KR920006554B1 - 브레이징(Brazing)용 알루미늄 박판 및 그의 제조방법 - Google Patents

Abstract

내용 없음.

Description

브레이징(Brazing)용 알루미늄 박판 및 그의 제조방법

제1도는, 본 발명의 방법에 있어서 채용되는 냉간 압연율의 범위를 나타내는 설명도.

제2도(a),(b) 및 (c)는, 각각 흰 재료의 내 좌굴성의 시험 방법을 나타내는 설명도.

제3도, 내부식성 시험의 설명도이다.

* 도면의 주요 부분에 대한 부호의 설명

1∼15 : 가공방법 번호 21, 31 : 시료

22 : 베이스 23 : 고정구

32 : A 3003판

본 발명은, 고온에서의 내좌굴성(Sagging resistance)이 우수한, 내 부식성 플럭스 브레이징(Flux brazing) 및 캐리어 가스 브레이징(Carrier gas brazing)에 적절한, 콘덴서 휜(Fin)용 알루미늄 박판 및그의 제조 방법에 관한 것이다.

종래에, 자동차 냉방기용 콘덴서, 증발기 등으로 사용될 수 있는, 알루미늄 합금으로 만들어진 열 교환기는, 압출다공 튜브(구멍 뚫린 튜브)와 코루게이트 휜(Corrugated fins)으로 구성되어져 있다.

일반적으로, 이러한 압출다공 튜브는, 알루미늄 함량이 99.5중량% 이상인(이하 및 청구의 범위에서 "중량%" 단위는 단순히 "%"로 약칭함) A 1050(일본 공업 규격, 이하 같다) 또는 A 3003 합금(Al-0.15% Cu-1.1% Mn)으로 제조되며, 코루게이트 휜은 A 3003 또는 A 3203(Al-1.1% Mn)을 심재(Corematerial)로 하여, 그 양면에 A 4343(Al-7.5% Si) 또는 A 4004(Al-10% Si-1.5% Mg)을 브레이징 재료로써 클래드(Clad) 시킨, 이른바 브레이징 시이트(Brazing Sheet)로 제조된다.

통상, 심재에의 브레이징 재료의 표준 클래딩 율은, 이를 양 표면상에서 8 내지 13% 범위내이고, 각 휜판의 전체 두께는 약 0.16mm이다.

상기 브레이징 시이트를 사용한 열 교환기는, 일반적으로, 압출 다공 튜브와 상기 브레이징 시이트를 590내지 620℃에서 수분동안 가열하여 접합시키는 이른바 브레이징 법에 의하여 제조된다.

이 경우에, 브레이징 재료의 표면상의 산화층을 없애고, 접합작용을 촉진 시키기 위하여, 2가지 방법이주로 사용되는데, 이중 한 방법은, 염소가 포함된 플럭스를 사용하는 용광로 브레이징법이고, 다른 한 방법은 Mg 증발 효과(getter 작용)를 이용한 진공 브레이징 법이다.

열 교환기의 제조원가를 감소시키기 위한 방편으로서, 재료들을 얇고 가볍게 만드는 것이 상상될 수 있는데, 이 경우에는, 튜브를과 휜들을 얇게 하는 것이다. 튜브에 있어서는, 종래에는 이들의 벽 두께가 약 1내지 1.2mm이였으나, 그 후의 연구에 의해 최근에는, 벽 두께가 약 0.5 내지 0.6mm인 튜브가 실용에 제공되고 있다.

그러나, 휜에 있어서는, 그의 벽 두께는, 0.16 내지 0.2mm의 범위내의 두께에서 변화되지 못한채 남아있다.

다시 말해서, 휜의 최소벽 두께는 여전히 0.16mm 수준에 머물러 있다.

그 이유는 다음과 같다.

열 교환기의 제조시에, 휜은 상기한 바와같이 590 내지 620℃의 고온으로 가열되고, 그 결과로, 이 휜의 표면 상에 클래드 된 브레이징 재료가 용융된다.

그리고, 용융된 접합재가 휠의 심재로 더욱더 확산되어, 인의 고온 강도가 감소되고, 그 결과로 휜이 좌굴하는, 다시 말하여, 이른바 좌굴 현상이 발생하게 된다.

이러한 이유 때문에, 종래의 브레이징 시이트는 벽 두께라는 면에서는 만족스럽지 못한 것이었다. 플럭스를 함유한 불화물을 사용하는 비 부식성 플럭스 브레이징 법 또는 브레이징 기술의 캐리어 가스 브레이징법에 사용되는 브레이징 시이트에 있어서는, A 3003 합금인 코루게이트 휜의 심재(또는 심재와 표피 재료로서의 브레이징 재료 양쪽에)에 Zn을 첨가하여, 이 심재에 희생 양극휜의 효과를 부여하여, 압출되는 튜브 재료가 부식되지 않도록 보호하는 것이 필요하다.

그러나, Zn을 첨가하면, 희생양극 효과는 향상되지만, 고온에서의 내 좌굴성이 감소된다. 또한, 캐리어가스 브레이징 법에서는, 표피 재료의 확산이 활발하면, 심재내의 Zn이 증발하여, 휜내에 잔류하는 Zn 양이 적어져서, 희생양극 효과가 충분히 기대되지 못하게 되어버린다.

또한, 최근에, 브레이징 기술을 사용하여, 알루미늄 합금 열 교환기용 휜 재료를 제조하는 신규한 방법이 제안되었는데(일본국 특개소 60-215729호), 이 신규한 방법에 의하면, Mn, Mg, Zr 등을 소정량 함유하는 알루미늄 합금의 심재에 표피 재료를 클래드 시킴으로써, 휜 재료가 제조된다.

상기한 일본국 특개소 60-215729호 공보에 개시된 방법에서는, 내 좌굴성의 향상은, 휜 재료에 Zr을 첨가시킨 점과 1회의 소둔 공정을 소정의 냉간 압연의 중간 처리로써 행함으로써 달성되고 있다.

그러나, 최근에는, 휜 재료가 얇아짐에 따라 브레이징 시이트의 고온에서의 내 좌굴성의 요구 수준이 더욱더 높아져서, 상술함 바와 같은 방법으로는, 이와같이 향상된 요구조건을 충족시킬 수 없다.

또한, 비 부식성 플럭스 브레이징 법 또는 캐리어 가스 브레이징 법에서는, 상기한 바와같이, 심재에 Zn을 첨가하였으나, 이렇게 하여 얻어진 종래의 브레이징 시이트는, 고온에서의 내 좌굴성이 낮아서, 휜 재료를 얇게 하고자 하는 요구를 충촉시킬 수 없었다.

본 발명은 상기와 같은 종래 기술의 문제점을 해결하기 위하여 이루어진 것으로서, 본 발명의 목적은, 고온에서의 브레이징에 의해 조금 밖에 좌굴하지 않는, 다시 말하여 고온에서의 내 좌굴성이 뛰어난 알루미늄 합금 박판을 제조하는 방법을 제공하는데 있다.

본 발명의 다른 목적은, 압출 다공 튜브에 대하여 뛰어난 희생 양극 효과를 나타내는 브레이징용 알루미늄 박판을 제조하는 방법을 제공하는데 있다.

본 발명의 또 다른 목적은, 비 부식성 플럭스 브레이징 법과 캐리어 가스 브레이징 법에 특히 적합한 브레이징용 알루미늄 박판을 제조하는 방법을 제공하는데 있다.

본 발명의 또 다른 목적은, 왜 많은 양의 Fe를 함유하는 알루미늄 합금을 사용하여 제조될 수 있는 값싼 알루미늄 박판 재료를 제공하는데 있다.

본 발명의 또 다른 목적은, 얇게 만들어 질 수 있고, 고온에서의 브레이징에 의해 조금밖에 좌굴되지 않는, 다시 말하여 고온에서의 내 좌굴성이 뛰어난 열 교환기용 알루미늄 합금 휜 재료를 제공하는데 있다.

본 발명의 또 다른 목적들과 잇점들은 다음의 기술사항으로부터 명백하여 진다.

본 출원의 발명자들은 상기 문제점을 해결하기 위하여 수많은 연구와 실험을 계속한 결과, 다음과 같은 사항을 알아 내었다.

즉, Mn과 Zn을 소정량 함유하고, Fe와 Si을 규제한 양만큼 함유하는 알루미늄 합금을 심재로 하여, Al-Si계 또는 Al-Si-Mg계 브레이징 재료를 표피재료로 하여 클레드한 합재를 제조하는 경우에, 열간 압연 또는 냉간 압연 직후에 소둔이 행하여 지지만, 고온에서의 내 좌굴성을 향상 시키기 위하여는 다음의 2가지 점이 중요하다.

첫째로 중요한 요구사항은, 적어도 2회 이상의 중간 소둔 공정이 필요하다는 것이고, 둘째 요구 사항은, 소둔 공정에 있어서, 최종 2회의 중간 소둔 공정에서의 냉간 압연율이 중요한 고려 사항이라는 점이다.

본 출원의 발명자들은, 이러한 요구 사항들을 더욱더 상세하게 검토한 결과, 냉간 압연 공정과 소둔 공정에서 압연율을 소정의 조건으로 제어할 필요가 있다는 것을 알아 내었다.

본 발명은, 이러한 지식을 기초로 하여 이루어진 것이다.

즉, 본 발명에 브레이징용 알루미늄 박판의 제조 방법의 바람직한 실시예는, Mn 0.6 내지 2.0%, Fe 0.3% 이하, Si 0.6% 이하, Zn 0.5 내지 2.0%, Cu 0.2% 이하, 잔량이 Al인 조성의 알루미늄 합금을 심재로 하고, Al-Si계 또는 Al-Si-Mg계 브레이징 재료를 표피 재료로 한 합재를 열간 압연 및 냉간 압연 가공함에 있어, (a) 가열 처리 또는 균질화 처리된 상기 합재를, 열간 압연 이후의 공정에서 적어도 2회의 중간 소둔을 행하고, (b) 그 후에 냉간 압연율 행함에 있어, 최후에서 2번째의 중간 소둔에서부터 최종의 중간 소둔까지의 냉간 압연율 R₁(%)와, 최종의 중간 소둔에서 합재의 최종 두께까지의 냉간 압연율 R₂(%)이, 다음의 조건을 만족 시키는 것을 특징으로 한다.

즉, 10

R₁

90이고 10

R₂

60이고, 30

(R₁+R₂)이며 (R₁-R₂)

60.

본 실시예는, 이하 제1방법이라 약칭한다.

상기 제1방법에서, 심재로 사용되는 알루미늄 합금의 성분과 그 양이 상기한 바와같이 한정되는 이유는 다음과 같다. 첨가되는 Mn의 양은 0.6 내지 2.0% 범위 내이다.

이 Mn 성분은, 합금의 강도를 향상 시키는 동시에, 미세한 크기의 Al-Mn-Fe 석출물 또는 Al-Mn-Si 석출물의 형성에 참여하며, 굵은 재 결정 입자의 형성에 기여하고, 브레이징 공정에서의 고온 가열 처리시의 심재의 내 고온 좌굴성을 향상 시키는 작용을 한다.

Mn의 양이 0.6%보다 적으면, 그의 작용 효과가 불충분하고, 2.0%를 넘으면 그 안에 거대 결정물이 발생하기 쉽다.

따라서, 휜 재료로서의 성형성이 나빠지게 된다. Fe의 양은 0.3% 이하이다. Fe 성분은, Al-Mn-Fe입자의 석출에 참여하고, 굵은 재결정 입자의 형성에 기여하며, 브레이징 공정에서의 고온 가열처리시의 심재의 내 고온 좌굴성을 향상시키는 작용을 한다. Si의 양은 6.0% 이하이다.

Si 성분은, Al-Mn-Fe 입자의 미세한 석출에 참여하고, 굵은 재결정 입자의 형성에 기여하며, 브레이징 공정에서의 고온 가열 처리시의 심재의 내 고온 좌굴성을 향상시키는 작용을 한다.

Si 양이 0.6%를 넣면, 석출 효과에 의하여 재결정 입자가 역으로 미세화 되어, 내 고온 좌굴성이 나빠지게 된다. Zn의 양은, 0.5 내지 2.0% 범위 내이다. Zn 성분은, 휜 재료의 전위를 음으로 되게하고, 희생양극 효과에 의해 튜브등의 작동 유체 통로의 공식(孔食) (Pitting Corrosion)을 방지하는 작용을 한다. Zn의 양이 0.5%보다 적으면 상기 작용이 불충분하고, 2.0%를 넘으면 자기부식이 높아짐과 동시에 접함성이 저하된다.

상기한 제1방법에서는, 0.05 내지 0.2% 범위내 정도의 소량의 Cu가 첨가되어 질수 있으나, 이는 반드시 첨가될 필요는 없다. Cu는, 압출된 튜브에 휜의 전위가 양으로 되게 하기 때문에 바람직하지 못할 것이라고 여겨져 왔다.

그러나, 본 발명자들의 여러가지 검토의 결과로, Fe의 양이 0.3% 이하의 수준으로 제한되는 경우에는, Cu의 첨가는 내 고온 좌굴성을 향상시키는 효과를 나타낸다는 사실을 알아 내었다. 소량의 Cu를 함유하는 휜은, Cu를 함유하지 않는 합금과, 내고온 좌굴성이 다르다.

따라서 Cu를 함유하는 휜 재료에서는, 예를들어 최후에서 2번째의 중간 소둔에서부터 최종의 중간 소둔까지의 냉간 압연율, 최종 냉간 압연율의 범위와, 중간 소둔 횟수 등의 요구 조건이 약간 상이하다.

Fe의 양이 적은 경우에는, Cu를 함유하는 Al-Fe-Cu계 결정 재료가, 주조시에 소량 형성되고, 거의 대부분의 Cu는 매트릭스 내에 용해된다.

다음의 가열처리 공정에서, Cu 성분은 Al-Cu-Mn계 석출물의 형성에 소비되어 용해된 Mn 성분의 양이 감소한다.

따라서, 다음의 고온처리 공정에서 재결정화가 원만하게 이루어지고, 그로 인해 내 고온 좌굴성의 향상이 달성된다. Cu가 첨가되지 않은 경우에는, 상술한 바와같은 효과가 불충분하게 된다.

그러나, Cu의 양이 0.2%를 넘으면, 휜의 전위가 양으로 되어, 압출재료에의 희생 양극 효과가 저하되기 때문에, 그 양은 0.2% 이하이어야만 한다.

제1방법에서는, 심재인 알루미늄 합금의 주 성분은, 상술한 바와 같지만, 이 합금은 주조시의 미세한 결정 입자의 형성을 위하여 또 다른 성분들 (Mg, Cr, Ti, B, Zr,Ca, Li 등)을 부가적으로 포함할 수 있는데, 이때 이들 각 성분의 함량은 0.05% 이하이고 이러한 성분의 미세한 양은 본 발명의 효과에 거의 엉향을 미치지 않는다.

본 발명에 의한 브레이징용 알루미늄 박판의 제조방법의 또 다른 바람직한 실시예는, Mn 0.6 내지 2.0%, Fe 0.31 내지 0.80%, Si 0.05 내지 0.6%, Zn 0.5 내지 2.0%, Cu 0.2% 이하, 잔량이 Al이며, 불가피한 불순물을 포함하는 조성의 알루미늄 합금을 심재로 하고, Al-Si계 또는 Al-Si-Mg계 브레이징재료를 표피 재료로 한 합재를 가열처리 또는 균질화 처리한 후 열간 압연가공 및 냉간 압연가공함에 있어, (a) 가열처리 또는 균질화 처리된 상기 합재를, 열간 압연 이후의 공정에서 적어도 2회의 중간 소둔을 행하고, (b) 그 후에 냉간 압연율 행함에 있어, 최후에서 2번째의 중간 소둔에서부터 최종의 중간소둔 까지의 냉간 압연율이 5% 이상이고, 최종의 중간 소둔에서부터 상기 합재의 최종 두께까지의 냉간 압연율이 10내지 50%인 것을 특징으로 한다.

본 실시예는 이하 제2방법이라 약칭한다. 본 실시예에서는, Fe 성분이 0.3% 이상의 양이 사용될 수 있는데, 그로 인해 재료의 원가를 절감할 수 있게 된다.

따라서, 본 기술은 매우 중요한 것이라 말할 수 있다.

상기한 제2방법에서는, 내 고온 좌굴성을 저하시키지 않고, Fe 성분의 양을 0.8%까지도 사용할 수 있다. Fe의 양이 0.8%를 넘으면, 재결정의 핵 사이트(Site)로써 작용하는 결정화물의 양이 증가하여, 고온에서의 보레이징 시의 결정화물로부터 형성되는 미세결정 입자로 인하여 이 판의 내 고온 좌굴성이 저하하게 된다.

또한, 과잉의 Fe가 이판의 성형성을 저하시키게 된다.

따라서, Fe의 양은 0.8% 이하이어야만 한다. Si의 기능과 그 양의 한정 이유와 상기한 제1방법에서와 동일하나, Si의 양이 0.05%보다 적으면, 그의 기능 효과가 불충분해진다.

본 제2방법에서는, 상술한 점을 제외하고는, 첨가되어야 할 각 성분들의 작용과 그들의 양의 한정이유는 상기 제1방법에서와 동일하다.

본 발명(제1 및 제2방법)에 있어서 사용되는, 표피재료로써의 Al-Si계 및 Al-Si-Mg계 브레이징 재료의 구세적인 예로써는, JIS A 4343(일본공업규격, Al-7.4% Si), A 4045(Al-10% Si), 이들 합금에 1%의 Zn을 첨가시킨 합금, A 4004(Al-10% Si-1.5% Mg) 및 A 4104 (Al-10% Si-1.5% Mg-0.1% Bi) 등이 있다.

본 발명에 있어서의 합재는, 심재의 양 표면상에 표피 재료가 클래드된 구성의 것이 가장 바람직하지만, 심재의 어느 한쪽면 상에 표피 재료를 클래드 시킨 조합도 가능하다.

본 발명에서는, 균질화 처리를 행하여도, 행하지 않아도 좋으며, 표피 재료를 클래딩 시키기 전에 심재에 행할 수도 있고, 또는 클래딩한 후에 합재에 행할 수도 있다.

본 발명에서는, 균질화 처리를 행하지 않은채로 심재와 표피 재료를 클래스 시킴으로서, 소망하는 물성치를 충분한 정도로 얻을 수 있었다. 균질화 처리의 온도에 있어서는, 처리온도가 580℃보다 높으면, 브레이징시의 재결정이 미세화하여 내 고온 좌굴성이 악화하기 때문에, 균질화 처리 온도의 상한은 580℃이다.

한편, 표피재료를 심재에 클래드한 후에 균질화 처리를 행할 경우에는, 처리 온도는 심재의 융점(Al-Si계와 Al-Si-Mg계의 융점은 각각 577℃ 및 555℃이다)보다 낮아야만 한다.

다음에, 상기한 합재를 압연하고 열처리하여 박판으로 하는 순차적인 공정에 대하여 상세히 설명한다.

우선, 합재를 표피재료의 융점이하의 특정온도로 가열한 후, 열간 압연율 행한다. 이들 공정에서의 조건은 특히 한정할 필요는 없다. 이때에, 표피 재료를 클래딩한 후에 균질화 처리를 행할 경우에는, 이 균질화처리 직후에 열간 압연율 행할 수 있다. 열간 압연 종료후 직접, 또는 냉간 압연후에 중간 소둔이 행하여 진다.

이 경우에, 내 고온 좌굴성을 향상시키기 위하여 적어도 2회의 중간 소둔 공정이 필요하다. 이 중간 소둔의 온도와 시간은 특히 한정되지는 않지만, 300 내지 450℃의 온도와 0.5 내지 6시간의 처리가 통상적이고 바람직하다.

본 발명에 있어서 중간 소둔 및 냉간 압연의 조건이 한정되는 이유는 다음과 같다.

일반적으로, 알루미늄 합금 휜 재료의 고온 좌굴의 원인은, 용융된 표피재료가 심재의 입자 경계 또는 서브 바운더리(Subboundaries)를 통하여 확산되기 때문이라고 생각되어 진다.

따라서, 이러한 표피 재료의 확산을 방지하기 위하여, 브레이징의 고온 조건하에서 즉시 심재를 재결정화시키고(서브 바운더리를 제거), 굵은 재결정 입자를 형성(입자경계 면적을 감소시킴) 시킬 필요가 있다.

본 발명자를의 연구 결과에 의하면, 브레이징의 고온 가열시에 있어서 재결정이 늦어지는 가장 큰 원인은, 가열 승온시에, Mn, Si 및 Fe 등의 용해된 성분들이 석출하여, 재결정과 석출이 서로 경합하기 때문이다.

이러한 현상을 방지하기 위하여는, 열간 압연 후에, 냉간 압연과 소둔을 반복하여, 이를 성분들을 미리 매트릭스 내에 충분히 석출 시킴으로써 용해된 Mn, Si 및 Fe의 양을 감소시키는 것이 효과적이다.

고온 가열 공정 이전에 이미 존재하는 이들 성분의 미세 석출물은, 재결정을 약간 지연 시키기는 하지만, 통상은 문제를 야기시키지는 않는다. 오히려, 이들 석출물은, 내 고온 좌굴성을 향상시키는 굵은 입자의 형성에 참여하는 기능을 갖는다.

상기한 바와같은, 용해된 Mn, Si 및 Fe의 양을 감소 시키는 효과를 얻기 위하여는, 적어도 2회의 증간소둔 공정이 필요하다. 중간 소둔 처리가 1회만 행하여지면, 그 효과가 불충분하게 된다.

제1방법에서 최후에서 2번째의 중간소둔에서부터 최종의 중간 소둔까지의 냉간 압연율(R₁)이 10%보다 작으면, 최종 소둔에서의 성분들의 석출이 불충분해지고, 또한 재결정이 발생되지 않아서, 서브 바운더리가 고온 브레이징 공정에서 남아 있기 쉽게된다.

한편, 상기 압연율(R₁)이 90%를 넘으면 최종 소둔시의 재결정이 너무 빨라서, 매우 미세한 석출물 입자가 형성되고, 그 결과로, 브레이징시에 서브 바운더리의 소멸이 방지되어, 내 고온 좌굴성이 약화되게 된다.

또한, 최종 냉간 압연율(R₂z이 10%보다 작으면, 압연율이 충분하지 못하고, 브레이징시의 재결정이 지연되어, 서브 바운더리가 남아 있게 되고, 그 결과로 내 고온 좌굴성이 악화되게 된다.

이와는 반대로, 압연율(R₂)이 60%를 넘으면, 재결정 입자가 미세해져서 내 고온 좌굴성이 낮아지고, 휜 재료로써의 성형성이 저하되게 된다. 이러한 점에서, 압연율은, 10

R₁

90 및 10

R₂

60의 요구조건이 필요하게 된다.

또한, 10

R₂

20의 범위에서는, 비록 10

R₁

90의 조건이 만족된다 하더라도, 내 고온 좌굴성이 때때로 저하된다.

따라서, 상기 요구조건에 더하여, 30

(R₁+R₂) 및 (R₁-R₂)

60 (제1도 참조)의 관계식을 더할 필요가 있다.

제2방법에서는, 어느한 중간 소둔에서부터 그 다음의 중간까지의 냉간 압연율이 5%보다 적으면, Fe의 석출이 불충분하여, 고온 브레이징 공정에서 Fe가 Mn과 함께 석출되어, 서브 바운더리가 남아 있기 쉽게된다.

따라서, 어느한 중간 소둔에서 다음의 중간 소둔의 사이에, 압연율이 50% 이상인 적어도 1회의 냉간 압연 공정이 필요하게 된다. 이 경우에, 압연율이 높으면 높을수록 내 고온 좌굴성도 높아진다.

예를들어, 냉간 압연이 60% 이상의 압연율로 행하여지면, 매우 높은 내 고온 좌굴성을 갖는 재료가 얻어지게 된다.

또한, 제2방법에서, 최종 중간 소둔에서 최종 판 두께까지의 냉간 압연율이 10%보다 적으면, 압연율이 충분하지 못하여, 브레이징 공정에서의 재결정화가 늦어져서, 서브 바운더리가 남아 있게 되고 그 결과로 내고온 좌굴성이 낮아지게 된다.

이와는 반대로, 최종 냉간 압연율이 50%를 넘으면, 재결정화 입자가 미세하여져서, 내 고온 좌굴성이 저하되고, 휜 재료로서의 성형성이 악화되게 된다.

본 발명에 의하여 얻어지는, 가장 바람직한 브레이징용 알루미늄 박판에 있어서는 상술한 바와같은 조성을 갖고, 상기한 제1방법에 의하여 제조된 심재가, 금속조직학상의 구조상, 입자직경이 0.1 내지 0.3μm인 중간금속 화합물(Intermetallic Conpounds)을 0.5 내지 5 체적%의 비율로 함유하는 알루미늄 합금판으로 만들어진다.

그 이유는 다음과 같다. 브레이징 공정에서의 고온 가열 조건하에서 휜 재료가 좌굴하는 원인들은, 다음의 3가지로 크게 나누어 질 수 있다.

(1) 휜 재료 자체의 고온 강도가 불량하다.

(2) 가열시에 미세한 재결정 입자가 형성되어, 표피재료내의 Si가 입자 경계들내로 확산되어, 이 경계들 내에 액체 상태로 발생한다.

(3) 전위에 의해 형성된 소입자 구조(Sabqrain structures)와 세포들이 가열시에 남아 있어 표피재료내의 Si이 확산한다.

상기 원인(1)인 불량한 강도는, 합금 조성에, 고온 강도를 향상시키는 금슥인 Mn, Zr 또는 Cr 등을 첨가함으로써 제거될 수 있다.

상기 원인 (2) 및 (3)인 미세재결정 및 소입자의 형성은 합금판의 제조 공정의 조건들(열처리, 압연 등)에 기인한다. 이는, 상술한 바와같은 합금 조성을 갖는 휜 재료가, 결정화된 재료 또는 석출물의 형태로된 Mn (Fe 및 Si)을 함유하는 중간금속 화합물을 함유하고, 이들의 분포가 합금의 제조공정에 따라 변화하기 때문이다.

본 출원의 발명자들은, 이를 중간 금속 화합물에 대한 오랜 연구 검토의 결과, 입자가 큰(약 3μm 이상)물질이 고온 브레이징 공정에서의 재결정의 핵으로 된다는 사실과, 또한, 입자가 큰 중간 금속 화합물이 여럿 존재하는 경우에는 재결정의 핵의 수가 증가하여, 미세한 재결정 입자가 얻어진다는 사실을 알아 내었다. 이는, 고온 좌굴 현상이 발생하는 상기한 원인(2)에 상관되는 것이다.

따라서, 이러한 중간 금속 화합물을 함유하는 휜 재료는 낮은 고온 좌굴성을 갖는다. 이것이 0.1 내지 0.3μm의 입자 직경을 갖는 중간 금속 화합물의 양적인 하한선이 0.5 체적%의 수준으로 실정되는 이유이다. 이 이론을 더욱 상세히 기술하면 다음과 같다.

입자가 큰 중간 금속 화합물은, 압연에 의하여 결정상태로 절단되거나 또는 커다란 석출물로 된다.

우선, 전자인 결정 상태에 대하여는, 내 고온 좌굴성의 악화는, 합금 조성의 상한선, 특히 Fe 성분의 상한선을 상기와 같이 결정함으로써 방지되어 질 수 있다. 후자인 커다란 석출물의 양은, 0.1 내지 0.3μm의 입자 직경을 갖는 중간 금속 화합물의 양에 반비례한다. 이는, 커다란 석출물의 양이 많으면 많을 수록 입자 직경이 0.1 내지 0.3μm인 미세한 입자의 양이 적어진다는 것이다.

결과적으로, 0.1 내지 0.3μm의 입자 직경을 갖는 중간 금속 화합물이 0.5체적% 이상 존재하면, 석출물은 충분하게 커지지 못하게 되고, 따라서, 내 고온 좌굴성을 낮출만큼 커다란 석출물이 존재하지 않는 어떤 조건을 얻을 수 있게 된다.

이와는 반대로, 미세한 중간 금속 화합물이 너무 많이 존재하면, 가열시에 전위와 입자 경계들의 고정에 의하여 상기한 원인(3)이 발생하게 된다.

따라서, 직경이 0.1 내지 0.3μm인 입자를 갖는 중간 금속 화합물의 양은, 5체적% 이하의 수준이어야만 한다.

종래에, 석출입자와 고온좌굴과의 사이의 관계는 불분명하였으나, 본 발명자들은 종래의 휜 재료에는, 입자가 큰 중간 금속 화합물(약 3μm 이상)이, 0.1 내지 0.3μm의 직경의 입자로써, 그 양이 0.5체적% 이하만큼 함유되어 있기 때문에, 종래의 휜 재료는 고온에서 좌굴하기 쉬었다는 사실을 밝혀냈다.

본 발명의 브레이징용 알루미늄 박판에 있어서, 그의 최종 막 두께는 특별히 한정되는 것은 아니지만, 통상 0.10 내지 0.20mm의 범위내이다.

본 발명에 의하면, 종래의 것에 비하여 내 고온 좌굴성이 현저하게 강화된 브레이징용 알루미늄 박판이 제조 가능해지고, 그로 인하여 휜 재료를 더욱더 얇게 할 수 있게된다.

또한, 본 발명에 의하면, 희생양극 효과가 뛰어나고 또한 비 부식성 플럭스 브레이징 및 캐리어 가스 브레이징에 적합한 브레이징용 알루미늄 박판이 제조될 수 있게 된다.

그 결과로, 본 발명은 더욱 앎은 코루게이트 휜의 제조와 열 교환기의 경량화를 가능케 하고, 제조원가를 감소 시킨다.

이하, 본 발명을 그의 실시예에 따라 더욱 상세히 설명한다.

[실시예 1](제1방법)

제1표에 나타낸 A 내지 E의 조성을 갖는 주괴(304^t×700^w×1,600¹)를 균질화 처리한 후 평면 절삭가공하여(이들 주괴중 일부는 균질화 처리를 행하지 않고 단지 평면 절삭 가공만 행하였음), A 4343에 상당하는 Al-7.5% Si인 표피 재료를, 한쪽면의 클래드 비율이 12%가 되게하여, 그의 양쪽 표면에 클래드 시켰다.

그 후에, 제2표에 나타낸 바와같이 재가열, 열간압연, 냉간압연 및 소둔을 행하여 두께가 0.12mm인 휜용 브레이징 시이트를 제작하였다. 상세한 가공 방법도 제2표에 나타내었다.

또한, 제2도에 있어서의 가공방법 1내지 15를 제1도에 플로트하였다.

제1도중의 부호는 각각의 가공 방법의 번호를 나타내어, 선으로 구획한 범위가 제1방법의 조건을 만족시키는 범위이다.

[표 1]

[표 2]

상기와 같이하여 얻어진 된 재료의 내고온좌굴성 및 내부식성을 시험하였다. 그 결과를 제3표에 나타내었다.

(1) 내고온좌굴성시험 : 합금 A 내지 E를 심재로 사용하여 가공방범 1 내지 15에 의해 가공하여 제조된 휜용 브레이징 시이트로부터, 폭 22mm, 길이 60mm인 시료(21)를 제작하였다.

각각의 시료(21)를, 제2도(a),(b) 및 (c)에 나타낸 바와같이 베이스(22)상에, 고구성(23)를 사용하여(t×22^w×50¹)이 되게 한쪽을 고정시키고, 610℃에서 10시간동안 대기중에서 가열하였다.

제2도(c)에 나타낸 가열후의 늘어진 길이를 기초로 하여 내고온좌굴성을 평가하였다. 이 평가법에 있어서, 늘어진 길이가 15mm이하인 휜은 브레이징함에 있어서 문제를 일으키지 않는다는 것이 확인되었다. 따라서, 늘어진 길이가 15mm이하인 시료는 내좌굴성이 양호한것으로 간주하였다.

(2) 휜재료의 내부식성 시험 : 제3도에 나타낸 바와같이, 각각의 휜재료의 시료(31)를 코루게이트 가공한 후, 그 양쪽에 A 3003판(32)(0.8^t×20^w×100¹)을 불화 알루미늄화 칼륨의 혼합물(K₂AlF₂·H₂O 및 KAlF₄)로 구성된 비부식성 플럭스로 브레이징하여 붙였다.

이 시료(31)를 4000시간 동안 염수분무시험(일본공업규격 JIS Z 2371에 의거)한 후, A3003판상의 부식상태를 조사하였다.

[표 3]

제3표로부터 알수 있는 바와같이, 본 발명에 의한 각 시료의 늘어진 길이는 15mm이하 였고, 따라서 이들의 내고온좌굴성이 뛰어나다는 것이 인정되었다.

또한, 본 발명에 의한 시료들의 브레이징에 의한 부식은, 그 깊이가 0.2mm이하였고, 관통구멍은 존재하지 않았으며, 이러한 사실은, 이들의 내부식성이 뛰어나다는 것을 나타내는 것이다.

반면에, 비교예의 조성 및/또는 비교예의 처리를 한 모든 시료들은 15mm이상의 늘어진 길이를 나타내었고, 따라서 비록 내부식성은 확인되었지만, 이들의 내고온좌굴성은 불량하다는 것이 인정되었다.

[실시예 2](제 2방법)

제4표에 나타낸 A 내지 E의 조성을 갖는 주괴(두께 304mm, 폭 700mm 및 길이 1,600mm)를 균질화 처리한 후(이중 일부의 주괴는 미처리)평면 절삭가공하여, A 4343에 상당하는 Al-7.5% Si인 표피재료를, 한쪽면의 클래드비율이 12%가 되게 하여, 그의 양쪽표면에 클래드시켰다.

그후에, 제5표에 나타낸 조간하에서 재가열, 열간압연, 냉간압연 및 소둔을 행하여, 최종두께가 0.16mm인 클레이징용 알루미늄 박판을 제조하였다.

이들 박판중에서, 본 발명에 의한 것을 실시예시료라 명명하고, 본 발명의 방법과 다른조성 및/또는 다른 처리조건에 의한 것을 비교예시료라 명명하였다. 이렇게 하여 얻어진 시료들의 내고온좌굴성 및 내부식성시험을, 실시예1에서와 같은 방법으로 행하였다. 그 결과를 제6표에 나타내었다.

[표 4]

[표 5]

[표 6]

제6표로부터 알 수 있는 바와 같이, 본 발명에 의한 각 시료의 늘어진 길이는 15mm 이하였고, 따라서 이들의 내 고온 좌굴성이 뛰어나다는 것이 인정되었다.

또한, 본 발명에 의한 시료들의 브레이징에 의한 부식은, 그 깊이가 0.2mm 이하였고, 관통구멍은 존재하지 않았으며, 이러한 사실은, 이들의 내 부식성이 뛰어나다는 것을 나타내는 것이다.

반면에, 비교예의 조성 및/또는 비교예의 처리를 한 모든 시료들은 15mm 이상의 늘어진 길이를 나타내었고, 따라서 비록 내 부식성은 확인되었지만, 이들의 내 고온 좌굴성은 불량하다는 것이 인정되었다.

또한, 비교예 시료들중의 일부는 성형이 불가능하였다.

[실시예 3] (제2방법)

제7표애 나타낸 A 내지 E의 조성을 갖는 주괴(두께 304mm,폭 700mm 및 길이 1,600mm)를 균질화 처리한 후(이중 일부의 주괴는 미처리) 평면 절삭가공하여, A 4343에 상당하는 AL-7.5% Si인 표피재료를, 한쪽면의 클래드 비율 12%가되게 하여, 그의 양쪽 표면에 클래드켰다.

그후에, 제8표에 나타낸 조건하에서 재 가열, 열간압연, 냉간압연 및 소둔을 행하여, 최종 두께가 0.16mm인 브레이징용 알루미늄 박판을 제조하였다.

이들 박판중에서, 본 발명의 방법에 의한 것을 실시예 시료라 명명하고, 본 발명의 방법과 다른 조성 및/또는 다른 처리 조건에 의한 것을 비교예 시료라 명명하였다.

이렇게 하여 얻어진 시료들의 내 고온 좌굴성 및 내 부식성 시험을 실시예 1에서와 같은 방법으로 행하였다.

그 결과를 제9표에 나타내었다.

[표 7]

[표 8]

[표 9]

제9표로부터 알 수 있는 바와 같이, 본 발명에 의한 각 시료의 늘어진 길이는 15mm 이하였고, 따라서 이들의 내 고온 좌굴성이 뛰어나다는 것이 인정되었다.

또한, 본 발명에 의한 시료들의 브레이징에 의한 부식은, 그 깊이가 0.2mm 이하였고, 관통구멍은 존재하지 않았으며, 이러한 사실은, 이를 내 부식성이 뛰어나다는 것을 나타내는 것이다.

반면에, 비교예의 조성 및/또는 비교예의 처리를 한 모든 시료들은 15mm 이상의 늘어진 길이를 나타내었고, 따라서 비록 내 부식성은 확인되었지만, 이들의 내 고온 좌굴성은 불량하다는 것이 인정되었다.

[실시예 4]

제10도에 나타낸 A 내지 C의 조성을 갖는 주괴(두께 70mm,폭 160mm 및 길이 600mm)를 필요한 대로 분할하여, 균질화 처리한 후 평면 절삭 가공하고, Al-7.5% Si인 표피 재료를, 한쪽면의 클래드 비율이 12%가 되게 하여, 그의 양쪽 표면에 클래드시켰다.

그 후에, 각 재료의 두께가 3mm가 될때까지 열간압연율 행하고(통상의 조건하에서), 이를 다시 필요한대로 분할하였다.

이어서, 냉간압연과 소둔을 행하여 두께가 0.12mm인 휜용 시료를 제조하였다.

제11표에 이를 시료들의 균질화 처리, 냉간압연, 소둔등의 제조조건들과 동시에, 이렇게 하여 제조된 휜시료내의, 직경이 0.1 내지 0.3μm인 입자를 갖는 중간 금속 화합물의 금속 조직화 상의 체적 비율이 나타내어져 있다.

왕수를 사용하여, 각각의 시료로부터 표피 재료를 제거한 후에, 이들에 500℃에서 10초 동안 스트레인을 제거하기 위한 처리를 행하고, 투과전자 현미경을 사용하여 각각의 체적비를 측정하였다. 여기에서는, 우선 균일한 두께의 프린지(Fringes)를 사용하여 각 시료의 필름 두께를, 결정한 후에, 가시범위내의 직경이 0.1내지 0.3μm인 석출 입자들의 전체 체적을 사진 처리에 의하여 구하였다.

최후에, 다음 식에 의해 체적비를 계산하였다.

*1 : 가시범위내의 0.1 내지 0.3μm의 입자의 전체 체적

*2 : 가시범위의 면적

이렇게 하여 얻어진 10개의 휜 재료 시료의, 클래딩 재료의 브레이징 후의 내 고온 좌굴성 및 내 부식성을 실시예 1에서와 같은 방법으로 시험하였다.

그 결과도 제1표에 나타내었다.

[표 10]

[표 11]

비고 : 1) 용어 "체적비"는 직경이 0.1 내지 0.3μm인 입자를 갖는 중간금속 화합물의 체적비를 나타냄.

2) 영문자 "t"는 두께를 나타냄

제11표로부터 알 수 있는 바와 같이, 본 발명에 의한 휜 재료들은, 그의 두께가 통상의 휜 재료보다 휠씬 얇은 0.12mm임에도 불구하고, 늘어진 길이가 15mm 이하였고, 따라서 그들의 내 고온 좌굴성이 우수하다는 것이 인정되었다.

또한, 본 발명에 의한 튜브 재료들의 브레이징에 의한 부식은, 그 깊이가 0.2mm 이하였고, 관통 구멍은 존재하지 않았으며, 이러한 사실은, 이들의 내 부식성 역시 우수하다는 것을 나타내는 것이다.

반면에, 비교예 시료들은 모두, 늘어진 길이가 15mm 이상이었고, 따라서, 비록 이들의 내 부식성은 확인되었지만, 이들의 내 고온 좌굴성은 뷸량하다는 것이 인정되었다.

또한, 이들 비교예 시료들 중의 일부는 성형이 불가능하였다.

이상에서는, 본 발명을 그의 실시예들에 따라 설명하였으나, 본 발명은 이들 실시예에만 국한되어지는 것이 아니며, 첨부된 청구의 범위와 본 발명의 기술사상의 범위를 이탈하지 않는 한도내에서 가능한 모든 변형들이 본 발명의 범위에 속하는 것이고, 또한 이러한 변형들은, 본 발명이 속하는 기술 분야에 있어서 통상의 지식을 가진자에 있어서는 용이하게 생각되어질 수 있다.

Claims (7)

1. Mn 0.6 내지 2.0중량%, Fe 0.3중량% 이하, Si 0.6중량% 이하, Zn 0.5 내지 2.0중량%, Cu 0.2중량% 이하, 잔량이 Al인 조성의 알루미늄 합금을 심재로 하고, Al-Si계 또는 Al-Si-Mg계 브레이징 재료를 표피 재료로 하여 구성된 합재를 열간 압연 및 냉간 압연함에 있어, (a) 가열처리 또는 균질화 처리된 상기 합재를 상기 열간 압연이후의 공정에서 2회 이상의 중간 소둔을 행하고, (b) 최후에서 2번째의 중간 소둔에서부터 최종의 중간 소둔까지의 냉간 압연율 R₁(%)와, 최종의 중간 소둔에서부터 상기 합재의 최종 두께까지의 냉간 압연율 R₂(%)가 다음의 관계식 : 10

   

   R₁

   

   90이고 10

   

   R₂

   

   60, 이고 30

   

   (R₁+R₂)이며 (R₁,-R₂)

   

   60을 만족시키도록 상기 냉간 압연율 행하는 것을 특징으로 하는 브레이징용 알루미늄 박판의 제조 방법.
2. 제1항에 있어서, 상기 합재가, 상기 심재의 양쪽 표면에, 상기 표피재료를 클래드시킴으로써 이루어지는 것을 특징으로 하는 브레이징용 알루미늄 박판의 제조방법.
3. Mn 0.6 내지 2.0중량%, Fe 0.31 내지 0.80중량%, Si 0.05 내지 0.6중량%, Zn 0.5 내지 2.0중량%, Cu 0.2중량% 이하, 잔량이 Al인 조성의 알루미늄 합금을 심재로 하고, Al-Si계 또는 Al-Si-Mg계 브레이징 재료를 표피재료로 하여 구성된 합재를, 가열처리 또는 균질화 처리, 열간 압연 및 냉간 압연함에 있어, (a) 가열 처리 또는 균질화 처리된 상기 합재를 상기 열간 압연 이후의 공정에서 적어도 2회의 중간 소둔을 행하고, (b) 최후에서 2번째의 중간 소둔에서부터 최종의 중간 소둔 까지의 압연율이 5% 이상이 되게 하여 상기 냉간 압연이 행하여지고, 또한 최종의 중간 소둔에서부터 상기 합재의 최종 두께까지의 압연율이 10 내지 50%가 되게하여 상기 냉간 압연이 행하여 지는 것을 특징으로 하는 브레이징용 알루미늄 박판의 제조방법.
4. 제3항에 있어서, 상기 합재가, 상기 심재의 양쪽 표면에, 상기 표피재료를 클래드시킴으로써 이루어지는 것을 특징으로 하는 브레이징용 알루미늄 박판의 제조방법.
5. Mn 0.6 내지 2.0중량%, Fe 0.3중량% 이하, Si 0.6중량% 이하, Zn 0.5 내지 2.0중량%, Cu 0.2중량% 이하, 잔량이 Al인 조성으로 되고, 금속 조직학상의 구조상 직경이 0.1 내지 0.3μm인 입자를 갖는 중간 금속 화합물이 0.5 내지 5체적%인 심재로 이루어지는 것을 특징으로 하는 브레이징용 알루미늄 박판.
6. 제5항에 있어서, 상기 박판이 열교환기용 휜인 것을 특징으로 하는 브레이징용 알루미늄 박판.
7. 제5항에 있어서, 상기 심재에 Al-Si계 또는 Al-Si-Mg계 브레이징 재료가 표피재료로써 클래드되는 것을 특징으로 하는 브레이징용 알루미늄 박판.

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