(57)【要約】  熱交換器用途のアルミニウム合金、およびそのアルミニウム合金を含むビレットを製造する方法が開示される。アルミニウム合金は、重量％で、０．０１〜０．０８％のシリコン、０．０３〜０．１２％の鉄、０．５０〜０．９０％のマンガン、０．１〜０．１５％のチタン、０．０５〜０．１０％の亜鉛、０．０３％以下の銅、０．００８％以下のニッケル、０．０３％以下の他の不純物を含み、残部がアルミニウムである。マンガンに対する鉄およびケイ素の比率は０．０４４〜０．４０であり、亜鉛およびチタンの総重量％は０．１５〜０．２５％である。ビレットの製造は、ビレットを５７５℃〜６２５℃の温度に加熱しソーキングする段階と、ビレットを毎時１００℃〜２２５℃の制御された速度で３５０℃に冷却する段階とを含む。
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【特許請求の範囲】
【請求項１】
アルミニウム合金であって、重量％で、
０．０１〜０．０８％ケイ素（Ｓｉ）、
０．０３〜０．１２ ％の鉄（Ｆｅ）、
０．５０〜０．９０％のマンガン（Ｍｎ）、
０．１〜０．１５％のチタン（Ｔｉ）、
０．０５〜０．１０％の亜鉛（Ｚｎ）、
０．０３％未満の銅（Ｃｕ）、
０．００８％未満のニッケル（Ｎｉ）および
０．０３％未満の他の不純物
を含み、残部がアルミニウム（Ａｌ）であり、
ケイ素と鉄の組み合わせた量のマンガン量との比（（Ｆｅ＋Ｓｉ）：Ｍｎ）が０．０４４〜０．４０であり、チタンと亜鉛の組み合わせた合計（Ｚｎ＋Ｔｉ）が０．１５％〜０．２５％である、アルミニウム合金。
【請求項２】
前記アルミニウム合金の導電率が、％ＩＡＣＳで３２〜３８である、請求項1に記載されたアルミニウム合金。
【請求項３】
前記アルミニウム合金が約６５７℃の融点を有する、請求項1に記載されたアルミニウム合金。
【請求項４】
アルミニウム合金ビレットの製造方法であって、
アルミニウム合金を形成する段階と、
前記アルミニウム合金をビレットに鋳造する段階と、
前記ビレットを５７５℃〜６２５℃の温度に加熱することによって前記ビレットを均質化する段階と、
前記ビレットを前記温度でソーキングする段階と、
前記ビレットを制御された速度で３５０℃まで冷却する段階と
を含む、アルミニウム合金ビレットの製造方法。
【請求項５】
前記アルミニウム合金が、重量％で、
０．０１〜０．０８％ケイ素（Ｓｉ）、
０．０３〜０．１２ ％の鉄（Ｆｅ）、
０．５０〜０．９０％のマンガン（Ｍｎ）、
０．１〜０．１５％のチタン（Ｔｉ）、
０．０５〜０．１０％の亜鉛（Ｚｎ）、
０．０３％未満の銅（Ｃｕ）、
０．００８％未満のニッケル（Ｎｉ）および
０．０３％未満の他の不純物
を含み、残部がアルミニウム（Ａｌ）である、請求項４に記載されたアルミニウム合金ビレットの製造方法。
【請求項６】
ケイ素と鉄の組み合わせた量のマンガン量との比（（Ｆｅ＋Ｓｉ）：Ｍｎ）が０．０４４〜０．４である、請求項５に記載されたアルミニウム合金ビレットの製造方法。
【請求項７】
チタンと亜鉛の組み合わせた合計（Ｚｎ＋Ｔｉ）が、重量％で０．１５％〜０．２５％である、請求項５に記載されたアルミニウム合金ビレットの製造方法。
【請求項８】
前記制御された速度が、時間当たり７５℃〜２２５℃の速度で前記ビレットを冷却することを含む、請求項４に記載されたアルミニウム合金ビレットの製造方法。
【請求項９】
前記ビレットの導電率が、％ＩＡＣＳで３２〜３８である、請求項４に記載されたアルミニウム合金ビレットの製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、高温鑞付け性能が向上し耐食性に優れたアルミニウム合金から形成された管、および複数の管から構成された熱交換器に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
この章は、本発明に関連する背景情報を提供するが、これは必ずしも従来技術ではない。
【０００３】
アルミニウム管は、住宅用、商業用および自動車用の暖房および冷房用の鑞付けされた熱交換器に使用される。アルミニウム中空丸管は、通常は、押出、引き抜きまたは溶接によって製造される。アルミニウム管を構成するために使用されるアルミニウム合金には、通常、１０００系合金および３０００系合金がある。
【０００４】
アルミニウム管は、主に、ヘアピンと呼ばれるＵ字形に成形される。熱交換器を形成するために、いくつかのヘアピンが、フィンと呼ばれる打ち抜きアルミニウム薄板の積層体を通して挿入される。その後、マンドレルを使用してヘアピンを機械的に拡張させ、フィンに接触する表面積を増加させる。膨張後、他の管が鑞付けによりヘアピンと冶金的に接合され、閉回路（例えば、冷媒流のための導管）を形成する。鑞付けに使用される典型的な鑞付けフィラー合金には、アルミニウム−シリコン合金またはアルミニウム−亜鉛合金がある。
【０００５】
シリコン系鑞材は、５６０℃〜５８０℃の活性化温度を有する。他方、１０００系アルミニウム合金および３０００系アルミニウム合金は、６３５℃〜６５５℃の固相線温度（例えば、溶融温度）を有する。従って、鑞付け中の温度プロファイルの厳密な制御は、アルミニウム管の溶融から生じる漏れ（例えば、バーンスルー）を防止するために不可欠である。バーンスルーは、目視により検出することができず、特殊な漏れ検出試験および手順を必要とし、コイル製造を複雑化しコストを増大させる。
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００６】
バーンスルーは、鑞付け温度を低くすることにより回避されてきた。しかし、低温鑞付けは、生産性に悪影響を及ぼし、他の様々な品質上の問題を引き起こす。従って、鑞付け中にバーンスルーを起こしにくいアルミニウム合金が求められている。
【課題を解決するための手段】
【０００７】
この章では、本発明を広く概説するが、本発明の全範囲またはその構成のすべてを包括的に開示するものではない。
【０００８】
本発明によれば、重量％で、０．０１〜０．０８％のケイ素（Ｓｉ）、０．０３〜０．１２％の鉄（Ｆｅ）、０．５０〜０．９０％のマンガン（Ｍｎ）、０．１〜０．１５％ののチタン（Ｔｉ）、０．０５〜０．１０％の亜鉛（Ｚｎ）、０．０３％未満の銅（Cu）、０．００８％未満のニッケル（Ｎｉ）、および０．０３％未満の他の不純物を含み、残部がアルミニウム（Ａｌ）であり、鉄およびケイ素の組み合わせた量とマンガン量との比率（（Ｆｅ＋Ｓｉ）：Ｍｎ）が０．０４４〜０．４０であり、チタンおよび亜鉛の合計（Ｚｎ＋Ｔｉ）)が０．１５重量％〜０．２５重量％である、アルミニウム合金が提供される。
【０００９】
他の適用可能な領域は、本明細書の記載から明らかになるであろう。この概要における説明および特定の例は、例示のみを目的としたものであり、本発明の範囲を限定することを意図したものではない。
【００１０】
本明細書に記載される図面は、選択された実施形態のみを例示するためのものであり、すべての可能な実施形態ではなく、本発明の範囲を限定することを意図するものではない。
【図面の簡単な説明】
【００１１】
【図１Ａ】本発明によって製造された合金の結晶粒の化学的エッチングを行った後のミクロ組織写真
【図１Ｂ】本発明によって製造された合金の結晶粒の化学的エッチングを行った後のミクロ組織写真
【図１Ｃ】本発明によって製造された合金の結晶粒の化学的エッチングを行った後のミクロ組織写真
【図２Ａ】本発明による合金から形成された管を６５０℃の温度に曝した後の管表面の写真
【図２Ｂ】本発明による合金から形成された管を６５０℃の温度に曝した後の管表面の写真
【図２Ｃ】従来の３００３アルミニウム合金から形成された管を６５０℃の温度に曝した後の管表面の写真
【図３Ａ】本発明による合金から形成された管を６５５℃の温度に曝した後の管表面の写真
【図３Ｂ】本発明による合金から形成された管を６５５℃の温度に曝した後の管表面の写真
【図３Ｃ】従来の３００３アルミニウム合金から形成された管を６５５℃の温度に曝した後の管表面の写真
【図４Ａ】高温に曝した後のアルミニウム管の断面写真。アルミニウム管は、６５０℃の温度に曝された従来の３００３合金から形成されたものである。
【図４Ｂ】高温に曝した後のアルミニウム管の断面写真。アルミニウム管は、６５５℃の温度に曝された従来の３００３合金から形成されたものである。
【図４Ｃ】高温に曝した後のアルミニウム管の断面写真。アルミニウム管は、６５５℃の温度に曝された本発明による合金から形成されたものである。
【図４Ｄ】高温に曝した後のアルミニウム管の断面写真。アルミニウム管は、６５5℃の温度に曝された本発明による別の合金から形成されたものである。
【図５Ａ】本発明によるアルミニウム合金のミクロ組織を示す走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）像
【図５Ｂ】本発明によるアルミニウム合金のミクロ組織を示す走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）像
【図５Ｃ】従来の３００３アルミニウム合金のミクロ組織を示す走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）像
【図５Ｄ】本発明によるアルミニウム合金のミクロ組織を示す走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ）像
【図６】本発明によって製造された合金のＳＷＡＡＴ試験後の最大孔食深さ測定値を示すグラフ
【図７Ａ】本発明によって製造された合金の３５日間のＳＷＡＡＴ試験後の結晶粒組織を示す写真
【図７Ｂ】本発明によって製造された合金の３５日間のＳＷＡＡＴ試験後の結晶粒組織を示す写真
【発明を実施するための形態】
【００１２】
対応する符号は、図面を通して対応する部分を示す。以下、添付の図面を参照して、例示的な実施形態をより詳しく説明する。
【００１３】
純アルミニウム（９９．９９％）の融点は６６０．２℃である。鑞付けフィラーとして使用されるアルミニウム−シリコン合金は、約５７５℃〜約５８２℃の融点を有する。したがって、作業者が高純度アルミニウムを含むアルミニウム管を漏れのないように製造するための鑞付け温度域は約８０℃である。しかし、アルミニウム合金の強度、成形性および耐食性を改善するために使用される添加合金元素によりアルミニウム合金の溶融温度が低下するために、鑞付け温度域が狭くなることに留意されたい。さらに、鉄およびケイ素などの添加合金元素は、合金中に金属間化合物粒子を形成することがあり、金属間化合物粒子の溶融温度が比較的低いために、鑞付け温度域がさらに狭くなる。
【００１４】
従来、鑞付け中の温度プロファイルの厳密な制御が、バーンスルーおよび関連する漏れを防止するために不可欠であった。しかし、鑞付け温度が鑞付けフィラーの融点よりも十分に低く保たれても、バーンスルーが発生する場合がある。特に、金属間化合物相は、通常、アルミニウム合金結晶粒のマトリクスよりも融点が低く、その結果、金属間化合物粒子域（例えば、連結したボイド）が偏析するので、鑞付け中に高温に曝されるとボイドが形成されやすい。連結したボイドは、低溶融温度の金属間化合物相の溶融物がアルミニウム合金の粒界に沿って局在することから生じる可能性がある。本発明によれば、バーンスルーに耐えるアルミニウム合金、および粒界に沿った金属間化合物相の相互連結を減少させる均質化工程が提供される。
【００１５】
第１に、押出可能なアルミニウム合金が提供される。このアルミニウム合金は以下の範囲の元素を有する組成を有することができる。約０．０１重量％〜約０．０８重量％のケイ素（Ｓｉ）、約０．０３重量％〜約０．１２重量％の鉄（Ｆｅ）、約０．５０重量％〜約０．９０重量％のマンガン（Ｍｎ）、約０．１重量％〜約０．１５重量％のチタン（Ｔｉ）、約０．０５重量％〜約０．１０重量％の亜鉛（Ｚｎ）、約０．３０重量％以下の銅（Ｃｕ）、約０．００８重量％以下のニッケル（Ｎｉ）、約０．０３重量％以下の不可避的不純物、および残部であるアルミニウム（Ａｌ）。チタンおよび亜鉛の総重量割合は、約０．１５重量％〜約０．２５重量％である。不可避的不純物は、アルミニウムおよびアルミニウム組成物の処理に固有の不純物であり、例示のみでいえば、ガリウム（Ｇａ）および炭素（Ｃ）を含む。
【００１６】
鑞付け合金のケイ素および鉄の含有量を制御することは、粒界に沿った金属間化合物相の形成を防止するために重要である。ケイ素と組み合わせた鉄のマンガンに対する比率は、０．０４４〜０．４０の範囲である。さらに、鉄含有量が低いと、鑞付け合金の孔食に対する感受性が低下する。さらに、マンガン含有量が０．５０重量％〜０．９０重量％であると、鑞付け合金は、適切な耐食性および改善された押出性を有する。比較すると、亜鉛含有量が０．０５重量％〜０．１０重量％であると、押出性に悪影響を及ぼすことなく耐食性が付与される。チタン含有量が０．１０重量％〜０．１５重量％であると、鑞付け合金の耐食性がさらに改善される。さらに、ニッケル含有量は、鑞付け合金のコストまたは耐食性に悪影響を及ぼさないように維持される。
【００１７】
表1に、本発明による例示的な合金組成を重量％で示す。各例示的な合金は、残部であるアルミニウムを含有することを理解されたい。
【表１】
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【００１８】
合金Ａは、０．１５重量％のケイ素、０．１１重量％の鉄、０．８5重量％のマンガン、０．０８重量％の亜鉛、０．１２重量％のチタンを含み、残部がアルミニウムである。合金Ｂは、０．０８重量％のケイ素、０．０８重量％の鉄、０．８１重量％のマンガン、０．０７重量％の亜鉛、０．１２重量％のチタン、０．０１重量％のニッケルを含み、残部がアルミニウムである。これらの合金は、アルミニウムビレットまたはインゴットを形成するために鋳造される。
【００１９】
後述の比較のためだけに、表２に従来の３００３アルミニウム合金の組成を示す。表２は、最大重量パーセントを示しており、従来の３００３合金も残部がアルミニウムであることを理解されたい。
【表２】
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【００２０】
従来の３００３合金は、０．６０重量％のケイ素、０．７０重量％の鉄、１．０重量％〜１．５重量％のマンガン、０．１５重量％の亜鉛、０．０５重量％のチタン、０．０５重量％のニッケル、０．０５重量％〜０．２０重量％の銅を含み、残部がアルミニウムである。
【００２１】
第２に、上記の組成物を鋳造したビレットを均質化する。均質化工程は、合金のミクロ組織に影響を及ぼすので、合金の押出性およびその製造後の結晶粒組織に重要な役割を果たす。本発明によるアルミニウム合金組成物を均質化することにより、高温鑞付け性能（すなわち、バーンスルー抵抗）が改善され、耐食性に優れ、押出性の最適な低コストな鑞付け合金が得られる。鋳造されたアルミニウムビレットの均質化は、ビレット幅にわたって均質な組成、マクロ偏析の破壊、および鑞付け合金のマトリクス内の溶質量の制御を達成するために行われる。
【００２２】
本発明による均質化工程は、金属間化合物が鑞付け温度で低溶融温度の金属間化合物相の相互連結鎖が形成できないように、金属間化合物のサイズおよび量を制御するように設計される。換言すれば、適切な均質化により、析出および分散を含む金属間粒子によって覆われる領域を制限し、これにより、バーンスルー漏れをもたらす粒界に沿ったボイドの相互連結の形成を防止するか、または少なくとも実質的に最小限にする。例えば、本発明による均質化工程により、金属間粒子によって覆われる面積が全面積の約２％未満に制限される。
【００２３】
鋳造されたアルミニウムビレットの均質化は、一般に、ビレットを高温に加熱して、所定時間ソーキングすることを含む。ソーキングの温度および時間により、マトリクスに固溶する合金元素の量、およびマトリクスから析出する分散物の量およびサイズが制御される。固溶体および分散物は、鑞付け合金の押出性、結晶粒組織、耐食性および機械的性質に影響を及ぼす重要な要素である。
【００２４】
均質化工程は、鋳造ビレットを約５６０℃〜約６２５℃の温度範囲に加熱し、その温度で数時間ソーキングすることを含む。加熱されてソーキングされたビレットは、その後、室温まで冷却されるが、冷却にも数時間を要する。
【００２５】
表３に、表１に示す合金組成を有するビレットの例示的な均質化工程を列挙する。
【表３】
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【００２６】
合金Ａから形成されたビレットを加熱し、６２０℃のピーク温度で約４時間ソーキングを行った。次に、ビレットを制御された速度で室温まで冷却した。制御された速度は、時間あたり７５℃〜１７５℃の範囲とすることができる。合金Ｂから形成されたビレットは、２つの異なる均質化処理を行った。第1の例では、ビレットを６２０℃のピーク温度で４時間加熱してソーキングを行い、次いで、制御された速度で３５０℃に冷却した。制御された速度は、時間あたり１００℃〜２２５℃の範囲とすることができる。第２の例では、ビレットを５８０℃のピーク温度で４時間加熱してソーキングを行い、次いで、制御された速度で３５０℃に冷却した。第１の例と同様に、制御された速度は、時間あたり１００℃〜２２５℃の範囲とすることができる。
【００２７】
ビレットの導電率は、固溶している合金元素の含有量の指標になる。合金元素の含有量が多いほど導電率は小さくなり、他方、合金元素の含有量が少ないほど導電率は大きくなる。換言すれば、合金の製造中に望ましくない金属間化合物粒子が形成されると導電率が増大する。このように、導電率の測定は、均質化の有効性を評価するために使用される。％ＩＡＣＳは、国際的焼鈍銅標準を指し、１００％ＩＡＣＳは、２０℃で５８．１０８ＭＳ／ｍの導電率に等しい。
【００２８】
ミクロ組織評価
製品形態における特性を評価するために、合金Ａ、合金Ｂおよび合金Ｃから形成された均質化ビレットを丸管に押出成形した。管をエポキシに埋め込み、それぞれの金属組織の検査を行った。図１Ａは合金Ａの結晶粒組織を示し、図１Ｂは合金Ｂの結晶粒組織を示し、図１Ｃは合金Ｃの結晶粒組織を示す。いずれも、比較的少数の金属間化合物粒子がミクロ組織中に観察され、金属間相および析出物によって覆われた面積は全面積の約２％未満であった。
【００２９】
示差走査熱量測定
示差走査熱量測定（「ＤＳＣ」）試験を合金Ａ、合金Ｂおよび合金Ｃについて行って、温度上昇に伴うミクロ組織の遷移および相変化を同定した。試験は、所定質量の各合金の試料を、毎分１０℃の制御された速度で加熱した。比較のため、従来の３００３合金の試料も加熱した。試料を加熱しながら、それぞれの熱流の変化を測定した。表４は、各試料の溶融が最初に検出された温度を表にしたものである。
【表４】
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【００３０】
上記から分かるように、従来の３００３合金は、最も融点が低い。合金Ａ、合金Ｂおよび合金Ｃはいずれも、従来の３００３合金よりも融点が高いため、鑞付け中にバーンスルーが起こる可能性が低くなる。
【００３１】
高温鑞付け性能試験
合金Ａ、合金Ｂおよび合金Ｃを使用して形成された押出丸管部材を使って高温性能試験を実施した。従来の３００３合金を使用して形成された管部材も試験に供した。試験片を、炉内で約６５０℃〜約６５５℃の高温に1分間曝した。次に、試験片の表面状態を顕微鏡で検査して、結晶粒組織および金属間粒子を決定した。
【００３２】
図２Ａ〜図２Ｃは、約６５０℃の温度に曝した後の管の表面写真である。図３Ａ〜図３Ｃは、約６５５℃の温度に曝した後の管の表面写真である。図２Ｃおよび図３Ｃでは、管は従来の３００３合金から形成され、広く開いた粒界が観察できる。これは、３００３合金が高温に曝されることによって深刻な影響を受けたことを示している。図２Ａおよび図３Ａでは、管は合金Ｂから形成され、図２Ｂおよび図３Ｂでは、管は合金Ｃから形成された。
【００３３】
図４Ａは、約６５０℃の温度に曝した後の従来の３００３合金から形成された管の断面ミクロ組織を示し、図４Ｂは、約６５５℃の温度に曝した後の従来の３００３合金から形成された管の断面ミクロ組織を示す。図４Ａおよび図４Ｂから分かるように、管は、望ましくないボイド２０の相互連結を含む。比較すると、図４Ｃは、約６５５℃の温度に曝された後の合金Ｂから形成された管の断面図であり、図４Ｄは、約６５５℃の温度に曝された後の合金Ｃから形成された管の断面図である。図４Ｃおよび図４Ｄから明確に分かるように、本発明による合金から形成される管は、相互連結されたボイドが観察されない。
【００３４】
同様に、図５Ａ〜図５Ｄは、本発明による合金Ａ（図５Ａ）、合金Ｂ（図５Ｂ）および合金Ｃ（図５Ｄ）、ならびに約６５５℃の温度に曝された従来の３００３合金（図５Ｃ）から形成された管のミクロ組織を示す走査型電子顕微鏡像である。これらのＳＥＭ像から分かるように、本発明による合金は、従来の３００３合金と比較して、金属間化合物粒子および粒界偏析が少なくなっている。
【００３５】
腐食加速試験
合金Ｂおよび合金Ｃから形成された複数の１２インチ（３０．５ｃｍ）試験片を、ＳＷＡＡＴ(ＡＳＴＭ  Ｇ８５−Ａ３）腐食試験により試験した。試験片は、様々な時点で試験から取り出し、最大孔食深さおよび腐食形態について評価した。１４日、２１日、２８日および３５日後に試験片を取り出した。図６は、ＳＷＡＡＴ試験後にそれぞれの試験片で測定された最大孔食深さをグラフで示す。腐食深さの進行は、ＳＷＡＡT試験の２１日〜２８日後に合金Ｂおよび合金Ｃのいずれにおいても平坦化している。
【００３６】
図７Ａおよび図７Ｂは、３５日間のＳＷＡＡＴ試験後の合金Ｂおよび合金Ｃから形成された試験片の結晶粒組織の像である。図７Ａは、合金Ｂの結晶粒組織を示し、図７Ｂは、合金Ｃの結晶粒組織を示し、合金Ｂおよび合金Ｃの結晶粒組織は、表面に沿って横方向に腐食が進行する横方向腐食モードを示す。横方向腐食モードは、アルミニウム管が腐食環境に曝されたときに壁漏れから保護するので望ましい。図６の腐食深さの進行の平坦化により、横方向腐食現象が確認される。
【００３７】
以上の実施形態の説明は、例示および説明の目的のために提供されている。本開示は、網羅的であることも、本発明を限定することも意図されていない。特に図示または説明しない場合であっても、特定の実施形態の個々の要素または構成は、一般に、その特定の実施形態に限定されず、適用可能であれば交換可能であり、選択された実施形態で使用することができる。これらは、多くの方法で変形することができる。そのような変形は、本開示からの逸脱とみなされるべきではなく、すべてのそのような変形は、本開示の範囲内に含まれることが意図される。
【図１Ａ】
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【図１Ｂ】
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【図１Ｃ】
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【図２Ａ】
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【図２Ｂ】
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【図２Ｃ】
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【図３Ａ】
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【図３Ｂ】
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【図３Ｃ】
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【図４Ａ】
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【図４Ｂ】
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【図４Ｃ】
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【図４Ｄ】
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【図５Ａ】
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【図５Ｂ】
2020509229.tif 000021
【図５Ｃ】
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【図５Ｄ】
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【図６】
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【図７Ａ】
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【図７Ｂ】
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【国際調査報告】
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