(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｍｎ：０．３〜１．５％（質量％、以下同じ）、Ｆｅ：０．０１〜０．２０％、Ｓｉ：０．０１〜０．２０％を含有し、不純物としてのＣｕを０．０５％以下に規制し、残部Ａｌおよび不可避不純物からなる組成を有するアルミニウム合金の鋳塊を熱間押出加工し、得られた押出管を３０％以上の加工度で冷間抽伸加工した後、焼鈍して、合金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（円相当直径、以下同じ）０．５μｍ以上の化合物が１ｍｍ２当たり３×１０４個以下の化合物分布を有し、引張強さが７０〜１３０ＭＰａのＯ調質材を得ることを特徴とする耐食性と加工性に優れた自動車の配管用アルミニウム合金管材の製造方法。
【請求項２】
前記鋳塊の製造において、鋳造時の冷却速度を１０℃／秒以上とすることを特徴とする請求項１記載の耐食性と加工性に優れた自動車の配管用アルミニウム合金管材の製造方法。
【請求項３】
前記アルミニウム合金がさらにＭｇ：０．４％以下、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記載の耐食性と加工性に優れた自動車の配管用アルミニウム合金管材の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、自動車のラジエータやヒータを結ぶ配管、自動車のエバポレータ、コンデンサ、コンプレッサを結ぶ配管などとして用いられる耐食性と加工性に優れた自動車の配管用アルミニウム合金管材の製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】
自動車のヒータ、エバポレータ、コンデンサあるいはコンプレッサを結ぶ経路の配管材としては、ＪＩＳ３００３合金などのＡｌ−Ｍｎ系合金の単管（特開昭６３−２４１３３号公報）や、該３００３合金を芯材とし、内面または外面に７０７２合金などのＡｌ−Ｚｎ系合金の犠牲陽極材をクラッドして、過酷な環境下において生じる芯材の孔食やゴムホースと接続された場合に生じる隙間腐食に対して犠牲陽極効果を発揮させるようにした２層または３層のクラッド管（特開昭５６−１２７７６７号公報）が使用されている。
【０００３】
しかしながら、Ａｌ−Ｍｎ系合金の単管は、過酷な腐食環境下で使用されると孔食を生じることが少なくなく、クラッド管を使用した場合には、孔食を抑制することは可能となるが、大幅なコストアップとなるという問題点がある。また、これらの配管材は、ラジエータ、ヒータ、エバポレータ、コンデンサ、コンプレッサなどと接続する場合、管端をバルジ加工するが、Ａｌ−Ｍｎ系合金の単管は加工性が劣り加工が困難となる場合がある。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】
本発明は、Ａｌ−Ｍｎ系合金からなる単管において、合金成分、合金マトリックス中の化合物分布などの組織性状と自動車の配管材に要求される特性との関連について再検討した結果としてなされたものであり、その目的は、Ａｌ−Ｍｎ系合金の単管からなり、耐食性と加工性に優れ且つ安価な自動車の配管用アルミニウム合金管材の製造方法を提供することにある。
【０００５】
【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請求項１による耐食性と加工性に優れた自動車の配管用アルミニウム合金管材の製造方法は、Ｍｎ：０．３〜１．５％、Ｆｅ：０．０１〜０．２０％、Ｓｉ：０．０１〜０．２０％を含有し、不純物としてのＣｕを０．０５％以下に規制し、残部Ａｌおよび不可避不純物からなるアルミニウム合金の鋳塊を熱間押出加工し、得られた押出管を３０％以上の加工度で冷間抽伸加工した後、焼鈍して、合金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（円相当直径、以下同じ）０．５μｍ以上の化合物が１ｍｍ２当たり３×１０４個以下の化合物分布を有し、引張強さが７０〜１３０ＭＰａのＯ調質材を得ることを特徴とする。
【００１０】
請求項２による耐食性と加工性に優れた自動車の配管用アルミニウム合金管材の製造方法は、請求項１において、前記鋳塊の製造における鋳造時の冷却速度を１０℃／秒以上とすることを特徴とする。また、請求項３による耐食性と加工性に優れた自動車の配管用アルミニウム合金管材の製造方法は、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Ｍｇ：０．４％以下、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。
【００１１】
【発明の実施の形態】
本発明における（１）合金成分の意義およびその限定理由、（２）マトリックス中の化合物の意義およびその限定理由、および（３）製造工程の意義およびその限定理由について説明する。
（１）合金成分の意義およびその限定理由
Ｍｎは、強度を高めるとともに、耐食性（耐孔食性）を向上させるよう機能する。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。
【００１２】
Ｆｅは、抽伸−焼鈍後の結晶粒度を小さくする。結晶粒度が大きいと配管材の曲げ加工、バルジ加工の際、肌荒れや割れが生じ易くなる。Ｆｅの好ましい含有量は０．０１〜０．２０％の範囲であり、０．０１％未満ではその効果が十分でなく、０．２０％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。Ｆｅのさらに好ましい含有範囲は０．０１〜０．１０％である。
【００１３】
Ｓｉは、抽伸−焼鈍後の結晶粒度を小さくし、曲げ加工やバルジ加工の際の肌荒れや割れの発生を防止するよう機能する。また、Ｓｉは、Ａｌ−Ｍｎ−Ｓｉ系あるいはＡｌ−Ｍｎ−Ｆｅ−Ｓｉ系化合物を生成して、曲げ加工やバルジ加工の際、工具と材料の焼付きを生じ難くする。Ｓｉの好ましい含有量は０．０１〜０．２０％の範囲であり、０．０１％未満ではその効果が十分でなく、０．２０％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。Ｓｉのさらに好ましい含有範囲は０．０１〜０．１０％である。
【００１４】
Ｃｕは、腐食環境に曝された場合に溶出し、表面に還元再付着することにより耐食性を低下させる。Ｃｕの含有量が０．０５％を越えると、とくに湿潤−塩水噴霧繰り返しの環境下では、再付着により耐食性が顕著に低下する。Ｃｕのさらに好ましい含有範囲は０．０２％以下である。
【００１５】
Ｍｇは、配管材の強度を高め、結晶粒度を小さくするよう作用する。Ｍｇの好ましい含有量は０．４％以下の範囲であり、０．４％を越えると押出性が低下し、耐食性の低下も生じる。Ｍｇのさらに好ましい含有範囲は０．２％以下である。
【００１６】
Ｚｒは、押出方向に沿って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分布して層状となり、Ｚｒの濃度の低い領域が高い領域に比べて優先的に腐食することにより腐食形態を層状とし、その結果、肉厚方向への腐食の進行を妨げて、材料の耐孔食性、耐隙間腐食性を向上させる。Ｚｒの好ましい含有量は０．０１〜０．２％の範囲であり、０．０１％未満ではその効果が小さく、０．２％を越えると、鋳造時に粗大な化合物が生成し、健全な配管材が得られない。
【００１７】
（２）マトリックス中の化合物の意義およびその限定理由
本発明のアルミニウム合金管材は、上記の成分を含有するアルミニウム合金で、合金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（円相当直径）０．５μｍ以上の化合物の数が１ｍｍ2 当たり３×１０4 個以下であることを特徴とし、このような化合物の分布により、化合物粒子とマトリックスのマイクロガルバニック腐食が抑制されて耐食性が向上する。また、伸びが増大し加工性の向上が達成される。粒子径０．５μｍ以上の化合物のさらに好ましい分布は、１ｍｍ2 当たり１×１０4 個以下である。
【００１８】
本発明のアルミニウム管材は、Ｏ材に調質され、引張強さを７０〜１３０ＭＰａとすることにより、自動車の配管材として適した強度となり、且つ改善された伸びと加工性をそなえたものとなり、管端のバルジ加工が容易となる。
【００１９】
（３）製造工程の意義およびその限定理由
本発明のアルミニウム合金管材は、上記組成のアルミニウム合金のビレットを、連続鋳造により、好ましくは鋳造時の冷却速度を１０℃／秒以上として造塊し、ビレットに均質化処理を施したのち熱間押出を行い、または均質化処理を施すことなく熱間押出を行って、アルミニウム合金の押出管を作製し、得られた押出管を３０％以上の加工度（｛（加工前断面積−加工後断面積）／（加工前断面積）｝×１００％）で冷間抽伸加工した後、焼鈍することによって製造され、この工程により、Ｏ材に調質され、引張強さが７０〜１３０ＭＰａのアルミニウム合金管材を得る。抽伸加工度が３０％未満では、焼鈍後の結晶粒度が粗大となり、曲げ加工やバルジ加工において肌荒れや割れが生じ易くなる。
【００２０】
【実施例】
以下、本発明の実施例を比較例と対比して説明し、その効果を実証する。なお、これらの実施例は本発明の一実施態様を示すものであり、本発明がこれに限定されるものではない。
実施例１
連続鋳造により表１に示す組成を有するアルミニウム合金（合金Ａ〜Ｏ）のビレット（直径９０ｍｍ）を造塊した。鋳造条件は、鋳造温度を７００〜７４０℃、冷却速度は、表２に示すように、１０℃／秒または２０℃／秒とした。
【００２１】
得られたビレットを６００℃以上の温度で均質化処理した後、熱間押出により外径２５ｍｍ、内径２０ｍｍの押出管を作製し、その後、表２に示す寸法に冷間抽伸加工を行い、５００℃×１時間の条件で焼鈍して試験材を得た。抽伸加工度を表２に示す。
【００２２】
得られた試験材について、引張試験を行って引張強さ、伸びを測定し、試験材の外表面の平均結晶粒径を測定し、平均結晶粒径が２００μｍ未満のものを良好と判断する。また、以下の方法により、マトリックス中の化合物粒子の径および数、バルジ加工性、耐食性を評価した。測定、評価結果を表３に示す。
【００２３】
マトリックス中の化合物粒子の径および数の測定：光学組織を８００倍に拡大した画像５視野（面積合計０．２ｍｍ2 ）を画像解析装置により、粒子径（円相当直径）０．５μｍ以上のサイズの化合物の合計粒子数を測定する。
バルジ加工性：試験材にバルジ加工を施し、肌荒れの発生状況を観察し、肌荒れが生じないものをバルジ加工性良好と判断し、肌荒れが生じたものをバルジ加工性不良と判断する。
耐食性：試験材の外面について、塩水噴霧−湿潤の繰り返し試験（ＳＷＡＡＴ：ＡＳＴＭ  Ｇ８５−Ａ３）を６週間行い、外面に生じた孔食について、最大深さを測定し、最大腐食深さ０．８ｍｍ未満のものを耐食性良好と評価した。
【００２４】
【表１】
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【００２５】
【表２】
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【００２６】
【表３】
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【００２７】
表３にみられるように、本発明に従う試験材はいずれも、７０〜１３０ＭＰａの範囲の引張強さそなえ、結晶粒度は２００μｍ未満でバルジ加工や曲げ加工において肌荒れを生じることがなく、マトリックス中に分散する粒子径０．５μｍ以上の化合物が３００００個／ｍｍ2 以下で、最大腐食深さ０．８ｍｍ未満と耐食性にも優れている。なお、結晶粒度２００μｍ未満であれば、実際の自動車の配管材の曲げ加工やバルジ加工において割れや肌荒れが生じないことが確認されており、最大腐食深さ０．８ｍｍ未満のものは、実際に自動車の配管材として使用した場合に耐食性の点で問題を生じることのないことが確認されている。
【００２８】
比較例１
連続鋳造により表４に示す組成を有するアルミニウム合金（合金ａ〜ｋ）のビレット（直径９０ｍｍ）を造塊した。鋳造条件は、鋳造温度を７００〜７４０℃、冷却速度は、表５に示すように、１０℃／秒または０．５℃／秒とした。
【００２９】
得られたビレットを、実施例１と同様、６００℃以上の温度で均質化処理した後、熱間押出により表５に示す寸法の押出管を作製し、その後、冷間抽伸加工を行い、外径１７ｍｍ、内径１５ｍｍに仕上げ、５００℃×１時間の条件で焼鈍して試験材を得た。抽伸加工度を表５に示す。
【００３０】
得られた試験材について、実施例１と同様、引張試験を行って引張強さ、伸びを測定し、試験材の外表面の平均結晶粒径を測定し、平均結晶粒径が２００μｍ未満のものを良好と判断する。また、実施例１と同じ方法により、マトリックス中の化合物粒子の径および数、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。
【００３１】
【表４】
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【００３２】
【表５】
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【００３３】
【表６】
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【００３４】
表６に示すように、試験材Ｎｏ．１８はＭｎ量が少ないため強度が低く、試験材Ｎｏ．１９はＭｎ量が多いため、Ｍｎ系化合物が多数形成され、耐食性が劣っている。試験材Ｎｏ．２０はＣｕ量が０．０５％を越えるため、耐食性が劣り、貫通孔（最大腐食深さ＞０．１ｍｍ）が生じた。試験材Ｎｏ．２１はＦｅ量が少ないため、平均結晶粒径が大きくなってバルジ加工性が劣り、試験材Ｎｏ．２２はＦｅ量が多いため、Ｆｅ系の化合物が多く形成され、耐食性の劣るものとなっている。
【００３５】
試験材Ｎｏ．２３はＳｉ量が少ないため、平均結晶粒径が大きくなってバルジ加工性が劣り、試験材Ｎｏ．２４はＳｉ量が多いため、Ａｌ−Ｍｎ−Ｓｉ系、Ａｌ−Ｍｎ−Ｆｅ−Ｓｉ系の化合物が多く形成され、耐食性の劣るものとなっている。試験材Ｎｏ．２５はＭｇ量が多く、また試験材Ｎｏ．２６はＺｒ量が多いため、いずれも押出性が劣り、健全な試験材を得ることができなかった。
【００３６】
試験材Ｎｏ．２７は従来の３００３合金であり、化合物粒子数が多く、耐食性に劣り、貫通孔が生じた。試験材Ｎｏ．２８は抽伸加工度が少ないため、焼鈍後の平均結晶粒径が大きくなり、バルジ加工性に劣るものとなっている。試験材Ｎｏ．２９は鋳造時の冷却速度が低いため、化合物粒子数が多く、耐食性に劣り、貫通孔が生じた。
【００３７】
【発明の効果】
本発明によれば、Ａｌ−Ｍｎ系合金の単管からなり、耐食性と加工性に優れ且つ安価な自動車の配管用アルミニウム合金管材の製造方法が提供される。当該管材は、自動車のラジエータやヒータを結ぶ配管材、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材として好適に使用される。