KR101581609B1 - 열교환기 핀용의 알루미늄 합금재 및 그 제조방법과 상기 알루미늄 합금재를 이용한 열교환기 - Google Patents

열교환기 핀용의 알루미늄 합금재 및 그 제조방법과 상기 알루미늄 합금재를 이용한 열교환기 Download PDF

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Abstract

열교환기의 핀재로서 단층 상태로 접합 가능하고, 접합 전후로 변형이 없는 알루미늄 합금재를 제공하는 것을 과제로 한다.　상기 과제를 해결하기 위한 알루미늄 합금재는, Si：1.0~5.0질량%, Fe：0.1~2.0질량%, Mn：0.1~2.0질량%를 함유하고, 잔부 Al 및 불가피한 불순물로 이루어지며, 0.5~5㎛의 원 상당 지름을 가지는 Si계 금속간 화합물이, 상기 알루미늄 합금재 단면에서 250개/㎟ 이상 7×104개 이하 존재하고, 5㎛를 초과하는 원 상당 지름을 가지는 Al-Fe-Mn-Si계 금속간 화합물이, 상기 알루미늄 합금재 단면에서 10개/㎟ 이상 1000개 이하 존재하는, 단층으로 가열 접합 기능을 가지는 열교환기 핀재용의 알루미늄 합금재이다. 이 합금은, 필요에 따라서, Mg, Cu, Zn, In, Sn, Ti, V, Zr, Cr, Ni, Be, Sr, Bi, Na, Ca를 더 함유해도 좋다.

Description

열교환기 핀용의 알루미늄 합금재 및 그 제조방법과 상기 알루미늄 합금재를 이용한 열교환기{ALUMINUM ALLOY FOR HEAT EXCHANGER FIN AND MANUFACTURING METHOD THEREFOR, AS WELL AS HEAT EXCHANGER USING SAID ALUMINUM ALLOY}
본 발명은, 열교환기용 핀재에 이용되는 알루미늄 합금재 및 그 제조방법에 관한 것이고, 상세하게는, 브레이징재를 사용하지 않고 그 자체의 접합 기능에 의해, 다른 부재에 접합 가능한 알루미늄 합금재 및 그 제조방법에 관한 것이다. 또한, 이 알루미늄 합금재를 이용한, 효율적으로 제조되는 열교환기에 관한 것이다.
알루미늄 합금재를 구성 부재로 하는 열교환기 등의 구조체의 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. 브레이징법이 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-Si 합금으로 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　납땜 합금과 브레이징 시트」의 장에는, 이들 클래드 브레이징 시트나 분말 브레이징재의 상세가 설명되어 있다.
지금까지, 알루미늄 합금재의 구조체의 제조에 있어서는, 여러 가지 브레이징법이 개발되어 왔다. 예를 들면 자동차용 열교환기에서는, 핀재를 단층(單層)으로 이용하는 경우에는, 튜브재에 브레이징재를 클래드한 브레이징 시트를 사용하는 방법이나, 튜브재에 Si 분말이나 Si 함유 납땜 합금을 별도 도포하는 방법이 채용되고 있다. 한편, 튜브재를 단층으로 이용하는 경우에는, 핀재에 브레이징재를 클래드한 브레이징 시트를 사용하는 방법이 채용되고 있다.
또한, 특허 문헌 4에서는, 상기한 클래드재인 브레이징 시트로 바꾸고, 단층의 브레이징 시트를 이용하는 방법이 기재되어 있다. 이 문헌에서는 열교환기의 튜브재, 탱크재에 열교환기용 단층 브레이징 시트를 이용하는 것이 제안되고 있다. 특허 문헌 4에는, 첨가하는 Si량과 브레이징 온도를 조정함으로써 형상을 유지하는 것이 기재되어 있다. 그렇지만, 튜브재나 탱크재보다 판 두께가 얇은 핀재에 있어서는, 충분한 브레이징성을 발휘하면서 형상을 유지하기 위한 방법으로서는 불충분했다.
일본 공개특허공보 2008-303405호 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 그것들을 겹쳐 접합하는 공정이 필요하여, 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 바꾸고 단층 브레이징 시트를 적용한다고 하는 제안도 있다. 그렇지만, 단층의 브레이징 시트를 판 두께가 얇은 핀재로서 이용하면, 작은 하중에서도 브레이징 중에 핀이 용이하게 좌굴 변형해 버리는 문제점이 있다. 또, 브레이징성 확보를 위해서 성분중의 Si량을 증가시키거나, 브레이징 온도를 올렸을 경우에는 보다 변형이 생기기 쉽고, 브레이징성과 브레이징 중 변형의 제어를 양립하는 것이 매우 곤란했다.
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. 본원발명은, 상기와 같은 배경 하에 이루어진 것이며, 열교환기의 열교환기 핀용의 재료로서, 복층의 부재를 사용함으로써 비용 상승을 해소하면서도, 접합시 변형의 문제도 생기지 않는 알루미늄 합금재를 제공하는 것을 목적으로 한다.
발명자들은, 예의 검토의 결과, 지금까지의 브레이징법에 의한 알루미늄 합금재의 접합 방법을 개량하는 것이며, 브레이징재를 사용하지 않고 피접합재가 발휘되는 접합 능력을 이용하는 신규 접합 방법을 찾아냈다. 이 접합 방법은, 이하의 열교환기 핀용의 알루미늄 합금재를 이용하고, 특정 조건으로 접합하여 조립하는 것이며, 브레이징재와 같은 접합 부재가 없어도 가열에 의해 다른 부재와 접합 가능하고(이것을, 「가열 접합 기능」이라고 함), 또한, 접합 전후의 변형도 지극히 적다고 하는 특징을 가진다.
즉, 본 발명은, 제 1의 측면에서, Si：1.0질량%~5.0질량%, Fe：0.1%~2.0%, Mn：0.1%~2.0%를 함유하고, 잔부 Al 및 불가피한 불순물로 이루어지며, 단층으로 가열 접합 기능을 가지는 열교환기 핀용의 알루미늄 합금재로서, 0.5~5㎛의 원 상당 지름을 가지는 Si계 금속간 화합물이, 상기 알루미늄 합금재 단면에서 250개/㎟ 이상 7×104개/㎟ 이하 존재하고, 5㎛를 초과하는 원 상당 지름을 가지는 Al-Fe-Mn-Si계 금속간 화합물이, 상기 알루미늄 합금재 단면에서 10개/㎟ 이상 1000개/㎟ 이하 존재하는 것을 특징으로 하는 열교환기 핀용의 알루미늄 합금재로 했다.
본 발명의 제 2의 측면은, 상기 제 1의 측면에서, 소판(素板)의 인장 강도를 T, 450℃에서 2시간 가열한 후의 인장 강도를 To로 한 경우, T/To≤1.40을 만족하는 것이다.
본 발명의 제 3의 측면은, 상기 제 1 또는 2의 측면에서, Mg：2.0질량% 이하 및 Cu：1.5질량% 이하로부터 선택되는 1종 또는 2종을 더 함유하는 것이다.
본 발명의 제 4의 측면은, 상기 제 1~3의 측면 중 어느 하나에 있어서, Zn：6.0질량% 이하, In：0.3질량% 이하 및 Sn：0.3질량% 이하로부터 선택되는 1종 또는 2종 이상을 더 함유하는 것이다.
본 발명의 제 5의 측면은, 상기 제 1~4의 측면 중 어느 하나에 있어서, Ti：0.3질량% 이하, V：0.3질량% 이하, Zr：0.3질량% 이하, Cr：0.3질량% 이하 및 Ni：2.0질량% 이하로부터 선택되는 1종 또는 2종 이상을 더 함유하는 것이다.
본 발명의 제 6의 측면은, 상기 제 1~5의 측면 중 어느 하나에 있어서, Be：0.1 질량% 이하, Sr：0.1 질량% 이하, Bi：0.1 질량% 이하, Na：0.1 질량% 이하 및 Ca：0.05질량% 이하로부터 선택되는 1종 또는 2종 이상을 더 함유하는 것이다.
본 발명의 제 7의 측면에서는, 상기 제 1~6의 측면 중 어느 하나에 있어서, 접합 가열 전에서의 인장 강도가 80~250MPa이다.
본 발명의 제 8의 측면은, 상기 제 1~7의 측면 중 어느 하나에 있어서의 열교환기 핀용의 알루미늄 합금재의 제조방법으로서, 상기 알루미늄 합금재용의 알루미늄 합금을 주조하는 주조 공정과, 주조한 주괴를 열간 압연 전에 가열 유지하는 가열 유지 공정과, 가열 유지 공정 후에 주괴를 열간 압연하는 열간 압연 공정과, 열간 압연재를 냉간압연하는 냉간압연 공정과, 냉간압연 공정 도중에서 냉간압연재를 소둔하는 소둔 공정을 포함하고, 상기 주조 공정에서, 주조 속도를 20~100㎜/분으로 하며, 상기 열간 압연 공정에서, 열간 조압연 단계의 총 압하율을 92~97%로 하고, 또, 열간 조압연 단계가 15% 이상의 압하율이 되는 패스를 3회 이상 포함하는 것을 특징으로 하는 열교환기 핀용의 알루미늄 합금재의 제조방법이다.
본 발명의 제 9의 측면은, 상기 제 1~7의 측면 중 어느 하나에 있어서의 알루미늄 합금재로 이루어지는 핀재와 열교환기의 다른 구성 부재를 접합 가열함으로써 제조되는 열교환기이다.
본 발명의 제 10의 측면에서는, 상기 제 9의 측면에서, 접합 가열 후의 핀 단면의 금속 조직에서의 알루미늄 모상(母相)의 결정 입자지름이 50㎛ 이상이다.
본 발명의 제 11의 측면에서는, 상기 제 9 또는 10의 측면에서, 접합 가열 후 핀 단면의 금속 조직에서, 1㎛ 이상의 원 상당 지름을 가지는 금속간 화합물이 존재하는 결정입계의 삼중점의 개수가, 전(全) 결정입계의 삼중점의 개수의 50% 이상의 비율이다.
본 발명의 제 12의 측면에서는, 상기 제 9~11의 측면 중 어느 하나에 있어서, 접합 가열 후 핀 단면의 금속 조직에서, 3㎛ 이상의 긴 지름을 가지는 공정 조직이 매트릭스의 결정입자 내에 10개/㎟~3000개/㎟ 존재하는 것이다.
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. Si 농도가 c1인 알루미늄 합금재를 가열하면, 공정온도(고상선온도)(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 주첨가 원소 성분인 Si계 금속간 화합물의 정석출물 입자 주변이 구상(球狀)으로 용융하여 액상으로 된다. 또한 도 2(d)에 나타내는 바와 같이, 매트릭스 중에 생성한 이 구상의 액상은, 계면 에너지에 의해 시간의 경과나 온도 상승과 함께 매트릭스에 재고용하고, 고상(固相) 내 확산에 의하여 결정입계나 표면으로 이동한다. 그 다음에, 도 1에 나타내는 바와 같이 온도가 T2로 상승되면, 상태도보다 액상 양은 증가한다.
또, 도 1에서, 알루미늄 합금재의 Si 농도가 최대 고용한(固溶限) 농도보다 작은 c2의 경우에는, 고상선온도(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, 계면에너지에 의해 시간의 경과나 온도 상승과 함께 매트릭스에 재고용하고, 고상 내 확산에 의하여 결정입계나 표면으로 이동한다. 온도가 T3으로 상승하면, 상태도보다 액상 양은 증가한다.
본 발명에 따른 열교환기 핀용의 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. 본 발명의 알루미늄 합금재를 성형하고, 핀을 제작하여, 600℃ 정도의 온도로 열처리를 행하면, 상기 핀재 내부의 일부로부터 액상이 생성되고, 그것이 재료 표면에 배어 나와 접합이 가능하게 되며, 브레이징재 등의 접합 부재를 이용하지 않고 열교환기를 제조할 수 있다.
또, 본 발명에 따른 열교환기 핀용의 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 생긴 상태로 되어 있지만, 형상을 유지하는데 충분한 강도를 가질 수 있다. 따라서, 본 발명에 의해 제조되는 열교환기는, 접합중의 치수 변화나 형상 변화가 거의 없다고 하는 특징을 가진다. 이러한 특징에 의해, 본 발명의 알루미늄 합금재는, 접합시에 변형되기 쉬운 얇은 핀 재료로서 적합하게 사용할 수 있다.
이와 같이, 본 발명은, 알루미늄 합금재의 액상을 이용하는 것이지만, 본 발명의 구체적 특징은, (I) 알루미늄 합금재로서 Si 농도：1.0질량%~5.0질량%의 Al-Si계 합금이며, Fe：0.1%~2.0%, Mn：0.1%~2.0%를 함유하는 기본 조성을 가지는 것 및 (Ⅱ)그 금속 조직에서, 각 구성 원소 유래의 금속간 화합물(Si계 금속간 화합물, Al-Fe-Mn-Si계 금속간 화합물)이, 단면에서 소정의 면밀도 범위로 존재하는 것, 의 2점에 있다. 그래서, 이하에 이들의 특징에 대하여 설명한다. 한편, 이하에서는, 「질량%」를 단순히 「%」로 기재한다.
(I) 본 발명에 따른 알루미늄 합금재의 조성
Si 농도에 대하여, Si는 Al-Si계의 액상을 생성하고, 접합에 기여하는 원소이다. 단, Si 농도가 1.0% 미만의 경우는 충분한 양의 액상을 생성할 수 없어, 액상이 배어 나오는 것이 적게 되어, 접합이 불완전하게 된다. 한편, 5.0%를 초과하면 알루미늄 합금재 중의 Si 입자가 많아져, 액상의 생성량이 많아지기 때문에, 가열중의 재료 강도가 극단적으로 저하하고, 핀재로서의 형상 유지가 곤란해진다. 따라서, Si 농도를 1.0%~5.0%로 규정한다. 이 Si 농도는, 바람직하게는 1.5%~3.5%이며, 보다 바람직하게는 2.0%~3.0%이다. 한편, 스며나오는 액상의 양은 판 두께가 두껍고, 가열 온도가 높을수록 많아지므로, 가열시에 필요로 하는 액상의 양은, 제조하는 열교환기의 핀의 구조·치수에 따라 필요하게 되는 Si량이나 접합 가열 온도를 조정하는 것이 바람직하다.
본 발명에 따른 알루미늄 합금재는, Al-Si합금에 필수 원소로서 Fe 및 Mn을 첨가하는 것이다. 여기서, Fe, Mn은 핀재로서 유효한 강도를 확보하기 위하여, 매트릭스를 강화함과 함께 후술하는 바와 같이 금속간 화합물을 생성하는 첨가 원소이다.
Fe는, 매트릭스에 약간 고용하여 강도를 향상시키는 효과가 있는 것에 더하여, 정출물로서 분산하여 특히 고온에서의 강도 저하를 막는 효과가 있다. Fe는, 그 첨가량이 0.1% 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 생성되어, 제조성에 문제가 생긴다. 또, 본 알루미늄재로 이루어지는 핀이 부식 환경(특히 액체가 유동하는 부식 환경)에 노출된 경우에는 내식성이 저하한다. 또한, 접합시 가열에 의하여 재결정한 결정립이 미세화하여 입계 밀도가 증가하기 때문에, 접합 전후에서 치수 변화가 커진다. 따라서, Fe의 첨가량은 0.1%~2.0%로 한다. 바람직한 Fe의 첨가량은, 0.2%~1.0%이다.
Mn은, Fe, Si와 함께 Al-Fe-Mn-Si계의 금속간 화합물을 형성하여, 분산 강화로서 작용하며, 혹은, 알루미늄 모상 중에 고용하여 고용 강화에 의해 강도를 향상시키는 중요한 첨가 원소이다. Mn은, 그 첨가량이 0.1% 미만에서는 상기의 효과가 불충분하게 되고, 2.0%를 초과하면 조대 금속간 화합물이 형성되기 쉬워져, 내식성을 저하시킨다. 따라서 Mn 첨가량은 0.1%~2.0%로 한다. 바람직한 Mn 첨가량은 0.3%~1.5%이다.
한편, Si는 Fe 및 Mn과 Al-Fe-Mn-Si계 금속간 화합물을 형성하지만, 상기 금속간 화합물이 된 Si는 액상의 생성에의 기여가 작기 때문에, 접합성을 저하시킬 우려가 생긴다. 그 때문에, 본 발명에 따른 열교환기 핀용의 알루미늄 합금재에서는, Si, Fe, Mn의 첨가량에 대하여 유의하는 것이 바람직하다. 구체적으로는, Si, Fe, Mn의 함유량(질량%)을 각각 S, F, M로 했을 때, 1.2≤S-0.3(F＋M)≤3.5의 관계식을 만족하는 것이 바람직하다. S-0.3(F＋M)이 1.2보다 작은 경우는, 접합이 불충분하게 되는 한편, S-0.3(F＋M)이 3.5보다 큰 경우는, 접합 전후에서 형상이 변화되기 쉬워진다.
(Ⅱ) 본 발명에 따른 알루미늄 합금재의 금속 조직
다음에, 본 발명에 따른 알루미늄 합금재의 금속 조직에서의 특징에 대하여 설명한다. 본 발명에 따른 알루미늄 합금재에 있어서는, 그 기본 조성(Al-Si계)에 기초하여 생기는 Si계 금속간 화합물에 더하여, 첨가 원소인 Fe, Mn에 유래하는 Al-Fe-Mn-Si계 금속간 화합물이 존재한다. 본 발명에 있어서는, 이들 금속간 화합물의 사이즈 및 분산 상태에 있어서 특징을 가진다.
Si계 금속간 화합물이란, (1) 단체(單體) Si 및 (2) 단체 Si의 일부에 Ca, P 등의 원소를 포함하는 것이며, 상술한 액상 발생의 프로세스로 설명한 액상 생성에 기여하는 금속간 화합물이다. 본 발명에 따른 알루미늄 합금재는, 0.5~5㎛의 원 상당 지름을 가지는 Si계 금속간 화합물이, 그 단면에서 250개/㎟ 이상 7×104개/㎟ 이하 존재하는 것을 특징으로 한다. 알루미늄 합금재 중에 분산된 Si 입자 등의 Si계 금속간 화합물은, 접합시에 그 주위의 매트릭스와 반응하여, 액상을 생성한다. 그 때문에, Si계 금속간 화합물이 미세할수록 입자와 매트릭스가 접하는 면적이 증가한다. 따라서, Si계 금속간 화합물이 미세할수록, 접합 가열시에 있어서, 보다 신속하게 액상이 생성되기 쉬워져, 양호한 접합성을 얻을 수 있다. 또, Si계 금속간 화합물이 미세한 쪽이 알루미늄 합금재의 형상을 유지할 수 있다. 이 효과는, 접합 온도가 고상선에 가까운 경우나 온도상승 속도가 빠른 경우에 보다 현저하다. 그 때문에, 본 발명에서는, 적합한 Si계 금속간 화합물로서 원 상당 지름 0.5~5㎛로 규정함과 함께, 그 존재 비율로서 단면에서 250개/㎟ 이상 7×104개/㎟ 이하인 것을 필요로 한다. 0.5㎛보다 작은 Si계 금속간 화합물도 존재하지만, 접합 가열시에 있어서 접합 온도가 고상선에 이르기 전에 매트릭스 중에 고용하여 액상 생성시에는 거의 존재하지 않아, 액상 생성의 기점이 될 수 없기 때문에 대상 외로 했다. 5㎛를 초과하는 조대한 Si계 금속간 화합물은 거의 존재하지 않기 때문에, 대상으로는 하지 않는다. 250개/㎟ 미만이면, 생성되는 액상에 편향이 생겨 양호한 접합을 얻을 수 없게 되기 때문이다. 7×104개/㎟를 초과하면, Si 농도가 규정을 초과하게 되고, 생성되는 액상이 너무 많아 변형이 생기기 쉬워진다. 이와 같이, 이 Si계 금속간 화합물의 존재 비율은, 250개/㎟ 이상 7×104개/㎟ 이하로 한다. 한편, 이 존재 비율은, 바람직하게는 500개/㎟ 이상 5×104개/㎟ 이하이며, 보다 더 바람직하게는, 1000개/㎟ 이상 2×104개/㎟ 이하이다. 한편, 단면이란, 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.
한편, Al-Fe-Mn-Si계 금속간 화합물은, Si계 금속간 화합물과는 달리 액상 생성에 크게 기여하는 것은 아니지만, 매트릭스와 함께 접합 가열중의 재료 강도를 담당하는 상(相)이다. 본 발명에 따른 알루미늄 합금재는, 열교환기의 핀재라고 하는 얇은 재료로서의 이용을 고려하는 것이기 때문에, Al-Fe-Mn-Si계 금속간 화합물의 적절한 분산에 의한 재료 강도의 확보를 도모하고 있다. 또, 접합 가열 후의 결정 입자지름에도 크게 영향을 주기 때문에, 적절한 분산 상태로 할 필요가 있다. 이 금속간화합물은, 5㎛를 초과하는 원 상당 지름을 가지는 것이, 재료 단면에서 10개/㎟ 이상 1000개/㎟ 이하 존재할 필요가 있다. 10개/㎟ 미만이면, 강도 저하에 의한 변형이 생긴다. 1000개/㎟를 초과하는 경우에는, 접합 가열중의 재결정립의 핵 발생 빈도가 증가하여, 결정 입자지름이 작아진다. 결정립이 작아지면, 입계에서 결정립끼리가 미끄러져, 변형되기 쉬워지므로 핀좌굴이 일어난다. 또한, 가열 접합중에 금속간 화합물의 주위에서 액상이 생성되고, 그 액상 고임이 판 두께 중에 차지하는 비율이 커져 핀좌굴이 일어난다. 원 상당 지름이 5㎛ 이하의 Al-Fe-Mn-Si계 금속간 화합물도 존재하고, 소재의 강도 및 접합 가열 중과 접합 가열 후의 강도에 기여한다. 그렇지만, 원 상당 지름이 5㎛ 이하의 것은, 접합 가열 중의 입계 이동에 의해 매트릭스 중에 용이하게 용해하고, 가열 후의 결정 입자지름에 기인하는 변형용이성에 대해서는 거의 영향을 주지 않기 때문에 대상 외로 한다. 또, 원 상당 지름이 10㎛ 이상의 Al-Fe-Mn-Si계 금속간 화합물은, 거의 존재하지 않기 때문에 실질적으로 대상 외로 한다.
한편, 상기의 금속간 화합물의 원 상당 지름은, 단면의 SEM 관찰(반사 전자상관찰)을 행함으로써 산정할 수 있다. 여기서, 원 상당 지름이란 원 상당 직경을 말한다. SEM 사진을 화상 해석함으로써, 접합 전의 상기 금속간 화합물의 원 상당 지름을 구하는 것이 바람직하다. 또, 금속간 화합물의 금속종은, EPMA(X선 마이크로 애널라이저) 등으로 조사할 수 있다. 또, Si계 금속간 화합물과 Al-Fe-Mn-Si계 금속간 화합물은, SEM-반사 전자상 관찰로, 콘트라스트의 농담으로 구별할 수도 있다. EPMA 등으로 조사하면, 보다 정확하게 특정할 수 있다.
이상 설명한 본 발명에 따른 열교환기 핀용의 알루미늄 합금재는, 각 구성 원소의 농도 범위 및 금속 조직에 특징을 가지고, 그 자체의 접합 기능에 의해 접합을 가능하게 하며, 핀재로서 열교환기의 다른 구성 부재와 접합할 수 있다. 여기서, 열교환기의 다른 구성 부재란, 탱크나 튜브, 사이드 플레이트 등이다. 또, 열교환기의 구성에 따라서는, 본 발명에 따른 알루미늄 합금재로 이루어지는 핀재끼리, 혹은, 본 발명에 따른 알루미늄 합금재로 이루어지는 핀재와 다른 핀재를 접합해도 좋다.
이상과 같이, 본 발명에 따른 알루미늄 합금재는, 접합성이라고 하는 기본적인 기능과 핀재로서 요구되는 강도를 확보하기 위해서는, Si 및 Fe 및 Mn을 필수 원소로 하여 그 첨가량이 규정된다. 또한 강도나 내식성을 향상시키기 위해서, 상기 필수 원소 이외의 원소를 단독, 혹은 복수 첨가할 수 있다. 그래서, 이하에 각 첨가 원소에 대하여 서술한다.
강도를 보다 향상시키는데 적합한 선택적 첨가 원소로서, Mg 및 Cu의 적어도 어느 하나를 첨가하는 것이 바람직하다.
Mg는, 접합 가열 후에 있어서 Mg2Si에 의한 시효경화가 생기고, 시효경화에 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 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직한 Mg의 첨가량은 0.05%~2.0%이다. 한편, 본 발명에 있어서는, Mg 뿐만 아니라 다른 합금 성분에 있어서도, 소정 첨가량 이하라고 하는 경우는 0%도 포함하는 것으로 한다.
Cu는, 매트릭스 중에 고용하여 강도를 향상시키는 첨가 원소이다. 단, Cu 첨가량이 1.5%를 초과하면 내식성이 저하된다. 따라서, Cu의 첨가량은 1.5% 이하로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직한 Cu의 첨가량은 0.05%~1.5%이다.
본 발명에 있어서, 더욱 강도를 향상시키기 위해서, Ti, V, Zr, Cr 및 Ni의 1종 또는 2종 이상의 선택적 첨가 원소를 더하는 것이 바람직하다.
Ti, V는 매트릭스 중에 고용하여 강도를 향상시키는 것 외에, 층상으로 분포하여 판 두께 방향의 부식의 진전(進展)을 막는 효과가 있다. 첨가량이 0.3%를 초과하면 거대 정출물이 발생하여, 성형성, 내식성을 저해한다. 따라서, Ti 및 V의 첨가량은 0.3% 이하로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직한 첨가량은 0.05%~0.3%이다.
Zr은 Al-Zr계의 금속간 화합물로서 석출하고, 분산 강화에 의하여 접합 후의 강도를 향상시키는 효과를 발휘한다. 또, Al-Zr계의 금속간 화합물은 가열중의 결정립 조대화에 작용한다. 첨가량이 0.3%를 초과하면 조대한 금속간 화합물을 형성하기 쉬워져, 소성가공성을 저하시킨다. 따라서, Zr의 첨가량은 0.3%로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직한 첨가량은 0.05%~0.3%이다.
Cr은, 고용 강화에 의해 강도를 향상시키고, 또 Al-Cr계의 금속간 화합물이 석출되며, 가열 후의 결정립 조대화에 작용한다. 첨가량이 0.3%를 초과하면 조대한 금속간 화합물을 형성하기 쉬워져, 소성가공성을 저하시킨다. 따라서, Cr의 첨가량은 0.3% 이하로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직한 첨가량은 0.05%~0.3%이다.
Ni는, 금속간 화합물로서 정출 또는 석출하고, 분산 강화에 의하여 접합 후의 강도를 향상시키는 효과가 있다. Ni의 첨가량은, 2.0% 이하로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직한 첨가량은 0.05%~2.0%이다. Ni의 함유량이 2.0%를 초과하면, 조대한 금속간 화합물을 형성하기 쉬워져, 가공성을 저하시킨다. 또, 자기 내식성도 저하한다.
이상의 강도 향상을 위한 선택적 첨가 원소에 더하여, 내식성 향상을 위한 선택적 첨가 원소를 더해도 좋다. 내식성 향상을 위한 첨가 원소로서는, Zn, In, Sn을 들 수 있다.
Zn의 첨가는, 희생 방식 작용에 의한 내식성 향상에 유효하다. Zn은, 매트릭스 중에 거의 균일하게 고용되어 있지만, 액상이 생기면 그 속에 녹아나와 액상의 Zn이 농화된다. 액상이 표면에 배어나오면, 그 부분은 Zn 농도가 상승하기 때문에, 희생 양극 작용에 의해 내식성이 향상된다. 또, 본 발명의 알루미늄 합금재를 열교환기에 응용하는 경우, 본 발명의 알루미늄 합금재를 핀에 사용함으로써, 튜브 등을 방식하는 희생 방식 작용을 촉진하는 것도 가능하다. 첨가량이 6.0%를 초과하면 부식 속도가 빨라져 자기 내식성이 저하된다. 따라서, Zn은 6.0% 이하로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직한 Zn 첨가량은, 0.05%~6.0%이다.
또, Sn, In은, 희생 양극 작용을 발휘하는 효과가 있다. 첨가량이 0.3%를 초과하면 부식 속도가 빨라져 자기 내식성이 저하된다. 따라서, 이들 원소의 각각의 첨가량은, 0.3% 이하로 하는 것이 바람직하다. 보다 바람직한 첨가량은 0.05%~0.3%이다.
본 발명에 따른 알루미늄 합금재에서는, 액상의 특성 개선을 도모함으로써 접합성을 더 양호하게 하기 위한 선택적 원소를 더 첨가해도 좋다. 구체적으로는, 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 원소의 보다 바람직한 범위는, Be：0.0001%~0.1%, Sr：0.0001%~0.1%, Bi：0.0001%~0.1%, Na：0.0001%~0.1%, Ca：0.0001%~0.05%이다. 이들의 미량 원소는 Si 입자의 미세 분산, 액상의 유동성 향상 등에 의하여 접합성을 개선할 수 있다. 이들의 미량 원소는, 상기의 보다 바람직한 규정 범위 미만에서는 그 효과가 작고, 상기의 보다 바람직한 규정 범위를 초과하면 내식성 저하 등의 폐해를 일으키는 경우가 있다. 한편, Be, Sr, Bi, Na, Ca의 1종 또는 2종 이상이 첨가되는 경우에는, 각 첨가 성분의 모두가 상기 바람직한 또는 보다 바람직한 성분 범위 내에 있는 것을 필요로 한다.
본 발명에 따른 열교환기 핀용의 알루미늄 합금재는, 소판의 인장 강도를 T, 450℃에서 2시간 가열한 후의 인장 강도를 To로 한 경우, T/To≤1.40의 관계를 만족하는 것으로 한다. 450℃에서 2시간 가열함으로써, 본 발명에 따른 열교환기 핀용의 알루미늄 합금재는 충분히 소둔되어, O재가 된다. T/To는 O재로부터의 강도 상승 비율을 표시하고 있다. 본 합금재의 경우, 접합 가열 후의 결정 입자지름을 크게 하기 위해서, 제조공정에서의 소둔 후의 최종 냉간압연 가공량을 작게 하는 것이 유효하다. 최종 가공량이 크면, 재결정의 구동력이 커지고, 접합 가열시의 결정립이 미세화한다. 최종 가공량을 크게 하면 할수록 강도는 상승하므로, T/To는 큰 값이 된다. 접합 가열 후의 결정 입자지름을 크게 하여 변형을 막기 위해서는, 최종 가공량을 표시하는 지표가 되는 T/To를 1.40 이하로 하는 것이 유효하다.
본 발명에 따른 열교환기 핀용의 알루미늄 합금재는, 접합 가열 전의 인장 강도가 80~250MPa인 것이 바람직하다. 접합 가열전의 인장 강도가 80MPa 미만이면, 핀 형상으로 성형하기 위해서 필요한 강도가 부족하여, 성형할 수 없다. 250MPa를 초과하면 핀으로 성형한 후의 형상 유지성이 나빠, 열교환기로 조립했을 때에 다른 구성 부재와의 사이에 빈틈이 생겨, 접합성이 악화된다.
또, 본 발명에 따른 열교환기 핀용의 알루미늄 합금재는, 접합 가열 후에 있어서의 인장 강도가 80~250MPa인 것이 바람직하다. 접합 가열 후의 인장 강도가 80MPa 미만이면, 핀으로서의 강도가 부족하여, 열교환기 자체에 응력이 더해졌을 때에 변형해 버린다. 250MPa를 초과하면, 열교환기 중의 다른 구성 부재보다 강도가 높아져, 사용 중에 다른 구성 부재와의 접합부에서 파단해버릴 염려가 있다.
한편, 본 발명에 따른 열교환기 핀용의 알루미늄 합금재는, 접합 가열 후의 핀 단면의 금속 조직에서의 알루미늄 모상의 결정 입자지름이 50㎛ 이상인 것이 바람직하다. 접합 가열시는 입계 부분이 용융되어 있기 때문에, 결정립이 작으면 입계에서 결정립끼리의 어긋남이 생기기 쉬워져, 변형이 일어난다. 접합 가열중 결정립의 관찰은 지극히 곤란하기 때문에, 접합 후의 알루미늄 모상의 결정 입자지름으로 판단한다. 접합 가열 후의 결정 입자지름이 50㎛ 미만이면, 접합시에 핀재가 변형되기 쉬워진다. 알루미늄 모상의 결정 입자지름의 측정은 ASTM　E112-96의 결정립 측정법에 기초하여, 평균 결정 입자지름을 산출한다.
그런데, 본 발명에 따른 열교환기 핀용의 알루미늄 합금재는, 상술한 바와 같이, 접합 가열 전의 상태에서 금속 조직상의 특징을 가지는 것이지만, 접합 가열 후에서도 금속 조직상의 특징이 발현된다. 본 발명자들에 의하면, 이하의 접합 가열 후에 발현하는 금속 조직도 본 발명에 따른 알루미늄 합금재가 가지는 특징이며, 이들에 의해 열교환기의 핀재로서 적합한 재료 강도 및 접합 강도를 발휘한다.
즉, 본 발명에 따른 알루미늄 합금재의 접합 가열 후의 금속 조직은, 결정입계에 금속간 화합물 등이 많이 존재한다. 도 2에 나타내는 액상 생성 메카니즘으로부터도 명확한 바와 같이, 액상이 생성되어 외부에 유출하는 과정에서, 결정입계가 액상의 유출 경로의 하나로 되기 때문에, 접합 가열시에는 결정입계에 액상이 존재한다. 따라서, 그 후에 냉각하면, 그 액상이 응고하기 때문에, 결정입계에 금속간 화합물이 생성된다. 본 발명자들에 의하면, 양호한 접합성과 접합시의 재료 강도의 균형이 잡힌 경우, 1㎛ 이상의 원 상당 지름을 가지는 Si계 금속간 화합물이나 Al-Fe-Mn-Si계 금속간 화합물이 존재하는 결정입계의 삼중점의 개수가, 전 결정입계의 삼중점의 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 상기 금속간 화합물은, 분산 강화 작용을 가지는 제 2상 분산 입자로서 작용하여, 열교환기의 핀재를 강화하는 기능이 있다. 또, 이 금속간화합물은, 부재를 접합하기 위한 가열 후에서의 냉각시에 있어서, 결정립의 성장을 억제하는 효과가 있다. 또한, 접합된 핀을 재가열하는 경우가 있을 때에는, 핀 결정립의 조대화를 억제하는 효과가 있다. 이들의 효과는 상기 비율이 50% 미만에서는 충분하지 않다. 따라서, 모든 결정입계의 삼중점 중, 원 상당 지름 1㎛ 이상의 금속간 화합물이 존재하는 결정입계의 삼중점의 개수가 50% 이상의 비율인 것이 바람직하다. 또, 보다 바람직하게는, 80% 이상이다. 한편, 이 비율의 상한치는 100%이다.
결정입계의 삼중점에 존재하는 상기 금속간 화합물은, Al-Fe-Mn-Si계 금속간 화합물과 Si계 금속간 화합물을 포함한다. Si계 금속간 화합물은, 단체 Si 및 단체 Si의 일부에 Ca, P 등의 원소를 포함하는 것이다. Al-Fe-Mn-Si계 금속간 화합물은, Al-Fe계, Al-Mn계, Al-Fe-Si계, Al-Mn-Si계, Al-Fe-Mn계, Al-Fe-Mn-Si계의 화합물 등, Al과 첨가 원소와의 조합에 의해 생성되는 금속간 화합물이다.
결정입계의 삼중점에 존재하는 금속간 화합물의 존재를 식별하는 데에는, 몇 개의 방법이 있다. 광학 현미경을 이용하는 방법으로는, 접합 후 핀재의 단면을 기계적으로 연마하고, 켈러액 등으로 에칭하여, 금속간 화합물의 위치를 식별한다. 또한, 이 같은 단면에서의 결정입계를 양극 산화법에 의하여 분명히 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 간주하고, 결정입계를 따르도록 연속적인 가상선을 그어 결정입계의 삼중점을 판별한다. 도 5에 나타내는 바와 같이, Si상(도시하지 않음)이나 공정 조직이 크고, 결정입계의 삼중점이 불명료한 경우는, 도 6에 나타내는 바와 같이 그 부분의 전(全) 면적을 결정입계로 한다. 도 6의 점선으로 나타내는 바와 같이, 가상적으로 3 개의 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 마이크로 애널라이저)를 사용하는 방법도 들 수 있다. EPMA를 이용하여, 핀재의 단면에서의 Si, Fe 등 원소의 면(面)성분을 측정하는 것이다. 결정입계 근방은, Si 농도가 낮기 때문에, 결정입계를 식별할 수 있다. 금속간 화합물은, Si, Fe 등의 원소 농도가 높은 부분으로 식별할 수 있다. 단면의 SEM 관찰(반사 전자상관찰)을 사용하여, 결정입계와 금속간 화합물의 위치를 식별할 수도 있다.
그리고, 본 발명에 따른 열교환기 핀용의 알루미늄 합금재는, 접합 가열 후에 있어서 한층 더 금속 조직상의 특징을 가진다. 즉, 본 발명에 따른 알루미늄 합금재의 접합부에서는, 상술한 액상 생성 메카니즘에 있어서, Si 입자 주변이 구상으로 용융하면서도 매트릭스 내에 어느 정도 잔존하고, 도 2에 나타내는 구상의 공정 조직이 매트릭스의 결정입자 내(이하, 단순히 「입자 내」라고 기재한다)에 다수 분산한 조직이 된다. 본 발명자들에 의하면, 본 발명에 따른 알루미늄 합금재에서는, 양호한 접합성과 접합시의 재료 강도의 양호한 균형이 잡힌 경우, 접합 후의 금속 조직에서 상기 입자 내에 존재하는 3㎛ 이상의 긴 지름을 가지는 공정 조직이 핀 단면의 면밀도로 10개/㎟~3000개/㎟ 존재하는 것이 바람직한 것이 판명되었다. 이 금속 조직상의 적합 조건에 대하여, 상기의 입자 내 공정 조직의 면밀도가 10개/㎟ 미만의 경우에는, 접합에 기여한 액상이 너무 많아 접합 가열중 강도 유지가 곤란해지는 경우가 있다. 한편, 상기의 입자 내 공정 조직의 면밀도가 3000개/㎟를 초과하는 경우, 접합에 기여한 액상이 적어, 접합성이 저하하는 경우가 있다.
이러한 입자 내의 공정 조직은, 가열시에 Si 입자 주변이 구상으로 용융하여 생성된 액상이, 냉각시에 응고하여 공정 조직이 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 Al-Fe-Mn-Si계 금속간 화합물을 핵생성 사이트로 하여 생성되고, 입자 내에 잔존하고 있는 경우는, Al-Fe-Mn-Si계 금속간 화합물을 따른 형상의 공정 조직이 형성되는 경우가 있다.
입자 내의 공정 조직의 단면에서의 면밀도를 측정하는데에는, 몇 개의 방법을 들 수 있다. 광학 현미경을 사용하는 방법에서는, 본 발명의 구조체를 구성하는 부재의 단면을 기계적으로 연마하고, 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 행한다. 공정 조직은, Si 농도가 높은 부분과 낮은 부분이 미세하게 교대로 늘어서 있기 때문에, 이것을 식별할 수 있다. 또, 결정입계 근방은 Si 농도가 낮기 때문에, 결정입계를 식별할 수 있다. 단면의 SEM 관찰(반사 전자상관찰)에 의하여, 공정 조직을 식별할 수도 있다. 그 경우는, SEM/EBSB법을 이용하여 결정입계를 식별한다.
이상 서술한 본 발명에 따른 알루미늄 합금재의 접합 가열 후에 발현하는 금속 조직은, 그 조성의 조정 및 조성을 고려한 가열 조건의 조정에 의해 제조할 수 있다. 예를 들면, 접합시의 온도가 고온의 경우에는, Si량을 낮게 설정해도 충분한 액상 양을 확보할 수 있다. 구체적으로는 판 두께가 30㎛~100㎛의 핀재의 경우, Si 첨가량을 1.5%~3.5% 정도로 하고, 가열 온도를 580℃~620℃ 정도로 하는 것이 바람직하다. 그 경우, 입자 내 공정 조직은 20~500개/㎟가 된다. 이와 같이 접합 후의 조직을 관찰하고, 입자 내 공정 조직의 단면의 면밀도를 측정하여 이것이 10~3000개/㎟가 되도록 미리 피접합 부재인 알루미늄 합금재의 Si량을 1.5%~5.0%의 범위로 조정함으로써, 양호한 접합성을 얻을 수 있다. 또, Mn을 0.3% 이상 첨가하면, 입자 내 공정 조직을 감소시키는 효과가 있다.
다음에, 본 발명의 열교환기 핀용의 알루미늄 합금재의 제조방법에 대하여 설명한다. 본 발명의 알루미늄 합금재는, DC(Direct　Chill) 주조법을 이용하여 주조되고, 주조시 슬라브의 주조 속도를 하기와 같이 제어한다. 주조 속도는, 냉각 속도에 영향을 미치므로, 20~100㎜/분으로 한다. 주조 속도가 20㎜/분 미만의 경우는, 충분한 냉각 속도를 얻을 수 없어, Si계 금속간 화합물이나 Al-Fe-Mn-Si계 금속간 화합물과 같은 정출하는 금속간 화합물이 조대화 된다. 한편, 100㎜/분을 초과하는 경우는, 주조시에 알루미늄재가 충분히 응고되지 않아, 정상적인 주괴를 얻을 수 없다. 바람직하게는, 30~80㎜/분이다. 그리고, 본 발명이 특징으로 하는 금속 조직을 얻기 위해서, 주조 속도는 제조하는 합금재의 조성에 따라 조정할 수 있다. 냉각 속도는 두께나 폭과 같은 슬라브의 단면 형상에 의하지만, 상기 20~100㎜/분의 주조 속도로 함으로써, 주괴 중앙부에서 0.1~2℃／초의 냉각 속도로 할 수 있다.
DC연속 주조시의 주괴(슬라브) 두께는, 600㎜ 이하가 바람직하다. 슬라브 두께가 600㎜를 초과하는 경우는, 충분한 냉각 속도를 얻을 수 없어, 금속간 화합물이 조대하게 된다. 보다 바람직한 슬라브 두께는, 500㎜ 이하이다.
DC주조법으로 제조한 슬라브는, 열간 압연전의 가열 공정, 열간 압연 공정, 냉간압연 공정 및 소둔공정을 거친다. 주조 후, 열간 압연 전에 균질화 처리를 실시해도 좋다.
DC주조법으로 제조한 슬라브는, 균질화 처리 후 혹은 균질화 처리를 실시하지 않고, 열간 압연 전의 가열 공정을 거친다. 이 가열 공정에서는 가열 유지 온도를 400~570℃로 하고, 유지 시간을 0~15시간 정도 실시하는 것이 바람직하다. 유지 온도가 400℃ 미만의 경우는 열간 압연에서의 슬라브의 변형 저항이 커, 균열이 발생할 우려가 있다. 유지 온도가 570℃를 초과하는 경우는, 국소적으로 용융이 생길 우려가 있다. 유지 시간이 15시간을 초과하는 경우는, Al-Fe-Mn-Si계 금속간 화합물의 석출이 진행되어, 석출물이 조대하게 됨과 함께 그 분포가 성기게 되고, 접합 가열중의 재결정립의 핵 발생 빈도가 증가하여, 결정 입자지름이 작아진다. 한편, 유지 시간이 0시간이란, 가열 유지 온도에 이른 후에 즉시 가열을 종료하는 것을 말한다.
가열 공정에 계속하여, 슬라브는 열간 압연 공정을 거친다. 열간 압연 공정은, 열간 조압연(熱間粗壓延) 단계와 열간 마무리 압연 단계를 포함한다. 여기서, 열간 조압연 단계에서의 총 압하율을 92~97%로 하고, 또, 열간 조압연의 각 패스중에서 압하율이 15% 이상이 되는 패스가 3회 이상 포함되는 것으로 한다.
DC주조법으로 제조한 슬라브에는, 최종 응고부에 조대한 정출물이 생성된다. 판재로 하는 공정에서 정출물은 압연에 의한 전단을 받아 작게 분단되기 때문에, 정출물은 압연 후에 있어서 입자 형상으로 관찰된다. 열간 압연 공정은, 슬라브로부터 어느 정도의 두께의 판으로 하는 열간 조압연 단계와, 수 ㎜ 정도의 판 두께로 하는 열간 마무리 압연 단계를 포함한다. 정출물 분단을 위해서는, 슬라브로부터 압연되는 열간 조압연 단계에서의 압하율의 제어가 중요하다. 구체적으로는, 열간 조압연 단계에서는 슬라브 두께가 300~700㎜에서 15~40㎜ 정도로 압연되지만, 열간 조압연 단계에서의 총 압하율을 92~97%로 하고, 열간 조압연 단계가 15% 이상의 압하율이 되는 패스를 3회 이상 포함함으로써, 조대한 정출물을 미세하게 분단 할 수 있다. 이것에 의해, 정출물인 Si계 금속간 화합물이나 Al-Fe-Mn-Si계 금속간 화합물을 미세화할 수 있어, 본 발명에 규정하는 적정한 분포 상태로 할 수 있다.
열간 조압연 단계에서의 총 압하율이 92% 미만에서는, 정출물의 미세화 효과를 충분히 얻을 수 없다. 한편, 97%를 초과하면 실질적으로 슬라브의 두께가 두꺼워지고, 주조시 냉각 속도가 늦어지기 때문에 정출물이 조대화되며, 열간 조압연을 행해도 정출물 미세화가 충분하게 이루어지지 않는다. 또, 열간 조압연 단계의 각 패스중의 압하율도 금속간 화합물의 분포에 영향을 주어, 각 패스에서의 압하율을 크게 함으로써 정출물이 분단된다. 열간 조압연 단계의 각 패스중에서 압하율이 15% 이상인 패스가 3회 미만에서는, 정출물의 미세화 효과가 충분하지 않다. 압하율이 15% 미만에 대해서는, 압하율이 부족하여 정출물의 미세화가 이루어지지 않기 때문에 대상으로는 되지 않는다. 한편, 압하율이 15% 이상인 패스 횟수의 상한은 특히 규정하는 것은 아니지만, 10회 정도를 상한으로 하는 것이 현실적이다.
열간 압연 공정 종료 후는, 열간 압연재는 냉간압연 공정을 거친다. 냉간압연 공정의 조건은, 특히 한정되는 것은 아니다. 냉간압연 공정 도중에서, 냉간압연재를 충분히 소둔하여 재결정 조직으로 하는 소둔 공정이 형성된다. 소둔 공정 후는, 압연재를 최종 냉간압연을 거쳐 최종판 두께로 한다. 최종 냉간압연 단계에서의 가공률｛(가공 전의 판 두께-가공 후의 판 두께)/가공 전의 판 두께｝×100(%)이 너무 크면, 접합 가열중 재결정의 구동력이 커져 결정립이 작아짐으로써, 접합 가열 중 변형이 커진다. 따라서, 상술한 바와 같이, T/To가 1.40 이하가 되도록 최종 냉간압연 단계에서의 가공량이 설정된다. 최종 냉간압연 단계에서의 가공률은, 10~30% 정도로 하는 것이 바람직하다.
다음에, 본 발명에 따른 알루미늄 합금재를 이용한 접합 방법에 대하여 서술한다. 본 발명에서는 브레이징재를 사용하지 않고, 알루미늄 합금재 자체가 발휘하는 접합 능력을 이용하는 것이지만, 열교환기의 핀재로서의 이용을 고려하면, 핀재 자신의 변형이 큰 과제가 된다. 그 때문에, 접합 가열 조건을 관리하는 것도 중요하다. 구체적으로는, 본 발명에 따른 알루미늄 합금재 내부에 액상이 생성되는 고상선온도 이상 액상선온도 이하이며, 또, 상기 알루미늄 합금재에 액상이 생성되고, 강도가 저하하여 형상을 유지할 수 없게 되는 온도 이하의 온도에서, 접합에 필요한 시간 가열한다.
또한 구체적인 가열 조건으로서는, 핀재인 알루미늄 합금재의 전 질량에 대한 상기 알루미늄 합금재 내에 생성되는 액상의 질량 비(이하, 「액상률」이라고 기재한다.)가 0%를 초과하고 35% 이하가 되는 온도로 접합할 필요가 있다. 액상이 생성되지 않으면 접합을 할 수 없기 때문에 액상률은 0%보다 많은 것이 필요하다. 그렇지만, 액상이 적으면 접합이 곤란해지는 경우가 있기 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. 바람직한 액상률은 5~30%이며, 보다 바람직한 액상률은 10~20%이다.
또, 액상이 핀과 다른 부재간에 충분히 충전되기 위해서는 그 충전 시간도 고려하는 것이 바람직하고, 액상률이 5% 이상인 시간이 30초 이상 3600초 이내인 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는, 액상률 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 진행하는 경우가 있다. 한편, 본 발명에 있어서의 접합 방법에서는, 액상은 접합부의 아주 근방에서밖에 이동하지 않기 때문에, 이 충전에 필요한 시간은 접합부의 크기에는 의존하지 않는다.
바람직한 가열 조건의 구체예로서는, 본 발명에 따른 상기 알루미늄 합금재의 경우, 580℃~640℃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. 상기 유지 시간은, 보다 바람직하게는 30초에서 5분이다. 한편, 접합 온도에 대해서는, 예를 들면, Si함유량이 1~1.5% 정도의 경우는 접합 가열 온도를 610~640℃로 높게 하는 바람직하다. 반대로, Si함유량이 4~5% 정도의 경우는 접합 가열 온도를 580~590℃로 낮게 설정하면 좋다. 또, 접합부의 금속 조직을 후술하는 적합한 상태로 하기 위하여, 조성에 따라 가열 조건을 조정해도 좋다.
한편, 가열중에 있어서의 실제 액상률을 측정하는 것은 지극히 곤란하다. 그래서, 본 발명에서 규정하는 액상률은, 통상, 평형 상태도를 이용하여, 합금 조성과 최고 도달 온도로부터, 지렛대의 원리(lever　rule)에 의하여 구할 수 있다. 이미 상태도가 밝혀진 합금계에서는, 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 이용하여, 지렛대의 원리로 액상률을 구하는 수법이 넣어져 있다. 평형 계산 상태도 소프트웨어에는, Thermo-Calc　Software　AB사에 의하여 만들어진 Thermo-Calc 등이 있다. 평형 상태도가 밝혀진 합금계에서도, 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 더욱 양호한 접합성을 얻을 수 있다. 또한, 진공중이나 감압중에서 가열하여 접합하는 것도 가능하다.
상기 비부식성 플럭스를 도포하는 방법에는, 피접합 부재를 조립한 후, 플럭스 분말을 뿌리는 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. 통상 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 플럭스를 들 수 있다.
본 발명에 따른 열교환기 핀용의 알루미늄 합금재는, 상기와 같은 가열 처리 및 가열 분위기의 제어에 의해 양호하게 접합할 수 있다. 단, 핀은 두께가 얇은 재료이므로, 내부에 발생하는 응력이 너무 높으면 형상을 유지할 수 없는 경우가 있다. 특히 접합시의 액상률이 커지는 경우, 핀재 내에 발생하는 응력은 비교적 작은 응력으로 억제하는 편이 양호한 형상을 유지할 수 있다. 이와 같이 핀재 내의 응력을 고려하는 것이 바람직한 경우, 핀재 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)에 나타내는 값은 한계 응력이고, 이것을 초과하는 응력이 핀에 가해지면 큰 변형이 발생할 우려가 있다. 핀 내에 발생하는 응력은, 형상과 하중으로부터 구할 수 있다. 예를 들면, 구조 계산 프로그램 등을 이용하여 계산할 수 있다.
이상 설명한 바와 같이, 본 발명에 따른 열교환기 핀용의 알루미늄 합금재는, 브레이징법 등 종래의 접합 방법과는 다른 접합 방법으로 접합하는 것이며, 단층 상태에서 접합 기능을 발휘하는 것이다. 그리고, 접합 전후의 치수 혹은 형상의 변화도 거의 없어 강도상의 요구도 만족할 수 있다.
본 발명에 따른 알루미늄 합금재로 이루어지는 핀재를, 핀재를 포함하는 다른 구성 부재와 접합하여 이루어지는 열교환기는, 브레이징재 등의 접합 부재를 사용하지 않고 제조가능하며, 기기의 비용 절감의 요구에 응할 수 있다.
또한, 본 발명에 따른 알루미늄 합금재로 이루어지는 핀재가 접합 가열된 열교환기는, 핀 단면의 금속 조직에서도 특징을 가지고, 1㎛ 이상의 원 상당 지름을 가지는 Si계 금속간 화합물 및 Al-Fe-Mn-Si계 금속간 화합물이 존재하는 결정입계의 삼중점의 개수가, 전 결정입계의 삼중점의 개수의 50% 이상의 비율로 존재한다. 또, 핀 단면의 금속 조직에서, 긴 지름 3㎛ 이상의 입자 내의 공정 조직이, 10개/㎟ 이상 3000개/㎟ 이하로 되어 있다. 본 발명에 따른 열교환기는, 그 핀이 상기 금속 조직적 특징을 가짐으로써 강도면에서도 우수하다.
도 1은, 2원계 공정 합금으로서 Al-Si 합금의 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 외관도이다.
도 5는, 결정입계 및 그 삼중점을 나타내는 모식도이다.
도 6은, 결정입계의 삼중점을 판별하는 방법을 나타내는 설명도이다.
이하에, 본 발명을 실시예와 비교예에 기초하여 상세하게 설명한다.
제 1 실시형태：우선, 표 1, 2의 A1~A56, B1 성분의 시험재를 DC주조법으로 두께 400㎜, 폭 1000㎜, 길이 3000㎜의 사이즈로 주조했다. 주조 속도는 40㎜/분으로 했다. 한편, 표 1의 합금조성에서, 「-」은 검출 한계 이하인 것을 나타내는 것이며, 「잔부」는 불가피한 불순물을 포함한다. 주괴를 면삭하여 두께를 380㎜로 한 후, 열간 압연 전의 가열 유지 공정으로서 주괴를 500℃까지 가열하고 그 온도로 5시간 유지하며, 그 다음에 열간 압연 공정을 거쳤다. 열간 압연 공정의 열간 조압연 단계에서는, 총 압하율을 93%로 하고 이 단계에서 두께 27㎜까지 압연했다. 또한, 열간 조압연 단계에서, 15% 이상의 압하율이 되는 패스를 5회로 했다. 열간 조압연 단계 후에, 압연재를 다시 열간 마무리 압연 단계를 거쳐 3㎜ 두께까지 압연했다. 그 후의 냉간압연 공정에서, 압연판을 0.09㎜ 두께까지 압연했다. 또한, 압연재를 380℃에서 2시간의 중간 소둔 공정을 거쳐, 최후에 최종 냉간압연 단계에서 최종 판 두께 0.07㎜까지 압연하여 공시재로 했다. 한편, 비교예 7~9에 대해서는, 열간 마무리 압연 단계에서 3㎜ 두께까지 압연한 후, 냉간압연 공정에서 압연재를 0.120㎜ 두께까지 냉간압연 하여, 380℃에서 2시간의 중간 소둔 공정을 거쳐 최종 판 두께 0.07㎜까지 최종 냉간압연 단계를 거쳐서 공시재로 했다.
[표 1]
Figure 112014078436502-pct00001

[표 2]
Figure 112014078436502-pct00002
이들 시험재에 대해서는, 제조 과정에서의 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 어려워져, 제조성에 과제가 있는 경우를 ×로 했다.
또, 제조한 판재(소판) 중의 금속간 화합물의 면밀도는, 판 두께 방향을 따른 단면을 SEM 관찰(반사 전자상관찰)에 의해 측정했다. Si계 금속간 화합물과 Al-Fe-Mn-Si계 금속간 화합물은, SEM-반사 전자상관찰로, 콘트라스트의 농담으로 구별했다. 관찰은 각 샘플 3 시야씩 행하고, 각각의 시야의 SEM 사진을 화상 해석함으로써, 샘플 중 원 상당 지름 0.5㎛~5㎛의 Si계 금속간 화합물 및 원 상당 지름이 5㎛를 초과하는 Al-Fe-Mn-Si계 금속간 화합물의 면밀도를 조사했다.
제조한 판재의 접합 가열 전후 및 450℃에서 2시간 가열한 후 재료의 인장 시험을 행하였다. 인장 시험은, 각 샘플에 대해, 인장 속도 10㎜/min, 게이지 길이 50㎜의 조건으로, JIS Z2241에 따라, 상온에서 실시했다. 접합 가열 후의 인장 시험에 대해서는, 미니 코어와 동등의 접합 가열 조건으로 가열한 샘플을 평가했다.
다음에, 각 시험재를 도 4에 나타내는 바와 같이, 폭 16㎜, 산(山) 높이 7㎜, 피치 2.5㎜의 핀재로 성형했다. 이것에 표 2의 B1 조성의 맞댐재를 판 두께 0.4㎜의 전봉(電縫) 가공한 튜브재와 조합하여, 스테인리스제의 지그에 편입하여, 도 4에 나타내는 3단으로 적층된 테스트 피스(미니 코어)를 제작했다.
그리고, 이 미니 코어를 비부식성의 불화물계 플럭스의 10% 현탁액에 침지, 건조 후, 질소 분위기중에서 표 2에 나타내는 접합 가열 조건으로 가열하여, 핀재와 튜브재를 접합했다. 한편, 실시예 16에 대해서는 플럭스를 도포하지 않고 , 진공 중에서 가열하여 접합했다. 또, 접합시의 각 온도에서의 유지 시간은 3분으로 했다. 한편, 이 미니 코어의 경우, 스테인리스 지그와 알루미늄재의 열팽창율의 차이로 접합 가열시에는 스테인리스 지그와 미니 코어와의 사이에 약 4N의 압축 하중이 생겨, 접합 면적으로부터 계산하면, 핀재와 튜브재와의 접합면에는 약 10kPa의 응력이 생기게 된다.
핀재와 튜브재를 가열 접합한 후에, 핀을 튜브로부터 떼어내고 미니 코어의 튜브와 핀의 접합부 40개소를 조사하여, 완전하게 접합하고 있는 개소의 비율(접합률)을 측정했다. 그리고, 접합률이 90% 이상을 ◎, 80% 이상 90% 미만을 ○, 70% 이상 80% 미만을 △, 70% 미만을 ×로 판정했다.
또, 접합 전후의 미니 코어의 핀 높이를 측정하여 핀좌굴에 의한 변형률에 대해서도 평가했다. 즉, 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.
또, 본 실시 형태에서는 접합 가열 후 샘플의 재료 조직도 검토했다. 이 검토는, 접합 후의 미니 코어를 수지로 메워 연마를 행하고, 부재의 단면 조직을 광학 현미경으로 관찰함으로써 행하였다. 상세하게는, 우선, 결정 입자지름에 대하여, 연마, 에칭 후의 판 두께 방향의 단면을 광학 현미경으로 관찰하여 측정했다. 측정 방법은 판 두께의 중앙에서, ASTME112-96에 기초하여 평균 결정립 길이를 측정했다.
또한, 긴 지름 3㎛ 이상의 입자 내 공정 조직의 면밀도를 측정했다. 측정은, 판 두께 방향으로 수직인 단면을 연마, 에칭하고, 광학 현미경으로 관찰함으로써 행했다. 또, 마찬가지로 단면 연마한 후에, 켈러액 등으로 에칭하여 금속간 화합물의 위치를 식별하고, 또한 이 단면을 양극 산화법에 의해서 결정입계를 명확히 하여 결정입계의 삼중점의 위치를 식별했다. 이들 금속간 화합물의 위치와 결정입계의 삼중점의 위치를 비교하여, 전 결정입계의 삼중점의 개수 중, 1㎛ 이상의 원 상당 지름을 가지는 금속간 화합물이 존재하는 결정입계의 삼중점의 개수의 비율을 구했다. 불명료한 개소에 대해서는 EPMA를 이용하여, Si, Fe, Mn 등의 원소의 면성분의 분석을 행하고, Si 농도가 선상(線狀)으로 낮게 되어 있는 부분을 결정입계로 식별하며, Si, Fe 등의 원소가 높은 부분에서 금속간 화합물로 식별하여, 전 결정입계의 삼중점의 개수 중, 1㎛ 이상의 원 상당 지름을 가지는 금속간 화합물이 존재하는 결정입계의 삼중점의 개수의 비율을 구했다. 관찰에는 미니 코어와 동등한 접합 가열 조건으로 가열한 단판(單板) 샘플을 이용하여, 배율 200배로 관찰 시야를 5 시야로 하여 측정했다.
이상의 각 시험재의 제조성 평가 및 금속간 화합물의 면밀도, 인장 강도, 접합 가열 후의 재료 조직, 미니 코어 접합 시험에서의 각 평가 결과를 표 3, 4에 나타낸다. 표 3, 4에는, 각 샘플의 접합 조건(가열 온도)에서의 평형 액상률도 나타냈다. 한편, 평형 액상률은, 평형 상태도 계산 소프트웨어에 의한 계산치이다. 한편, 표 3, 4의 E＋는 지수 표기이며, 예를 들면, 1.2. E＋03은, 1.2×103을 의미한다.
[표 3]
Figure 112014078436502-pct00003
[표 4]
Figure 112014078436502-pct00004
표 3, 4에서, 알루미늄 합금재의 조성에서 본 발명이 규정하는 조건을 구비하는 것은, 제조성이 양호했다. 한편, 합금 조성 A55의 가공에서는, Fe가 규정량을 초과하고 있기 때문에, 주조시에 거대한 금속간 화합물이 생성되어, 최종 판 두께까지 압연할 수 없었다.
그리고, 접합 시험 결과에 대하여, 미니 코어의 각 샘플에 대한 평가 결과와, 핀재의 알루미늄 합금재의 조성(표 1, 2)과 대비하면, 알루미늄 합금재의 조성 및 가열 조건에 관하여 본 발명이 규정하는 조건을 구비하는 샘플(실시예 1~실시예 37)은, 접합률, 핀좌굴, 인장 강도 모두 합격이었다. 또, 실시예 15~실시예 27에서는, 필수 원소인 Si, Fe, Mn에 더하여 첨가 원소로서 Mg, Ni, Ti, V, Zr, Cr을 더 첨가한 합금으로 이루어지는 샘플이지만, 이들은 변형률의 평가가 더욱 양호하게 되어, 이들 첨가 원소에 강도 향상의 효과가 있는 것이 확인되었다.
한편, 비교예 1에서는, Si 성분이 규정량을 밑돌고 있고, 소판의 Si계 금속간 화합물의 면밀도도 규정을 밑돌고 있기 때문에, 가열 온도를 비교적 고온으로 해도 액상의 생성율이 5% 미만으로 낮고, 접합률이 낮아져 접합성의 점에서 뒤떨어졌다.
비교예 2에서는, Si 성분은 규정량을 초과하고 있고, 소판의 Al-Fe-Mn-Si계 금속간 화합물의 면밀도도 규정을 초과했기 때문에, 가열 온도를 비교적 낮게 해도 접합시의 액상률이 높아지고, 가열 후의 결정 입자지름도 작았기 때문에, 핀이 좌굴하여 변형률이 불합격이었다.
비교예 3에서는, Fe 성분이 규정량을 밑돌고 있고, 소판의 Al-Fe-Mn-Si계 금속간 화합물의 면밀도도 규정을 밑돌고 있기 때문에, 가열 전후의 강도가 낮아 불합격이며, 핀이 좌굴하여 변형률도 불합격이었다.
비교예 4에서는, Mn 성분이 규정량을 밑돌고 있고, 소판의 Al-Fe-Mn-Si계 금속간 화합물의 면밀도도 규정을 밑돌고 있기 때문에, 가열 전후의 강도가 낮아 불합격이며, 핀이 좌굴하여 변형률도 불합격이었다.
한편, 비교예 5에서는, Fe 성분이 규정량을 초과하고 있기 때문에 제조성에 문제가 있어, 접합 시험에 의한 평가를 할 수 없었다.
비교예 6에서는, Mn 성분이 규정량을 초과하고 있고, 소판의 Al-Fe-Mn-Si계 금속간 화합물의 면밀도도 규정을 밑돌고 있기 때문에, 가열 전후의 강도가 낮아 불합격이며, 핀이 좌굴하여 변형률도 불합격이었다.
비교예 7~9에서는, 최종 냉간압연 단계에서의 가공률이 커서 T/To가 규정치를 초과했기 때문에, 접합 가열시의 결정립이 미세화되어, 변형률이 불합격이었다.
제 2 실시형태：여기에서는, 접합 조건인 가열 온도의 영향에 대하여 검토했다. 표 3에 나타내는 바와 같이, 제 1 실시형태에서 제조한 재료를 발췌하고, 제 1 실시형태와 같은 핀으로 성형했다. 그리고, 제 1 실시형태와 마찬가지로 하여 3단으로 적층된 테스트 피스(미니 코어)를 제작했다(도 4). 이 미니 코어를 비부식성의 불화물계 플럭스의 10% 현탁액에 침지, 건조 후, 질소 분위기중에서, 표 3에 나타내는 여러 가지의 가열 온도로 가열하고, 소정의 유지 시간으로 유지하여 핀재와 튜브재를 접합했다.
그리고, 제 1 실시형태와 마찬가지로 하고, 접합률, 접합 후의 치수 변화를 측정하여 접합률 및 핀좌굴에 의한 변형률의 평가를 행하였다. 또, 제 1 실시형태와 마찬가지로 하여 부재 단면의 조직 관찰을 행하고, 금속간 화합물의 면밀도, 접합 가열 후의 결정 입자지름, 긴 지름 3㎛ 이상의 입자 내 공정 조직의 면밀도, 전 결정입계의 삼중점의 개수 중, 1㎛ 이상의 원 상당 지름을 가지는 금속간 화합물이 존재하는 결정입계의 삼중점의 개수의 비율을 구했다. 이상의 평가 결과를 표 5에 나타낸다. 표 5에서는, 예를 들면 3.1E＋03은, 3.1×103을 의미한다.
[표 5]
Figure 112014078436502-pct00005
상기한 바와 같이, 본 발명에 따른 알루미늄 합금재의 접합에 있어서는, 가열 온도를 액상률이 5~30%가 되는 온도로 하고, 또한, 액상률이 5% 이상인 시간이 30초 이상 3600초 이내로 하는 것이 바람직하다. 표 3에서, 실시예 38~46은, 모두 이 조건을 전부 만족하고 있어, 접합률 및 변형률 모두 합격이었다.
한편, 참고예 1과 3은, 가열 온도가 높고 이것에 의해 액상률이 너무 높았기 때문에, 형상을 유지할 수 없어, 크게 변형해 버렸다. 또, 참고예 2는, 가열 온도가 낮고 액상률이 낮기 때문에, 접합이 불충분했다.
또, 참고예 4는, 액상률 5% 이상의 유지 시간이 짧았기 때문에, 접합이 불충분했다. 참고예 5는, 액상률 5% 이상의 유지 시간이 너무 길었기 때문에, 크게 변형해 버렸다.
제 3 실시형태：여기에서는, 첨가 원소에 의한 내식성에의 영향에 대하여 검토했다. 표 4에 나타내는 바와 같이, 제 1 실시형태에서 제조한 재료를 발췌하여, 제 1 실시형태와 같은 핀재로 성형했다. 그리고, 제 1 실시형태와 마찬가지로 하여 3단으로 적층된 테스트 피스(미니 코어)를 제작했다(도 4). 이 미니 코어를 비부식성의 불화물계 플럭스의 10% 현탁액에 침지, 건조 후, 질소 분위기중에서, 표 3에 나타내는 여러 가지의 가열 온도로 가열하고, 소정의 유지 시간으로 유지하여 핀과 튜브를 접합했다.
그리고, 제 1 실시형태와 마찬가지로 하여, 접합률, 접합 후의 치수 변화를 측정하여 접합률과 변형률의 평가를 행하였다. 또, 제 1 실시형태와 마찬가지로 하여 부재 단면의 조직 관찰을 행하여, 금속간 화합물의 면밀도, 긴 지름 3㎛ 이상의 입자 내 공정 조직의 면밀도, 전 결정입계의 삼중점의 개수 중, 1㎛ 이상의 원 상당 지름을 가지는 금속간 화합물이 존재하는 결정입계의 삼중점의 개수의 비율을 구했다.
또한, 핀 자신의 내식성 평가를 위해서 CASS 시험을 500h 행하여, 핀의 부식 상태를 확인했다. 광학 현미경에 의한 단면 관찰에서 핀이 70% 이상 잔존하고 있는 것을 ◎, 50% 이상 70% 미만을 ○, 30% 이상 50% 미만을 △, 30% 미만을 ×로 판정했다. 이상의 평가 결과를 표 6에 나타낸다. 표 6에서는, 예를 들면 2.3. E＋03은, 2.3×103을 의미한다).
[표 6]
Figure 112014078436502-pct00006
이 실시형태에 있어서의 실시예 48~60에서는, 첨가 원소로서, Si, Fe, Mn의 필수 원소에 더하여 Cu, Zn, In, Sn, Ti, V를 더 첨가한 알루미늄 합금을 샘플로 하는 것이다. 표 6에서, 이들 실시예는, 실시예 47의 Zn 등이 첨가되어 있지 않은 합금과 비교하면 내식성의 향상이 도모되고 있고, 이들의 첨가 원소의 유용성을 확인할 수 있었다.
제 4 실시형태：여기에서는, 제조공정에 의한 알루미늄 합금재 중 금속간 화합물 분포 변화에 의한 접합성에의 영향에 대하여 검토했다. 표 7에 나타내는 바와 같이 제 1 실시형태에서 제조한 재료를 발췌하여, 같은 표의 제조 조건을 이용하여 제 1 실시형태와 같은 핀재로 성형했다. 그리고, 제 1 실시형태와 마찬가지로 하여 3단으로 적층된 테스트 피스(미니 코어)를 제작했다(도 4). 이 미니 코어를 비부식성의 불화물계 플럭스의 10% 현탁액에 침지, 건조 후, 질소 분위기중에서, 600℃로 가열하고, 유지 시간을 3분으로 하여 핀과 튜브를 접합했다. 또, 제 1 실시형태와 마찬가지로 하여 제조성도 평가했다(표 7).
[표 7]
Figure 112014078436502-pct00007
그리고, 제 1 실시형태와 마찬가지로 하고, 접합률, 접합 후의 치수 변화를 측정하여 접합률 및 핀좌굴에 의한 변형률의 평가를 행하였다. 또, 제 1 실시형태와 마찬가지로 하여 부재 단면의 조직 관찰을 행하여, 금속간 화합물의 면밀도, 접합 가열 후의 결정 입자지름, 긴 지름 3㎛ 이상의 입자 내 공정 조직의 면밀도, 전 결정입계의 삼중점의 개수 중, 1㎛ 이상의 원 상당 지름을 가지는 금속간 화합물이 존재하는 결정입계의 삼중점의 개수의 비율을 구했다. 결과를 표 8에 나타낸다. 한편, 표 8에는, 접합 가열 전의 금속간 화합물의 면밀도 측정에 있어서, 원 상당 지름 0.5㎛~5㎛의 Si계 금속간 화합물 및 원 상당 지름 5㎛를 초과하는 Al-Fe-Mn-Si계 금속간 화합물에 더하여, 원 상당 지름이 5㎛를 초과하는 Si계 금속간 화합물 및 원 상당 지름 0.5㎛ 이상 5㎛ 이하 및 10㎛ 이상의 Al-Fe-Mn-Si계 금속간 화합물의 면밀도도 마찬가지로 하여 측정했다. 또, 표 8에서는, 예를 들면 3.1. E＋03은, 3.1×103을 의미한다.
[표 8]
Figure 112014078436502-pct00008
본 발명 방법으로 제조한 샘플(실시예 61~74)은, 접합률과 변형률 모두 합격이었다.
한편, 비교예 10에서는, 주조 속도가 너무 작았기 때문에, 소판의 Si계 금속간 화합물의 면밀도가 규정을 밑돌고, 소판의 Al-Fe-Mn-Si계 금속간 화합물의 면밀도도 규정을 초과하고 있었다. Si계 금속간 화합물과 Al-Fe-Mn-Si계 금속간 화합물의 조대화 때문에, 가열 후의 결정 입자지름이 작아져, 핀이 좌굴하여 변형률이 불합격이었다. 또, 규정의 면밀도의 Si계 금속간 화합물의 양이 감소했기 때문에, 접합률이 낮아 불합격이었다.
비교예 11에서는, 주조 속도가 너무 컸기 때문에 주괴의 제조 중에 균열이 발생하여, 공시재의 제조를 할 수 없었다.
비교예 12에서는, 열간 조압연 단계에서의 총 압하율이 규정보다 작아, 소판의 Si계 금속간 화합물 및 Al-Fe-Mn-Si계 금속간 화합물의 미세화가 불충분했다. 그 때문에, 소판의 Si계 금속간 화합물의 면밀도가 규정을 밑돌고 접합률이 낮아 불합격이었다. 또, 소판의 Al-Fe-Mn-Si계 금속간 화합물의 면밀도도 규정을 초과하고 있고, 화합물의 조대화에 의하여 가열 후의 결정 입자지름이 작아져, 핀이 좌굴하여 변형률이 불합격이었다.
비교예 13에서는, 면삭 후의 슬라브 두께가 너무 두꺼웠기 때문에, 열간 조압연의 총 압하율이 규정보다 컸다. 주괴 두께가 두껍기 때문에, 주괴 제조 시의 냉각 속도가 작아져 조대한 정출물이 생성되었다. 열간 조압연의 공정에서도 조대한 정출물의 분단이 불충분하게 되어, 소판의 Si계 금속간 화합물의 면밀도가 규정을 밑돌고, 소판의 Al-Fe-Mn-Si계 금속간 화합물의 면밀도도 규정을 초과하였다. 금속간 화합물의 조대화 때문에, 가열 후 결정 입자지름이 작아지고, 핀이 좌굴하여 변형률이 불합격이었다. 소판의 Si계 금속간 화합물의 면밀도가 규정을 밑돌기 때문에, 접합률이 낮아 불합격이었다.
비교예 14에서는, 열간 조압연 단계에서의 압하율 15% 이상의 패스 횟수가 3회 미만이었다. 그 때문에, Al-Fe-Mn-Si계 금속간 화합물의 미세화가 충분하지 않아, 면밀도가 규정을 초과하고 있었다. 조대한 Al-Fe-Mn-Si계 금속간 화합물의 주위로 액상이 생성되고, 그 액상의 고임이 판 두께 중에 차지하는 비율이 커져, 핀이 좌굴하여 변형률이 불합격이었다.
산업상의 이용 가능성
본 발명에 따른 알루미늄 합금재는, 열교환기의 핀재로서 유용하고, 브레이징재 혹은 용가재(溶加材)와 같은 접합 부재를 사용하지 않고 핀재를 포함하는 열교환기의 다른 구성 부재와 접합 가능하며, 열교환기를 효율적으로 제조할 수 있다. 이 접합에 있어서는 치수·형상의 변화는 거의 생기지 않는다. 본 발명에 따른 알루미늄 합금재 및 이것을 이용한 접합 방법은, 공업상 현저한 효과를 가지는 것이다.

Claims (24)

  1. Si：1.0~5.0질량%, Fe：0.1%~2.0질량%, Mn：0.1%~2.0질량%를 함유하고, 잔부가 Al 및 불가피한 불순물로 이루어지며, 단층으로 가열 접합 기능을 가지는 열교환기 핀용의 알루미늄 합금으로서,
    0.5~5㎛의 원 상당 지름을 가지는 Si계 금속간 화합물이, 상기 알루미늄 합금 단면(斷面)에서 2.7×102개/㎟ 이상 9.3×103개/㎟ 이하 존재하고,
    5㎛를 초과하며 10㎛ 미만인 원 상당 지름을 가지는 Al-Fe-Mn-Si계 금속간 화합물이, 상기 알루미늄 합금 단면에서 20개/㎟ 이상 880개/㎟ 이하 존재하는 알루미늄 합금으로 이루어지고,
    소판(素板)의 인장 강도를 T, 450℃에서 2시간 가열한 후의 인장 강도를 To로 한 경우, T/To≤1.40을 만족하는 것을 특징으로 하는 열교환기 핀용의 알루미늄 합금재.
  2. 제 1 항에 있어서,
    Mg：2.0질량% 이하 및 Cu：1.5질량% 이하로부터 선택되는 1종 또는 2종을 더 함유하는 열교환기 핀용의 알루미늄 합금재.
  3. 제 1 항에 있어서,
    Zn：6.0질량% 이하, In：0.3질량% 이하 및 Sn：0.3질량% 이하로부터 선택되는 1종 또는 2종 이상을 더 함유하는 열교환기 핀용의 알루미늄 합금재.
  4. 제 2 항에 있어서,
    Zn：6.0질량% 이하, In：0.3질량% 이하 및 Sn：0.3질량% 이하로부터 선택되는 1종 또는 2종 이상을 더 함유하는 열교환기 핀용의 알루미늄 합금재.
  5. 제 1 항에 있어서,
    Ti：0.3질량% 이하, V：0.3질량% 이하, Zr：0.3질량% 이하, Cr：0.3질량% 이하 및 Ni：2.0질량% 이하로부터 선택되는 1종 또는 2종 이상을 더 함유하는 열교환기 핀용의 알루미늄 합금재.
  6. 제 2 항에 있어서,
    Ti：0.3질량% 이하, V：0.3질량% 이하, Zr：0.3질량% 이하, Cr：0.3질량% 이하 및 Ni：2.0질량% 이하로부터 선택되는 1종 또는 2종 이상을 더 함유하는 열교환기 핀용의 알루미늄 합금재.
  7. 제 3 항에 있어서,
    Ti：0.3질량% 이하, V：0.3질량% 이하, Zr：0.3질량% 이하, Cr：0.3질량% 이하 및 Ni：2.0질량% 이하로부터 선택되는 1종 또는 2종 이상을 더 함유하는 열교환기 핀용의 알루미늄 합금재.
  8. 제 1 항에 있어서,
    Be：0.1 질량% 이하, Sr：0.1 질량% 이하, Bi：0.1 질량% 이하, Na：0.1 질량% 이하 및 Ca：0.05질량% 이하로부터 선택되는 1종 또는 2종 이상을 더 함유하는 열교환기 핀용의 알루미늄 합금재.
  9. 제 2 항에 있어서,
    Be：0.1 질량% 이하, Sr：0.1 질량% 이하, Bi：0.1 질량% 이하, Na：0.1 질량% 이하 및 Ca：0.05질량% 이하로부터 선택되는 1종 또는 2종 이상을 더 함유하는 열교환기 핀용의 알루미늄 합금재.
  10. 제 3 항에 있어서,
    Be：0.1 질량% 이하, Sr：0.1 질량% 이하, Bi：0.1 질량% 이하, Na：0.1 질량% 이하 및 Ca：0.05질량% 이하로부터 선택되는 1종 또는 2종 이상을 더 함유하는 열교환기 핀용의 알루미늄 합금재.
  11. 제 4 항에 있어서,
    Be：0.1 질량% 이하, Sr：0.1 질량% 이하, Bi：0.1 질량% 이하, Na：0.1 질량% 이하 및 Ca：0.05질량% 이하로부터 선택되는 1종 또는 2종 이상을 더 함유하는 열교환기 핀용의 알루미늄 합금재.
  12. 제 1 항에 있어서,
    접합 가열 전에서의 인장 강도가 80~250MPa인 열교환기 핀용의 알루미늄 합금재.
  13. 제 2 항에 있어서,
    접합 가열 전에서의 인장 강도가 80~250MPa인 열교환기 핀용의 알루미늄 합금재.
  14. 제 3 항에 있어서,
    접합 가열 전에서의 인장 강도가 80~250MPa인 열교환기 핀용의 알루미늄 합금재.
  15. 제 4 항에 있어서,
    접합 가열 전에서의 인장 강도가 80~250MPa인 열교환기 핀용의 알루미늄 합금재.
  16. 제 5 항에 있어서,
    접합 가열 전에서의 인장 강도가 80~250MPa인 열교환기 핀용의 알루미늄 합금재.
  17. 제 1 항 내지 제 16 항 중 어느 한 항에 기재된 열교환기 핀용의 알루미늄 합금재의 제조방법으로서, 상기 알루미늄 합금재용의 알루미늄 합금을 주조하는 주조 공정과, 주조한 주괴를 열간 압연 전에 가열 유지하는 가열 유지 공정과, 가열 유지 공정 후에 주괴를 열간 압연하는 열간 압연 공정과, 열간 압연재를 냉간압연하는 냉간압연 공정과, 냉간압연 공정 도중에서 냉간압연재를 소둔하는 소둔 공정을 포함하고,
    상기 주조 공정에서, 주조 속도를 20~100㎜/분으로 함으로써, 주괴 중앙부에서 0.1~2℃/초의 냉각 속도로 하며,
    상기 열간 압연 공정에서, 열간 조압연 단계의 총 압하율을 92~97%로 하고, 또, 열간 조압연 단계가 15% 이상의 압하율이 되는 패스를 3회~8회 포함하는 것을 특징으로 하는 열교환기 핀용의 알루미늄 합금재의 제조방법.
  18. 제 1 항 내지 제 16 항 중 어느 한 항에 기재된 알루미늄 합금재로 이루어지는 핀재와, 제 1 항 내지 제 16 항 중 어느 한 항에 기재된 알루미늄 합금 또는 그것과 다른 알루미늄 합금으로 이루어지는 하나 또는 둘 이상의 열교환기용 구성 부재를 접합 가열함으로써 제조되는 열교환기.
  19. 제 18 항에 있어서,
    접합 가열 후 핀 단면의 금속 조직에서의 알루미늄 모상의 결정 입자지름이 50㎛ 이상인 열교환기.
  20. 제 18 항에 있어서,
    접합 가열 후 핀 단면의 금속 조직에서, 1㎛ 이상의 원 상당 지름을 가지는 금속간 화합물이 존재하는 결정입계의 삼중점의 개수가, 전(全) 결정입계의 삼중점의 개수의 50% 이상의 비율인 열교환기.
  21. 제 19 항에 있어서,
    접합 가열 후 핀 단면의 금속 조직에서, 1㎛ 이상의 원 상당 지름을 가지는 금속간 화합물이 존재하는 결정입계의 삼중점의 개수가, 전(全) 결정입계의 삼중점의 개수의 50% 이상의 비율인 열교환기.
  22. 제 18 항에 있어서,
    접합 가열 후 핀 단면의 금속 조직에서, 3㎛ 이상의 긴 지름을 가지는 공정 조직이 매트릭스의 결정입자 내에 10개/㎟ ~ 3000개/㎟ 존재하는 열교환기.
  23. 제 19 항에 있어서,
    접합 가열 후 핀 단면의 금속 조직에서, 3㎛ 이상의 긴 지름을 가지는 공정 조직이 매트릭스의 결정입자 내에 10개/㎟ ~ 3000개/㎟ 존재하는 열교환기.
  24. 제 20 항에 있어서,
    접합 가열 후 핀 단면의 금속 조직에서, 3㎛ 이상의 긴 지름을 가지는 공정 조직이 매트릭스의 결정입자 내에 10개/㎟ ~ 3000개/㎟ 존재하는 열교환기.
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