KR20180126465A - 알루미늄 합금제의 핀재, 알루미늄 합금제의 브레이징 시트, 및 열교환기 - Google Patents

Abstract

알루미늄 합금제의 핀재는, Si: 1.50 내지 5.00 질량%를 함유하고, 잔부 Al 및 불가피적 불순물로 이루어진 알루미늄 합금으로 이루어지고, 단층이며 가열 접합 기능을 지닌다. 해당 핀재의 두께 방향에 따른 단면에 있어서, Si 입자의 원 상당 직경을 D, 표층으로부터 Si 입자의 중심까지의 거리를 L, 핀재의 두께를 t, 표층에 평행한 길이를 W라고 했을 때에, 길이 W의 범위 내에 존재하고, D ≥ L, 그리고, L+D > 0.04t를 충족시키는 전체 Si 입자가, 0 ≤ ΣπD² < 0.08tW를 충족시키는 것을 특징으로 한다. 알루미늄 합금제의 브레이징 시트는, 핀재를 피복재로 하고, 알루미늄 합금으로 이루어진 심재에 클래딩하였다. 열교환기는, 해당 핀재 또는 브레이징 시트를 핀에 이용하였다.

Description

알루미늄 합금제의 핀재, 알루미늄 합금제의 브레이징 시트, 및 열교환기

본 발명은, 알루미늄 합금제의 핀재(fin material), 알루미늄 합금제의 브레이징 시트(brazing sheet), 및 열교환기에 관한 것이다.

종래, 가열에 의해 튜브에 접합하는 기능을 지니는 알루미늄 합금제의 핀재로서는, 피복재에 Al-Si계의 합금이 클래딩된 브레이징 핀이 일반적으로 이용되고 있다. 브레이징 핀에서는, 가열해서 접합할 때에 피복재가 용융되어 유동되므로, 용융된 분만큼 판 두께가 감소한다. 특허문헌 1은, 단층 재료로 가열에 의해 접합하는 기능을 지니는 핀재를 개시하고 있지만, 판 두께의 감소를 억제하는 것에 대해서는 개시하고 있지 않다.

핀 앤드 튜브형의 열교환기는, 예를 들어, 서로 소정거리를 두고서 배치된 다수매의 판 형상 핀의 각 가장자리부에 있어서, 이들 각 가장자리부를 따라서 상기 판 형상 핀의 동일 위치를 관통하도록 개구되는 절결홈이 복수개 형성되어 있다. 이들 절결홈에는, 전열유체가 유통하는 편평 튜브의 표면과 접하도록 칼라가 형성되어 있고, 편평 튜브가 절결홈에 끼워 넣어지는 구조로 되어 있다. 그리고, 이러한 판 형상 핀의 중첩 방향으로 뻗는 상태에서 튜브를 부착하고, 가열해서 접합함으로써 열교환기가 제조된다.

이러한 열교환기를 접합 가열해서 접합 시에 있어서 핀재의 판 두께가 감소하면, 튜브 표면과 핀 표면의 간극(clearance)이 커진다고 하는 문제가 있다. 판 두께의 감소가 클 경우에는, 용융된 접합조재로는 간극를 메우는 것이 가능하지 않아 접합률이 감소하는 문제가 있다.

또한, 접합 가열에 의해 판 두께가 감소하면, 핀의 단면적의 저하에 의한 강성의 저하를 초래한다. 그 때문에, 접합 가열 후에 필요한 핀 판 두께보다도 두꺼운 핀재를 사용할 필요가 있어, 재료의 비용 상승을 초래하는 문제도 있다.

이러한 판 두께의 감소를 억제하기 위해서, 특허문헌 1이 개시하는 「치수변화가 극히 작은」 단층이며 가열에 의해 접합하는 기능을 지니는 핀재를 사용하는 것이 고려된다. 그러나, 이 핀재에 대해서는, 치수의 변화가 극히 작다는 기재가 있지만, 판 두께의 감소에 관한 실시예의 기재는 없고, 사그(サグ) 시험이라고 지칭되는 굽힘 응력에 의한 변형이 표시되어 있는 것에 불과하다.

또한, 핀재로서, 클래드율을 작게 한 브레이징 핀을 이용하는 것도 고려된다. 그러나, 판 두께가 얇은 핀재에서 클래드율을 낮게 하면, 제조하는 것이 곤란하다.

JP 5021097 B

본 발명은 상기 문제를 감안해서 완성에 이른 것이며, 접합 가열 시에 있어서의 핀재의 판 두께의 감소가 작고, 접합성의 저하나 강성의 저하가 적은 알루미늄 합금제의 핀재, 알루미늄 합금제의 브레이징 시트 및 열교환기를 제공하는 것을 목적으로 한다.

상기 목적을 달성하기 위해서, 본 발명의 제1 관점에 따른 알루미늄 합금제의 핀재는,

Si: 1.50 내지 5.00 질량%를 함유하고, 잔부 Al 및 불가피적 불순물로 이루어진 알루미늄 합금으로 이루어진 핀재로서,

해당 핀재의 두께 방향에 따른 단면에 있어서, Si 입자의 원 상당 직경을 D, 표층으로부터 Si 입자의 중심까지의 거리를 L, 핀재의 두께를 t, 표층에 평행한 길이를 W라고 했을 때에, 길이 W의 범위 내에 존재하고, D ≥ L, 그리고, L+D > 0.04t를 충족시키는 전체 Si 입자가, 0 ≤ ΣπD² < 0.08tW를 충족시키는 것을 특징으로 하는 알루미늄 합금제의 핀재로 하였다.

상기 알루미늄 합금이, Fe: 0.01 내지 2.00 질량%, Mn: 0.05 내지 2.00 질량%, Zn: 0.05 내지 6.00 질량% 및 Cu: 0.05 내지 1.50 질량%로부터 선택되는 1종 또는 2종 이상을 더 함유하면 된다.

본 발명의 제2 관점에 따른 알루미늄 합금제의 브레이징 시트는,

상기 알루미늄 합금제의 핀재를 피복재로 해서, 알루미늄 합금으로 이루어진 심재에 클래딩한 것을 특징으로 하는 알루미늄 합금제 브레이징 시트로 하였다.

본 발명의 제3 관점에 따른 열교환기는, 상기 알루미늄 합금제의 핀재를 핀에 이용한 열교환기로 하였다.

본 발명의 제4 관점에 따른 열교환기는, 상기 알루미늄 합금제의 브레이징 시트를 핀에 이용한 열교환기로 하였다.

본 발명에 따른 알루미늄 합금제의 핀재, 알루미늄 합금제의 브레이징 시트,및 열교환기는, 접합 가열시에 있어서의 핀재의 판 두께의 감소가 적고, 접합성의 저하나 강성의 저하가 작다. 상세하게는, 핀재는, 접합 가열 전에 대한 가열 후의 판 두께의 감소율이 작기 때문에, 접합 가열 시에 핀재와 그 밖의 부재 간에 생기는 간극를 억제할 수 있다. 이것에 의해, 높은 접합성을 지니는 핀재 및 이것을 이용한 브레이징 시트를 수득할 수 있다. 또한, 판 두께의 감소가 작기 때문에 접합 후의 강성의 저하를 작게 할 수 있으므로, 핀재나 브레이징 시트의 박육화를 가능하게 하고, 이들을 이용한 열교환기의 경량화를 도모할 수 있다.

도 1은 접합성 평가에 이용하는, 본 실시형태에 따른 판 형상 핀재와 편평 튜브를 조합시킨 열교환기의 사시도이다.
도 2는 도 1의 판 형상 핀의 정면도이다.

본원 발명자들은, 예의 검토의 결과, 과제를 해결하기 위하여, 핀재를 튜브에 접합 전의 판 두께에 대한 접합 후의 판 두께의 감소율을 제어함으로써, 핀재의 접합성이나 강성의 저하를 억제할 수 있는 것을 찾아내었다. 그리고, 이러한 판 두께의 감소율의 억제는, 표층 근방의 금속 조직에 함유되는 입자를 적절하게 제어함으로써 달성되는 것을 찾아내었다.

이하, 본 발명을 실시하기 위한 형태에 따른 알루미늄 합금제의 핀재를 설명한다.

1. 금속 조직에 대해서

1-1. 금속 조직의 규정

본 실시형태에 따른 알루미늄 합금제의 핀재는, Si: 1.50 내지 5.00 질량%를 함유하고, 잔부 Al 및 불가피적 불순물로 이루어진 알루미늄 합금으로 이루어지고, 단층이며 가열 접합 기능을 지닌다. 그리고, 이 핀재의 두께를 t로 해서 두께 방향에 따른 단면을, 한쪽의 표면에서부터 두께 t의 절반까지의 한쪽의 표면 측의 단면부분과, 다른 쪽의 표면에서부터 두께 t의 절반까지의 다른 쪽의 표면 측의 단면부분으로 나누어서 고려한다.

우선, Si 입자의 원 상당 직경을 D, 한쪽의 표면 또는 다른 쪽의 표면에서부터 Si 입자의 중심까지의 거리를 L, 표층에 평행한 길이를 W라 했을 때에, 길이 W의 범위 내에 존재하고, D ≥ L, 그리고, L+D > 0.04t를 충족시키는 전체 Si 입자가, 0 ≤ ΣπD² < 0.08tW를 충족시키는 것을 특징으로 한다. 여기에서, ΣπD²이란, 한쪽과 다른 쪽의 양 단면 부분을 합친 전체(이하, 「단면 전체」라 칭함)에 있어서 길이 W의 범위 내(t×W의 면적)에 존재하고, D ≥ L, 그리고, L+D > 0.04t를 충족시키는 모든 Si 입자가 용융되었을 때의 단면적 πD²을 모두 더한 것으로서 정의된다. 또, D, L, t 및 W의 단위에는, ㎜가 적용된다.

1-2. 금속 조직을 규정한 수식에 대해서

금속 조직을 규정한 수식 및 파라미터의 수치범위에 대해서 이하에 설명한다.

(1) D ≥ L을 충족시키는 Si 입자

이 수식은, Si 입자가 용융되었을 때에, 용융된 Si 입자가 표면에 유출되는 조건을 나타낸다. Si 입자는 용융 시에 주위의 매트리스와 반응하고, 약 2배의 직경을 갖는 원형의 액상이 된다. 이 액상이 표면에 유출되기 위해서는, 용융 후의 액상의 반경, 즉, 액상의 지름 2D의 1/2이 되는 D가, 표면에서 Si 입자의 중심까지의 거리 L 이상이 될 필요가 있다. 이렇게, D ≥ L을 충족시키는 Si 입자만이 표면에 유출된다.

(2) L+D > 0.04t를 충족시키는 Si 입자

이 수식은, Si 입자가 용융되어 표면에 유출되었을 때에, 8% 이상의 판 두께의 감소에 기여하는 조건을 나타낸다. 표면으로부터의 거리 L에 있는 원 상당 직경 D의 Si 입자가 용융되었을 경우, 표면으로부터 액상의 최심부까지의 거리는 L+D가 된다. 그리고, 이 액상이 표면에 유출되면, 액상이 존재하고 있었던 부위에서는 L+D의 판 두께가 감소한다. 이러한 1개의 Si 입자가 국소적으로 발생시키는 판 두께 감소분 L+D가, 한쪽의 또는 다른 쪽의 표면 측에 있어서, 단면 전체의 두께 t의 4%를 넘으면, 쌍방의 합계로 8%를 초과하는 판 두께의 감소를 초래하게 된다. 그것에 대해서, 1개의 Si 입자가 국소적으로 발생시키는 판 두께의 감소분 L+D가, 단면 전체의 두께 t의 4% 이하이면, 판 두께의 감소에의 기여가 한정적이다. 따라서, 한쪽 또는 다른 쪽의 표면 측에 있어서, L+D가 단면 전체 두께 t의 4%를 초과하는 Si 입자를 제어할 필요가 있다. 즉, L+D > 0.04t를 충족시키는 Si 입자만을 규정한다. 여기에서, 접합성이나 강성의 저하를 유효하게 방지하기 위해서는, 한쪽 또는 다른 쪽의 표면 측의 판 두께의 감소분이, 단면 전체 두께 t에 대하여 3% 이하인 것이 바람직하며, 2% 이하로 제어하는 것이 보다 바람직하다.

(3) 단면 전체에 있어서, 길이 W의 범위 내에 존재하고, 상기 (1), (2)를 충족시키는 Si 입자가, 0 ≤ ΣπD² < 0.08tW를 충족시키는 것에 대해서

한쪽의 표면 측의 단면 부분에 있어서, 길이 W의 범위 내에 존재하고, 상기 (1), (2)를 충족시키는 Si 입자는, 용융 시에 한쪽의 표면에 유출되고, 한쪽의 표면 측의 단면부분에 있어서 단면 전체의 두께 t의 4%를 초과하는 판 두께의 감소를 생기게 하는 Si 입자이다. 또한, 다른 쪽의 표면 측의 단면부분에 있어서, 길이 W의 범위 내에 존재하고, 상기 (1), (2)를 충족시키는 Si 입자는, 용융 시에 다른 쪽의 표면에 유출되고, 다른 쪽의 표면 측의 단면부분에 있어서 단면 전체의 두께 t의 4%를 초과하는 판 두께의 감소를 생기게 하는 Si 입자이다. 이들 판 두께의 감소를 생기게 하는 Si 입자는 함께 핀재 전역의 판 두께의 감소를 생기게 하므로, 접합성 및 강성의 저하가 현저해진다. 그러나, 상기 (1), (2)를 충족시키는 Si 입자가 국소적으로 밖에 존재하지 않을 경우에는, 접합성이나 강성의 저하는 한정적이 된다. 그래서, 한쪽 및 다른 쪽의 표면 측의 단면부분을 합친 단면 전체에 있어서, 길이 W의 범위 내에 존재하고, 상기 (1), (2)를 충족시키는 Si 입자의 존재 상태를 한정했다.

구체적으로는, 단면 전체에 있어서, 상기 (1), (2)를 충족시키는 Si 입자가 용융되었을 때의 면적, 즉, π×(2D/2)² = πD²을 합계한 ΣπD²의 범위를 한정하는 것이다. ΣπD²이 작을 경우에는, 단면 전체 중 판 두께의 감소가 생기는 부위는 한정적이 된다. ΣπD²이 커질수록, 단면 전체 중 판 두께의 감소가 생기는 부위가 증가해서 핀 전역에 걸쳐 판 두께의 감소가 생기게 된다. 본 실시형태에서는, 상기 단면 전체의 면적(t×W)에 대한 ΣπD²이 차지하는 비율을 8% 미만, 즉, ΣπD²이 차지하는 면적을 0.08tW 미만으로 규정한다. 여기에서, ΣπD²=0인 경우에는, 상기 단면 전체에 있어서 8% 이상으로 판 두께를 감소시키는 바와 같은 Si 입자는 존재하지 않으므로, 접합성이나 강성이 양호하게 유지된다. 0 < ΣπD² < 0.08tW인 경우에는, Si 입자의 용융에 의해 판 두께의 감소는 생기지만, 생기는 영역이 부분적이어서, 접합성이나 강성에의 영향은 한정적이다. 한편, ΣπD² ≥ 0.08tW인 경우에는, 상기 단면 전체에 있어서의 판 두께의 감소가 8% 이상이 되고, 즉, 핀재 전역에 있어서의 판 두께의 감소율이 8% 이상이 되므로, 핀재의 접합성이나 강성이 현저하게 저하된다. ΣπD²의 바람직한 범위는, 0 ≤ ΣπD² < 0.06tW이다. 여기에서, 본 실시형태에 있어서의 판 두께의 감소율(%)에 대해서는, 실제로 구해진 수치의 소수점 이하를 잘라 버린 것으로서 정의한다.

또, ΣπD²이 0에 가깝고, 판 두께의 감소에 기여하는 Si 입자로부터 공급되는 액상량이 적은 것과 같은 경우이어도, L+D ≤ 0.04t를 충족시키는 Si 입자나, 고용 Si의 존재에 의해, 접합성은 확보된다.

다음에, 상기 각 파라미터에 대해서 설명한다.

[Si 입자의 원 상당 직경 D]

Si 입자의 원 상당 직경 D는, 통상 0 내지 10㎛ 정도이며, 조대한 정출물(晶出物)이 존재할 경우에는 최대로 30㎛ 정도이다. 원 상당 직경 D가 30㎛ 이상인 조대한 정출물이 존재할 경우에는, 균열이나 핀홀 등의 원인이 되어 제조가 곤란해질 우려가 있다. 또, 0㎛란, Si가 완전히 고용하고 있어, Si 입자로서 존재하지 않을 경우이다.

여기에서, Si 입자란, (1) 순수 Si, 및, (2) 순수 Si의 일부에 Ca나 P 등의 원소를 미량 함유하는 것이다. Si 입자의 원 상당 직경 D는, SEM(Scanning Electron Microscope)에 의해, 단면의 반사 전자상을 관찰함으로써 결정할 수 있다. SEM 사진을 화상 해석함으로써, Si 입자의 원 상당 직경을 구하는 것이 바람직하다. 또, Si 입자와 그 밖의 입자는, SEM-반사 전자상 관찰로, 콘트라스트의 농담에 의해 구별된다. 또한, Si 입자에 함유되는 Ca, P 등의 원소는, EPMA(Electron Probe Micro Analyzer) 등으로 보다 정확하게 특정할 수 있다. 여기에서, 단면이란, 알루미늄 합금재의 두께 방향에 따른 단면을 말하지만, 두께 방향에 따른 것이면, 압연 방향에 따른 것, 혹은, 압연 방향과 직교하는 방향에 따른 것 등, 임의의 방향에 따른 것이면 된다.

[핀재 표층으로부터 Si 입자의 중심까지의 거리 L]

핀재의 표층으로부터 Si 입자의 중심까지의 거리 L은, 판 두께를 초과할 일은 없으므로 판 두께 t 미만이 된다. 여기에서 L은, 상기 Si 입자의 원 상당 직경을 결정했을 때에, 그 Si 입자의 중심으로부터 핀재 표층까지의 거리를 측정함으로써 구해진다. 그때, 예를 들면 핀재 표층으로부터, 대상이 되는 Si 입자까지를 포함하는 시야의 SEM 상을 촬영하고, 화상 해석을 행함으로써 측정할 수 있다. Si 입자가 등축이 아닐 경우에는, Si 입자 중, 핀재 표층에 가장 가까운 점과, 핀재 표층으로부터 가장 먼 점의 중간위치를 Si 입자의 중심으로 한다.

[핀재의 판 두께 t]

t는 특별히 제약은 없지만, 통상, 0.01 내지 0.2㎜ 정도인 것을 이용하는 것이 경량화나 가공성의 관점에서 바람직하다. 또한, 핀재로서 얇은 것으로는 0.01 내지 0.1㎜ 정도인 것, 두꺼운 것으로는 0.1㎜ 초과 0.2㎜ 정도인 것을 이용할 수 있다. 여기에서, 핀재의 판 두께 t는, 마이크로미터로 측정하는 것이 바람직하다. 그때, 접합 가열의 전후의 차이를 판정하기 위해서, 1개의 시료에 대해서 접합 가열의 전후에서 같은 위치의 판 두께를 3군데 이상 측정하여, 산술평균치로 평가한다.

1-3. 금속 조직이 효과를 발휘하는 원리

본 실시형태의 핀재는, 접합 가열 시에 재료의 일부가 용융되어 액상을 생성하는 것에 의해 단층이고 접합 기능을 발휘한다. 액상의 일부는, 접합 가열 시에 있어서 재료 중의 Si 입자가 주위의 매트릭스와 반응하는 것에 의해 생성한다. 그때, 표층에 조대한 Si 입자가 존재하면, 그 Si 입자가 용융됨으로써 판 두께의 감소가 커진다. 그래서, 본원 발명자들은, 표층의 Si 입자의 크기를 제어함으로써 판 두께의 감소를 억제하는 것을 찾아낸 것이다.

2. 재질에 대해서

2-1. 구성

본 실시형태에 따른 핀재는, 기본적으로는 단층에서 가열 접합하는 기능을 지니는 핀재로서 이용할 수 있다. 그러나, 본 실시형태에 따른 핀재를 다른 재료(심재)에 클래딩한 브레이징 핀으로 한 경우에도, 표층의 판 두께의 감소를 억제하는 효과는 마찬가지로 얻을 수 있으므로, 클래드율을 감소시킬 필요가 없는 이점을 지닌다. 이와 같이, 본 실시형태에 따른 핀재는, 클래드재(브레이징 핀)의 형태로 이용할 수도 있다.

이하의 설명에 있어서는, 본 실시형태에 따른 핀재를 단층 재료로서 이용하는 전제로 기재한다. 그러나, 본 실시형태에 따른 핀재를 이용한 상기 클래드재에 있어서도, 본 실시형태에 따른 핀재의 부분에 대해서, 이하의 기재를 따름으로써 판 두께의 감소를 억제하는 효과를 얻는 것이 가능한 것이다.

2-2. 합금 조성

본 실시형태에 따른 핀재를 구성하는 알루미늄 합금은, Si: 1.50 내지 5.00 질량%(이하, 단지 「%」라 기재함)를 필수원소로서 함유하고, 잔부 Al 및 불가피적 불순물로 이루어진다. 또한, 이 알루미늄 합금은, 제1 선택적 첨가 원소로서, Fe: 0.01 내지 2.00%, Mn: 0.05 내지 2.00%, Zn: 0.05 내지 6.00% 및 Cu: 0.05 내지 1.50으로부터 선택되는 1종 또는 2종 이상을 더 함유해도 된다.

2-2-1. Si: 1.50 내지 5.00%

Si는 Al-Si계의 액상을 생성하고, 접합에 기여하는 원소이다. 단, Si의 함유율이 1.50% 미만인 경우에는 충분한 양의 액상을 생성하는 것이 가능하지 않고, 액상의 배어나옴이 적어져서 접합이 불완전해진다. 한편, 함유율이 5.00%를 초과하면 알루미늄 합금재 중의 액상 부분의 생성량이 많아지므로, 가열 중의 알루미늄 합금재의 강도가 저하되어 구조체의 형상을 유지하는 것이 곤란해진다. 또한, 표층의 근방에 존재하는 Si의 입자수도 증가하므로, 판 두께의 감소도 현저해진다. 따라서, Si의 함유율은 1.50 내지 5.00%로 규정한다. 이 Si의 함유율은, 바람직하게는 1.50 내지 3.50%이며, 보다 바람직하게는 2.00 내지 3.00%이다. 또, 배어나오는 액상 부분의 양은 핀재의 체적이 크고, 가열 온도가 높을수록 많아지므로, 가열 시에 필요로 하는 액상 부분의 양은, 제조하는 구조체의 구조에 따라서 필요로 되는 Si량이나 접합할 때의 가열 온도에 따라서 조정된다.

2-2-2. Fe: 0.01 내지 2.00%

Fe는 매트릭스에 약간 고용되어 강도를 향상시키는 효과를 지니는데다가, 정출물이나 석출물로서 분산되고, 특히 고온에서의 강도의 저하를 방지하는 효과를 지닌다. Fe는, 그 함유율이 0.01% 미만인 경우에는, 상기 효과가 충분히 얻어지지 않을 뿐만 아니라, 고순도의 지금(地金)을 사용할 필요가 있어 재료 비용의 증가를 초래한다. 한편, Fe의 함유율이 2.00%를 초과하면, 주조 시에 조대한 금속간 화합물이 생성되므로, 이 조대한 금속간 화합물이 가공시의 균열의 원인이 되어 핀재의 제조가 곤란해진다. 또한, 접합체가 부식 환경(특히 부식성 액체가 유동하는 바와 같은 부식 환경)에 노출되었을 경우에는, 내식성이 저하된다. 또한, 접합 시의 가열에 의해 재결정한 결정립이 미세화되어 입계 밀도가 증가하므로, 접합 중의 변형량이 증대함으로써 접합 전후의 핀재의 치수의 변화가 커진다. 따라서, Fe의 함유율은 0.01 내지 2.00%로 한다. Fe의 함유율은, 바람직하게는 0.20 내지 1.00%이다.

2-2-3. Mn: 0.05 내지 2.00%

Mn은, Si나 Fe와 함께 Al-Mn-Si계, Al-Mn-Fe-Si계, Al-Mn-Fe계의 금속간 화합물을 형성해서 알루미늄 모상 중에 분산되어서 핀재를 강화하는 것으로서 작용하고, 혹은, 알루미늄 모상 중에 고용되어 핀재를 강화하는 것으로서 작용하는 것에 의해 강도를 향상시키는 첨가 원소이다. Mn의 함유율이 2.00%를 초과하면, 조대한 금속간 화합물이 형성되기 쉬워져 내식성을 저하시킨다. 한편, Mn의 함유율이 0.05% 미만에서는, 상기 효과가 불충분해진다. 따라서, Mn의 함유율은 0.05 내지 2.00%로 한다. Mn의 함유율은, 바람직하게는 0.10 내지 1.50%이다.

2-2-4. Zn: 0.05 내지 6.00%

Zn은, 희생방식작용에 의한 내식성의 향상에 유효한 원소이다. Zn은, 매트릭스 중에 거의 균일하게 고용되어 자연전위를 비화시키는 작용을 지닌다. 본 실시형태에 따른 핀재를 비화시킴으로써, 접합하고 있는 튜브의 부식을 상대적으로 억제하는 희생방식작용을 발휘시킬 수 있다. Zn의 함유율이 0.05% 미만인 경우에는, 전위비화의 효과가 불충분해진다. 한편, Zn의 함유율이 6.00%를 초과할 경우에는, 부식되는 속도가 빨라져서 자기내식성이 저하되고, 희생방식작용도 저감된다. 따라서, Zn의 함유율은 0.05 내지 6.00%로 한다. Zn의 함유율은, 바람직하게는 0.10 내지 5.00%이다.

2-2-5. Cu: 0.05 내지 1.50%

Cu는, 매트릭스 중에 고용되어 강도를 향상시키는 효과를 지니는 원소이다. Cu의 함유율이, 1.50%를 초과하면 내식성이 저하된다. 한편, Cu의 함유율이 0.05% 미만에서는, 상기 효과가 불충분해진다. 따라서, Cu의 함유율은 0.05 내지 1.50%로 한다. Cu의 함유율은, 바람직하게는 0.10 내지 1.00%이다.

선택적 첨가 원소로서, 상기 제1 선택적 첨가 원소 대신에 또는 이것에 부가해서, 제2 선택적 첨가 원소로서, Mg: 0.05 내지 2.00%, In: 0.05 내지 0.30%, Sn: 0.05 내지 0.30%, Ti: 0.05 내지 0.30%, V: 0.05 내지 0.30%, Cr: 0.05 내지 0.30%, Ni:2.00% 이하 및 Zr: 0.30% 이하로부터 선택되는 1종 또는 2종 이상을 더 함유해도 된다.

2-2-6. Mg: 0.05 내지 2.00%

Mg은, 접합 가열 후에 있어서 Mg₂Si에 의한 시효 경화의 작용을 나타내고, 이 시효 경화에 의해 강도 향상이 의도된다. 이렇게, Mg은 강도 향상의 효과를 발휘하는 첨가 원소이다. Mg의 함유율이 2.00%를 초과하면, 플럭스와 반응해서 고융점의 화합물을 형성하므로, 접합성이 현저하게 저하된다. 한편, Mg의 함유율이 0.05% 미만에서는, 상기 효과가 불충분해진다. 따라서, Mg의 함유율은 0.05 내지 2.00%로 한다. Mg의 함유율은, 바람직하게는 0.10 내지 1.50%이다.

2-2-7. In, Sn: 0.05 내지 0.30%

Sn과 In은, 희생방식작용을 발휘하는 효과를 나타낸다. 각각의 함유율이 0.30%를 초과하면, 부식 속도가 빨라져 자기내식성이 저하된다. 한편, 각각의 함유율이 0.05% 미만에서는, 상기 효과가 작다. 따라서, Sn과 In의 함유율은 각각 0.05 내지 0.30%로 하고, 바람직하게는 0.10 내지 0.25%이다.

2-2-8. Ti, V: 0.05 내지 0.30%

Ti 및 V는, 매트릭스 중에 고용되어 강도를 향상시킬 뿐만 아니라, 층상으로 분포되어서 판 두께방향의 부식의 진전을 방지하는 효과를 발휘한다. 각각의 함유율이 0.30%를 초과하면 조대 정출물이 발생하고, 성형성 및 내식성을 저해시킨다. 한편, 각각의 함유율이 0.05% 미만에서는, 그 효과가 작다. 따라서, Ti 및 V의 함유율은 각각 0.05 내지 0.30%로 하고, 바람직하게는 0.10 내지 0.25%이다.

2-2-9. Cr: 0.05 내지 0.30%

Cr은, 고용 강화에 의해 강도를 향상시키고, 또 Al-Cr계의 금속간 화합물의 석출에 의해, 가열 후의 결정 알맹이를 조대화시킨다. Cr의 함유율이 0.30%를 초과하면, 조대한 금속간 화합물을 형성하기 쉬워지고, 소성 가공성을 저하시킨다. 한편, 0.05% 미만에서는, 상기 효과가 작다. 따라서, Cr의 함유율은, 0.05 내지 0.30% 이하로 하고, 바람직하게는 0.10 내지 0.25%이다.

2-2-10. Ni:2.00% 이하

Ni는, 금속간 화합물로서 정출 또는 석출되어, 분산 강화에 의해 접합 후의 강도를 향상시키는 효과를 발휘한다. Ni의 함유율은 2.00% 이하로 하고, 바람직하게는 0.05 내지 2.00%이다. Ni의 함유율이 2.00%를 초과하면, 조대한 금속간 화합물을 형성하기 쉬워지고, 가공성을 저하시켜 자기내식성이 저하된다.

2-2-11. Zr: 0.30% 이하

Zr은 Al-Zr계의 금속간 화합물로서 석출되어, 분산 강화에 의해 접합 후의 강도를 향상시키는 효과를 발휘한다. 또한, Al-Zr계의 금속간 화합물은, 가열 중의 결정립을 조대화시킨다. Zr의 함유율이 0.30%를 초과하면 조대한 금속간 화합물을 형성하기 쉬워져, 소성 가공성을 저하시킨다. 따라서, Zr의 함유율은, 0.30% 이하로 한다. Zr의 함유율은, 바람직하게는 0.05 내지 0.30%이다.

선택적 첨가 원소로서, 상기 제1 선택적 첨가 원소나 제2 선택적 첨가 원소 대신에 또는 이들 중 한쪽 또는 양쪽에 부가해서, 제3 선택적 첨가 원소로서, Be: 0.1000% 이하, Sr: 0.1000% 이하, Bi: 0.1000% 이하, Na: 0.1000% 이하 및 Ca: 0.0500% 이하로부터 선택되는 1종 또는 2종 이상을 더 함유해도 된다.

2-2-12. Be, Sr, Bi, Na: 0.1000% 이하, Ca: 0.0500% 이하

이들 원소는, 상기 범위로 함으로써, 액상의 특성을 개선하는 것에 의해 접합성을 더욱 양호하게 하는 작용을 발휘한다. 즉, 이들 미량원소는 Si 입자의 미세분산에 의해, 판 두께의 감소를 억제하는 것에 기여할 수 있다. 또한, 액상의 유동성을 향상시키는 등에 의해 접합성을 개선할 수 있다. 또, 이들 각 원소의 바람직한 범위는, Be: 0.0001 내지 0.1000%, Sr: 0.0001 내지 0.1000%, Bi: 0.0001 내지 0.1000%, Na: 0.0001 내지 0.1000%, Ca: 0.0001 내지 0.0500%이다. 이들 미량원소는, 상기의 바람직한 범위로서 규정한 하한값 미만에서는, Si 입자의 미세 분산이나 액상의 유동성을 향상시키는 등의 효과가 불충분해질 경우가 있다. 또한, 상기 바람직한 범위로서 규정한 상한치를 넘으면 내식성을 저하시키는 등의 폐해가 생긴다.

2-3. 조질(調質)

조질은, O재이어도 되고, H1n재나 H2n재이어도 된다.

3. 제조 방법에 대해서

3-1. 주조 후의 가열 조건

본 실시형태에 따른 핀재에서는, 표층의 근방에 존재하는 Si 입자의 크기를 제한한다. 재료 중의 조대한 분산 입자에 대해서는, 주조 시의 냉각 속도의 영향을 크게 받는 것이 알려져 있다. 특히 Fe나 Mn을 함유하는 분산 입자는 확산하는 속도가 느리기 때문에, 주조 시의 냉각 속도가 분산 입자의 크기에 강하게 영향을 끼치고, 주조 시의 냉각 속도가 빠를수록 입자가 미세해지는 것이 알려져 있다.

한편, Si 입자는, Sr이나 Na 등의 미량의 첨가 원소에 의해, 주조 시에 미세하게 생성되는 것이 알려져 있다. 그러나, 본 실시형태에 따른 핀재에 있어서는, 표층의 근방의 Si 입자의 분포가 중요하고, 그 Si 입자의 분포는, Si의 Al 중에 확산되는 속도가 비교적 빠르기 때문에, 주조 후의 제조 공정에 있어서의 고온으로 유지되는 시간에 비교적 강하게 영향을 받는다. 그 때문에, DC 주조법 및 연속 주조법의 어느 쪽의 경우에 있어서도, 주조 후의 제조 공정에 있어서, 530℃ 이상의 온도로 유지될 경우에는, 그 유지 시간을 10시간 이하로 한다. 더욱 바람직한 가열 조건은, 520℃ 이상의 온도로 유지될 경우의 유지 시간을 0 내지 10시간으로 한다. 여기에서, 유지 시간이 0시간이란, 소정의 유지 온도에 도달하면 즉시 유지를 멈추는 것을 의미한다. 이러한 가열 조건의 제약에 의해, 핀재의 단면 전체에 있어서 길이 W의 범위 내에 존재하고, D ≥ L, 그리고, L+D > 0.04t를 충족시키는 전체 Si 입자가, 0 ≤ ΣπD² < 0.08tW를 충족시킬 수 있다. 한편, 530℃ 이상의 온도에서 10시간을 초과해서 유지했을 경우에는 오스트왈드 성장에 의한 조대화가 현저하게 일어난다. 그 결과, 표층의 Si 입자 중, D ≥ L, 그리고, L+D > 0.04t를 충족시키는 Si 입자수 및 각 Si 입자의 원 상당 직경이 증대되어, 0 ≤ ΣπD² < 0.08tW를 충족시키지 않게 된다.

3-2. DC 주조의 경우

본 실시형태에서 이용하는 알루미늄 합금재의 제조 방법은, 상법을 따르면 되지만, 상기 가열 조건에 유의할 필요가 있다. DC 주조의 경우의 제조 방법의 예를 이하에 나타낸다. 주조 시의 슬래브의 주조 속도를 하기와 같이 제어한다. 주조 속도는 냉각 속도에 영향을 끼치므로, 20 내지 100㎜/분으로 한다. 주조 속도가 20㎜/분 미만인 경우에는 충분한 냉각 속도가 얻어지지 않고, Si계 입자나 Al-Fe-Mn-Si계의 금속간 화합물과 같은 정출물이 조대화된다. 한편, 100㎜/분을 초과할 경우에는, 주조 시에 알루미늄 합금재가 충분히 응고하지 않고, 정상인 주괴가 얻어지지 않는다. 주조 속도는, 바람직하게는 30 내지 80㎜/분이다. 그리고, 본 실시형태의 특징으로 하는 금속 조직을 수득하기 위해서, 주조 속도는 제조하는 합금재의 조성에 따라서 조정할 수 있다. 냉각 속도는 두께나 폭과 같은 슬래브의 단면형상에 의존하지만, 상기 20 내지 100㎜/분의 주조 속도로 함으로써, 주괴의 중앙부에서 0.1 내지 2℃/초의 냉각 속도로 할 수 있다. 이러한 주괴의 중앙부에서의 냉각 속도(0.1 내지 2℃/초)에 의해, 조대한 Si 입자의 발생을 억제할 수 있다.

DC 주조 시의 주괴(슬래브) 두께는, 700㎜ 이하가 바람직하다. 슬래브 두께가 700㎜을 초과할 경우에는 상기와 같은 충분한 냉각 속도를 얻을 수 없어, Si 입자나 Al-Fe-Mn-Si계의 금속간 화합물이 조대화된다. 또, 슬래브 두께는, 보다 바람직하게는 500㎜ 이하이다.

DC 주조법으로 주조한 슬래브는, 열간압연 전의 가열 공정, 열간압연 공정, 냉간압연 공정 및 소둔 공정에 제공된다. 주조 후, 열간압연 전에 균질화 처리를 실시해도 된다.

DC 주조법으로 제조한 슬래브는, 균질화 처리 후 또는 균질화 처리를 실시하지 않고, 열간압연전의 가열 공정에 제공된다. 이 가열 공정에서는, 상법을 따라 가열 유지 온도가 400 내지 570℃, 바람직하게는 450 내지 520℃, 유지 시간이 0 내지 15시간, 바람직하게는 1 내지 10시간의 범위 내이며, 그리고, 530℃ 이상으로 가열될 경우에는, 유지 시간이 10시간을 초과하지 않도록 실시하는 것이 바람직하다. 유지 온도가 400℃ 미만인 경우에는, 열간압연에서의 슬래브의 변형 저항이 크고 균열이 발생할 우려가 있다. 한편, 유지 온도가 570℃를 초과할 경우에는, 국소적으로 용융이 생길 우려가 있다. 또한, 유지 시간이 15시간을 초과할 경우에는, Si 입자의 오스트왈드 성장에 의한 조대화가 일어나기 쉬워지는 데 부가해서, Al-Fe-Mn-Si계의 금속간 화합물의 오스트왈드 성장이 진행되고, 석출물이 조대해지는 동시에 그 분포가 성기게 된다. 그 결과, 접합 가열 중의 재결정 알맹이의 핵이 발생하는 빈도가 증가해서 결정 입경이 작아져, 접합 가열 중의 변형이 생기기 쉬워진다. 유지 시간이 0시간이란, 가열 유지 온도에 도달한 후에 즉시 가열을 종료하는 것을 말한다.

가열 공정에 이어서, 슬래브는 열간압연 공정에 제공된다. 열간압연 공정은, 열간 조압연(rough rolling) 단계와 열간 마무리 압연 단계를 포함한다. 여기에서, 열간 조압연 단계에 있어서의 총압하율을 92 내지 97%로 하고, 그리고 열간 조압연의 각 패스 중에 있어서 압하율이 15% 이상이 되는 패스가 3회 이상 포함되는 것으로 한다.

DC 주조법으로 제조한 슬래브에는, 최종 응고부에 조대한 정출물이 생성된다. 판재로 하는 공정에 있어서 정출물은 압연에 의한 전단을 받아서 작게 분단되므로, 정출물은 압연 후에 있어서 입자 형상으로 관찰된다. 열간압연 공정은, 슬래브로부터 어느 정도의 두께의 판으로 하는 열간 조압연 단계와, 수 ㎜ 정도의 판 두께로 하는 열간 마무리 압연 단계를 포함한다. 정출물을 분단시키기 위해서는, 슬래브로부터 압연되는 열간 조압연 단계에서의 압하율의 제어가 중요하다. 구체적으로는, 열간 조압연 단계에서는 슬래브 두께가 300 내지 700㎜로부터 15 내지 40㎜ 정도로 압연되지만, 열간 조압연 단계에서의 총압하율을 92 내지 97%, 바람직하게는 94 내지 96%로 하고, 열간 조압연 단계가 15% 이상의 압하율이 되는 패스를 3회 이상, 바람직하게는 20% 이상의 압하율이 되는 패스를 4회 이상 포함함으로써, 조대한 정출물을 미세하게 분단시킬 수 있다. 이것에 의해, 정출물인 Si 입자나 Al-Fe-Mn-Si계의 금속간 화합물을 미세화할 수 있고, 본 실시형태에 규정하는 적정한 분포 상태로 할 수 있다.

열간 조압연 단계에서의 총압하율이 92% 미만에서는, 정출물의 미세화의 효과가 충분히 얻어지지 않는다. 한편, 97%를 초과하기 위해서는 열간 조압연의 상승판 두께를 얇게 할 필요가 있지만, 설비상 곤란하다. 또, 원래의 슬래브 두께를 두껍게 해서 총압화율을 올리는 방법도 있지만, 슬래브 두께의 상한치를 초과하므로 곤란하다. 또한, 열간 조압연 단계의 각 패스 중의 압하율도 정출물의 분포에 영향을 주고, 각 패스에 있어서의 압하율을 크게 함으로써 정출물이 분단된다. 열간 조압연 단계의 각 패스 중에 있어서 압하율이 15% 이상인 패스가 3회 미만에서는, 정출물의 미세화 효과가 충분하지 않다. 압하율이 15% 미만에서는, 압하율이 충분하지 않고 정출물의 미세화가 되지 않으므로 대상으로는 되지 않는다. 또, 압하율이 15% 이상인 패스 회수의 상한은 특별히 규정하는 것은 아니지만, 생산성 등을 고려해서 10회 정도를 상한으로 하는 것이 바람직하다.

H1n 조질의 경우, 열간압연 공정 종료 후에는, 열간압연재료를 냉간압연 공정에 제공한다. 냉간압연 공정의 조건은 특별히 한정되는 것은 아니다. 냉간압연 공정의 도중에 있어서, 냉간압연재를 소둔하는 소둔 공정이 제공된다. 이 중간소둔의 조건은, 250 내지 450℃에서 1 내지 5시간, 바람직하게는 300 내지 400℃에서 2 내지 4시간의 범위에서 실시한다. 소둔 공정 후에는, 압연재를 최종 냉간압연에 제공하여 최종 판 두께로 한다. 최종 냉간압연 단계에서의 가공률{(가공 전의 판 두께-가공 후의 판 두께)/가공 전의 판 두께%}이 지나치게 크면, 접합 가열 중의 재결정의 구동력이 커져 결정립이 작아짐으로써, 접합 가열 중의 변형이 커진다. 최종 냉간압연 단계에 있어서의 가공률은, 10 내지 30% 정도로 하는 것이 바람직하며, 12 내지 25% 정도로 하는 것이 보다 바람직하다. 또, H2n 조질의 경우에는, 열간압연 공정 종료 후에는, 열간압연재료를 냉간압연 공정에서 최종판 두께까지 가공하고, 최종 소둔을 시행해도 되고, 또 H1n 조질과 마찬가지로 중간소둔 공정을 제공하고, 최종 냉간압연 후에 최종소둔을 시행해도 된다.

3-3. 연속 주조의 경우

연속 주조법으로서는, 쌍롤식 연속 주조 압연법이나 쌍 벨트식 연속 주조법 등의 연속적으로 판 형상 주괴를 주조하는 방법이면 특별히 한정되는 것이 아니다. 쌍롤식 연속 주조 압연법이란, 내화물제의 온수 공급 노즐로부터 1쌍의 수냉 롤 사이에 알루미늄 용탕을 공급하고, 박판을 연속적으로 주조 압연하는 방법이며, 헌터(Hunter)법이나 3C법 등이 알려져 있다. 또한, 쌍 벨트식 연속 주조법은, 상하에 대치해서 수냉되어 있는 회전 벨트 간에 용탕을 부어서 벨트면으로부터의 냉각으로 용탕을 응고시켜서 슬래브로 하고, 벨트의 반주입 측에서 해당 슬래브를 연속해서 인출해서 코일 형상으로 권취하는 연속 주조 방법이며, 하젤렛(hazelett)법 등이 알려져 있다.

쌍롤식 연속 주조 압연법에서는, 주조 시의 냉각 속도가 반연속 주조법에 비교해서 수배 내지 수백배 빠르다. 예를 들면, 반연속 주조법의 경우의 냉각 속도가 0.5 내지 20℃/초인 것에 대해서, 쌍롤식 연속 주조 압연법의 경우의 냉각 속도는 100 내지 1000℃/초이다. 그 때문에, 주조 시에 생성하는 분산 입자가, 반연속 주조법에 비해서 미세하고도 고밀도로 분포되는 특징을 지닌다. 이것에 의해 조대한 정출물의 발생이 억제되므로, 접합 가열 중의 결정립이 조대화된다. 또한, 냉각 속도가 빠르기 때문에, 첨가 원소의 고용량을 증가시킬 수 있다. 이것에 의해, 그 후의 열처리에 의해 미세한 석출물이 형성되어, 접합 가열 중의 결정립 조대화에 기여할 수 있다. 본 실시형태에 있어서는, 쌍롤식 연속 주조 압연법의 경우의 냉각 속도를 100 내지 1000℃/초로 하는 것이 바람직하며, 300 내지 900℃/초로 하는 것이 보다 바람직하다. 100℃/초 미만에서는 원하는 금속 조직을 얻는 것이 곤란해지고, 1000℃/초를 초과하면 안정적인 제조가 곤란해진다.

쌍롤식 연속 주조 압연법으로 주조할 때의 압연판의 속도는 0.5 내지 3m/분이 바람직하며, 1 내지 2m/분이 보다 바람직하다. 주조 속도는, 냉각 속도에 영향을 끼친다. 주조 속도가 0.5m/분 미만인 경우에는, 상기와 같은 충분한 냉각 속도가 얻어지지 않고 화합물이 조대해진다. 또한, 3m/분을 초과할 경우에는, 주조 시에 롤 사이에서 알루미늄 합금재가 충분히 응고하지 않아, 정상인 판 형상 주괴가 얻어지지 않는다.

쌍롤식 연속 주조 압연법으로 주조할 때의 용탕 온도는, 650 내지 800℃의 범위가 바람직하다. 용탕 온도는, 온수 공급 노즐 직전에 있는 헤드 박스의 온도이다. 용탕 온도가 650℃ 미만의 온도에서는, 온수 공급 노즐 내에 조대한 정출물의 분산 입자가 생성되고, 그들이 주괴에 혼입됨으로써 냉간압연 시의 판 절단의 원인이 된다. 용탕 온도가 800℃를 초과하면, 주조 시에 롤 사이에서 알루미늄 합금재가 충분히 응고하지 않고, 정상인 판 형상 주괴가 얻어지지 않는다. 용탕 온도는, 보다 바람직하게는 680 내지 750℃이다.

쌍롤식 연속 주조 압연법으로 주조하는 판 형상 주괴의 판 두께는, 2 내지 10㎜가 바람직하다. 이 두께 범위에 있어서는, 판 두께의 중앙부의 응고 속도도 빠르고 균일한 조직이 얻어지기 쉽다. 판 두께가 2㎜ 미만이면, 단위시간당 주조기를 통과하는 알루미늄량이 적고, 안정적으로 용탕을 판폭 방향으로 공급하는 것이 곤란해진다. 한편, 판 두께가 10㎜를 초과하면, 롤에 의한 권취가 곤란해진다. 판 형상 주괴의 판 두께는, 보다 바람직하게는 4 내지 8㎜이다.

쌍롤식 연속 주조 압연법으로 주조된 판 형상 주괴를 최종판 두께로 냉간압연하는 공정 중에 있어서, 530℃ 이상으로 유지되는 시간이 10시간 이하가 되는 범위에 있어서, 250 내지 550℃에서 1 내지 10시간, 바람직하게는 300 내지 500℃에서 2 내지 8시간의 범위에서 소둔을 행한다. 이 소둔은 주조 후의 제조 공정에 있어서, 최종 냉간압연을 제외한 어느 공정에서 행해도 되고, 1회 이상 행할 필요가 있다. 또, 소둔의 횟수의 상한은 바람직하게는 3회, 보다 바람직하게는 2회이다. 이 소둔은, 재료를 연화시켜서 최종 압연에서 소망의 재료 강도를 얻기 쉽게 하기 위하여 행해져, 이 소둔에 의해 재료 중의 정출물이나 석출물의 크기 및 밀도, 첨가하는 원소의 고용량을 최적으로 조정할 수 있다.

이 소둔 온도가 250℃ 미만에서는, 재료의 연화가 불충분하기 때문에, 납땜 가열 전의 TS(인장강도)가 높아진다. 납땜 가열 전의 TS가 높다면, 성형성이 뒤떨어지므로 코어 치수가 악화하고, 결과로서 내구성이 저하된다. 한편, 550℃를 초과하는 온도에서 소둔을 행하면, 제조 공정 중의 재료에의 입열량이 지나치게 많아므로, 정출물이나 석출물이 조대하면서도 성기게 분포되게 된다. 조대하면서도 성기게 분포된 정출물이나 석출물은 고용원소를 받아들이기 어려워, 재료 중의 고용량이 저하되기 어렵다. 또한, 1시간 미만의 소둔 시간에서는 상기 효과가 충분하지 않고, 10시간을 초과하는 소둔 시간에서는 상기 효과가 포화하고 있기 때문에 경제적으로 불리해진다.

4. 접합 조건에 대해서

4-1. 가열 조건

다음에, 본 실시형태에 따른 핀재를 이용한 접합 방법에 대해서 기술한다. 본 실시형태에 따른 핀재는, 단층이고 가열 접합하는 능력을 지니는 것이며, 가열에 의해 재료 중에 액상을 생성하고, 그 액상에 의해 접합하는 기능이 발휘된다. 가열 시의 온도가 높을수록 액상이 많이 형성되어, 접합성이 확보되기 쉽다. 한편, 액상이 많이 형성될수록, 핀재의 판 두께의 감소나 변형이 일어나기 쉬워진다. 그 때문에, 접합 가열의 조건을 관리하는 것이 중요하다. 구체적으로는, 본 실시형태에 따른 핀재 내부에 액상이 생성되는 고상선 이상이고 액상선 이하의 온도로서, 핀재에 액상이 생성되는 것에 의해 강도가 저하되어 형상을 유지할 수 없게 되는 온도 미만의 온도로, 접합에 필요한 시간 가열한다.

더욱 구체적인 가열 조건으로서는, 핀재의 전체 질량에 대한 해당 핀재 내에 생성되는 액상의 질량의 비(이하, 「액상률」이라 칭함)가, 0% 초과 35% 이하가 되는 온도에서 접합시킬 필요가 있다. 액상이 생성하지 않으면 접합을 할 수 없으므로 액상률은 0%를 초과하는 것이 필요하다. 그러나, 액상이 적다면 접합이 곤란해질 경우가 있으므로, 액상률은 5% 이상이 바람직하다. 한편, 액상률이 35%를 초과하면, 생성하는 액상의 양이 지나치게 많아서, 접합 가열 시에 핀재가 크게 변형되어 버려 형상을 유지할 수 없게 된다. 바람직한 액상률은 5 내지 30%이며, 보다 바람직한 액상률은 10 내지 20%이다.

또한, 핀재와 이것에 접합되는 다른 부재 간에 핀재의 액상이 충분히 충전되기 위해서는, 그 충전 시간도 고려하는 것이 바람직하며, 액상률이 5% 이상인 시간이 30 내지 3600초인 것이 바람직하다. 보다 바람직하게는, 액상률이 5% 이상인 시간이 60 내지 1800초이며, 이것에 의해 더욱 충분한 충전이 행해져서 확실한 접합이 된다. 액상률이 5% 이상인 시간이 30초 미만이면, 접합부에 액상이 충분히 충전되지 않을 경우가 있다. 한편, 3600초를 초과하면, 핀재의 변형이 진행될 경우가 있다. 또, 본 실시형태에 있어서의 접합 방법에서는, 액상은 접합부의 극 근방에 있어서밖에 이동하지 않으므로, 이 충전에 필요한 시간은 접합부의 크기에는 의존하지 않는다.

바람직한 가열 조건의 구체예로서는, 본 실시형태에 따른 상기 핀재의 경우, 580 내지 640℃를 접합 온도로 하고, 이 범위의 접합 온도에서의 유지 시간을 0 내지 10분으로 하면 된다. 여기에서, 0분이란, 부재의 온도가 소정의 접합 온도에 도달하면 즉시 냉각을 개시하는 것을 의미한다. 상기 유지 시간은, 보다 바람직하게는 30초 내지 5분이다. 한편, 접합 온도에 대해서는, 590 내지 620℃로 하는 것이 보다 바람직하며, 예를 들어, Si의 함유율이 4 내지 5% 정도인 경우에는 접합 가열 온도를 580 내지 590℃로 낮게 하는 것이 바람직하다. 또한, 접합부의 금속 조직을 후술하는 바람직한 상태로 하기 위하여, 조성에 따라서 가열 조건을 조정해도 된다.

가열 중에 있어서의 실제의 액상률을 측정하는 것은, 매우 곤란하다. 그래서, 본 실시형태에서 규정하는 액상률은, 통상, 평형 상태도를 이용해서, 합금 조성과 최고 도달 온도로부터, 지레의 원리(lever rule)에서 의해서 구할 수 있다. 이미 상태도가 밝혀져 있는 합금계에 있어서는, 그 상태도를 사용하여, 지레의 원리를 이용해서 액상률을 구할 수 있다. 한편, 평형 상태도가 공표되어 있지 않은 합금계에 관해서는, 평형 계산 상태도 소프트웨어를 이용해서 액상률을 구할 수 있다. 평형 계산 상태도 소프트웨어에는, 합금 조성과 온도를 이용하여, 지레의 원리로 액상률을 구하는 수법이 내장되어 있다. 평형 계산 상태도 소프트웨어에는, Thermo-Calc; Thermo-Calc Software AB사 제품 등이 있다. 평형 상태도가 밝혀져 있는 합금계에 있어서도, 평형 계산 상태도 소프트웨어를 이용해서 액상률을 계산해도, 평형 상태도로부터 지레의 원리를 이용해서 액상률을 구한 결과와 같은 결과가 되므로, 간편화를 위하여 평형 계산 상태도 소프트웨어를 이용해도 된다.

4-2. 기타

가열 처리에 있어서의 가열 분위기는 질소나 아르곤 등으로 치환한 비산화성의 분위기 등이 바람직하다. 또, 비부식성 플럭스를 사용함으로써 더욱 양호한 접합성을 얻을 수 있다. 또한, 진공중이나 감압중에서 가열해서 접합하는 것도 가능하다.

상기 비부식성 플럭스를 도포하는 방법에는, 피접합부재를 조립한 후, 플럭스 분말을 뿌리는 방법이나, 플럭스 분말을 물에 현탁시켜 분무 도포하는 방법 등을 들 수 있다. 미리 재료에 도장할 경우에는, 플럭스 분말에 아크릴수지 등의 바인더를 혼합해서 도포하면, 도장의 밀착성을 높일 수 있다. 통상의 플럭스의 기능을 얻기 위해서 이용하는 비부식성 플럭스로서는, KAlF₄, K₂AlF₅, K₂AlF₅·H₂O, K₃AlF₆, AlF₃, KZnF₃, K₂SiF₆ 등의 플루오린화물계 플럭스나, Cs₃AlF₆, CsAlF₄·2H₂O, Cs₂AlF₅·H₂O 등의 세슘계 플럭스를 들 수 있다.

5. 접합 후의 금속 조직

본 실시형태에 따른 핀재에 있어서는, 접합 가열 중의 변형(휨이나 좌굴)을 억제하기 위해서, 접합 가열 후의 결정 입경을 50㎛ 이상으로 하는 것이 바람직하며, 200㎛ 이상으로 하는 것이 보다 바람직하다. 이 결정 입경이 50㎛ 미만이면, 접합 가열 중에 입계 미끄러짐이 생겨 현저한 변형을 일으킬 우려가 있다. 이 결정 입경이 50㎛ 이상이면 접합 가열 중의 변형이 억제되므로, 핀재와 튜브 등의 다른 부재와의 간극이 적절하게 유지되어 접합성을 향상시킬 수 있다. 이 결정 입경의 상한치는 특별히 한정되는 것은 아니지만, 합금 조성이나 제조 방법에 의해서 결정되는 것이며, 본 실시형태에서는 2000㎛ 정도이다.

6. 클래드재에의 적용

본 실시형태에 따른 핀재는, 표층근방의 금속 조직을 제어함으로써, 판 두께의 감소가 억제된 특징을 지니는 것이다. 그 효과는, 본 실시형태에 따른 핀재를 다른 재료에 클래딩한 경우에 있어서도 마찬가지로 얻어진다. 그때, 판 두께의 감소는 커도 클래딩된 본 실시형태에 따른 핀재 부분의 두께의 8% 이하이기 때문에, 클래드재 전체의 판 두께에 대해서는 더욱 작은 판 두께 감소율이 된다. 따라서, 클래드율에 특별히 제약은 없고, 제조 가능한 범위이면 된다. 구체적으로는, 클래드재의 판 두께에도 좌우되지만 2% 내지 98% 정도, 바람직하게는 5 내지 95% 정도이다.

이러한 클래드재로서는, 알루미늄 합금제의 심재의 한쪽 면 또는 양면에, 본 실시형태에 따른 핀재를 피복재로서 클래딩한 알루미늄 합금제의 브레이징 시트를 들 수 있다. 심재로서는, 예를 들면 1000계의 순 알루미늄, 3000계, 6000계 등의 알루미늄 합금을 이용할 수 있다.

7. 열교환기에의 적용

본 실시형태에 따른 핀재는, 판 두께의 감소를 억제하고 있기 때문에, 열교환기에 적용했을 때에 접합성의 향상이 도모된다. 예를 들면, 도 1 및 도 2에 나타낸 바와 같이, 서로 소정 거리를 두고 중첩된 다수매의 판 형상 핀(12)의 각각의 가장자리부에 있어서, 이들 가장자리부를 따라서 소정 간격으로, 판 형상 핀재의 동일 위치를 관통하도록 개구되는 절결홈(16)을 복수개 형성한다. 여기에서, 상기 절결홈(16)의 주위에는, 전열유체가 유통되게 하는 유로(15)를 구비한 편평 튜브(14)의 표면과 접하도록 칼라(20)가 형성되어 있다. 그리고, 상기 편평 튜브(14)를 상기 동일 위치의 절결홈(16)마다 끼워 넣음으로써, 이러한 판 형상 핀(12)의 중첩 방향으로 뻗는 상태로 조립해서 접합 가열함으로써 열교환기(10)가 제조된다. 또한, 서로 편평부끼리 마주 향하도록 소정 간격으로 나열하여, 전열유체가 유통하는 편평 튜브 사이에, 물결형(corrugate)으로 가공된 본 실시형태에 따른 핀재를 가열 접합함으로써 열교환기를 제조해도 된다.

실시예

이하에, 실시예 및 비교예에 의거해서, 본 발명의 바람직한 실시형태를 구체적으로 설명하지만, 본 발명은 이들로 한정되는 것은 아니다.

우선, 표 1에 나타낸 A1 내지 A23의 합금 조성을 지니는 알루미늄 합금을 이용해서, 두께 400㎜, 폭 1000㎜, 길이 3000㎜의 시험 재료를 DC 주조법에 의해 주조하였다. 주조 속도는, 냉각 속도를 1℃/초로 설정해서 50㎜/분으로 했다. 또, 표 1의 합금 조성에 있어서, 「-」는 검출 한계 이하인 것을 나타내는 것이며, 「잔부」는 불가피 불순물을 포함한다. 그 다음에, DC 주조법에 의해 주조한 주괴를 면삭가공해서 두께를 380㎜로 한 후에, 열간압연 전의 가열 유지 공정으로서 주괴를 480℃까지 가열해서 그 온도로 5시간 유지하고, 이어서 열간압연 공정에 가하였다. 열간압연 공정에서는 3㎜ 두께까지 압연했다. 열간압연 공정에 있어서의 열간 조압연에 있어서의 총압하율은 92.5%이며, 그리고, 열간 조압연의 각 패스 중에 있어서 압하율이 15% 이상이 되는 패스를 3회 이상 실시했다. 그 후의 냉간압연 공정에 있어서, 압연판을 0.09㎜ 두께까지 압연했다. 또한, 압연재를 380℃에서 2시간의 중간소둔 공정에 가하고, 최후에 최종 냉간압연 단계에서 최종판 두께 0.07㎜까지 압연해서 공시재로 하였다. 여기에서, 최종냉간압연 단계에 있어서의 가공률은 22.2%였다.

또한, A2의 합금 조성인 것에 대해서는, 상기와는 달리, DC 주조 후에 520℃까지 가열해서 그 온도에서 10시간 유지한 공시재도 제작했다(후술하는 표 2에 있어서의 실시예 19의 DC2). 또한, A3의 합금 조성인 것에 대해서는, 상기와는 달리, DC 주조 후에 540℃까지 가열해서 그 온도에서 15시간 유지한 공시재도 제작했다(후술의 표 2에 있어서의 비교예 1의 DC3). 다음에, 시험 재료를 열간압연 공정에 가하였다. 열간압연 공정에서는 3㎜ 두께까지 압연했다. 열간압연 공정에 있어서의 열간 조압연에 있어서의 총압하율은 92.5%이며, 그리고, 열간 조압연의 각 패스 중에 있어서 압하율이 15% 이상이 되는 패스를 3회 이상 실시했다. 그 후의 냉간압연 공정에 있어서, 압연판을 0.09㎜ 두께까지 압연했다. 또한, 압연재를 380℃에서 2시간의 중간소둔 공정에 가하고, 최후에 최종 냉간압연 단계에서 최종판 두께 0.07㎜까지 압연해서 공시재로 하였다. 여기에서, 최종 냉간압연 단계에 있어서의 가공률은 22.2%였다.

또, A17의 성분에 대해서는, 상기와는 달리 쌍롤식 연속 주조 압연법에 의해서도 주괴를 주조하였다. 쌍롤식 연속 주조 압연법으로 주조할 때의 용탕 온도는 650 내지 800℃이며, 주조판의 두께는 6㎜였다. 주조 속도는 냉각 속도를 200℃/초로 설정해서 700㎜/분으로 하였다. 그 다음에, 얻어진 판 형상 주괴를 0.7㎜까지 냉간압연하고, 480℃에서 5시간의 중간소둔 후에, 0.09㎜까지 냉간압연하고, 380℃에 있어서 2시간의 2회째의 소둔 후에, 0.070㎜까지 냉간압연해서 공시재로 하였다.

또한, 표 1의 C1, C2 및 C3을 A1 내지 A23과 마찬가지로 해서, DC 주조법으로 주조해서 열간압연 전의 가열 유지 공정에 가하였다. 그 다음에, C1, C3을 각각 C2의 양면에 클래드율 10%로 맞추고, 열간 클래드 압연해서 클래드재 CL1(C1/C2/C1), CL2(C3/C2/C3)를 제작했다. 열간 클래드 압연 공정에서는 3㎜ 두께까지 압연했다. 열간 클래드 압연 공정에 있어서의 열간 조압연에 있어서의 총압하율은 93.8%이며, 그리고, 열간 조압연의 각 패스 중에 있어서 압하율이 15% 이상이 되는 패스를 3회 이상 실시했다. 그 후의 냉간압연 공정에 있어서, 압연판을 0.09㎜ 두께까지 압연했다. 또한, 압연재를 380℃에서 2시간의 중간소둔 공정에 가하고, 최후에 최종 냉간압연 단계에서 최종판 두께 0.07㎜까지 압연해서 공시재로 하였다. 여기에서, 최종 냉간압연 단계에 있어서의 가공률은 22.2%였다.

전술한 바와 같이 해서 제작한 공시재에 대해서, 하기의 평가를 행했다.

<제조성>

우선, 제조 과정에 있어서의 제조성의 평가를 행하였다. 제조성의 평가 방법은, 판재 또는 슬래브를 제조했을 때에, 제조 과정에 있어서 문제가 발생하지 않고 건전한 판재나 슬래브가 얻어진 경우를 ○로, 주조 시에 균열이 발생한 경우나, 주조 시의 거대 정출물 발생이 원인으로 압연이 어렵게 되고, 제조성에 문제가 있었을 경우를 △로 판정했다. 결과를 표 2에 나타낸다.

<금속 조직>

다음에, 공시재의 접합 가열 전의 금속 조직의 평가를 행했다. 각 공시재의 두께 방향에 따른 단면을 연마하고, SEM 관찰상을 촬영했다. 이 단면의 전체 부분(t×W(W: 3㎜))의 면적 영역에 있어서의 SEM 관찰상을 화상 해석함으로써, 원 상당 직경 D 및 표층으로부터의 거리 L을 측정하고, D ≥ L, 그리고, D+L > 0.04t를 충족시키는 Si 입자만을 선정하고, 그들의 πD²의 합계(ΣπD²)를 산출했다. 본 실시예에서는, ΣπD²가 0.08tW=0.08×0.07(㎜)×3(㎜)=0.017(㎟) 미만이면 본 발명의 규정을 충족시킨다. 금속 조직으로서, 산출한 ΣπD²(㎟)의 결과를 표 2에 나타낸다.

<판 두께 감소>

또한, 접합 가열 온도 상당의 온도로 가열했을 때에 있어서의 공시재의 판 두께 감소율을 평가했다. 여기에서는, 가열 전후의 핀 판 두께를 마이크로미터로 측정했다. 그때, 가열 전후의 차이를 측정하기 위해서, 가열 전후의 같은 위치에 있어서의 판 두께를 3군데 이상 측정하고, 산술평균치에 의해 판 두께 감소율을 산출했다. 가열 조작은, 각 공시재를 길이 100㎜, 폭 20㎜로 절단해서 길이방향의 한쪽의 단부에 구멍을 뚫고, 그 구멍에 스테인리스제의 와이어를 통과시켜 가대에 매단 상태에서 600℃까지 가열하고 3분간 유지했다. 본 실시예 및 비교예에서는, 판 두께 감소 8% 미만을 합격으로 하였다. 결과를 표 2에 나타낸다. 또, 표 2에 나타낸 판 두께 감소(%)에 대해서는, 실제로 구해진 수치의 소수점 이하를 잘라 버린 것이다.

<인장 시험>

또한, 접합 가열 전의 각 공시재의 인장 시험을 행했다. 인장 시험은, 각 공시재에 대해서, 인장 속도 10 ㎜/분, 게이지 길이 50㎜의 조건으로, JIS Z2241에 따라서, 상온에서 실시했다. 결과를 표 2에 나타낸다.

<접합성>

다음에, 접합성의 평가를 행했다. 도 1에 나타낸 바와 같이, 각 시험재를 폭 20㎜, 길이 100㎜로 자르고, 프레스 가공에 의해, 폭 2㎜, 길이 15㎜의 절결부를 피치 10㎜로 갖는 핀재로 하였다. 도 1의 단면도에 나타낸 바와 같이, 핀재의 절결부에는 높이 0.5㎜로 칼라를 수직으로 잘라 세웠다. 이 핀재를 절결부의 위치가 맞추어지도록 피치 2㎜로 20매 평행하게 배열하였다. 절결부에는, 표 1에 나타낸 B1의 조성의 다공관을 삽입했다. 다공관은 두께 1.98㎜, 폭 20㎜, 길이 60㎜로 하였다. 핀 20매와 다공관 10개를 조합시킨 상태에서 스테인리스제의 지그에 조립하고, 테스트 피스(미니 코어)를 제작했다.

상기한 바와 같이 해서 제작한 미니 코어를, 비부식성의 플루오린화물계 플럭스의 10% 현탁액에 침지시키고 건조 후에, 질소 분위기 중에서 600℃로 가열해서 3분간 유지함으로써, 핀재와 다공관을 가열 접합하였다.

핀재와 다공관을 가열 접합한 후에, 핀을 다공관으로부터 벗겨내서 미니 코어의 다공관과 핀과의 접합부 20군데의 상태를 조사했다. 접합부가 완전히 접합하고 있었던 개소의 비율(접합율)을 측정했다. 본 실시예 및 비교예에서는, 접합율 60% 이상을 합격으로 하였다. 결과를 표 2에 나타낸다.

<내식성>

또한, 상기에서 제작한 미니 코어의 내식성 평가를 행했다. CASS 시험을 500h 행하고, 다공관의 부식 상태를 확인했다. 현미경에 의해 최대 부식부의 부식 깊이를 초점법으로 계측하고, 깊이 50㎛ 이하인 것을 ◎, 50㎛ 초과 150㎛ 이하인 것을 ○, 150㎛ 초과 300㎛ 이하인 것을 △, 300㎛를 초과한 것을 ×로 하였다. 결과를 표 2에 나타낸다.

표 2에 나타낸 바와 같이, 알루미늄 합금재의 조성 및 금속 조직에 있어서, 본 발명이 규정하는 조건을 구비하고 있는 실시예 1 내지 20에서는, 제조성, 판 두께 감소, 인장력 시험, 접합성 및 내식성이 양호했다.

한편, 비교예 1에서는, 핀재의 금속 조직이 규정을 충족시키지 않았기 때문에, 판 두께 감소율이 8%를 초과하고, 접합성도 불량으로 되었다.

비교예 2에서는, 핀재의 Si 성분이 1.50% 미만이었기 때문에, 액상률이 부족해서 접합성이 불량으로 되었다.

비교예 3에서는, 핀재의 Si 성분이 5.00%를 초과하고 있었기 때문에, 금속 조직이 규정을 충족시키지 않고, 판 두께 감소율이 8%를 초과하고, 접합성도 불량으로 되었다.

비교예 4에서는, 클래드재의 피복재에 이용한 핀재(C1)의 Si의 함유율이 높았기 때문에 금속 조직이 규정을 충족시키지 않고, 판 두께 감소율이 8%를 초과하고, 접합성도 불량으로 되었다.

비교예 5에서는, 핀재의 Zn성분이 6.00%를 초과하고 있었기 때문에, 자기내식성이 저하되어 내식성이 불량으로 되었다.

비교예 6 내지 8에서는, 핀재의 Fe, Cu, Mn 성분이 각각 많았기 때문에, 주조 시에 조대 정출물이 형성되어, 제조성에 문제가 있었다.

본 발명은, 본 발명의 광의의 정신과 범위를 일탈하는 일 없이, 각종 실시형태 및 변형이 가능하게 되는 것이다. 또, 전술한 실시형태는, 본 발명을 설명하기 위한 것이고, 본 발명의 범위를 한정하는 것은 아니다. 즉, 본 발명의 범위는, 실시형태가 아니라, 청구범위에 의해서 제시된다. 그리고, 청구범위 내 및 그것과 동등한 발명의 의의의 범위 내에서 시행되는 여러 가지 변형이, 본 발명의 범위 내로 간주된다.

본 출원은, 2016년 4월 12일에 출원된 일본국 특허출원 2016-79933호 및 2017년 3월 27일에 출원된 일본국 특허출원 2017-60744호에 의거한다. 본 명세서 중에 일본국 특허출원 2016-79933호 및 일본국 특허출원 2017-60744호의 명세서, 특허청구의 범위, 도면 전체를 참조해서 원용하는 것으로 한다.

이상 설명한 바와 같이, 본 발명에 따르면, 높은 접합성과 높은 강성을 지니고, 박육화를 가능하게 해서 경량화를 달성하는 알루미늄 합금제의 핀재 및 이것을 이용한 브레이징 시트, 그리고 해당 핀재 또는 브레이징 시트를 핀에 이용한 열교환기가 제공된다.

10: 열교환기 12: 판 형상 핀
14: 편평 튜브 15: 유로
16: 절결홈 20: 칼라

Claims (5)

1. Si: 1.50 내지 5.00 질량%를 함유하고, 잔부 Al 및 불가피적 불순물로 이루어진 알루미늄 합금으로 이루어진 핀재(fin material)로서,
   해당 핀재의 두께 방향에 따른 단면에 있어서, Si 입자의 원 상당 직경을 D, 표층으로부터 Si 입자의 중심까지의 거리를 L, 핀재의 두께를 t, 표층에 평행한 길이를 W라 했을 때에, 길이 W의 범위 내에 존재하고, D ≥ L, 그리고, L+D > 0.04t를 충족시키는 전체 Si 입자가 0 ≤ πD² < 0.08tW를 충족시키는 것을 특징으로 하는 알루미늄 합금제의 핀재.
2. 제1항에 있어서, 상기 알루미늄 합금이, Fe: 0.01 내지 2.00 질량%, Mn: 0.05 내지 2.00 질량%, Zn: 0.05 내지 6.00 질량% 및 Cu: 0.05 내지 1.50 질량%로부터 선택되는 1종 또는 2종 이상을 더 함유하는, 알루미늄 합금제의 핀재.
3. 제1항 또는 제2항에 기재된 핀재를 피복재로서, 알루미늄 합금으로 이루어진 심재에 클래딩한 것을 특징으로 하는, 알루미늄 합금제의 브레이징 시트.
4. 제1항 또는 제2항에 기재된 알루미늄 합금제의 핀재를 핀에 이용한 열교환기.
5. 제3항에 기재된 알루미늄 합금제의 브레이징 시트를 핀에 이용한 열교환기.

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