(57)【要約】【課題】管端のバルジ加工性による拡管加工性に優れるとともに、耐食性にも優れ、とくに、自動車用のラジエータやヒータを結ぶ配管、あるいはエバポレータ、コンデンサやコンプレッサを結ぶ配管用材料として好適に使用される自動車配管用アルミニウム合金管材およびその製造方法を提供する。【解決手段】Ｍｎ：０．３〜１．５％、Ｃｕ：０．２０％以下、Ｔｉ：０．１０〜０．２０％、Ｆｅ：０．２０％を越え０．６０％以下、Ｓｉ：０．５０％以下を含有し、残部Ａｌおよび不純物からなるアルミニウム合金より構成されるアルミニウム合金管の焼鈍材であって、平均結晶粒径が１００μｍ以下であり、粒子径（円相当直径、以下同じ）が１０μｍ以上のＴｉ系化合物が同一の結晶粒内に２個以上連なって存在しないことを特徴とする。【選択図】　　　なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｍｎ：０．３〜１．５％（質量％、以下同じ）、Ｃｕ：０．２０％以下、Ｔｉ：０．１０〜０．２０％、Ｆｅ：０．２０％を越え０．６０％以下、Ｓｉ：０．５０％以下を含有し、残部Ａｌおよび不純物からなるアルミニウム合金より構成されるアルミニウム合金管の焼鈍材であって、平均結晶粒径が１００μｍ以下であり、粒子径（円相当直径、以下同じ）が１０μｍ以上のＴｉ系化合物が同一の結晶粒内に２個以上連なって存在しないことを特徴とする耐食性および加工性に優れた自動車配管用アルミニウム合金管材。
【請求項２】
前記アルミニウム合金が、さらにＭｇ：０．４％以下（０％を含まず、以下同じ）を含有することを特徴とする請求項１記載の耐食性および加工性に優れた自動車配管用アルミニウム合金管材。
【請求項３】
前記アルミニウム合金が、さらにＣｒ：０．０１〜０．２％、Ｚｒ：０．０１〜０．２％のうちの１種または２種を含有することを特徴とする請求項１または２記載の耐食性および加工性に優れた自動車配管用アルミニウム合金管材。
【請求項４】
前記アルミニウム合金が、さらにＺｎ：０．０１〜０．１、Ｉｎ：０．００１〜０．０５％、Ｓｎ：０．００１〜０．０５％のうちの１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１〜３のいずれかに記載の耐食性および加工性に優れた自動車配管用アルミニウム合金管材。
【請求項５】
請求項１〜４のいずれかに記載のアルミニウム合金のビレットをアルミニウム合金管に熱間押出加工し、該アルミニウム合金管を冷間抽伸加工した後、焼鈍処理する工程において、冷間抽伸加工の加工度を３０％以上とし、熱間押出加工と冷間抽伸加工の合計加工度を９９％以上とし、且つ焼鈍処理時の昇温速度を２００℃／ｈ以上とすることを特徴とする耐食性および加工性に優れた自動車配管用アルミニウム合金管材の製造方法。但し、加工度とは｛（成形前の断面積−成形後の断面積）／（成形前の断面積）｝×１００％。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、自動車配管用アルミニウム合金管材、とくに、自動車用のラジエータやヒータを結ぶ配管、あるいはエバポレータ、コンデンサやコンプレッサを結ぶ配管として好適に使用し得る耐食性および加工性に優れた自動車配管用アルミニウム合金管材およびその製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】
自動車のラジエータやヒータを結ぶ経路、エバポレータ、コンデンサやコンプレッサを結ぶ経路の配管は、管端にバルジ加工による拡管を行って、ラジエータ、ヒータ、エバポレータ、コンデンサ、コンプレッサと接続されており、ラジエータなどへの配管はゴムホースと金属製バンドで締め付けることにより接続される。従来、この配管材としては、３００３などのＡｌ−Ｍｎ系合金からなる単管、Ａｌ−Ｍｎ系合金を芯材とし、７０７２などのＡｌ−Ｚｎ系合金の犠牲陽極材をクラッドしてなる２層または３層のクラッド管が使用されている。
【０００３】
Ａｌ−Ｍｎ系合金の配管材は、過酷な環境下で使用された場合、孔食や粒界腐食が生じ易く、ゴムホースと接続されると、ゴムホースの下側すなわち配管材の外側に隙間腐食が発生するという問題点がある。クラッド管を使用した場合には、前記の孔食や隙間腐食の発生を抑制することができるが、大幅なコストアップとなるという難点がある。
【０００４】
上記の問題を解決するために、Ａｌ−Ｍｎ系合金に、Ｃｕ、Ｔｉを加え、Ｆｅ、Ｓｉの含有量を特定範囲に限定して、耐隙間腐食性を改善した配管材が提案されている（特許文献１）。この配管材は、多くの使用環境下において満足すべき特性を有しているが、配管として使用する場合、管端のバルジ加工等において、加工性が十分でない場合があり、また、とくに厳しい腐食環境に晒された場合、耐食性に問題が生じることが経験されている。
【０００５】
発明者らは、上記Ａｌ−Ｍｎ系合金配管材における加工性および耐食性の低下の問題を解明するための検討過程において、耐食性の低下が、合金マトリックス中に存在する各種金属間化合物とマトリックスとの間に生じるマイクロガルバニック腐食に起因すること、また、金属間化合物の分散状態が管端の加工性に影響することを見出し、この知見に基づいて、耐食性および加工性に優れた配管材として、Ｍｎ：０．３〜１．５％、Ｃｕ：０．２０％以下、Ｔｉ：０．０６〜０．３０％、Ｆｅ：０．０１〜０．２０％、Ｓｉ：０．０１〜０．２０％を含有し、残部Ａｌおよび不純物からなるアルミニウム合金よりなり、マトリックス中に存在するＳｉ系化合物、Ｆｅ系化合物およびＭｎ系化合物のうち、粒子径が０．５μｍ以上の化合物が１ｍｍ２　当たり２×１０４　個以下であることを特徴とするアルミニウム合金材を提案した（特許文献２）。
【０００６】
【特許文献１】
特開平４−２８５１３９号公報
【特許文献２】
特開２００２−１８０１７１号公報
【０００７】
【発明が解決しようとする課題】
しかしながら、特許文献２に記載される配管用アルミニウム合金材においても、実際に配管として使用する場合、管端のバルジ加工による拡管時になお管端割れが生じることが経験され、この問題を解消するために、さらに実験、検討を重ねた結果、管端割れは合金材のマトリックス中にＴｉ系化合物が連なっていることに起因し、これが割れの起点となることを究明した。
【０００８】
本発明は、この究明結果に基づいてなされたものであり、その目的は、特許文献２のものより管端のバルジ加工性に優れ、且つ厳しい腐食環境において優れた耐食性をそなえた自動車配管用アルミニウム合金管材およびその製造方法を提供することにある。
【０００９】
【課題を解決するための手段】
上記の目的を達成するための本発明の請求項１による耐食性および加工性に優れた自動車配管用アルミニウム合金管材は、Ｍｎ：０．３〜１．５％、Ｃｕ：０．２０％以下、Ｔｉ：０．１０〜０．２０％、Ｆｅ：０．２０％を越え０．６０％以下、Ｓｉ：０．５０％以下を含有し、残部Ａｌおよび不純物からなるアルミニウム合金より構成されるアルミニウム合金管の焼鈍材であって、平均結晶粒径が１００μｍ以下であり、粒子径（円相当直径、以下同じ）が１０μｍ以上のＴｉ系化合物が同一の結晶粒内に２個以上連なって存在しないことを特徴とする。
【００１０】
請求項２による耐食性および加工性に優れた自動車配管用アルミニウム合金管材は、請求項１において、前記アルミニウム合金が、さらにＭｇ：０．４％以下を含有することを特徴とする。
【００１１】
請求項３による耐食性および加工性に優れた自動車配管用アルミニウム合金管材は、請求項１または２において、前記アルミニウム合金が、さらにＣｒ：０．０１〜０．２％、Ｚｒ：０．０１〜０．２％のうちの１種または２種を含有することを特徴とする。
【００１２】
請求項４による耐食性および加工性に優れた自動車配管用アルミニウム合金管材は、請求項１〜３において、前記アルミニウム合金が、さらにＺｎ：０．０１〜０．１、Ｉｎ：０．００１〜０．０５％、Ｓｎ：０．００１〜０．０５％のうちの１種または２種以上を含有することを特徴とする。
【００１３】
また、請求項５による耐食性および加工性に優れた自動車配管用アルミニウム合金管材の製造方法は、請求項１〜４のいずれかに記載のアルミニウム合金のビレットをアルミニウム合金管に熱間押出加工し、該アルミニウム合金管を冷間抽伸加工した後、焼鈍処理する工程において、冷間抽伸加工の加工度を３０％以上とし、熱間押出加工と冷間抽伸加工の合計加工度を９９％以上とし、且つ焼鈍処理時の昇温速度を２００℃／ｈ以上とすることを特徴とする。但し、加工度とは｛（成形前の断面積−成形後の断面積）／（成形前の断面積）｝×１００％。
【００１４】
【発明の実施の形態】
本発明の耐食性および加工性に優れた自動車配管用アルミニウム合金管材における合金成分の意義およびその限定理由について説明すると、Ｍｎは、強度を高めるとともに、耐食性とくに耐孔食性を向上させるよう機能する元素である。Ｍｎの好ましい含有量は０．３〜１．５％の範囲であり、０．３％未満ではその効果が十分でなく、１．５％を越えると、Ｍｎ系化合物の粒子が多数形成され耐食性が低下する。Ｍｎのさらに好ましい含有範囲は０．８％以上、１．２％未満である。
【００１５】
Ｃｕは、合金の強度向上のために機能する。好ましい含有量は０．２０％以下（０％を含まず）の範囲であり、０．２０％を越えて含有すると耐食性が低下する。Ｃｕのさらに好ましい含有範囲は０．０５〜０．１０％である。
【００１６】
Ｔｉは、濃度の高い領域と濃度の低い領域に分かれ、それらの領域が肉厚方向に交互に層状に分布し、Ｔｉ濃度の低い領域はＴｉ濃度の高い領域に比べて優先的に腐食するために腐食形態が層状となり、その結果、肉厚方向への腐食の進行が妨げられて、材料の耐孔食性、耐粒界腐食性および耐隙間腐食性が向上する。Ｔｉの好ましい含有量は０．１０〜０．２０％の範囲であり、０．１０％未満ではその効果が十分でなく、０．２０％を越えると、粗大な化合物が多数生成し、拡管時の割れが生じ易くなる。
【００１７】
Ｆｅは、焼鈍後の結晶粒度を小さくする。Ｆｅの好ましい含有量は０．２０％を越え、０．６０％以下の範囲であり、０．２０％以下ではその効果が小さく、０．６０％を越えると、Ｆｅ系化合物の粒子が多数形成され耐食性が低下する。
【００１８】
Ｓｉは、Ｆｅと同様、焼鈍後の結晶粒度を小さくする。Ｓｉの好ましい含有量は０．５０％以下（０％を含まず）の範囲であり、０．５０％を越えると、Ｓｉ系化合物の粒子が多数形成され耐食性が低下する。
【００１９】
Ｍｇは、強度を高め、結晶粒度を小さくするよう機能する。Ｍｇの好ましい含有量は０．４％以下（０％を含まず）の範囲であり、０．４％を越えると押出加工性が低下し、耐食性の低下も生じる。Ｍｇのさらに好ましい含有範囲は０．２０％以下である。
【００２０】
Ｃｒ、Ｚｒは、Ｔｉと同様、濃度の高い領域と濃度の低い領域に分かれ、それらの領域が肉厚方向に交互に層状に分布し、ＣｒおよびＺｒの濃度の低い領域はＣｒおよびＺｒの濃度の高い領域に比べて優先的に腐食するために腐食形態が層状となり、その結果、肉厚方向への腐食の進行が妨げられて、材料の耐孔食性、耐粒界腐食性および耐隙間腐食性が向上する。ＣｒおよびＺｒの好ましい含有量は、それぞれＣｒ：０．０１〜０．２％およびＺｒ：０．０１〜０．２％の範囲であり、それぞれ下限未満ではその効果が小さく、それぞれ上限を越えると、鋳造時に粗大が化合物が生成して拡管時に割れが生じ易くなる。
【００２１】
Ｚｎ、ＩｎおよびＳｎは、腐食形態を全面腐食型として、孔食による板厚方向への腐食の進行を抑制する。Ｚｎ、ＩｎおよびＳｎの好ましい含有量は、それぞれＺｎ：０．０１〜０．１％、Ｉｎ：０．００１〜０．０５％およびＳｎ：０．００１〜０．０５％の範囲であり、それぞれ下限未満ではその効果が十分でなく、それぞれ上限を越えると耐食性が低下する。
【００２２】
本発明のアルミニウム合金管材においては、平均結晶粒径が１００μｍ以下であり、マトリックス中に粒子径（円相当直径）１０μｍ以上のＴｉ系化合物が同一の結晶粒内に２個以上連なって存在しないことが重要であり、平均結晶粒径が１００μｍを越えると、拡管時の材料の伸び変形が不均一となり、肌荒れや割れが生じ易くなる。平均結晶粒径が１００μｍ以下であっても、粒子径１０μｍ以上のＴｉ系化合物が、例えば図１に示すように、同一の結晶粒内に２個以上連なって存在すると、拡管時に応力が集中し、Ｔｉ化合物が起点となって割れが発生する。
【００２３】
本発明による自動車配管用アルミニウム合金管材は、前記の組成を有するアルミニウム合金溶湯を連続鋳造（半連続鋳造）によりビレットに造塊し、得られたビレットを均質化処理した後、熱間押出加工を行って管形状に成形加工し、さらに冷間抽伸加工した後、焼鈍処理してＯ材とすることにより製造される。
【００２４】
本発明では、上記の製造工程において、冷間抽伸加工の加工度を３０％以上とし、熱間押出加工と冷間抽伸加工の合計加工度を９９％以上とし、且つ焼鈍処理時の昇温速度を２００℃／ｈ以上とすることが好ましい。加工度は、｛（成形前の断面積−成形後の断面積）／（成形前の断面積）｝×１００％で表される。
【００２５】
冷間抽伸加工度が３０％未満の場合には、焼鈍後の結晶粒度が粗大となって、Ｔｉ化合物が同一結晶粒内に２個以上連なって存在し易くなり、拡管加工時に割れが生じ易くなる。熱間押出加工と冷間抽伸加工の合計加工度が９９％未満の場合には、鋳造時に生成したＴｉ化合物が十分に分散されないため、一箇所に集まって存在し易くなり、拡管加工時に割れを引き起こす。
【００２６】
焼鈍処理時の昇温速度が小さいほど焼鈍後の結晶粒径は大きくなり、同一結晶粒内にＴｉ化合物が連なって存在し易くなるため、拡管加工時に割れが生じ易くなる。とくに、冷間抽伸加工されたアルミニウム管材をコイル状にして焼鈍処理する場合には、熱容量が大きいため、昇温速度を大きくすることは大幅なコストアップとなる。本発明においては、昇温速度を２００℃／ｈ以上とすることにより微細な結晶粒が得られる。
【００２７】
【実施例】
以下、本発明の実施例を比較例と対比して説明する。これらの実施例は、本発明の好ましい一実施態様を示すものであり、本発明はこれらに限定されるものではない。
【００２８】
実施例１
半連続鋳造により、表１〜２に示す組成を有するアルミニウム合金のビレット（直径１００ｍｍ）を造塊し、均質化処理を行った。ついで、熱間押出により、外径４０ｍｍ、肉厚３ｍｍの押出素管を作製し、さらに、冷間抽伸加工を行って外径１８ｍｍ、肉厚１ｍｍの抽伸管として後、３００℃／ｈの昇温速度で４５０℃の温度に加熱して焼鈍処理を行った。冷間抽伸加工度、押出および抽伸の合計加工度は、それぞれ８４．７％、９９．３％であった。
【００２９】
焼鈍後の管（試験材）について、機械的性質を測定するとともに、外周面における平均結晶粒径（μｍ）をＡＳＴＭ−Ｅ１１２に示される比較法により測定し、また、以下の方法により、Ｔｉ化合物の分布形態を測定し、バルジ加工性、耐食性を評価した。測定、評価結果を表３〜４に示す。
【００３０】
Ｔｉ化合物の分布形態：光学顕微鏡組織を１００倍に拡大した画像１０視野（面積合計０．２ｍｍ２　）の観察を行い、単一の結晶粒内に存在する粒子径（円相当直径）１０μｍ以上のＴｉ化合物の最大数を計測した。
バルジ加工性：管端にバルジ加工を行い、肌荒れの有無を観察し、肌荒れの無いものはバルジ加工性が良好（○）、肌荒れまたは割れが生じたものはバルジ加工性が不良（×）とした。
耐食性評価：管外面についてＣＡＳＳ試験を６７２時間行い、管外面に生じる孔食の最大腐食深さを測定した。
【００３１】
【表１】
2004124166.tif 000002
【００３２】
【表２】
2004124166.tif 000003
【００３３】
【表３】
2004124166.tif 000004
【００３４】
【表４】
2004124166.tif 000005
【００３５】
表３〜４にみられるように、本発明に従う試験材Ｎｏ．１〜２９はいずれも、７０〜１３０ＭＰａの引張強さを示し、平均結晶粒径も１００μｍ以下と細かくバルジ加工性は良好であった。また、最大腐食深さはいずれも０．８０ｍｍ未満であり、優れた耐食性をそなえていた。なお、本発明に従う試験材については、押出加工性が良好で製造性に問題がなく健全な試験材が得られた。
【００３６】
比較例１
半連続鋳造により、表５に示す組成を有するアルミニウム合金のビレット（直径１００ｍｍ）を造塊し、均質化処理を行った。ついで、熱間押出により、外径４０ｍｍ、肉厚３ｍｍの押出素管を作製し、さらに、冷間抽伸加工を行って外径１８ｍｍ、肉厚１ｍｍの抽伸管として後、３００℃／ｈの昇温速度で４５０℃の温度に加熱して焼鈍処理を行った。冷間抽伸加工度、押出および抽伸の合計加工度は、それぞれ８４．７％、９９．３％であった。
【００３７】
焼鈍後の管（試験材）について、実施例１と同様に、機械的性質と外周面における平均結晶粒径を測定し、また、Ｔｉ化合物の分布形態を測定し、バルジ加工性、耐食性を評価した。測定、評価結果を表６に示す。なお、表５〜６において、本発明の条件を外れたものには下線を付した。
【００３８】
【表５】
2004124166.tif 000006
【００３９】
【表６】
2004124166.tif 000007
【００４０】
表６に示すように、試験材Ｎｏ．３４は、Ｍｎ量が少ないため強度が十分でなく、試験材Ｎｏ．３５は、Ｍｎ量が多いためＭｎ系化合物が多くなり、耐食性が劣る。試験材Ｎｏ．３６は、Ｃｕ量が多いため耐食性が劣る。
【００４１】
試験材Ｎｏ．３７は、Ｔｉ量が少ないため耐食性が十分でなく、試験材Ｎｏ．３８は、Ｔｉ量が多いため鋳造時に粗大な化合物が生成して加工性が低下し、バルジ加工性が劣る。試験材Ｎｏ．３９は、Ｆｅ量が少ないため平均結晶粒径が大きくなり、バルジ加工において肌荒れが生じた。試験材Ｎｏ．４０は、Ｆｅ量が多いためＦｅ系化合物が多くなり、耐食性が劣っている。
【００４２】
試験材Ｎｏ．４１は、Ｓｉ量が多いためＳｉ系化合物が多くなり、耐食性が低下している。試験材Ｎｏ．４２は、Ｍｇ量が多いため押出加工性が低下し、健全な試験材を得ることができなかった。試験材Ｎｏ．４３はＺｎ量が多いため、試験材Ｎｏ．４４はＩｎ量が多いため、また試験材Ｎｏ．４５はＳｎ量が多いため、いずれも耐食性が劣る。
【００４３】
試験材Ｎｏ．４６はＣｒ量が多いため、また試験材Ｎｏ．４７はＺｒ量が多いため、いずれも鋳造に粗大な化合物が生成して加工性を低下させ、バルジ加工で肌荒れや割れが生じた。試験材Ｎｏ．４８は従来の３００３合金からなるものであり耐食性が劣る。試験材Ｎｏ．４９は、Ｆｅ、Ｃｕ、Ｔｉ量が多いため、耐食性、バルジ加工性ともに劣っている。
【００４４】
実施例２、比較例２
半連続鋳造により、Ｓｉ：０．１０％、Ｆｅ：０．３０％、Ｍｎ：１．００％、Ｃｕ：０．１０％、Ｔｉ：０．１６％を含有し、残部Ａｌおよび不純物からなるアルミニウム合金のビレット（直径６０〜２００ｍｍ）を造塊し、均質化処理を行った。ついで、熱間押出により、外径２０〜４０ｍｍ、肉厚１．２〜３ｍｍの押出素管を作製し、さらに、冷間抽伸加工を行って外径８〜１８ｍｍ、肉厚１ｍｍの抽伸管として後、１００〜１０００℃／ｈの昇温速度で４５０℃の温度に加熱して焼鈍処理を行った。
【００４５】
焼鈍後の管（試験材）について、実施例１と同様に、機械的性質と外周面における結晶粒径を測定し、また、Ｔｉ化合物の分布形態を測定し、バルジ加工性、耐食性を評価した。各試験材のビレット直径、押出素管寸法、抽伸管寸法、冷間抽伸加工度、押出および抽伸の合計加工度および焼鈍温度への昇温速度を表７に示す。また、測定、評価結果を表８に示す。なお、表７〜８において、本発明の条件を外れたものには下線を付した。
【００４６】
【表７】
2004124166.tif 000008
【００４７】
【表８】
2004124166.tif 000009
【００４８】
表８にみられるように、本発明に従う試験材Ｎｏ．３０〜３３はいずれも、７０〜１３０ＭＰａの引張強さを示し、平均結晶粒径も１００μｍ未満と細かくバルジ加工性は良好であった。また、最大腐食深さはいずれも０．８０ｍｍ未満であり、優れた耐食性をそなえていた。なお、本発明に従う試験材については、押出加工性が良好で製造性に問題がなく健全な試験材が得られた。
【００４９】
これに対して、試験材Ｎｏ．５０は熱間押出加工および冷間抽伸加工の全加工度が小さいため、鋳造時に生成したＴｉ化合物が十分に分散されず、加工性が劣り、バルジ加工において割れが生じた。試験材Ｎｏ．５１は冷間抽伸加工度が小さく、また試験材Ｎｏ．５２は冷間抽伸加工度、全加工度が共に小さいため、結晶粒が粗大となりバルジ加工で割れが生じた。試験材Ｎｏ．５３は焼鈍処理時の昇温速度が小さいため、結晶粒が粗大となりバルジ加工で割れが生じた。
【００５０】
【発明の効果】
本発明によれば、管端のバルジ加工による拡管加工性に優れるとともに、厳しい腐食環境における耐食性にも優れた自動車配管用アルミニウム合金管材およびその製造方法が提供される。当該自動車配管用アルミニウム合金管材は、とくに、自動車用のラジエータやヒータを結ぶ配管、あるいはエバポレータ、コンデンサやコンプレッサを結ぶ配管用材料として好適に使用される。
【図面の簡単な説明】
【図１】Ｔｉ化合物の連なりの一例を示す顕微鏡写真（倍率：１００倍）である。
【図１】
2004124166.tif 000010