KR102118856B1

KR102118856B1 - 단층으로 가열 접합 기능을 가지는 알루미늄 합금재와 그 제조방법 및 상기 알루미늄 합금재를 이용한 알루미늄 접합체

Info

Publication number: KR102118856B1
Application number: KR1020157034644A
Authority: KR
Inventors: 도모히토 구로사키; 아키오 니이쿠라; 가즈코 데라야마; 다카시 무라세; 유 마쯔이; 준이치 모치즈키; 도시오 아라키
Original assignee: 가부시키가이샤 유에이씨제이
Priority date: 2013-05-14
Filing date: 2013-05-14
Publication date: 2020-06-04
Also published as: EP2998412B1; EP2998412A4; EP2998412A1; BR112015028766B1; JPWO2014184880A1; WO2014184880A1; US20160089860A1; JP5732594B2; CN105229182B; MX2015015592A; BR112015028766A2; CN105229182A; KR20160009600A

Abstract

브레이징재 또는 용가재와 같은 접합 부재를 사용하지 않고, 단층으로 가열 접합 가능한 알루미늄 합금재와 그 접합방법 및 상기 알루미늄재를 이용한 알루미늄 접합체를 제공한다.　Si：1.0∼5.0mass%, Fe：0.01∼2.0mass%를 함유하고, 잔부 Al 및 불가피적 불순물로 이루어지는 알루미늄 합금으로 이루어지며, 0.01∼0.5㎛의 원상당 지름을 가지는 Al계 금속간화합물이 10∼1×10⁴개/㎛³존재하고, 5.0∼10㎛의 원상당 지름을 가지는 Si계 금속간화합물이 200개/㎟ 이하 존재하는 것을 특징으로 하는, 단층으로 가열 접합 기능을 가지는 알루미늄 합금재 및 그 제조방법과 이것을 이용한 알루미늄 접합체를 제공한다.

Description

단층으로 가열 접합 기능을 가지는 알루미늄 합금재와 그 제조방법 및 상기 알루미늄 합금재를 이용한 알루미늄 접합체{ALUMINUM ALLOY MATERIAL, SINGLE LAYER OF WHICH ALLOWS THERMAL BONDING； MANUFACTURING METHOD THEREFOR； AND ALUMINUM BONDED BODY USING SAID ALUMINUM ALLOY MATERIAL}

본 발명은, 브레이징재(brazing filler metal) 또는 용가재(welding filler metal)와 같은 접합 부재를 사용하지 않고, 재료 자체가 반용융 상태로 되어 접합에 필요한 액상을 공급함으로써, 다른 부재에 단층으로 가열 접합 가능한 알루미늄 합금재와 그 접합방법 및 상기 알루미늄재를 이용한 알루미늄 접합체에 관한 것이며, 상세하게는, 접합 가열시에 있어서 내변형성이 우수한, 단층으로 가열 접합 가능한 알루미늄 합금재와 그 접합방법 및 상기 알루미늄재를 이용한 알루미늄 접합체에 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 접합방법으로서는, 여러 가지 방법이 알려져 있지만, 그들 중에서 브레이징법(납땜법)이 많이 이용되고 있다. 브레이징법이 많이 이용되는 것은, 모재를 용융시키지 않고 단시간에 강고한 접합을 얻을 수 있는 등의 이점이 고려되기 때문이다. 브레이징법에 의한 알루미늄 합금재의 접합방법을 이용하여 열교환기 등을 제조하는 방법으로서는, 예를 들면, Al-Si합금으로 이루어지는 브레이징재를 클래드한 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 편에는, 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 Si분말이나 Si 함유 납땜 합금을 별도 도포하는 방법이 채용되고 있다. 한편, 튜브재를 단층으로 이용하는 경우에는, 핀재에 브레이징재를 클래드한 브레이징 시트를 사용하는 방법이 채용되고 있다.

특허 문헌 4에는, 상술한 클래드재의 브레이징 시트로 바꾸고, 단층 브레이징 시트를 이용하는 방법이 기재되어 있다. 이 방법에 있어서는, 열교환기의 튜브재와 탱크재에 열교환기용 단층 브레이징 시트를 이용하는 것이 제안되어 있다. 여기서 단층 브레이징 시트라 불리며, MONOBRAZE법에 이용되고 있는 알루미늄 합금재를, 본 발명에서는 단층으로 가열 접합 기능을 가지는 알루미늄 합금재라 부른다.

특허 문헌 5에는, 단층의 알루미늄 합금재를 이용하여 접합체를 제조하는 방법에 있어서, 합금조성이나 접합중의 온도, 가압, 표면 성상(性狀) 등을 제어함으로써, 양호한 접합을 얻음과 함께 변형이 거의 일어나지 않는 접합방법이 제안되어 있다. 본 발명에서는, 특허 문헌 5에 나타내는 접합법을 MONOBRAZE법이라 부른다.

특허 문헌 6에는, 단층의 알루미늄 합금을 튜브재로서 이용하고, MONOBRAZE법으로 열교환기를 제조할 때에, 튜브재의 분산 입자의 사이즈를 제어함으로써 양호한 접합성을 얻는 구조체가 제안되어 있다.

일본 공개특허공보 2008-303405호 일본 공개특허공보 2009-161835호 일본 공개특허공보 2008-308760호 일본 공개특허공보 2010-168613호 일본 특허 제 5021097호 일본 공개특허공보 2012-51028호

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

브레이징 시트와 같은 클래드재를 제조하려면, 각층을 따로따로 제조하고, 또한 그들을 중첩 접합하는 공정이 필요하다. 브레이징 시트의 사용은 열교환기 등의 비용 다운의 요구에 반하게 된다. 또, 분말 브레이징재의 도포도 브레이징재 비용의 분만큼 제품 비용에 반영되게 된다.
이것에 대하여, 상술한 바와 같이, 클래드재에 의한 브레이징 시트로 바꾸어 단층으로 가열 접합 기능을 가지는 알루미늄 합금재를 적용한다고 하는 제안도 있다. 이 방법에서는, 단층으로 가열 접합 기능을 가지는 알루미늄 합금재로부터 접합에 필요한 액상을 공급하면서도, 구조체로서의 형상을 유지하는 것이 제안되어 있다. 그렇지만, 예를 들면, 열교환기 제조에 있어서, 단층으로 가열 접합 기능을 가지는 알루미늄 합금재를 튜브재나 핀재로서 그대로 이용하면, 열교환기 제조시의 가열에 의하여 크게 변형해 버릴 우려가 있다.
또, 상술한 MONOBRAZE법과 같이, 합금조성이나 접합시의 온도, 가압, 표면 성상 등을 제어함으로써, 단층으로 가열 접합 기능을 가지는 알루미늄 합금재를 이용한 접합에 있어서도, 양호한 접합과 형상 유지를 양립하는 방법도 제안되어 있다. 그렇지만, 보다 높은 정밀도의 접합 및 접합 중의 형상 유지의 달성이 요구되고 있다. 특히 판 두께가 1㎜ 이하의 핀재에 있어서는, 판 두께 방향의 휨 응력에 대하여 변형이 생기기 쉽고, 접합 중의 형상 유지를 위해서는 액상률을 낮게 억제할 필요가 있다. 그렇지만, 재료의 체적이 작기 때문에 낮은 액상률에서는 액상이 충분히 생성되기 어렵고, 접합과 형상 유지의 양립을 위해서는 한층 더 개선이 요구되고 있다.
이상과 같이, 열교환기 등의 알루미늄 합금 구조체의 비용 절감을 위해서는, 브레이징재를 사용하지 않고 단층끼리의 재료로 접합을 행하는 MONOBRAZE법이 바람직하다고 할 수 있다. 그렇지만, 단층으로 가열 접합 기능을 가지는 알루미늄 합금재를 MONOBRAZE법에 단순히 적용해도, 부재의 변형 또는 접합률 저하의 문제를 회피하는 것은 곤란하다. 상술한 특허 문헌 4, 6에서는, 판 두께가 비교적 두꺼운 튜브재에 단층의 알루미늄 합금재를 적용함으로써 변형이 현저하지 않지만, 판 두께가 얇은 핀재와 같은 부재에 단층의 알루미늄 합금재를 적용하는 경우는, 접합 가열 중의 변형이 현저하다고 하는 문제가 있었다.
본 발명은, 상기와 같은 배경하에서 이루어진 것이며, 단층의 알루미늄 합금재를 이용한 각종의 알루미늄 합금 접합체를 MONOBRAZE법에 따라 제조함에 있어서, 접합 가열시에 고상선 온도 이상으로 가열되어, 반용융 상태로 되어 접합부에 액상을 공급하면서도, 내변형성이 우수한 단층의 알루미늄 합금재와 그 접합방법 및 상기 알루미늄 합금재를 이용한 알루미늄 접합체를 제안하는 것이다. 특히 본 발명은, 열교환기용의 핀재 등, 판 두께가 얇은 재료에 이용하는 경우에 적당하다.

본 발명자들은, 상기 과제를 해결하기 위해 예의 검토한 결과, MONOBRAZE법에 이용하는 알루미늄 합금재를 개량함으로써, 접합 가열시에 고상선 온도 이상으로 가열되어, 반용융 상태로 됨에도 불구하고, 접합 가열 중의 내변형성이 우수한 알루미늄 합금재를 얻는 것을 찾아내어, 본 발명을 완성하기에 이르렀다.

즉, 본 발명에 따른 알루미늄 합금재는, Si：1.0∼5.0mass%, Fe：0.01∼2.0mass%를 함유하고, 잔부 Al 및 불가피적 불순물로 이루어지는 알루미늄 합금으로 이루어지며, 0.01∼0.5㎛의 원상당 지름(equivalent circular diameter)을 가지는 Al계 금속간화합물이 10∼1×10⁴개/㎛³ 존재하고, 5.0∼10㎛의 원상당 지름을 가지는 Si계 금속간화합물이 200개/㎟ 이하 존재하는 것을 특징으로 하는 단층으로 가열 접합 기능을 가지는 알루미늄 합금재로 했다.

상기 알루미늄 합금에 포함되는 고용 Si량은, 0.7% 이하인 것으로 한다.

상기 알루미늄 합금은, Mg：0.05∼2.0mass%, Cu：0.05∼1.5mass% 및 Mn：0.05∼2.0mass%로부터 선택되는 1종 또는 2종 이상을 더 함유하는 것으로 하면 좋다.

상기 알루미늄 합금은, Zn：6.0mass% 이하, In：0.3mass% 이하 및 Sn：0.3mass% 이하로부터 선택되는 1종 또는 2종 이상을 더 함유하는 것으로 하면 좋다.

상기 알루미늄 합금은, Ti：0.3mass% 이하, V：0.3mass% 이하, Cr：0.3mass% 이하, Ni：2.0mass% 이하 및 Zr：0.3mass% 이하로부터 선택되는 1종 또는 2종 이상을 더 함유하는 것으로 하면 좋다.

상기 알루미늄 합금은, Be：0.1mass% 이하, Sr：0.1mass% 이하, Bi：0.1mass% 이하, Na：0.1mass% 이하 및 Ca：0.05mass% 이하로부터 선택되는 1종 또는 2종 이상을 더 함유하는 것으로 하면 좋다.

상기 알루미늄 합금은, 가열 접합 전에 있어서의 인장강도가 80∼250MPa인 것으로 한다.

본 발명은, 또, 상기 단층으로 가열 접합 기능을 가지는 알루미늄 합금재의 제조방법으로서, 상기 알루미늄 합금재용의 알루미늄 합금을 쌍롤식 연속주조 압연하는 주조 공정과, 압연판을 냉간압연하는 2회 이상의 냉간압연 공정과, 냉간압연 공정 중에 있어서 압연판을 1회 이상 소둔하는 소둔공정을 포함하고, 모든 소둔공정에 있어서의 소둔조건이 250∼550℃의 온도로 1∼10시간이며, 최종 냉간압연 단계에 있어서의 압하율이 50% 이하인, 것을 특징으로 하는 단층으로 가열 접합 기능을 가지는 알루미늄 합금재의 제조방법을 포함한다.

상기 주조 공정의 쌍롤식 연속주조 압연에 있어서는, 압연판의 알루미늄 및 산화 알루미늄을 주성분으로 하는 두께 1∼500㎛의 피막이, 쌍롤 표면에 부착한 상태로 압연되며, 압연판 폭 1㎜당의 압연 하중이 500∼5000N인 것으로 한다.

본 발명은, 또한, 2 이상의 알루미늄 부재를 가열 접합함으로써 제조되며, 상기 2 이상의 알루미늄 부재의 적어도 하나에 상기 알루미늄 합금재를 이용한 것을 특징으로 하는 알루미늄 접합체를 포함한다.

상기 가열 접합 후에 있어서, 상기 2 이상의 부재의 적어도 하나에 이용한 상기 알루미늄 합금재의 금속 조직에 있어서의 결정립경을 100㎛ 이상인 것으로 한다.

본 발명에 따른 알루미늄 합금재는, 브레이징법 등의 종래의 접합방법과는 달리 단층으로 가열 접합 기능을 가지는 것이며, 단층의 상태로 각종 피접합 부재와 접합할 수 있다. 그리고, 접합 가열시에 반용융 상태가 됨에도 불구하고, 내변형성이 우수한 알루미늄재이다. 이것에 의해, 접합체의 제조에 있어서의 비용 절감의 요구에 답할 수 있다. 예를 들면, 열교환기용 핀재와 같이 판 두께가 상당히 얇은 재료로서 유용하다. 또, 보다 고정밀의 접합성이나 치수 제도가 요구되는 제품에도 적용이 가능해진다. 또한, 종래의 접합방법에서는 불가능했던 형상을 가지는 접합체의 제조나, 부재의 슬림화를 가능하게 한다.

도 1은, 쌍롤식 연속주조 압연법에 있어서, 주입된 알루미늄 용탕의 냉각속도를 설명하기 위한 설명도이다.
도 2는, 쌍롤식 연속주조 압연법에 있어서, 주입된 알루미늄 용탕의 냉각속도를 설명하기 위한 설명도이다.
도 3은, 제1∼ 제3 실시형태에서 이용된 3단 적층 테스트 피스(미니 코어)의 외관도이다.

1. 단층으로 가열 접합 기능을 가지는 알루미늄 합금재

이하, 본 발명에 대하여 구체적으로 설명한다. 우선, 본 발명에 따른, 단층으로 가열 접합 기능을 가지는 알루미늄 합금재에 대하여 설명한다. 이 알루미늄 합금재는, 필수 원소로서 Si농도：1.0∼5.0mass%(이하, 단순히 「%」로 기재함) 및 Fe：0.01∼2.0%를 함유하고, 잔부 Al 및 불가피적 불순물로 이루어지는 Al-Si-Fe계의 알루미늄 합금을 기본 조성으로 하며, 그 금속 조직에 있어서, 0.01∼0.5㎛의 원상당 지름을 가지는 Al계 금속간화합물이 존재하는 것이다. 이하에, 이들의 특징에 대하여 설명한다.

1-1.필수 원소에 대하여

1-1-1. Si농도에 대하여

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

1-1-2. Fe농도에 대하여

Fe농도에 대하여, Fe는 매트릭스에 약간 고용하여 강도를 향상시키는 효과를 가지는 것에 더하여, 정출물이나 석출물로서 분산하여 특히 고온에서의 강도 저하를 방지하는 효과를 가진다. Fe는, 그 첨가량이 0.01% 미만의 경우, 상기 효과가 작을 뿐만 아니라, 고순도의 지금(地金)을 사용할 필요가 있어 비용이 증가한다. 또, 2.0%를 초과하면, 주조시에 조대한 금속간화합물이 생성되어, 제조성에 문제가 생긴다. 또, 본 접합체가 부식 환경(특히 액체가 유동하는 부식 환경)에 노출된 경우에는 내식성이 저하한다. 또한, 접합시의 가열에 의하여 재결정한 결정립이 미세화하여 입계 밀도가 증가하기 때문에, 접합 전후로 치수 변화가 커진다. 따라서, Fe의 첨가량은 0.01%∼2.0%로 한다. 바람직한 Fe의 첨가량은, 0.2%∼1.0%이다.

1-2. Al계 금속간화합물에 대하여

다음으로, 본 발명에 따른 알루미늄 합금재의 금속 조직에 있어서의 특징에 대하여 설명한다. 본 발명에 따른 알루미늄 합금재는, MONOBRAZE법에 의한 접합 가열시에 고상선 온도 이상으로 가열된다. 이때, 알루미늄 합금재는 주로 입계 슬라이딩에 의하여 변형된다. 그래서, 금속 조직으로서는, (1) 접합 가열시에 결정립이 조대하게 되는 것이 바람직하다. (2) 또, 입계에 액상이 생성되면 입계 슬라이딩에 의한 변형이 일어나기 쉬워지기 때문에, 입계에서의 액상 생성이 억제되는 것이 바람직하다. 본 발명에서는, 가열 후의 결정립이 조대하게 되어, 입계에서의 액상 생성이 억제되는 금속 조직을 규정한다.

즉, 본 발명에 따른, 단층으로 가열 접합 기능을 가지는 알루미늄 합금재에서는, 원상당 지름 0.01∼0.5㎛의 Al계 금속간화합물이 분산 입자로서 존재한다. 이 Al계 금속간화합물은, Al-Fe계, Al-Fe-Si계, Al-Mn-Si계, Al-Fe-Mn계, Al-Fe-Mn-Si계 화합물 등, Al과 첨가 원소에 의하여 생성되는 금속간화합물이다. 0.01∼0.5㎛의 원상당 지름을 가지는 Al계 금속간화합물은, 가열시에 재결정핵으로는 되지 않고, 결정입계의 성장을 억제하는 핀 멈춤 입자로서 작용한다. 또, 액상이 생성하는 핵으로 되어, 입자 내의 고용 Si를 모으는 기능을 가진다. 본 발명에 따른 알루미늄 합금재는, 원상당 지름 0.01∼0.5㎛의 Al계 금속간화합물을 가지기 때문에, 가열시에 재결정핵이 무수히 성장하는 것이 억제되며, 한정된 재결정핵만이 성장하므로, 가열 후의 결정립이 조대하게 된다. 또, 입자 내의 고용 Si를 모음으로써, 상대적으로 입계에서의 액상 생성을 억제한다.

1-2-1. Al계 금속간화합물의 체적밀도에 대하여

상기 Al계 금속간화합물의 효과는, Al계 금속간화합물의 체적밀도가 적절한 범위인 것으로 보다 확실히 발휘된다. 구체적으로는, 재료 중의 임의 부분에 있어서 10∼1×10⁴개/㎛³의 체적밀도로 존재한다. 체적밀도가 10개/㎛³미만의 경우에는, 핀 멈춤 효과가 너무 작기 때문에, 성장할 수 있는 재결정립이 많아져, 조대한 결정립이 형성되기 어려워진다. 또, 액상 생성의 핵이 적어지기 때문에, 입자 내의 고용 Si를 모으는 작용이 충분히 발휘되지 않고, 입자 내의 고용 Si가 입계에서 생성한 액상의 성장에 기여하는 비율이 증가하여, 내변형성이 저하한다. 한편, 체적밀도가 1×10⁴개/㎛³를 초과하는 경우에는, 핀 멈춤 효과가 너무 크기 때문에, 모든 재결정립의 성장이 억제되어 조대한 결정립이 형성되기 어려워진다. 또, 액상 생성의 핵이 너무 많기 때문에, 직접 입계에 접해 버리는 액상이 증가하여, 입계의 액상이 보다 성장해 버린다. 적절한 강도의 핀 멈춤 효과에 의해, 한정된 결정립만이 성장하여, 결정립이 조대화되기 때문에, 및 적절한 액상 생성의 핵을 형성하고, 입자 내의 고용 Si를 모아 입계에서의 액상 생성을 억제하기 위해서는, 상기 체적밀도의 범위 내로 한다. 한편, 이 체적밀도는, 바람직하게는 50∼5×10³개/㎛³이며, 보다 바람직하게는 100∼1×10³개/㎛³이다.

1-2-2. Al계 금속간화합물의 원상당 지름에 대하여

원상당 지름 0.01㎛ 미만의 Al계 금속간화합물은, 실질적으로 측정이 곤란하기 때문에 대상 외로 한다. 또, 원상당 지름 0.5㎛를 초과하는 Al계 금속간화합물은 존재하지만, 핀 멈춤 입자로서는 거의 유효하게 작용하지 않기 때문에, 본 발명에 따른 효과에 영향은 작아 규정의 대상 외로 한다. 또, 원상당 지름 0.5㎛를 초과하는 Al계 금속간화합물은 액상 생성의 핵으로서는 작용할 수 있다. 그렇지만, 입자 내의 고용 Si를 모으는 효과는 화합물 표면으로부터의 거리로 정해지기 때문에, 원상당 지름 0.5㎛를 초과하는 Al계 금속간화합물에서는, 상기 화합물의 체적당에 있어서의 고용 Si 수집 효과가 작아지는 것부터도 대상 외로 한다.

한편, Al계 금속간화합물의 원상당 지름은, 전해 연마에 의해 얇은 두께로 가공한 샘플을 TEM 관찰함으로써 결정할 수 있다. 여기서, 원상당 지름이란 원상당 직경을 말한다. TEM 관찰 화상을 SEM 관찰 화상과 마찬가지로 2차원 상(像)으로 하여 화상 해석함으로써 접합 전의 원상당 지름을 구하는 것이 바람직하다. 또, 체적밀도를 산출하기 위해서는, TEM 관찰한 각 시야에 있어서 EELS법 등을 이용하여 샘플의 막 두께도 측정한다. TEM 관찰상을 2차원 상으로 하여 화상 해석한 후, 2차원 상의 측정 면적에 EELS법으로 측정한 막 두께를 곱함으로써 측정 체적을 구하고, 체적밀도를 산출한다. 샘플의 막 두께가 너무 두꺼우면, 전자의 투과 방향으로 중복하는 입자수가 증가하여 정확한 측정이 곤란하게 되므로, 막 두께 50㎚∼200㎚의 범위가 되는 부분을 관찰하는 것이 바람직하다. 또, Si계 금속간화합물과 Al계 금속간화합물은, EDS 등으로 원소 분석함으로써 정확하게 구별할 수 있다.

이상 설명한, Si, Fe농도 범위 및 금속 조직에 특징을 가지는 본 발명에 따른, 단층으로 가열 접합 기능을 가지는 알루미늄 합금재는, 접합 가열시에 그 자체가 반용융 상태로 되어 액상을 공급함으로써 접합을 가능하게 함과 함께, 내변형성에도 우수하다.

1-3. Si계 금속간화합물에 대하여

본 발명에 따른 알루미늄 합금재에서는, 상기 Al계 금속간화합물에 관한 규정에 더하여, Si계 금속간화합물에 관해서도 규정한다. 본 발명에 따른 알루미늄 합금재에서는, 5.0∼10㎛의 원상당 지름을 가지는 Si계 금속간화합물이, 재료 중의 단면에 있어서 200개/㎟ 이하 존재한다. 여기서, Si계 금속간화합물이란, (1) 단체(單體) Si, 및 (2) 단체 Si의 일부에 Ca나 P 등의 원소를 포함하는 것이다. 한편, 재료 중의 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.

1-3-1. Si계 금속간화합물의 면밀도에 대하여

여기서, 5.0㎛∼10㎛의 원상당 지름을 가지는 Si계 금속간화합물은, 가열시에 재결정의 핵이 된다. 그 때문에, Si계 금속간화합물의 면밀도가 200개/㎟를 초과하면, 재결정핵이 많기 때문에 결정립이 미세하게 되어, 접합 가열 중의 내변형성이 저하한다. Si계 금속간화합물의 면밀도가 200개/㎟ 이하이면, 재결정핵의 수가 적기 때문에 특정의 결정립만이 성장하고, 조대한 결정립을 얻을 수 있어, 접합 가열 중의 내변형성이 향상된다. 상기 면밀도는, 바람직하게는 20개/㎟ 이하이다. 한편, 5.0㎛∼10㎛의 원상당 지름을 가지는 Si계 금속간화합물이 적을수록 내변형성이 향상되기 때문에, 상기 면밀도가 0개/㎟가 가장 바람직하다.

1-3-2. Si계 금속간화합물의 원상당 지름에 대하여

한편, Si계 금속간화합물의 원상당 지름을 5.0㎛∼10㎛로 한정하는 것은, 이하의 이유에 의한다. 원상당 지름이 5.0㎛ 미만의 Si계 금속간화합물은 존재하지만, 재결정의 핵으로서는 작용하기 어렵기 때문에 대상으로부터 제외했다. 또, 원상당 지름이 10㎛를 초과하는 Si계 금속간화합물은, 제조시에 균열의 원인이 되어 제조가 곤란해진다. 따라서, 이와 같이 큰 원상당 지름을 가지는 Si계 금속간화합물은 알루미늄 합금중에 존재시키지 않기 때문에, 이것도 대상으로부터 제외했다.

한편, Si계 금속간화합물의 원상당 지름은, 단면의 SEM 관찰(반사 전자상 관찰)을 행함으로써 결정할 수 있다. 여기서, 원상당 지름이란 원상당 직경을 말한다. SEM 사진을 화상 해석함으로써, 접합 전의 분산 입자의 원상당 지름을 구하는 것이 바람직하다. 화상 해석 결과와 측정 면적으로부터 면밀도를 산출할 수 있다. 또, Si계 금속간화합물과 Al계 금속간화합물은, SEM-반사 전자상 관찰에서, 콘트라스트의 농담으로 구별할 수도 있다. 또, 분산 입자의 금속종은, EPMA(X선 마이크로 애널라이저) 등으로 보다 정확하게 특정할 수 있다.

1-4. Si 고용량에 대하여

또, 본 발명에 따른 알루미늄 합금재에서는, 상기 Al계 금속간화합물 및 Si계 금속간화합물의 규정에 더하여, Si 고용량이 규정된다. 본 발명에 따른 알루미늄 합금재는, MONOBRAZE법에 의한 접합 전에 있어서, Si 고용량이 0.7% 이하인 것이 바람직하다. 한편, 이 Si 고용량은, 20∼30℃의 실온에서의 측정치이다. 상술한 바와 같이 고용 Si는 가열 중에 고상 확산하여, 주위의 액상의 성장에 기여한다. 고용 Si량이 0.7% 이하이면, 고용 Si의 확산에 의하여 입계에 생성되는 액상 양이 적게 되어, 가열 중의 변형을 억제할 수 있다. 한편, 고용 Si량이 0.7%를 초과하면, 입계에 생성된 액상에 들어가는 Si가 증가한다. 그 결과, 입계에 생성되는 액상 양이 증가하여, 변형이 일어나기 쉬워진다. 보다 바람직한 고용 Si량은, 0.6% 이하이다. 한편, 고용 Si량의 하한치는 특히 한정되지 않지만, 알루미늄 합금의 Si함유량 및 제조방법에 따라 스스로 정해지며, 본 발명에서는 0%이다.

1-5. 제1의 선택적 첨가 원소에 대하여

상술한 바와 같이, 본 발명에 따른, 단층으로 가열 접합 기능을 가지는 알루미늄 합금재는, 접합 가열 중의 내변형성의 향상을 위해서, 필수 원소로서 소정량의 Si 및 Fe를 함유한다. 그리고, 강도를 더 향상시키기 위해서, 필수 원소인 Si 및 Fe에 더하여, 소정량의 Mn, Mg 및 Cu로부터 선택되는 1종 또는 2종 이상이 제1의 선택적 첨가 원소로서 더 첨가된다. 한편, 이러한 제 1의 선택적 첨가 원소를 함유하는 경우에 있어서도, Al계 금속간화합물의 체적밀도 및 Si계 금속간화합물의 면밀도에 대해서는, 상기한 바와 같이 규정된다.

1-5-1. Mn에 대하여

Mn은, Si나 Fe와 함께 Al-Mn-Si계, Al-Mn-Fe-Si계, Al-Mn-Fe계의 금속간화합물을 형성하고, 분산 강화로서 작용하며, 혹은, 알루미늄 모상 중에 고용하여 고용강화에 의해 강도를 향상시키는 중요한 첨가 원소이다. Mn 첨가량이 2.0%를 초과하면, 조대 금속간화합물이 형성되기 쉬워져 내식성을 저하시킨다. 한편, Mn 첨가량이 0.05% 미만에서는, 상기 효과가 불충분하게 된다. 따라서, Mn 첨가량은 0.05∼2.0% 이하로 한다. 바람직한 Mn 첨가량은, 0.1%∼1.5%이다.

1-5-2. Mg에 대하여

Mg는, 접합 가열 후에 있어서 Mg₂Si에 의한 시효경화가 생기고, 이 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 저하된다. 한편, Mg 첨가량이 0.05% 미만에서는, 상기 효과가 불충분하게 된다. 따라서, Mg 첨가량은 0.05∼2.0%로 한다. 바람직한 Mg 첨가량은, 0.1%∼1.5%이다.

1-5-3. Cu에 대하여

Cu는, 매트릭스 중에 고용하여 강도 향상시키는 첨가 원소이다. Cu 첨가량이, 1.5%를 초과하면 내식성이 저하된다. 한편, Cu 첨가량이 0.05% 미만에서는, 상기 효과가 불충분하게 된다. 따라서, Cu의 첨가량은 0.05∼1.5%로 한다. 바람직한 Cu 첨가량은, 0.1%∼1.0%이다.

1-6. 제2의 선택적 첨가 원소에 대하여

본 발명에 있어서는, 내식성을 더욱 향상시키기 위해서, 상기 필수 원소 및/또는 제1의 선택적 첨가 원소에 더하여, 소정량의 Zn, In 및 Sn로부터 선택되는 1종 또는 2종 이상이 제2의 선택적 첨가 원소로서 더 첨가된다. 한편, 이러한 제2의 선택적 첨가 원소를 함유하는 경우에 있어서도, Al계 금속간화합물의 체적밀도 및 Si계 금속간화합물의 면밀도에 대해서는, 상기한 바와 같이 규정된다.

1-6-1. Zn에 대하여

Zn의 첨가는, 희생방식 작용에 의한 내식성 향상에 유효하다. Zn은 매트릭스 중에 거의 균일하게 고용하고 있지만, 액상이 생기면 액상 중에 녹기 시작하여 액상의 Zn이 농화한다. 액상이 표면에 베어 나오면, 배어 나온 부분에 있어서의 Zn농도가 상승하기 때문에, 희생 양극 작용에 의하여 내식성이 향상된다. 또, 본 발명의 알루미늄 합금재를 열교환기에 응용하는 경우, 본 발명의 알루미늄 합금재를 핀에 이용함으로써, 튜브 등을 방식하는 희생방식 작용을 작용시킬 수 있다. Zn 첨가량이 6.0%를 초과하면 부식 속도가 빨라져 자기내식성이 저하된다. 따라서, Zn 첨가량은, 6.0% 이하로 한다. 바람직한 Zn 첨가량은, 0.05%∼6.0%이다.

1-6-2. Sn, In에 대하여

Sn과 In은, 희생 양극 작용을 발휘하는 효과를 가져온다. 각각의 첨가량이 0.3%를 초과하면 부식 속도가 빨라져 자기내식성이 저하된다. 따라서, Sn과 In의 첨가량은 각각 0.3% 이하로 한다. 바람직한 Sn과 In의 첨가량은 각각 0.05%∼0.3%이다.

1-7. 제3의 선택적 첨가 원소에 대하여

본 발명에 있어서는, 강도나 내식성을 더욱 향상시키기 위해서, 상기 필수 원소, 제1의 선택적 첨가 원소 및 제2의 선택적 첨가 원소 중 적어도 어느 하나에 더하여, 소정량의 Ti, V, Cr, Ni 및 Zr로부터 선택되는 1종 또는 2종 이상이 제3의 선택적 첨가 원소로서 더 첨가된다. 한편, 이러한 제3의 선택적 첨가 원소를 함유하는 경우에 있어서도, Al계 금속간화합물의 체적밀도 및 Si계 금속간화합물의 면밀도에 대해서는, 상기한 바와 같이 규정된다.

1-7-1. Ti, V에 대하여

Ti 및 V는, 매트릭스 중에 고용하여 강도 향상시키는 것 외에, 층상으로 분포하여 판 두께 방향의 부식의 진전을 막는 효과가 있다. 각각의 첨가량이 0.3%를 초과하면 조대 정출물이 발생하여, 성형성, 내식성을 저해한다. 따라서, Ti 및 V의 첨가량은 각각 0.3% 이하로 한다. 바람직한 Ti 및 V의 첨가량은 각각 0.05%∼0.3%이다.

1-7-2. Cr에 대하여

Cr은, 고용강화에 의해 강도를 향상시키고, 또 Al-Cr계의 금속간화합물의 석출에 의해, 가열 후의 결정립 조대화에 작용한다. 첨가량이 0.3%를 초과하면 조대한 금속간화합물을 형성하기 쉬워져, 소성가공성을 저하시킨다. 따라서, Cr의 첨가량은 0.3% 이하로 한다. 바람직한 Cr의 첨가량은 0.05%∼0.3%이다.

1-7-3. Ni에 대하여

Ni는, 금속간화합물로서 정출 또는 석출하고, 분산 강화에 의하여 접합 후의 강도를 향상시키는 효과를 발휘한다. Ni의 첨가량은, 2.0% 이하의 범위로 하고, 바람직하게는 0.05%∼2.0%의 범위이다. Ni의 함유량이 2.0%를 초과하면, 조대한 금속간화합물을 형성하기 쉬워져, 가공성을 저하시켜 자기내식성도 저하한다.

1-7-4. Zr에 대하여

Zr은 Al-Zr계의 금속간화합물로서 석출하고, 분산 강화에 의하여 접합 후의 강도를 향상시키는 효과를 발휘한다. 또, Al-Zr계의 금속간화합물은 가열 중의 결정립 조대화에 작용한다. 첨가량이 0.3%를 초과하면 조대한 금속간화합물을 형성하기 쉬워져, 소성가공성을 저하시킨다. 따라서, Zr의 첨가량은 0.3% 이하로 한다. 바람직한 Zr의 첨가량은, 0.05%∼0.3%이다.

1-8. 제4의 선택적 첨가 원소에 대하여

본 발명에 따른 알루미늄 합금재에서는, 액상의 특성 개선을 도모함으로써 접합성을 더욱 양호하게 하기 때문에, 상기 필수 원소 및 제1∼3의 선택적 첨가 원소 중 적어도 어느 하나에 더하여, 소정량의 Be, Sr, Bi, Na 및 Ca로부터 선택되는 1종 또는 2종 이상을 제4의 선택적 첨가 원소로서 더 첨가해도 좋다. 한편, 이러한 제4의 선택적 첨가 원소를 함유하는 경우에 있어서도, Al계 금속간화합물의 체적밀도 및 Si계 금속간화합물의 면밀도에 대해서는, 상기한 바와 같이 규정된다.

이러한 원소로서는, Be：0.1% 이하, Sr：0.1% 이하, Bi：0.1% 이하, Na：0.1% 이하 및 Ca：0.05% 이하의 1종 또는 2종 이상이 필요에 따라서 첨가된다. 한편, 이들 각 원소의 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% 이하이다. 이들의 미량 원소는 Si입자의 미세 분산, 액상의 유동성 향상 등에 의하여 접합성을 개선할 수 있다. 이들의 미량 원소는, 상기 바람직한 규정 범위 미만에서는, Si입자의 미세 분산이나 액상의 유동성 향상 등의 효과가 불충분하게 되는 경우가 있다. 또, 상기 바람직한 규정 범위를 초과하면 내식성 저하 등의 폐해를 일으킨다.

1-9. Si, Fe, Mn의 함유량의 관계

그런데, Fe 및 Mn은 모두, Si와 함께 Al-Fe-Mn-Si계의 금속간화합물을 형성한다. Al-Fe-Mn-Si계 금속간화합물을 생성하는 Si는 액상의 생성에의 기여가 작기 때문에, 접합성이 저하하게 된다. 그 때문에, 본 발명에 따른 알루미늄 합금재에서 Fe 및 Mn을 첨가하는 경우에는, Si, Fe, Mn의 함유량에 대하여 유의하는 것이 바람직하다. 구체적으로는, Si, Fe, Mn의 함유량(mass%)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.

1-10. 재료의 고상선과 액상선에 대하여

한편, 본 발명의 액상을 생성하는 알루미늄 합금재는, 고상선 온도와 액상선 온도의 차이가 10℃ 이상인 것이 바람직하다. 고상선 온도를 초과하면 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 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 액상 양으로 제어하는 것이 용이하게 된다. 따라서, 고상선 온도와 액상선 온도의 차이의 상한은, 특히 한정되는 것은 아니다.

1-11. MONOBRAZE법에 의한 접합 전에 있어서의 인장강도

또, 본 발명에 따른 알루미늄 합금재는, MONOBRAZE법에 의한 접합 전의 인장강도가 80∼250MPa인 것이 바람직하다. 이 인장강도가 80MPa 미만이면, 제품의 형상으로 성형하기 위해서 필요한 강도가 부족하여, 성형할 수 없다. 이 인장강도가 250MPa를 초과하면, 성형한 후의 형상 유지성이 나빠, 접합체로서 조립했을 때에 다른 부재와의 사이에 간극이 생겨 접합성이 악화된다. 한편, MONOBRAZE법에 의한 접합 전의 인장강도는, 20∼30℃의 실온에서의 측정치를 말한다. 또, MONOBRAZE법에 의한 접합 전의 인장강도(T0)와 접합 후의 인장강도(T)의 비(T/T0)가, 0.6∼1.1의 범위인 것이 바람직하다. (T/T0)가 0.6 미만의 경우에는, 재료의 강도가 부족하고, 구조체로서의 기능이 손상되는 경우가 있고, 1.1을 초과하면 입계에서의 석출이 과잉으로 되어 입계 부식이 일어나기 쉬워지는 경우가 있다.

2. 단층으로 가열 접합 기능을 가지는 알루미늄 합금재의 제조방법

다음으로, 본 발명에 따른, 단층으로 가열 접합 기능을 가지는 알루미늄 합금재의 제조방법에 대하여 설명한다. 본 발명에 따른 알루미늄 합금재는, 연속주조법을 이용하여 제조된다. 연속주조법에서는, 응고시의 냉각속도가 빠르기 때문에, 조대한 정출물이 형성되기 어려워, 원상당 지름 5.0㎛∼10㎛의 Si계 금속간화합물의 형성이 억제된다. 그 결과, 재결정핵의 수를 줄일 수 있기 때문에 특정 결정립만이 성장하여, 조대한 결정립을 얻을 수 있다. 또, Mn, Fe 등의 고용량이 커지기 때문에, 그 후의 가공 공정에서 원상당 지름 0.01㎛∼0.5㎛의 Al계 금속간화합물의 형성이 촉진된다. 이와 같이, 적절한 강도의 핀 멈춤 효과와, 입자 내의 고용 Si를 모으는 효과를 얻을 수 있는 원상당 지름 0.01㎛∼0.5㎛의 Al계 금속간화합물이 형성됨으로써, 한정된 결정립만이 성장하여, 조대한 결정립을 얻을 수 있고, 또 입계에서의 액상 생성이 억제되어, 내변형성이 향상된다.

또, 연속주조법에서는, 원상당 지름 0.01㎛∼0.5㎛의 Al계 금속간화합물의 형성에 의해, 매트릭스 중의 고용 Si량이 저하한다. 그 결과, 접합 가열 중의 입계에 공급되는 고용 Si량이 더욱 감소하여, 입계에서의 액상 생성이 억제되어, 내변형성이 향상된다.

연속주조법으로서는, 쌍롤식 연속주조 압연법이나 쌍벨트식 연속주조법 등의 연속적으로 판 형상 주괴를 주조하는 방법이면 특히 한정되는 것은 아니다. 쌍롤식 연속주조 압연법이란, 내화물제의 급탕 노즐로부터 한 쌍의 수냉 롤 사이에 알루미늄 용탕을 공급하여, 박판을 연속적으로 주조 압연하는 방법이며, 헌터법이나 3C법 등이 알려져 있다. 또, 쌍벨트식 연속주조법은, 상하로 대치하여 수냉되어 있는 회전 벨트 사이에 용탕을 주탕하여 벨트면으로부터의 냉각으로 용탕을 응고시켜 슬라브로 하고, 벨트의 주탕 반대측에서 상기 슬라브를 연속하여 꺼내어 코일 형상으로 감는 연속주조 방법이다.

쌍롤식 연속주조 압연법에서는, 주조시의 냉각속도가 반(半)연속주조법에 비해 수배∼수 백배 빠르다. 예를 들면, 반연속주조법의 경우의 냉각속도가 0.5∼20℃／초인데 대해, 쌍롤식 연속주조 압연법의 경우의 냉각속도는 100∼1000℃／초 이다. 그 때문에, 주조시에 생성되는 분산 입자가, 반연속주조법에 비해 미세하고 고밀도로 분포하는 특징을 가진다. 이것에 의해 조대한 정출물의 발생이 억제되기 때문에, 접합 가열 중의 결정립이 조대화된다. 또, 냉각속도가 빠르기 때문에, 첨가 원소의 고용량을 증가시킬 수 있다. 이것에 의해, 그 후의 열처리에 의하여 미세한 석출물이 형성되고, 접합 가열 중의 결정립 조대화에 기여할 수 있다. 본 발명에 있어서는, 쌍롤식 연속주조 압연법의 경우의 냉각속도를 100∼1000℃／초로 하는 것이 바람직하다. 100℃／초 미만에서는 목적의 금속 조직을 얻는 것이 곤란해져, 1000℃／초를 초과하면 안정된 제조가 곤란해진다.

쌍롤식 연속주조 압연법으로 주조할 때의 압연판의 속도는 0.5∼3m/분이 바람직하다. 주조 속도는, 냉각속도에 영향을 미친다. 주조 속도가 0.5m/분 미만의 경우는, 상기와 같은 충분한 냉각속도를 얻을 수 없어 화합물이 조대하게 된다. 또, 3m/분을 초과하는 경우는, 주조시에 롤 사이에서 알루미늄재가 충분히 응고되지 않아, 정상적인 판 형상 주괴를 얻을 수 없다.

쌍롤식 연속주조 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 조대한 금속간화합물의 분산 입자가 생성되고, 그들이 주괴에 혼입함으로써 냉간압연시의 판 균열의 원인으로 된다. 용탕 온도가 800℃를 초과하면, 주조시에 롤 사이에서 알루미늄재가 충분히 응고되지 않아, 정상적인 판 형상 주괴를 얻을 수 없다. 보다 바람직한 용탕 온도는 680∼750℃이다.

쌍롤식 연속주조 압연법으로 주조하는 판 형상 주괴의 판 두께는 2㎜∼10㎜가 바람직하다. 이 두께 범위에 있어서는, 판 두께 중앙부의 응고 속도도 빨라, 균일 조직인 조직을 얻기 쉽다. 판 두께가 2㎜ 미만이면, 단위시간당에 주조기를 통과하는 알루미늄량이 적어, 안정하게 용탕을 판 폭 방향으로 공급하는 것이 곤란하게 된다. 한편, 판 두께가 10㎜를 초과하면, 롤에 의한 감기가 곤란하게 된다. 보다 바람직한 판 형상 주괴의 판 두께는, 4㎜∼8㎜이다.

쌍롤식 연속주조 압연법으로 주조된 판 형상 주괴를 최종 판 두께로 냉간압연하는 공정 중에 있어서, 250∼550℃에서 1∼10시간의 범위에서 소둔을 행한다. 이 소둔은 주조 후의 제조공정에 있어서, 최종 냉간압연을 제외한 어느 공정에서 행해도 좋고, 1회 이상 행할 필요가 있다. 한편, 소둔의 회수의 상한은 바람직하게는 3회, 보다 바람직하게는 2회이다. 이 소둔은, 재료를 연화시켜 최종 압연으로 원하는 재료 강도를 얻기 쉽게 하기 위해서 행해지며, 이 소둔에 의해 재료 중의 금속간화합물의 사이즈 및 밀도, 첨가 원소의 고용량을 최적으로 조정할 수 있다. 소둔온도가 250℃ 미만에서는, 재료의 연화가 불충분하기 때문에, 브레이징 가열 전의 TS가 높아진다. 브레이징 가열 전의 TS가 높으면, 성형성이 뒤떨어지기 때문에 코어 치수가 악화되어, 결과적으로 내구성이 저하한다. 한편, 550℃를 초과한 온도로 소둔을 행하면, 제조공정 중의 재료에의 입열량이 너무 많아지기 때문에, 금속간화합물이 조대하고 성기게 분포하게 된다. 조대하고 성기게 분포된 금속간화합물은, 고용원소를 받아들이기 어려워, 재료 중의 고용량이 저하하기 어렵다. 또, 1시간 미만의 소둔온도에서는 상기 효과가 충분하지 않고, 10시간을 초과한 소둔시간에서는 상기 효과가 포화하고 있기 때문에 경제적으로 불리하게 된다.

또, 조질은 O재라도 좋고 H재라도 좋다. H1n재 또는 H2n재로 하는 경우는, 최종 냉간압연율이 중요하다. 최종 냉간압연율은 50% 이하이고, 바람직한 최종 냉간압연율은 5%∼50%이다. 최종 냉간압연율이 50%를 초과하면, 가열시에 재결정핵이 다수 발생하며, 접합 가열 후의 결정립경이 미세하게 된다. 한편, 최종 냉간압연율이 5% 미만에서는, 제조가 실질상 곤란해지는 경우가 있다.

2-1. 쌍롤식 연속주조 압연법에 있어서의 금속간화합물 밀도의 제어

상술한 쌍롤식 연속주조 압연법과 그 후의 제조공정에 의해, 반연속주조에 비해 분산 입자를 미세하게 하는 것이 가능하다. 그렇지만, 본 발명에 따른 알루미늄 합금재의 금속 조직을 얻기 위해서는, 응고시의 냉각속도를 보다 정밀하게 제어하는 것이 중요하게 된다. 본 발명자들은, 상기 냉각속도의 제어가, 알루미늄 코팅 두께의 제어 및 압연 하중에 의한 용탕 내 섬프(sump) 제어에 의하여 가능한 것을 찾아냈다.

2-1-1. 알루미늄 코팅 두께의 제어

알루미늄 코팅이란, 알루미늄 및 산화 알루미늄을 주성분으로 하는 피막이다. 주조중에 롤 표면에 형성되는 알루미늄 코팅은, 롤 표면과 용탕의 젖음을 좋게 하고, 롤 표면과 용탕 사이의 열전달을 향상시킨다. 알루미늄 코팅을 형성하기 위해서는, 680∼740℃의 알루미늄 용탕을 500 N/㎜ 이상의 압연 하중에서 쌍롤식 연속주조 압연을 실시해도 좋고, 혹은, 쌍롤식 연속주조 압연 개시 전에 300℃ 이상으로 가열한 전신재용(展伸材用) 알루미늄 합금판을 압하율 20% 이상에서 2회 이상 압연시켜도 좋다. 알루미늄 코팅 형성에 사용하는 알루미늄 용탕 또는 알루미늄 합금판은, 첨가 원소가 적은 1000계 합금이 특히 바람직하지만, 그 외의 알루미늄 합금계를 이용해도 코팅 형성은 가능하다. 주조중, 알루미늄 코팅 두께는 항상 증가하기 때문에, 질화 붕소, 또는 탄소계 이형제(그라파이트 스프레이, 혹은 그을음)를 롤 표면에 10㎍/㎠로 도포하여, 알루미늄 코팅의 형성을 한층 더 억제한다. 또, 브러쉬 롤 등으로 물리적으로 제거하는 것도 가능하다.

알루미늄 코팅 두께는 1∼500㎛로 하는 것이 바람직하다. 이것에 의해, 용탕의 냉각속도가 최적으로 조정되고, 접합 가열시의 내변형성이 우수한 금속간화합물 밀도와 Si 고용량을 가지는 알루미늄 합금을 주조하는 것이 가능해진다. 알루미늄 코팅 두께가 1㎛ 미만에서는, 롤 표면과 용탕의 젖음성이 나쁘기 때문에, 롤 표면과 용탕의 접촉 면적이 작아진다. 이것에 의해, 롤 표면과 용탕의 열전달성이 악화되어, 용탕의 냉각속도가 저하된다. 그 결과, 금속간화합물이 조대화되어, 원하는 금속간화합물 밀도를 얻을 수 없다. 또, 롤 표면과 용탕의 젖음성이 나쁘면, 롤 표면과 용탕이 국소적으로 비접촉으로 되는 경우도 있다. 그 경우, 주괴가 재용해하여 용질 농도가 높은 용탕이 주괴 표면으로 배어 나와 표면 편석이 생겨, 주괴 표면에 있어서 조대한 금속간화합물이 형성될 우려도 있다. 한편, 알루미늄 코팅 두께가 500㎛를 초과하면, 롤 표면과 용탕의 젖음성은 향상되지만, 코팅이 너무 두껍기 때문에 롤 표면 및 용탕 사이의 열전달성은 현저하게 악화된다. 그 결과, 이 경우도 용탕의 냉각속도가 저하하기 때문에, 금속간화합물이 조대화되어, 원하는 금속간화합물 밀도 및 Si 고용량을 얻을 수 없다. 알루미늄 코팅 두께는, 보다 바람직하게는 80∼410㎛이다.

2-1-2. 압연 하중에 의한 용탕 내 섬프 제어

연속주조판의 금속간화합물 밀도에 대해서는, 본래 응고시의 냉각속도를 제어하여 조작하는 것이 바람직하다. 다만, 주조중의 냉각속도 측정은 매우 곤란하여, 온라인으로 계측할 수 있는 파라미터로 금속간화합물 밀도를 제어하는 것이 필요하게 된다.

쌍롤식 연속주조 압연법은, 도 1, 2에 나타내는 바와 같이, 상하로 대향 배치된 금속제 냉각 롤(2A, 2B)과 롤 중심선(3)과 노즐 칩(4)의 출구에 둘러싸인 영역(2)에, 내화물제의 노즐 칩(4)을 통하여 알루미늄 합금의 용탕(1)을 주입하여 실시된다. 여기서, 연속주조중의 영역(2)은, 압연 영역(5)과 비압연 영역(6)으로 크게 나눌 수 있다. 압연 영역(5)에 있어서의 알루미늄 합금은 응고가 완료되어 주괴로 되어 있고, 롤의 압하에 대하여 롤 분리력이 발생한다. 한편, 비압연 영역(6)에 있어서의 알루미늄 합금은, 롤 근방의 응고는 완료하고 있지만, 판 두께 중앙부는 미응고의 용탕으로서 존재하고 있기 때문에, 롤 분리력은 발생하지 않는다. 응고 개시점(7)의 위치는, 주조 조건을 변화시켜도, 거의 이동하지 않는다. 그 때문에, 주조 속도를 빠르게, 또는, 용탕 온도를 높게 하여, 도 1에 나타내는 바와 같이 압연 영역(5)을 작게 하면 용탕 내 섬프는 깊어지고, 결과적으로 냉각속도는 저하한다. 반대로 주조 속도를 늦게, 또는, 용탕 온도를 낮게 하여, 도 2에 나타내는 바와 같이 압연 영역(5)을 크게 하면 용탕 내 섬프는 얕아져, 냉각속도는 증가한다. 이와 같이, 냉각속도는, 압연 영역의 증감, 즉 롤 분리력의 수직 성분인 압연 하중(8)의 계측에 의하여 제어 가능하다. 한편, 용탕 내 섬프란, 주조시의 응고부와 미응고부의 고액 계면이며, 이 계면이 압연 방향으로 깊게 파고 들어가 골짜기형을 형성하고 있는 경우는 섬프가 깊다고 하고, 반대로 압연 방향으로 파고들어가지 않고 평탄하게 가까운 계면을 형성하고 있는 경우는 섬프가 얕다고 한다.

상기 압연 하중은, 500∼5000N/㎜로 하는 것이 바람직하다. 압연 하중이 500 N/㎜ 미만에서는, 도 1에 나타내는 바와 같이 압연 영역(5)이 작고, 용탕 내 섬프가 깊은 상황이 된다. 이것에 의해 냉각속도가 늦어져, 조대한 정출물이 형성되기 쉽고, 미세한 석출물은 형성되기 어려워진다. 그 결과, 접합 가열 중에 조대한 정출물을 핵으로 하는 재결정립이 증가하여, 결정립이 미세하게 되기 때문에 변형되기 쉬워진다. 또, 미세한 석출물이 성기게 됨으로써 적절한 핀 멈춤 효과를 얻을 수 없고, Si 고용량도 많아지기 때문에 접합 가열 중에 있어서 입계에 생성하는 액상이 증가하여, 변형하기 쉬워진다. 또한, 용질 원자가 판 두께 중앙부에 모여, 중심선 편석을 일으키는 요인도 된다.

한편, 압연 하중이 5000N/㎜를 초과하면, 도 2에 나타내는 바와 같이 압연 영역(5)이 크고, 용탕 내 섬프가 얕은 상황이 된다. 이것에 의해, 냉각속도가 너무 빨라져, Al계 금속간화합물 분포가 과밀하게 된다. 그 결과, 접합 가열 중에 핀 멈춤 효과가 너무 작용하여 결정립이 미세하게 되어, 변형하기 쉬워진다. 또, 롤 표면으로부터의 발열량이 크기 때문에, 롤 표면과 비접촉의 용탕(메니스커스부(9))까지 응고가 진행된다. 그 때문에, 주조 중의 용탕 공급이 불충분하게 되어, 리플(ripple)이 깊어져 주괴 표면에 있어서의 표면 결함이 생긴다. 이 표면 결함은, 압연시 균열의 기점이 될 수 있다.

2-2. 압연 하중의 측정방법

쌍롤식 연속주조 압연법에 있어서는, 주조 중에 주괴가 롤을 밀어올리는 힘과, 주조 전부터 주조 중까지 상하 롤 사이에 걸리는 일정한 힘이 발생한다. 이들 2개의 힘의 합은, 롤 중심선에 평행한 성분으로서, 유압식 실린더로 계측하는 것이 가능하다. 따라서, 압연 하중은, 주조 개시 전과 주조 중에 있어서의 실린더 압력의 증가분을 힘으로 변환하여, 주조판의 폭으로 나누는 것으로 구할 수 있다. 예를 들면, 실린더수가 2개, 실린더 지름이 600㎜, 1개의 실린더 압력의 증가가 4MPa, 주조 중의 압연판의 폭이 1500㎜인 경우, 판 형상 주괴의 단위 폭당의 압연 하중은, 하기 식으로부터 1508N/㎜가 된다.

4×300²×π÷1500×2=1508 N/㎜

3. 단층으로 가열 접합 기능을 가지는 알루미늄 합금재를 이용한 알루미늄 접합체

다음으로, 본 발명에 따른 알루미늄 접합체에 대하여 서술한다. 본 발명에서는 브레이징재를 사용하지 않고, 알루미늄 합금재 자체가 발휘하는 접합 능력을 이용하는 MONOBRAZE법을 이용하여 알루미늄 접합체가 제조된다. 본 발명에 있어서 알루미늄 접합체란, 2 이상의 부재가 접합되어 이루어지는 접합체로서, 이것을 구성하는 부재 중 적어도 하나의 부재가 본 발명에 따른 알루미늄 합금재로 이루어지는 것이다. 다른 부재는, 본 발명에 따른 알루미늄 합금재라도 좋고, 다른 알루미늄 합금재 또는 순알루미늄재라도 좋다. 본 발명에 따른 알루미늄 접합체의 제조방법은, 본 발명에 따른 알루미늄 합금재를 2 이상의 부재 중 적어도 하나의 피접합 부재로서 다른 피접합 부재와 조합한 후, 가열처리를 행하여 이들 피접합 부재를 접합하는 것이다. 예를 들면, 열교환기의 핀재로서의 이용을 고려하면, 핀재 자신의 변형이 큰 과제가 된다. 그 때문에, MONOBRAZE법의 접합 조건을 관리하는 것도 중요하다. 구체적으로는, 본 발명에 따른 알루미늄 합금재 내부에 액상이 생성되는 고상선 온도 이상 액상선 온도 이하이며, 또 상기 알루미늄 합금재에 액상이 생성되고, 강도가 저하하여 형상을 유지할 수 없게 되는 온도 이하의 온도에서, 접합에 필요한 시간 동안 가열한다.

또한 구체적인 가열 조건으로서는, 알루미늄 합금재의 전체 질량에 대한 상기 알루미늄 합금재 내에 생성되는 액상의 질량의 비(이하, 액상률이라고 기재한다.)가 0%를 초과 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 합금재는 크게 변형해 버려 형상을 유지할 수 없게 된다. 보다 바람직한 액상률은 5∼30%이며, 더 바람직한 액상률은 10∼20%이다.

또, 액상이 피접합 부재 사이에 충분히 충전되기 위해서는 그 충전 시간도 고려하는 것이 바람직하고, 액상률이 5% 이상인 시간이 30∼3600초인 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는, 액상률 5% 이상의 시간이 60∼1800초이며, 이것에 의해 더욱 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 접합방법에서는, 액상은 접합부의 극히 근방에서밖에 이동하지 않기 때문에, 이 충전에 필요한 시간은 접합부의 크기에는 의존하지 않는다.

바람직한 가열 조건의 구체적인 예로서는, 본 발명에 따른 상기 알루미늄 합금재의 경우, 580℃∼640℃를 접합 온도로 하고, 접합 온도에서의 유지 시간을 0∼10분 정도라고 하면 좋다. 여기서, 0분이란, 부재의 온도가 소정의 접합 온도에 도달하면 곧 냉각을 개시하는 것을 의미한다. 상기 유지 시간은, 보다 바람직하게는 30초부터 5분이다. 접합 온도에 대해서는, 예를 들면, Si량이 1∼1.5%정도의 경우는 접합 가열 온도를 610∼640℃로 높게 하는 것이 바람직하다. 반대로, Si량이 4∼5%정도의 경우는 접합 가열 온도를 580∼590℃로 낮게 설정하면 좋다. 또, 접합부의 금속 조직을 후술하는 적합한 상태로 하기 위해 조성에 따라 가열 조건을 조정해도 좋다.

한편, 가열 중에 있어서의 실제 액상률을 측정하는 것은 지극히 곤란하다. 그래서, 본 발명에서 규정하는 액상률은, 통상, 평형 상태도를 이용하고, 합금조성과 최고 도달 온도로부터, 지렛대의 원리(lever　rule)에 의하여 구할 수 있다. 이미 상태도가 분명해진 합금계에 있어서는, 그 상태도를 사용하고, 지렛대의 원리를 이용하여 액상률을 구할 수 있다. 한편, 평형 상태도가 공표되어 있지 않은 합금계에 관해서는, 평형 계산 상태도 소프트를 이용하여 액상률을 구할 수 있다. 평형 계산 상태도 소프트에는, 합금조성과 온도를 이용하고, 지렛대의 원리로 액상률을 구하는 수법이 포함되어 있다. 평형 계산 상태도 소프트에는, Thermo-Calc; Thermo-Calc　Software　AB사 제 등이 있다. 평형 상태도가 분명해진 합금계에 있어서도, 평형 계산 상태도 소프트를 이용하여 액상률을 계산해도, 평형 상태도로부터 지렛대의 원리를 이용하여 액상률을 구한 결과와 같은 결과가 되므로, 간편화를 위해, 평형 계산 상태도 소프트를 이용해도 좋다.

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

상기 비부식성 플럭스 도포하는 방법에는, 피접합 부재를 조립한 후, 플럭스 분말을 뿌리는 방법이나, 플럭스 분말을 물에 현탁하여 스프레이 도포하는 방법 등이 있다. 미리 소재에 도장하는 경우에는, 플럭스 분말에 아크릴 수지 등의 바인더를 혼합하여 도포하면, 도장의 밀착성을 높일 수 있다. 통상의 플럭스의 기능을 얻기 위해 이용하는 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, 단층으로 가열 접합 기능을 가지는 알루미늄 합금재는, 상기와 같은 가열처리 및 가열 분위기의 제어에 의해 양호하게 접합할 수 있다. 다만, 특히 접합시의 액상률이 커지는 경우, 상기 알루미늄 합금재 내에 발생하는 응력은 비교적 작은 응력으로 억제하는 편이 양호한 형상을 유지할 수 있다. 이와 같이 알루미늄 합금재 내의 응력을 고려하는 것이 바람직한 경우, 상기 알루미늄 합금재 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 초과하는 응력이 알루미늄 합금재에 더해지면 큰 변형이 발생할 우려가 있다. 알루미늄 합금재에 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, 접합 전의 쌍이 되는 피접합 부재의 쌍방의 접합면 표면의 요철로부터 구할 수 있는 산술평균파형 Wa1과 Wa2의 합이, Wa1＋Wa2≤10(㎛)을 만족하는 경우에, 더욱 충분한 접합을 얻을 수 있다. 한편, 산술평균파형(Wa1, Wa2)은, JIS B0633로 규정되는 것이며, 파장이 25∼2500㎛의 사이에서 요철이 되도록 컷오프 값을 설정하고, 레이저 현미경이나 공초점(confocal) 현미경으로 측정된 파형 곡선으로부터 구할 수 있다.

4. 가열 접합 후에 있어서의 알루미늄 합금재의 금속 조직에 있어서의 결정립경에 대하여

본 발명에 따른, 단층으로 가열 접합 기능을 가지는 알루미늄 합금재는, MONOBRAZE법에 의한 가열 접합 후에 있어서의 결정립경이 100㎛ 이상인 것이 바람직하다. 가열시는 입계 부분이 용융하고 있기 때문에, 결정립이 작으면 입계에서 결정립끼리의 차이가 생기기 쉬워져 변형이 일어난다. 가열 중의 결정립의 관찰은 지극히 곤란하기 때문에, 가열 후의 결정립경으로 판단한다. 가열 후의 결정립이 100㎛ 미만이면, 접합시에 재료가 변형하기 쉬워진다. 한편, 상기 결정립경의 상한치는 특히 한정되지 않지만, 알루미늄 합금재의 제조조건과 MONOBRAZE법의 접합조건에 의존하며, 본 발명에서는 1500㎛이다. 한편, 결정립의 측정은 ASTM E112-96의 결정립 측정법에 기초하여, 평균 결정립경으로서 산출한다.

실시예

이하에, 본 발명을 실시예와 비교예에 기초하여 상세하게 설명한다.

제1 실시형태：우선, 표 1∼3의 A1∼A67의 성분의 시험재를 이용했다. 이들 표에 있어서, 합금조성의 「-」은 검출 한계 이하인 것을 나타내는 것이며, 「잔부」는 불가피적 불순물을 포함한다. 상기 시험재를 이용하여, 쌍롤식 연속주조 압연법(CC)에 의해 주조 주괴를 제조했다. 쌍롤식 연속주조 압연법으로 주조할 때의 용탕 온도는 650∼800℃이며, 주조 속도는 표 4∼6에 나타내는 바와 같이 여러 가지 변경했다. 한편, 냉각속도에 대해서는, 직접적인 측정이 곤란하지만, 상술한 바와 같이, 알루미늄 코팅 두께의 제어 및 압연 하중에 의한 용탕 내 섬프 제어에 의하여, 300∼700℃／초의 범위로 되어 있는 것으로 생각할 수 있다. 이러한 주조 공정에 의해, 폭 130㎜, 길이 20000㎜, 두께 7㎜의 주조 주괴를 얻었다. 다음으로, 얻어진 판 형상 주괴를 0.7㎜까지 냉간압연하고, 420℃×2시간의 중간소둔 후에, 0.071㎜까지 냉간압연하여, 350℃×3시간의 2번째의 소둔 후에, 0.050㎜까지 최종 냉간압연율 30%로 압연하여 공시재로 했다. 또, 공시재의 산술평균파형(Wa)은 약 0.5㎛였다.

주조시에는, 용탕 온도 680℃∼750℃에 있어서 결정립 미세화제를 투입했다. 그 때 용탕 유지로와 급탕 노즐 직전에 있는 헤드 박스의 사이를 연결하는 통을 흐르는 용탕에 대하여, 와이어 형상의 결정립 미세화제 로드를 이용하여 일정 속도로 연속적으로 투입했다. 결정립 미세화제는 Al-5Ti-1B합금을 사용하고, B량 환산으로 0.002%가 되도록 첨가량을 조정했다.

또, 표 2, 3의 A44, 48, 50, 51, 54의 성분의 시험재는, 반연속주조법(DC)을 이용하여 100㎜×300㎜의 사이즈로 주조했다. 주조 속도는 30㎜/분으로 하고, 냉각속도는 1℃／초로 했다. 반연속주조법으로 주조한 주괴를 면삭 후에 500℃로 가열하여 3㎜ 두께까지 열간 압연했다. 그 후, 압연판을 0.070㎜까지 냉간압연하고, 380℃×2시간의 중간소둔 후, 0.050㎜까지 최종 냉간압연율 30%로 더 압연하여 시험재로 했다.

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

또, 제조한 판재(素板) 중의 Al계 금속간화합물의 체적밀도는, 판 두께 방향에 따른 단면의 TEM 관찰에 의해 측정했다. TEM 관찰용 샘플은 전해 에칭을 이용하여 작성했다. TEM 관찰시에는 막 두께를 EELS 측정에 의해 구하고, 평균적으로 50∼200㎛의 막 두께인 시야를 선택하여 관찰했다. Si계 금속간화합물과 Al계 금속간화합물은, STEM-EDS에 의해 매핑을 행함으로써 구별할 수 있다. 관찰은 각 샘플 100000배로 10 시야씩 행하고, 각각의 TEM 사진을 화상 해석함으로써 원상당 지름 0.01㎛∼0.5㎛의 Al계 금속간화합물의 수를 측정했다. 이 화상의 측정 면적에 평균 막 두께를 곱함으로써 측정 체적으로 하고, 체적밀도를 산출했다.

또, 제조한 판재(소판) 중의 Si계 금속간화합물의 면밀도는, 판 두께 방향을 따른 단면을 SEM 관찰에 의해 측정했다. Si계 금속간화합물과 Al계 금속간화합물(Al-Fe-Mn-Si계 금속간화합물)은, SEM-반사 전자상 관찰과 SEM-2차 전자상 관찰을 이용하여 구별했다. 반사 전자상 관찰에서는, 흰 콘트라스트를 강하게 얻을 수 있는 것이 Al계 금속간화합물이며, 흰 콘트라스트를 약하게 얻어지는 것은 Si계 금속간화합물이다. Si계 금속간화합물은 콘트라스트가 약하기 때문에, 미세한 입자 등은 판별하기 어려운 경우가 있다. 그 경우는 표면 연마 후 콜로이달 실리카계 연탁액으로 10초 정도 에칭한 샘플을 SEM-2차 전자상 관찰했다. 검은 콘트라스트를 강하게 얻을 수 있는 입자가 Si계 금속간화합물이다. 관찰은 각 샘플 5 시야씩 행하여, 각각의 시야의 SEM 사진을 화상 해석함으로써, 샘플 중의 원상당 지름 5.0㎛∼10㎛의 Si계 금속간화합물의 면밀도를 조사했다.

다음으로, 각 시험재를 도 3에 나타내는 바와 같이, 폭 16㎜, 산 높이 7㎜, 피치 2.5㎜의 핀재로 성형했다. 이것에 표 3의 B1 조성의 맞댐재를 판 두께 0.4㎜의 전봉 가공한 튜브재(electric welded tube)와 조합하여, 스테인리스제의 지그에 넣고, 도 3에 나타내는 3단 적층 테스트 피스(미니 코어)를 제작했다.

그리고, 이 미니 코어를 비부식성의 불화물계 플럭스의 10% 현탁액에 침지, 건조 후, 질소 분위기중에서 표 4∼6에 나타내는 접합 가열 조건으로 가열하여, 핀재와 튜브재를 접합했다. 한편, 실시예 16에 대해서는 플럭스를 도포하지 않고, 진공 중에서 가열하여 접합했다. 또, 접합시의 각 온도에 있어서의 유지 시간은 30∼3600초로 했다. 한편, 이 미니 코어의 경우, 스테인리스 지그와 알루미늄재의 열팽창율의 차이로 접합 가열시에는 스테인리스 지그와 미니 코어와의 사이에 약 4N의 압축 하중이 생기고, 접합 면적으로부터 계산하면, 핀과 튜브와의 접합면에는 약 10kPa의 응력이 생기게 된다.

핀재와 튜브재를 접합한 후에, 핀을 튜브로부터 벗겨 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 핀 좌굴(坐屈)에 의한 변형률에 대해서도 평가했다. 즉, 접합 전의 핀 높이에 대한 접합 후의 핀 높이 변화(감소)의 비율이 3% 이하를 ◎, 3%를 초과 5% 이하를 ○, 5%를 초과 8% 이하를 △, 8%를 초과하는 것을 ×로 판정했다.

본 실시 형태에서는, MONOBRAZE법에 의한 접합 전후 재료의 인장 시험을 행하였다. 인장 시험은, 각 샘플에 대해, 인장 속도 10㎜/min, 게이지 길이 50㎜의 조건으로, JIS　Z2241에 따라서, 20∼30℃의 실온에서 실시했다. 한편, MONOBRAZE법에 의한 접합 후의 인장 시험은, 미니 코어와 동등의 MONOBRAZE법의 접합 가열 조건으로 가열한 샘플을 상기 실온까지 냉각하여 24시간 이내로 평가했다.

본 실시 형태에서는, MONOBRAZE법에 의한 접합 후의 재료의 금속조직에 있어서의 결정립경을 측정했다. 측정방법은, ASTM　E112-96에 기초하는 방법으로 행하였다. 우선, 본 발명 샘플의 단판(單板)을 미니 코어와 동등한 접합 가열조건으로 가열한 후, L-LT단면을 연마하여 양극 산화법으로 표면 처리함으로써, 결정립 조직을 관찰하기 쉽게 했다. 광학 현미경으로 본 발명 샘플의 결정립 조직을 관찰하고, ASTM가 규정되어 있는 결정립 조직의 기준 화상을, 본 발명 샘플의 단면상과 조합하여, 본 발명 샘플의 단면상에 가장 결정립 조직이 비슷한 기준 화상의 결정립경을 채용했다.

이상의 각 시험재에 대하여, 주조 방법, 주조 속도, 제조성 평가, Al계 금속간화합물의 체적밀도, Si계 금속간화합물의 면밀도, 접합 가열조건, 접합 전후의 인장시험평가, 접합 후의 결정립경, 접합률 및 변형률을, 표 4∼6에 나타낸다. 한편, 접합 가열 조건에 있어서의 평형 액상률은, 평형 상태도 계산 소프트에 의한 계산치이다.

표 4, 5로부터, 알루미늄 합금재의 조성에 있어서 본 발명이 규정하는 조건을 구비하는 것은, 제조성이 양호했다. 한편, 표 6에 나타내는 바와 같이, 합금조성 A55, A60∼A64의 가공에서는, 합금조성이 규정 범위 내에 없었기 때문에, 주조시에 거대한 금속간화합물이 생성되어, 최종 판 두께까지 압연할 수 없었다.

다음으로, 접합 시험 결과에 대하여, 미니 코어의 각 샘플에 대한 평가 결과와, 핀재의 알루미늄 합금재의 조성(표 1∼3)을 대비한다. 알루미늄 합금재의 조성에 관하여 본 발명이 규정하는 조건을 구비하는 공시재(실시예 1∼40)는, 접합률, 핀 좌굴, 인장강도 모두 합격이었다. 또, 실시예 12∼26은, 첨가 원소로서, Mg, Cu, Mn, Ni, Ti, V, Zr, Cr을 더 첨가한 합금으로 이루어지는 공시재이지만, 이들은 변형률의 평가가 더욱 양호하게 되어, 이들의 첨가 원소에 강도 향상의 효과가 있는 것이 확인되었다.

한편, 비교예 1에서는, Si성분이 규정량에 못 미치기 때문에, 접합 가열 온도를 비교적 고온으로 해도 액상의 생성율이 낮아지고, 접합률이 낮아져 접합성이 불합격이었다.

비교예 2에서는, Si성분이 규정량을 초과하고 있기 때문에, 접합 가열 온도를 비교적 저온으로 해도 액상의 생성율이 높아지고, 핀이 좌굴하여 변형률이 불합격이었다.

비교예 3에서는, Si, Fe 및 Mn의 각 성분이 모두 규정량 범위 내이지만, Al계 금속간화합물의 체적밀도가 규정을 밑돌아, 가열 후의 결정립이 작아지고, 또 액상 생성의 핵이 적었기 때문에 입계에서의 액상 생성이 촉진되어, 핀이 좌굴하여 변형률이 불합격이었다.

비교예 4에서는, Fe와 Mn의 성분이 함께 규정량을 초과하고 있기 때문에 제조성에 문제가 있어, 평가를 할 수 없었다.

비교예 5에서는, Fe성분이 규정량에 못 미치기 때문에, Al계 금속간화합물의 체적밀도가 규정의 밀도를 밑돌아, 가열 후의 결정립경이 작아지고, 또 액상 생성의 핵이 적었기 때문에 입계에서의 액상 생성이 촉진되어, 핀이 좌굴하여 변형률이 불합격이었다.

비교예 6에서는, Si, Fe, Mn성분이 모두 규정량 범위 내이지만, Al계 금속간화합물의 체적밀도가 규정을 웃돌고, 또 액상 생성의 핵이 너무 많았기 때문에 입계에 접하는 액상이 증가하여, 핀이 좌굴하여 변형률이 불합격이었다.

비교예 7에서는, Si 및 Fe의 성분이 모두 규정량 범위 내이지만, Al계 금속간화합물의 체적밀도가 규정의 밀도를 밑돌아, 가열 후의 결정립경이 작아지고, 또 액상 생성의 핵이 적었기 때문에 입계에서의 액상 생성이 촉진되어, 핀이 좌굴하여 변형률이 불합격이었다.

비교예 8에서는, Si 및 Fe의 성분이 모두 규정량 범위 내이지만, Si계 금속간화합물의 면밀도가 규정을 초과하고, Al계 금속간화합물의 체적밀도가 규정을 밑돌아, 가열 후의 결정립이 작아지며, 또 액상 생성의 핵이 적었기 때문에 입계에서의 액상 생성이 촉진되어, 핀이 좌굴하여 변형률이 불합격이었다.

비교예 9에서는, Mg의 함유량이 규정을 초과했기 때문에, 접합 가열시에 플럭스가 유효하게 작용하지 않아 접합성이 저하하여, 접합률의 평가가 불합격이었다.

비교예 10에서는, Ni의 함유량이 규정을 초과했기 때문에, 제조성에 문제가 있어, 평가를 할 수 없었다.

비교예 11에서는, Ti의 함유량이 규정을 초과했기 때문에, 제조성에 문제가 있어, 평가를 할 수 없었다.

비교예 12에서는, V의 함유량이 규정을 초과했기 때문에, 제조성에 문제가 있어, 평가를 할 수 없었다.

비교예 13에서는, Zr의 함유량이 규정을 초과했기 때문에, 제조성에 문제가 있어, 평가를 할 수 없었다.

비교예 14에서는, Cr의 함유량이 규정을 초과했기 때문에, 제조성에 문제가 있어, 평가를 할 수 없었다.

제2 실시형태：여기에서는, 첨가 원소에 의한 내식성에의 영향에 대하여 검토 했다. 표 7에 나타내는 바와 같이, 제1 실시형태에서 제조한 재료를 발췌하여, 제1 실시형태와 같은 핀으로 성형했다. 그리고, 제1 실시형태와 마찬가지로 하여 3단 적층 테스트 피스(미니 코어)를 제작했다(도 3). 이 미니 코어를 비부식성의 불화물계 플럭스의 10% 현탁액에 침지, 건조 후, 질소 분위기 중에서, 표 7에 나타내는 여러 가지의 접합 가열 온도로 가열하고, 3분의 유지 시간으로 유지하여 핀과 튜브를 접합했다.

그리고, 제1 실시형태와 마찬가지로 하여, 접합률과 변형률을 평가했다. 또한 제1 실시형태와 마찬가지로 하여, Al계 금속간화합물의 체적밀도, Si계 금속간화합물의 면밀도 및 접합 가열 후의 결정립경도 측정했다. 이들의 평가 결과와 측정 결과를 표 7에 나타낸다.

또한, 핀 자신의 내식성 평가를 위해서 CASS 시험을 500시간 행하고, 핀의 부식 상태를 확인했다. 광학 현미경에 의한 단면 관찰에 있어서 핀이 70% 이상 잔존하고 있는 것을 ◎, 50% 이상 70% 미만의 것을 ○, 30% 이상 50% 미만의 것을 △, 30% 미만의 것을 ×로 판정했다. 이상의 평가 결과를 표 7에 나타낸다.

이 실시형태에 있어서의 실시예 41∼54에서는, 첨가 원소로서, Zn, Cu, Mn, In, Sn, Ti, V를 첨가한 알루미늄 합금을 공시재로 하는 것이다. 표 7에서, 이들의 실시예는, 실시예 41의 Zn 등이 첨가되어 있지 않은 알루미늄 합금과 비교하면 내식성의 향상을 볼 수 있고, 이들 첨가 원소의 유용성을 확인할 수 있었다.

한편, 비교예 15에서는, Cu의 함유량이 규정을 초과했기 때문에, 자기내식성이 저하하여, 내식성의 평가가 불합격이 되었다.

비교예 16에서는, Zn의 함유량이 규정을 초과했기 때문에, 부식 속도가 현저하게 증가하여, 내식성의 평가가 불합격이 되었다.

비교예 17에서는, In의 함유량이 규정을 초과했기 때문에, 부식 속도가 현저하게 증가하여, 내식성의 평가가 불합격이 되었다.

비교예 18에서는, Sn의 함유량이 규정을 초과했기 때문에, 부식 속도가 현저하게 증가하여, 내식성의 평가가 불합격이 되었다.

제3 실시형태：여기에서는, 제조공정에 의한 금속 조직의 제어를 검토했다. 제1 실시형태로 제조한 재료로부터 조성 No.A3를 발췌하여, 표 8에 나타내는 바와 같이 여러 가지의 제조공정으로 최종 판 두께 0.05㎜의 핀재를 제조했다. 각각 재료의 소판의 Si계 금속간화합물의 면밀도, Al계 금속간화합물의 면밀도, Si 고용량을 측정했다. 결과를 표 9에 나타낸다. 한편, 이 실시 형태에서는, 원상당 지름이 5㎛ 미만 및 10㎛를 초과하는 Si 금속간화합물의 면밀도, 및, 원상당 지름이 0.5㎛를 초과하는 Al 금속간화합물의 체적밀도도 아울러 측정했다. 이 결과도 표 9에 나타낸다.

다음으로, 제1 실시형태와 같은 핀으로 성형했다. 그리고, 제1 실시형태와 마찬가지로 하여 3단 적층 테스트 피스(미니 코어)를 제작했다(도 3). 이 미니 코어를 비부식성의 불화물계 플럭스의 10% 현탁액에 침지, 건조 후, 질소 분위기 중에서, 600℃로 가열하고, 3분간의 유지 시간으로 유지하여 핀과 튜브를 접합했다. 접합 가열 후의 결정립경의 측정과, 접합성 및 변형성의 평가는 제1 실시형태와 마찬가지로 행하였다. 결과를 표 9에 나타낸다.

표 8, 9에 나타내는 바와 같이, 실시예 55∼68에서는 제조공정이 적절했기 때문에, 최종판에 있어서 본 발명에 규정하는 Si계 금속간화합물 밀도, Al계 금속간화합물 밀도 및 Si 고용량을 얻을 수 있어, 접합률과 변형률이 기준을 만족하여 합격이 되었다.

비교예 19에서는, 주조시의 압연 하중이 너무 작았기 때문에 냉각속도가 늦어지고, 최종판에 있어서 원상당 지름 5∼10㎛의 Si계 금속간화합물의 면밀도가 규정을 초과하여, 가열 후의 결정립경이 작아져, 변형률의 평가가 불합격이었다.

비교예 20에서는, 압연 하중이 너무 컸기 때문에 용탕 공급이 불충분하게 되어, 주조시에 균열이 발생하여, 제조가 불가능했다.

비교예 21에서는, 주조시의 롤 코팅 두께가 제로였기 때문에 냉각속도가 늦어지고, 최종판에 있어서 원상당 지름 0.01∼0.5㎛의 Al계 금속간화합물의 체적밀도가 규정을 밑돌아, 가열 후의 결정립경이 작아지며, 또, Si고용량이 규정을 초과했기 때문에, 변형률이 불합격이었다.

비교예 22에서는, 주조시의 롤 코팅 두께가 너무 두꺼웠기 때문에 냉각속도가 늦어지고, 최종판에 있어서 원상당 지름 0.01∼0.5㎛의 Al계 금속간화합물의 체적밀도가 규정을 밑돌아, 가열 후의 결정립경이 작아지며, 또, Si고용량이 규정을 초과했기 때문에, 변형률이 불합격이었다.

비교예 23에서는 1회째의 소둔온도가 낮고, 원상당 지름 0.01∼0.5㎛의 Al계 금속간화합물의 체적밀도가 규정을 초과하여, 변형률이 불합격이었다.

비교예 24에서는 1회째의 소둔온도가 높고, 원상당 지름 0.01∼0.5㎛의 Al계 금속간화합물의 체적밀도가 규정을 밑돌고, 또, Si고용량이 규정을 초과했기 때문에, 변형률이 불합격이었다.

비교예 25에서는 1회째의 소둔시간이 짧고, 원상당 지름 0.01∼0.5㎛의 Al계 금속간화합물의 체적밀도가 규정을 초과하여, 변형률이 불합격이었다.

비교예 26에서는 1회째의 소둔시간이 길고, 원상당 지름 0.01∼0.5㎛의 Al계 금속간화합물의 체적밀도가 규정을 밑돌고, 또, Si 고용량이 규정을 초과했기 때문에, 변형률이 불합격이었다.

[산업상의 이용 가능성]

본 발명에 따른, 단층으로 가열 접합 기능을 가지는 알루미늄 합금재는, 예를 들면 열교환기의 핀재로서 특히 유용하고, 브레이징재나 용가재와 같은 접합 부재를 사용하지 않고 열교환기의 다른 부재와 접합 가능하고, 열교환기를 효율적으로 제조할 수 있다. 본 발명에 따른 알루미늄 합금재를 MONOBRAZE법에 의하여 가열 접합하는 경우에 있어서, 치수나 형상의 변화는 대부분 생기지 않는다. 본 발명에 따른 알루미늄 합금재 및 이것을 이용한 접합체는, 공업상 현저한 효과를 가져오는 것이다.

1. 알루미늄 합금의 용탕
2. 영역
2A. 롤
2B. 롤
3. 롤 중심선
4. 노즐 칩
5. 압연 영역
6. 비압연 영역
7. 응고 개시점
8. 압연 하중
9. 메니스커스부

Claims

Si：1.0∼5.0mass%, Fe：0.01∼2.0mass%를 함유하고, 잔부 Al 및 불가피적 불순물로 이루어지는 알루미늄 합금으로 이루어지며, 0.01∼0.5㎛의 원상당 지름(equivalent circular diameter)을 가지는 Al계 금속간화합물이 10∼1×10⁴개/㎛³ 존재하고, 5.0∼10㎛의 원상당 지름을 가지는 Si계 금속간화합물이 200개/mm² 이하 존재하는 알루미늄 합금재의 제조 방법으로서,
상기 알루미늄 합금재용의 알루미늄 합금을 쌍롤식 연속주조 압연하는 주조 공정과, 압연판을 냉간압연하는 2회 이상의 냉간압연 공정과, 냉간압연 공정 중에 있어서 압연판을 1회 이상의 소둔하는 소둔공정을 포함하고, 모든 소둔공정에 있어서의 소둔조건이 250∼550℃의 온도에서 1∼10시간이며, 최종 냉간압연 단계에 있어서의 압하율이 50% 이하이고,
상기 주조 공정의 쌍롤식 연속주조 압연에 있어서, 압연판의 알루미늄 및 산화 알루미늄을 주성분으로 하는 두께 1∼500㎛의 피막이, 쌍롤 표면에 부착한 상태에서 압연되고, 압연판폭 1㎜당의 압연 하중이 500∼5000N이고, 상기 피막의 두께 범위와 상기 압연 하중 범위의 한정에 의해, 주조 응고시의 용탕의 냉각속도가 최적으로 제어되는 것을 특징으로 하는, 단층으로 가열 접합 기능을 가지는 알루미늄 합금재의 제조 방법.
제 1 항에 있어서,
상기 알루미늄 합금에 포함되는 고용 Si량이 0.7% 이하인, 단층으로 가열 접합 기능을 가지는 알루미늄 합금재의 제조 방법.
제 1 항에 있어서,
상기 알루미늄 합금이, Mg：0.05∼2.0mass%, Cu：0.05∼1.5mass% 및 Mn：0.05∼2.0mass%로부터 선택되는 1종 또는 2종 이상을 더 함유하는, 단층으로 가열 접합 기능을 가지는 알루미늄 합금재의 제조 방법.
제 1 항 또는 제 3 항에 있어서,
상기 알루미늄 합금이, Zn：6.0mass% 이하, In：0.3mass% 이하 및 Sn：0.3mass% 이하로부터 선택되는 1종 또는 2종 이상을 더 함유하는, 단층으로 가열 접합 기능을 가지는 알루미늄 합금재의 제조 방법.
제 1 항 또는 제 3 항에 있어서,
상기 알루미늄 합금이, Ti：0.3mass% 이하, V：0.3mass% 이하, Cr：0.3mass% 이하, Ni：2.0mass% 이하 및 Zr：0.3mass% 이하로부터 선택되는 1종 또는 2종 이상을 더 함유하는, 단층으로 가열 접합 기능을 가지는 알루미늄 합금재의 제조 방법.
제 4 항에 있어서,
상기 알루미늄 합금이, Ti：0.3mass% 이하, V：0.3mass% 이하, Cr：0.3mass% 이하, Ni：2.0mass% 이하 및 Zr：0.3mass% 이하로부터 선택되는 1종 또는 2종 이상을 더 함유하는, 단층으로 가열 접합 기능을 가지는 알루미늄 합금재의 제조 방법.
제 1 항 또는 제 3 항에 있어서,
상기 알루미늄 합금이, Be：0.1mass% 이하, Sr：0.1mass% 이하, Bi：0.1mass% 이하, Na：0.1mass% 이하 및 Ca：0.05mass% 이하로부터 선택되는 1종 또는 2종 이상을 더 함유하는, 단층으로 가열 접합 기능을 가지는 알루미늄 합금재의 제조 방법.
제 4 항에 있어서,
상기 알루미늄 합금이, Be：0.1mass% 이하, Sr：0.1mass% 이하, Bi：0.1mass% 이하, Na：0.1mass% 이하 및 Ca：0.05mass% 이하로부터 선택되는 1종 또는 2종 이상을 더 함유하는, 단층으로 가열 접합 기능을 가지는 알루미늄 합금재의 제조 방법.
제 5 항에 있어서,
상기 알루미늄 합금이, Be：0.1mass% 이하, Sr：0.1mass% 이하, Bi：0.1mass% 이하, Na：0.1mass% 이하 및 Ca：0.05mass% 이하로부터 선택되는 1종 또는 2종 이상을 더 함유하는, 단층으로 가열 접합 기능을 가지는 알루미늄 합금재의 제조 방법.
제 6 항에 있어서,
상기 알루미늄 합금이, Be：0.1mass% 이하, Sr：0.1mass% 이하, Bi：0.1mass% 이하, Na：0.1mass% 이하 및 Ca：0.05mass% 이하로부터 선택되는 1종 또는 2종 이상을 더 함유하는, 단층으로 가열 접합 기능을 가지는 알루미늄 합금재의 제조 방법.
제 1 항 또는 제 3 항에 있어서,
가열 접합 전에 있어서의 인장강도가 80∼250MPa인, 단층으로 가열 접합 기능을 가지는 알루미늄 합금재의 제조 방법.
제 4 항에 있어서,
가열 접합 전에 있어서의 인장강도가 80∼250MPa인, 단층으로 가열 접합 기능을 가지는 알루미늄 합금재의 제조 방법.
제 5 항에 있어서,
가열 접합 전에 있어서의 인장강도가 80∼250MPa인, 단층으로 가열 접합 기능을 가지는 알루미늄 합금재의 제조 방법.
제 6 항에 있어서,
가열 접합 전에 있어서의 인장강도가 80∼250MPa인, 단층으로 가열 접합 기능을 가지는 알루미늄 합금재의 제조 방법.
제 7 항에 있어서,
가열 접합 전에 있어서의 인장강도가 80∼250MPa인, 단층으로 가열 접합 기능을 가지는 알루미늄 합금재의 제조 방법.
제 8 항에 있어서,
가열 접합 전에 있어서의 인장강도가 80∼250MPa인, 단층으로 가열 접합 기능을 가지는 알루미늄 합금재의 제조 방법.
제 9 항에 있어서,
가열 접합 전에 있어서의 인장강도가 80∼250MPa인, 단층으로 가열 접합 기능을 가지는 알루미늄 합금재의 제조 방법.
제 10 항에 있어서,
가열 접합 전에 있어서의 인장강도가 80∼250MPa인, 단층으로 가열 접합 기능을 가지는 알루미늄 합금재의 제조 방법.
2 이상의 알루미늄 부재를 가열 접합함으로써 제조되고, 상기 2 이상의 알루미늄 부재의 적어도 하나에 제 1 항 또는 제 3 항에 기재된 알루미늄 합금재의 제조 방법을 이용한 것을 특징으로 하는 알루미늄 접합체.
제 19 항에 있어서,
가열 접합 후에 있어서, 상기 2 이상의 부재의 적어도 하나에 이용한 상기 알루미늄 합금재의 금속 조직에 있어서의 결정립경이 100㎛ 이상인, 알루미늄 접합체.