(57)【要約】【課題】金属間化合物の分散状態を適切にして、ろう付性、ろう付後強度に優れた熱交換器用アルミニウム合金材を得る。【解決手段】熱交換器用アルミニウム合金材は、Ａｌ−Ｍｎ系アルミニウム合金で構成され、ろう付前の材料中に存在するＡｌ−Ｍｎ系金属間化合物の粒子体積率ｆ（ｖｏｌ％）と平均粒子間距離ｒ（ｎｍ）の関係が、０．３０≦√ｆ／ｒ≦０．５０を満足し、例えば、Ａｌ−Ｍｎ系アルミニウム合金の溶湯を双ロール式の連続鋳造法により、ロール径ｄ（ｍｍ）と鋳造時のロール周速ｓ（ｉｎｃｈ／ｍｉｎ）の関係が３．０≦（√ｄ／（ｓ＋２√ｄ））＊１０≦３．８を満足する条件で、凝固速度１００〜９００℃／分の範囲となるように急速凝固させて、厚さ５〜１０ｍｍの薄スラブを連続的に鋳造することにより得られる。【選択図】図１
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【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ａｌ−Ｍｎ系アルミニウム合金で構成され、ろう付前の材料中に存在するＡｌ−Ｍｎ系金属間化合物の粒子体積率ｆ（ｖｏｌ％）と平均粒子間距離ｒ（ｎｍ）の関係が、０．３０≦√ｆ／ｒ≦０．５０を満足することを特徴とする、ろう付後強度およびろう付性に優れる熱交換器用Ａｌ−Ｍｎ系アルミニウム合金材。
【請求項２】
前記Ａｌ−Ｍｎ系アルミニウム合金が、質量％で、Ｍｎ：１．５０〜２．００％を含有することを特徴とする請求項１記載のろう付後強度およびろう付性に優れる熱交換器用Ａｌ−Ｍｎ系アルミニウム合金材。
【請求項３】
前記Ａｌ−Ｍｎ系アルミニウム合金が、質量％で、Ｍｎ：１．５０〜２．００％を含有し、さらにＦｅ：０．１０〜１．００％、Ｓｉ：０．１０〜１．００％、Ｚｎ：０．０５〜３．００％のうち、１種または２種以上を含有し、残部がアルミニウムおよび不可避不純物からなることを特徴とする請求項１または２に記載のろう付後強度およびろう付性に優れる熱交換器用Ａｌ−Ｍｎ系アルミニウム合金材。
【請求項４】
連続鋳造法および冷間圧延、焼鈍を経て作製されたものであることを特徴とする請求項１〜３のいずれか１項に記載のろう付後強度およびろう付性に優れる熱交換器用Ａｌ−Ｍｎ系アルミニウム合金材。
【請求項５】
Ａｌ−Ｍｎ系アルミニウム合金の溶湯を双ロール式の連続鋳造法により、ロール径ｄ（ｍｍ）と鋳造時のロール周速ｓ（ｉｎｃｈ／ｍｉｎ）の関係が３．０≦（√ｄ／（ｓ＋２√ｄ））＊１０≦３．８を満足する条件で、凝固速度１００〜９００℃／分の範囲となるように急速凝固させて、厚さ５〜１０ｍｍの薄スラブを連続的に鋳造することを特徴とする、ろう付後強度およびろう付性に優れる熱交換器用Ａｌ−Ｍｎ系アルミニウム合金材の製造方法。
【請求項６】
前記薄スラブに、所定圧下率の冷間圧延と、焼鈍を行うことを特徴とする請求項５記載のろう付後強度およびろう付性に優れる熱交換器用Ａｌ−Ｍｎ系アルミニウム合金材の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
この発明は、ろう付性に優れ、かつろう付後の材料強度に優れる熱交換器用Ａｌ−Ｍｎ系アルミニウム合金材およびその製造方法に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
自動車用などの熱交換器用材料では約６００℃のろう付処理が負荷されるため、強度に加えて、ろう付性等のその他特性をバランスさせる必要があり、これらを各種必要な材料特性をトータルで満足させるための最適な金属間化合物の分散状態が必要となる。
【０００３】
連続鋳造材は半連続鋳造に比べて、鋳造時の凝固速度が速いため、鋳造時に生成する金属間化合物（晶出物）の粗大化を抑制することができる。これら金属間化合物の分散状態は材料強度に大きく影響する。すなわち晶出物の粗大化を抑制し、微細な金属間化合物を分散させることで、転位の移動を抑制するピン止め効果により強度の向上を図れる。そのため連続鋳造においても適切な凝固速度で鋳造を行うことが重要となる。
これらの観点から過去にも連続鋳造における凝固速度を規定して高強度材を得る試みがなされてきた（例えば特許文献１や特許文献２等）。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００４】
【特許文献１】特開２００２−２５６４０３号公報
【特許文献２】特開２００８−３０８７６１号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００５】
一方で、材料強度等の向上のため、凝固速度を制御することで背反事項も発生する。例えば凝固速度を速くする場合、ロール周速を低下させて鋳造時の抜熱量を大きくする必要があるが、これにより局部的に溶湯の流れが途絶えてロールに接する手前のメニスカス（界面張力によって液体表面が作る曲面）が不安定となることで材料表面に縞状模様（リップルマーク）が生じる。連続鋳造法ではアルミニウム表面の不均一層を除去する面削工程が無いためこれら表面欠陥が圧延後の製品にまで影響する。すなわち鋳造時には微小な縞状模様であったものが冷間圧延時に表面クラックへ成長し顕著に現れるケースが多くみられる。これら表面クラックは圧延時の破断につながる問題や市場での耐久性低下につながる問題となる。これに対して、ロール周速が早く、凝固速度が遅い場合、鋳造時に偏析を生じやすく、局部的に粗大な晶出物が分散されやすくなる。これら偏析層はやはり圧延時の破断や市場での耐久性低下につながる。以上のように、連続鋳造材では高性能な材料特性を得るための最適な金属間化合物の分散状態を得ることとそれに伴う表面品質の低下抑制の両者を満足させる必要がある。
【０００６】
本願発明は、上記事情を背景としてなされたものであり、ろう付後強度とろう付性に優れた熱交換器用Ａｌ−Ｍｎ系アルミニウム合金材およびその製造方法を提供することを目的の一つとする。
【課題を解決するための手段】
【０００７】
すなわち、本発明のろう付後強度およびろう付性に優れる熱交換器用Ａｌ−Ｍｎ系アルミニウム合金材のうち、第１の形態は、Ａｌ−Ｍｎ系アルミニウム合金で構成され、ろう付前の材料中に存在するＡｌ−Ｍｎ系金属間化合物の粒子体積率ｆ（ｖｏｌ％）と平均粒子間距離ｒ（ｎｍ）の関係が、０．３０≦√（ｆ）／ｒ≦０．５０を満足することを特徴とする。
【０００８】
第２の形態のろう付後強度およびろう付性に優れる熱交換器用Ａｌ−Ｍｎ系アルミニウム合金材は、前記Ａｌ−Ｍｎ系アルミニウム合金が、質量％で、Ｍｎ：１．５０〜２．００％を含有することを特徴とする。
【０００９】
第３の形態のろう付後強度およびろう付性に優れる熱交換器用Ａｌ−Ｍｎ系アルミニウム合金材は、前記形態の本発明において、前記Ａｌ−Ｍｎ系アルミニウム合金が、質量％で、Ｍｎ：１．５０〜２．００％を含有し、さらにＦｅ：０．１０〜１．００％、Ｓｉ：０．１０〜１．００％、Ｚｎ：０．０５〜３．００％のうち、１種または２種以上を含有し、残部がアルミニウムおよび不可避不純物からなることを特徴とする。
【００１０】
第４の形態のろう付後強度およびろう付性に優れる熱交換器用Ａｌ−Ｍｎ系アルミニウム合金材は、前記形態の本発明において、連続鋳造法および冷間圧延、焼鈍を経て作製されたものであることを特徴とする。
【００１１】
本発明のろう付後強度およびろう付性に優れる熱交換器用Ａｌ−Ｍｎ系アルミニウム合金材の製造方法のうち、第１の形態は、Ａｌ−Ｍｎ系アルミニウム合金の溶湯を双ロール式の連続鋳造法により、ロール径ｄ（ｍｍ）と鋳造時のロール周速ｓ（ｉｎｃｈ／ｍｉｎ）の関係が３．０≦（√ｄ／（ｓ＋２√ｄ））＊１０≦３．８を満足する条件で、凝固速度１００〜９００℃／分の範囲となるように急速凝固させて、厚さ５〜１０ｍｍの薄スラブを連続的に鋳造することを特徴とする。
【００１２】
第２の形態のろう付後強度およびろう付性に優れる熱交換器用Ａｌ−Ｍｎ系アルミニウム合金材の製造方法の発明は、前記形態の発明において、薄スラブに、所定圧下率の冷間圧延と、焼鈍とを行うことを特徴とする。
【００１３】
以下に、本発明で規定する内容について説明する。なお、以下の成分における含有量は、いずれも質量％で示されている。
【００１４】
【数１】
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【００１５】
ただし、Ａｌ−Ｍｎ系金属間化合物の粒子体積率ｆ（ｖｏｌ％）
平均粒子間距離ｒ（ｎｍ）
【００１６】
自動車熱交換器用部材に関して、ろう付後の高強度化およびろう付性を高い次元で両立させるには金属間化合物、特に鋳造時に生成する晶出物の分散状態を適切にする必要がある。特に晶出物の粒子体積率と平均粒子間距離が最も重要な因子であり、これらの値を適正範囲内で制御することで良好な材料特性が得られる。
上記範囲で粒子の分散状態を制御することにより粒子分散強化により転位の運動を抑制して降伏強度や変形時の加工硬度を増加させることができる。またこれで粒子制御により、ろう付熱処理時の軟化運動が適性化されろう付性（接着率）が向上する。
【００１７】
Ａｌ−Ｍｎ系
本願発明では、アルミニウム合金材に用いる材料としては、Ａｌ−Ｍｎ系であればよく、それ以外には特定の材料に限定されない。Ｍｎのみを含有するものであってもよい。以下に、好適な成分量を説明する。
Ｍｎ：１．５０〜２．００％
Ｍｎは、強度を向上させる元素であり、１．５０％以上の含有が望ましい。１．５０％未満では、所望の効果が十分に得られない。一方、２．０％を超えると、製造性（鋳造性，圧延性）の悪化が見られるため、２．０％以下が望ましい。なお、同様の理由で、下限を１．６０％とするのが一層望ましく、上限を１．７０％とするのが一層望ましい。
【００１８】
Ｆｅ：０．１０〜１．００％
Ｆｅは、強度を向上させる元素であり、所望により０．１０％以上含有するのが望ましい。０．１０％未満では、所望の効果が十分に得られない。一方、１．００％を超えると、製造性（鋳造性，圧延性）の悪化が見られるため、１．００％以下が望ましい。なお、同様の理由で、下限を０．３０％とするのが一層望ましく、上限を０．７０％とするのが一層望ましい。
【００１９】
Ｓｉ：０．１０〜１．００％
Ｓｉは、強度を向上させる元素であり、所望により０．１０％以上含有するのが望ましい。０．１０％未満では、所望の効果が十分に得られない。一方、１．００％を超えると、融点が低下するため、１．００％以下が望ましい。なお、同様の理由で、下限を０．４０％とするのが一層望ましく、上限を０．８０％とするのが一層望ましい。
【００２０】
Ｚｎ：０．０５〜３．００
Ｚｎは、耐食性を向上させる元素であり、所望により０．０５％以上含有するのが望ましい。０．０５％未満では、所望の効果が十分に得られない。一方、３．００％を超えると、却って耐食性が低下するため、３．００％以下が望ましい。なお、同様の理由で、下限を１．０％とするのが一層望ましく、上限を２．０％とするのが一層望ましい。
【００２１】
連続式鋳造法
本発明では、双ロールによる連続鋳造において、凝固温度の制御以外にロール径とロール周速を適正な範囲に制御することでリップルマークや偏析のない良好な品質を得られることを見出した。つまりロールの大きさに応じて、適正な周速で鋳造を実施することにより、溶湯とロールの間のメニスカスが安定化して表面に縞状模様（リップルマーク）のない、表面品質に優れた連続鋳造材を得ることができる。
【００２２】
【数２】
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【００２３】
ただし、ロール径ｄ（ｍｍ）、鋳造時のロール周速ｓ（ｉｎｃｈ／ｍｉｎ）
上記の関係を満足する条件で凝固速度：１００〜９００℃／分の範囲になるよう適性なロール周速および厚さ５〜１０ｍｍを選択することで材料特性と表面品質を両立できる。
【００２４】
冷間圧延および焼鈍条件は特に規定されるものではないが常法に従い、適正な圧延パス及び１回または複数回の焼鈍を組み合わせてアルミニウム板材を作製する。
【００２５】
厚さ：５〜１０ｍｍ
板厚はロール周速に応じて上記の範囲で適性に制御する必要がある。ロール周速に対して板厚が適性でないと偏析(変形偏析、中心偏析、分散偏析等)の発生が顕著となり、圧延時の破断原因につながる。
【発明の効果】
【００２６】
以上説明したように、本発明によれば、ろう付後の材料強度と、ろう付性に優れる熱交換器用のアルミニウム合金材が得られる。
【図面の簡単な説明】
【００２７】
【図１】本発明の一実施形態に用いられる連続鋳造圧延装置を示す図である。
【発明を実施するための形態】
【００２８】
以下に、本発明の一実施形態を説明する。
図１に示すように、本発明の方法を実施する連続鋳造圧延装置は、アルミニウム合金溶湯を保持する桶２を備えている。
桶２の一端には、ノズル４が設けられており、該ノズル４の前方に、上下に配置された鋳造ロール５Ａ、５Ｂからなる水冷式の双ロール５が配置されている。各鋳造ロール５Ａ、５Ｂは、ロール径ｄ（ｍｍ）を有している。
【００２９】
次に、上記装置を用いたアルミニウム合金材の製造方法について説明する。
質量％で、Ｍｎ：１．５０〜２．００％を含有し、さらに所望によりＦｅ：０．１０〜１．００％、Ｓｉ：０．１０〜１．００％、Ｚｎ：０．０５〜３．００％の１種または２種以上を含有するアルミニウム合金を溶融して桶２に収容する。桶２に収容された溶湯は、ノズル４を通して双ロール５の間に導入され、水冷されている双ロール５の間で凝固して、厚さＴ（ｍｍ）のアルミニウム合金板６となる。双ロール５を通過する際の冷却速度は、１００〜９００℃／秒とし、ロールの周速ｓとする。アルミニウム合金板６は、例えば５〜１０ｍｍの板厚とする。
【００３０】
上記連続鋳造では、ロール径ｄ（ｍｍ）とロール周速ｓ（インチ／分）とが、下記式を満たすものとする。
３．０≦（√ｄ／（ｓ＋２√ｄ））＊１０≦３．８
【００３１】
アルミニウム合金板６は、さらに図示しない圧延工程を経て製品板厚（例えば０．０５〜２ｍｍ）にまで圧延される。圧延工程は、熱間圧延および冷間圧延により行われる。
得られた板に対しては焼鈍を行うことができる。常法に従い、適正な圧延パス及び１回または複数回の焼鈍を組み合わせてアルミニウム板材を作製する。
焼鈍の条件は特に限定されない。
【００３２】
得られたアルミニウム合金材は、ろう付前の材料中に存在するＡｌ−Ｍｎ系金属間化合物の粒子体積率ｆ（ｖｏｌ％）と平均粒子間距離ｒ（ｎｍ）との関係が、
０．３０≦√ｆ／ｒ≦０．５０を満足している。
【００３３】
アルミニウム合金材は、ろう付性に優れ、高いろう付強度を有している。
本発明の熱交換器用Ａｌ−Ｍｎ系アルミニウム合金材は、例えば、フィン材、チューブ材、プレート材などいずれの部材にも適用可能である。熱交換器であれば用途が特に限定されるものではないが、自動車用として好適に使用することができる。
【実施例１】
【００３４】
以下に、本発明の実施例を比較例と対比して説明する。
（製法）
表１に示す組成（残部Ａｌ＋不可避不純物）を有するアルミニウム合金を、双ロール式のＣＣ法（連続鋳造法）により、表１に示す各々のロール径およびロール周速にて凝固速度１００〜９００℃／ｍｉｎの範囲で急冷凝固させて約８ｍｍの薄板材を得た。さらに冷間圧延、焼鈍などを経て、板厚７０μｍ、調質Ｈ１４のフィン材とした。
焼鈍は、所定の板厚で４００℃×４時間の条件で行った。
【００３５】
（ろう付処理）
室温から６００℃まで平均昇温速度１００℃／分で昇温し、６００℃で３分保持後、１００℃／分の降温速度で降温冷却する熱処理の条件でろう付相当加熱を行った。加熱後のフィン材について、以下の評価試験を行った。
【００３６】
（ろう付後強度）
前記のろう付処理後、圧延方向と平行にサンプルを切り出してＪＩＳ１３号Ｂ形状の試験片を作製し、引張試験を実施し、引張強さを測定した。引張速度は３ｍｍ／分とした。
ろう付後の引張り強さが１４０ＭＰａ以上のものを◎、１３０以上〜１４０ＭＰａ未満を○、１２０以上〜１３０ＭＰａ未満を△、１２０ＭＰａ未満を×として評価した。
【００３７】
（ろう付試験）
得られたフィン材について、コルゲート成形加工を行い、ろう材４３４３／芯材３００３のクラッドチューブ材と組付けて、フッ化物系のフラックスを塗布後、窒素ガス雰囲気中で６００℃で３分ろう付加熱した。さらにろう付接合後のフィンをカッター刃にて物理的に除去し、チューブ表面に残存するフィン接合部跡を観察して、全接合箇所に対して、未接合の箇所を数え、接合率を求めた（（未接合箇所／全接合箇所）×１００（％））。フィンの接合率が９８％以上のものを◎、９５％以上〜９８％未満のものを○、９０％以上〜９５％未満のものを△、９０％未満のものを×として評価した。
【００３８】
（表面品質）
得られたフィン材について、任意の表面にて表面積１０ｍ２の観察により微小クラックの状態を確認し、長径１ｍｍ以上の微小クラックがゼロの場合を◎、１以上〜５個未満の場合を○、５個以上〜１０個未満の場合を△、１０個以上の場合を×として評価した。
【００３９】
【表１】
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【００４０】
以上、本発明について上記実施形態および実施例に基づいて説明を行ったが、本発明の範囲を逸脱しない限りは、上記説明内容に対する適宜の変更が可能である。
【符号の説明】
【００４１】
２    桶
４    ノズル
５    双ロール
６    アルミニウム合金板
【図１】
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