다. 또한, 제 1실시형태와 마찬가지로 하고, 샘플 중 원 상당 지름 0.5㎛~5㎛의 Si계 금속간 화합물과 Al계 금속간 화합물의 분산 입자의 면밀도를 측정했다. 평가 결과를 표 8에 나타낸다.

샘플 No.D25~D42에 대해서는, 압출 튜브를 핀으로부터 박리하고, 표면에 Zn을 주성분으로 하는 층을 부가한 압출 튜브에 발생 된 부식의 깊이를 초점 심도법에 의해 측정했다. 평가 결과를, 표 9에 나타낸다.

[표 7]

[ 표 8]

[표 9]

표 8에 나타내는 바와 같이, 실시예의 D1~D15 및 D43, D44는, 모두 압출성, 접합률, 튜브 무너짐, 내식성 모두 합격이었다.

이것에 대하여, 비교예 D16(합금 조성 E16)에서는, Si성분이 규정치를 만족하지 않기 때문에, 전 결정입계의 삼중점 중, 1㎛ 이상의 원 상당 지름을 가지는 금속간 화합물이 존재하는 결정입계의 삼중점의 비율이 낮았다. 또, 접합률도 저하했다.

비교예 D17(합금 조성 E17)에서는, Si성분이 규정치를 초과하여 액상률이 너무 높아졌기 때문에, 접합시에 압출관의 무너짐이 발생했다.

비교예 D18(합금 조성 E18)에서는, Si성분이 규정치를 만족하지 못하기 때문에, 1㎛ 이상의 원 상당 지름을 가지는 금속간 화합물이 존재하는 결정입계의 삼중점의 비율이 낮았다. 또, 접합률도 저하했다.

비교예 D19(합금 조성 E19)에서는, Si성분이 규정치를 초과하고 있기 때문에, 접합시에 압출관의 무너짐이 발생했다.

또, 비교예 D20~비교예 D24에 대해서는, CASS 시험의 결과에서 관통구멍이 발생하여 내식성의 점에서 뒤떨어진다. 이들은, 합금 조성에 기인하는 것이며, 각각, Fe와 Cu성분(합금 조성 E20), Mn성분(합금 조성 E21), Zn성분(합금 조성 E22), Mg성분(합금 조성 E23), Cr, Ti, V성분(합금 조성 E24)이 규정치를 초과하고 있기 때문이다.

또, Zn을 주성분으로 하는 층의 효과에 대해서는, 표 9에 나타내는 바와 같이, 실시예의 D25~D39에서는, 표면에 Zn층이 형성되어 있음으로써 희생 방식 작용이 발휘되어, 부식 깊이가 0.60㎜ 미만으로 얕았다.

이것에 대하여, 참고예의 D40~D42에서는, 표면에 Zn이 부여되지 않기 때문에, 관통에는 이르지 않지만 0.90㎜를 초과하는 깊은 부식 깊이로 되었다. 이와 같이, 내식성 개선을 위한 Zn을 주성분으로 하는 층 형성의 유효성을 확인할 수 있었다.

산업상의 이용 가능성

본 발명에 의해, 브레이징재 또는 용가재와 같은 접합 부재를 사용하지 않고 알루미늄 합금재를 접합할 수 있으므로, 그 구조체를 효율적으로 제조 가능하게 된다. 또, 본 발명에서는, 접합 부재의 접합 전후에 있어서의 치수 또는 형상의 변화가 거의 생기지 않는다. 이와 같이, 본 발명에 따른 알루미늄 합금재 및 이것을 이용한 구조체 및 그 제조방법은, 공업상 현저한 효과를 나타내는 것이다.

c … Si농도
c1 … Si농도
c2 … Si농도
T … 온도
T1 … Te를 초과한 온도
T2 … Ts2를 초과한 온도
Te … 고상선 온도
Ts2 … 고상선 온도

Claims

Si：1.0 질량%~5.0 질량%, Fe：0.01 질량%~2.0 질량%를 함유하고, 잔부가 Al과 불가피한 불순물로 이루어지는 알루미늄 합금재로서,
0.5~5㎛의 원 상당 지름(equivalent circle diameters)을 가지고 단체(單體) Si 및 단체 Si의 일부에 Ca나 P 원소를 포함하는 것으로부터 선택되는 Si계 금속간 화합물이, 상기 알루미늄 합금재의 단면(斷面)에서 1.3×10³개/㎟ 이상 2.2×10⁴개/㎟ 이하 존재하고,
0.5~5㎛의 원 상당 지름을 가지고 Al-Fe계 및 Al-Fe-Si계로부터 선택되는 Al과 첨가원소에 의해서 생성되는 Al계 금속간 화합물의 분산 입자가, 상기 알루미늄 합금재의 단면에서 1.3×10³개/㎟ 이상 3.3×10⁴개/㎟ 이하 존재하는 알루미늄 합금재로 이루어진 것을 특징으로 하는 단층으로 가열 접합 기능을 가지는 열교환기용 핀재.
Si：1.0 질량%~5.0 질량%, Fe：0.01 질량%~2.0 질량%를 함유하고, Mg：2.0 질량% 이하, Cu：1.5 질량% 이하 및 Mn：2.0 질량% 이하로부터 선택되는 1종 또는 2종 이상을 더 함유하며, 잔부가 Al 및 불가피한 불순물로 이루어지는 알루미늄 합금재로서,
0.5~5㎛의 원 상당 지름을 가지고 단체 Si 및 단체 Si의 일부에 Ca나 P 원소를 포함하는 것으로부터 선택되는 Si계 금속간 화합물이, 상기 알루미늄 합금재의 단면에서 1.3×10³개/㎟ 이상 2.2×10⁴개/㎟ 이하 존재하고,
0.5~5㎛의 원 상당 지름을 가지고 Al-Fe계, Al-Fe-Si계, Al-Mn-Si계, Al-Fe-Mn계 및 Al-Fe-Mn-Si계로부터 선택되는 Al과 첨가원소에 의해서 생성되는 Al계 금속간 화합물의 분산 입자가, 상기 알루미늄 합금재의 단면에서 1.3×10³개/㎟ 이상 3.3×10⁴개 이하 존재하는 알루미늄 합금재로 이루어진 것을 특징으로 하는 단층으로 가열 접합 기능을 가지는 열교환기용 핀재.
제 1 항에 있어서,
상기 알루미늄 합금재가, Zn：6.0 질량% 이하, In：0.3 질량% 이하 및 Sn：0.3 질량% 이하로부터 선택되는 1종 또는 2종 이상을 더 함유하는, 단층으로 가열 접합 기능을 가지는 열교환기용 핀재.
제 2 항에 있어서,
상기 알루미늄 합금재가, Zn：6.0 질량% 이하, In：0.3 질량% 이하 및 Sn：0.3 질량% 이하로부터 선택되는 1종 또는 2종 이상을 더 함유하는, 단층으로 가열 접합 기능을 가지는 열교환기용 핀재.
제 1 항에 있어서,
상기 알루미늄 합금재가, Ti：0.3 질량% 이하, V：0.3 질량% 이하, Cr：0.3 질량% 이하, Ni：2.0 질량% 이하 및 Zr：0.3 질량% 이하로부터 선택되는 1종 또는 2종 이상을 더 함유하는, 단층으로 가열 접합 기능을 가지는 열교환기용 핀재.
제 2 항에 있어서,
상기 알루미늄 합금재가, Ti：0.3 질량% 이하, V：0.3 질량% 이하, Cr：0.3 질량% 이하, Ni：2.0 질량% 이하 및 Zr：0.3 질량% 이하로부터 선택되는 1종 또는 2종 이상을 더 함유하는, 단층으로 가열 접합 기능을 가지는 열교환기용 핀재.
제 3 항에 있어서,
상기 알루미늄 합금재가, Ti：0.3 질량% 이하, V：0.3 질량% 이하, Cr：0.3 질량% 이하, Ni：2.0 질량% 이하 및 Zr：0.3 질량% 이하로부터 선택되는 1종 또는 2종 이상을 더 함유하는, 단층으로 가열 접합 기능을 가지는 열교환기용 핀재.
제 4 항에 있어서,
상기 알루미늄 합금재가, Ti：0.3 질량% 이하, V：0.3 질량% 이하, Cr：0.3 질량% 이하, Ni：2.0 질량% 이하 및 Zr：0.3 질량% 이하로부터 선택되는 1종 또는 2종 이상을 더 함유하는, 단층으로 가열 접합 기능을 가지는 열교환기용 핀재.
제 1 항에 있어서,
상기 알루미늄 합금재가, Be：0.1 질량% 이하, Sr：0.1 질량% 이하, Bi：0.1 질량% 이하, Na：0.1 질량% 이하 및 Ca：0.05 질량% 이하로부터 선택되는 1종 또는 2종 이상을 더 함유하는, 단층으로 가열 접합 기능을 가지는 열교환기용 핀재.
제 2 항에 있어서,
상기 알루미늄 합금재가, Be：0.1 질량% 이하, Sr：0.1 질량% 이하, Bi：0.1 질량% 이하, Na：0.1 질량% 이하 및 Ca：0.05 질량% 이하로부터 선택되는 1종 또는 2종 이상을 더 함유하는, 단층으로 가열 접합 기능을 가지는 열교환기용 핀재.
제 3 항에 있어서,
상기 알루미늄 합금재가, Be：0.1 질량% 이하, Sr：0.1 질량% 이하, Bi：0.1 질량% 이하, Na：0.1 질량% 이하 및 Ca：0.05 질량% 이하로부터 선택되는 1종 또는 2종 이상을 더 함유하는, 단층으로 가열 접합 기능을 가지는 열교환기용 핀재.
제 4 항에 있어서,
상기 알루미늄 합금재가, Be：0.1 질량% 이하, Sr：0.1 질량% 이하, Bi：0.1 질량% 이하, Na：0.1 질량% 이하 및 Ca：0.05 질량% 이하로부터 선택되는 1종 또는 2종 이상을 더 함유하는, 단층으로 가열 접합 기능을 가지는 열교환기용 핀재.
제 5 항에 있어서,
상기 알루미늄 합금재가, Be：0.1 질량% 이하, Sr：0.1 질량% 이하, Bi：0.1 질량% 이하, Na：0.1 질량% 이하 및 Ca：0.05 질량% 이하로부터 선택되는 1종 또는 2종 이상을 더 함유하는, 단층으로 가열 접합 기능을 가지는 열교환기용 핀재.
제 6 항에 있어서,
상기 알루미늄 합금재가, Be：0.1 질량% 이하, Sr：0.1 질량% 이하, Bi：0.1 질량% 이하, Na：0.1 질량% 이하 및 Ca：0.05 질량% 이하로부터 선택되는 1종 또는 2종 이상을 더 함유하는, 단층으로 가열 접합 기능을 가지는 열교환기용 핀재.
제 7 항에 있어서,
상기 알루미늄 합금재가, Be：0.1 질량% 이하, Sr：0.1 질량% 이하, Bi：0.1 질량% 이하, Na：0.1 질량% 이하 및 Ca：0.05 질량% 이하로부터 선택되는 1종 또는 2종 이상을 더 함유하는, 단층으로 가열 접합 기능을 가지는 열교환기용 핀재.
제 8 항에 있어서,
상기 알루미늄 합금재가, Be：0.1 질량% 이하, Sr：0.1 질량% 이하, Bi：0.1 질량% 이하, Na：0.1 질량% 이하 및 Ca：0.05 질량% 이하로부터 선택되는 1종 또는 2종 이상을 더 함유하는, 단층으로 가열 접합 기능을 가지는 열교환기용 핀재.
제 1 항에 있어서,
상기 알루미늄 합금재의 표면에 Zn을 함유하는 층이 형성되어 있는, 단층으로 가열 접합 기능을 가지는 열교환기용 핀재.
제 2 항에 있어서,
상기 알루미늄 합금재의 표면에 Zn을 함유하는 층이 형성되어 있는, 단층으로 가열 접합 기능을 가지는 열교환기용 핀재.
제 3 항에 있어서,
상기 알루미늄 합금재의 표면에 Zn을 함유하는 층이 형성되어 있는, 단층으로 가열 접합 기능을 가지는 열교환기용 핀재.
제 4 항에 있어서,
상기 알루미늄 합금재의 표면에 Zn을 함유하는 층이 형성되어 있는, 단층으로 가열 접합 기능을 가지는 열교환기용 핀재.
제 5 항에 있어서,
상기 알루미늄 합금재의 표면에 Zn을 함유하는 층이 형성되어 있는, 단층으로 가열 접합 기능을 가지는 열교환기용 핀재.
제 6 항에 있어서,
상기 알루미늄 합금재의 표면에 Zn을 함유하는 층이 형성되어 있는, 단층으로 가열 접합 기능을 가지는 열교환기용 핀재.
제 7 항에 있어서,
상기 알루미늄 합금재의 표면에 Zn을 함유하는 층이 형성되어 있는, 단층으로 가열 접합 기능을 가지는 열교환기용 핀재.
제 8 항에 있어서,
상기 알루미늄 합금재의 표면에 Zn을 함유하는 층이 형성되어 있는, 단층으로 가열 접합 기능을 가지는 열교환기용 핀재.
제 9 항에 있어서,
상기 알루미늄 합금재의 표면에 Zn을 함유하는 층이 형성되어 있는, 단층으로 가열 접합 기능을 가지는 열교환기용 핀재.
제 10 항에 있어서,
상기 알루미늄 합금재의 표면에 Zn을 함유하는 층이 형성되어 있는, 단층으로 가열 접합 기능을 가지는 열교환기용 핀재.
제 11 항에 있어서,
상기 알루미늄 합금재의 표면에 Zn을 함유하는 층이 형성되어 있는, 단층으로 가열 접합 기능을 가지는 열교환기용 핀재.
제 12 항에 있어서,
상기 알루미늄 합금재의 표면에 Zn을 함유하는 층이 형성되어 있는, 단층으로 가열 접합 기능을 가지는 열교환기용 핀재.
제 13 항에 있어서,
상기 알루미늄 합금재의 표면에 Zn을 함유하는 층이 형성되어 있는, 단층으로 가열 접합 기능을 가지는 열교환기용 핀재.
제 14 항에 있어서,
상기 알루미늄 합금재의 표면에 Zn을 함유하는 층이 형성되어 있는, 단층으로 가열 접합 기능을 가지는 열교환기용 핀재.
제 15 항에 있어서,
상기 알루미늄 합금재의 표면에 Zn을 함유하는 층이 형성되어 있는, 단층으로 가열 접합 기능을 가지는 열교환기용 핀재.
제 16 항에 있어서,
상기 알루미늄 합금재의 표면에 Zn을 함유하는 층이 형성되어 있는, 단층으로 가열 접합 기능을 가지는 열교환기용 핀재.
제 1 항 내지 제 32 항 중 어느 한 항에 기재된 단층으로 가열 접합 기능을 가지는 열교환기용 핀재와; 제 1 항 내지 제 32 항 중 어느 한 항에 기재된 알루미늄 합금재 또는 그것과 다른 알루미늄 합금재로 이루어지는 하나 또는 둘 이상의 부재;를 가열 접합한 알루미늄 합금 구조체에 있어서,
적어도 하나의 접합 개소에서, 접합된 적어도 상기 열교환기용 핀재의 단면의 금속조직에 있어서, 1㎛ 이상의 원 상당 지름을 가지는 상기 Si계 금속간 화합물 및 Al계 금속간 화합물이 존재하는 결정입계의 삼중점의 개수가, 전(全) 결정입계의 삼중점의 개수의 50% 이상의 비율인 것을 특징으로 하는 알루미늄 합금 구조체.
제 33 항에 있어서,
접합된 상기 열교환기용 핀재와; 제 1 항에 기재된 알루미늄 합금재 또는 그것과 다른 알루미늄 합금재로 이루어진 하나 또는 둘 이상의 부재; 의 적어도 하나가, 그 표면에 Zn을 함유하는 층을 가지는, 알루미늄 합금 구조체.
제 33 항에 있어서,
접합된 상기 열교환기용 핀재와; 제 2 항에 기재된 알루미늄 합금재 또는 그것과 다른 알루미늄 합금재로 이루어진 하나 또는 둘 이상의 부재; 의 적어도 하나가, 그 표면에 Zn을 함유하는 층을 가지는, 알루미늄 합금 구조체.
제 33 항에 있어서,
상기 알루미늄 합금 구조체가, 상기 열교환기용 핀재에, 튜브재, 플레이트재 및 탱크재로부터 선택되는 하나 이상의 부재가 접합된 열교환기를 구성하는, 알루미늄 합금 구조체.
제 34 항에 있어서,
상기 알루미늄 합금 구조체가, 상기 열교환기용 핀재에, 튜브재, 플레이트재 및 탱크재로부터 선택되는 하나 이상의 부재가 접합된 열교환기를 구성하는, 알루미늄 합금 구조체.
제 35 항에 있어서,
상기 알루미늄 합금 구조체가, 상기 열교환기용 핀재에, 튜브재, 플레이트재 및 탱크재로부터 선택되는 하나 이상의 부재가 접합된 열교환기를 구성하는, 알루미늄 합금 구조체.