JP2010209444A - Brazing sheet of highly heat-resistant aluminum alloy and method for manufacturing the same - Google Patents
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Abstract
Description
この発明は、自動車用熱交換器等に使用されるアルミニウム合金ブレージングシート、特にインタークーラなどの熱交換器における高温圧縮空気や冷媒の通路構成部材として好適に使用される高耐熱性を有するアルミニウム合金ブレージングシートおよびその製造方法に関するものである。 The present invention relates to an aluminum alloy brazing sheet used for heat exchangers for automobiles and the like, in particular, an aluminum alloy having high heat resistance, which is suitably used as a high temperature compressed air or refrigerant passage component in a heat exchanger such as an intercooler. The present invention relates to a brazing sheet and a manufacturing method thereof.
アルミニウム合金は軽量かつ高熱伝導性を備えているため、自動車用熱交換器、例えば、ラジエータ、コンデンサ、エバポレータ、ヒータ、インタークーラなどに広く用いられている。自動車用熱交換器は、主にろう付法によって製造され、その場合Ａｌ−Ｓｉ系合金のろう材を用いて、６００℃程度の高温でろう付するのが通常である。 Aluminum alloys are light and have high thermal conductivity, and are therefore widely used in automotive heat exchangers, such as radiators, condensers, evaporators, heaters, intercoolers, and the like. The heat exchanger for automobiles is manufactured mainly by a brazing method, and in that case, it is usually brazed at a high temperature of about 600 ° C. using a brazing material of an Al—Si alloy.
ところでろう付により製造されるアルミニウム合金製熱交換器は、主に放熱を担うコルゲート成形したフィンと、空気や冷却水、冷媒を循環させるための通路構成部材としてのチューブとによって構成される。このような熱交換器において、チューブが破壊して貫通してしまえば、内部を循環している空気や冷却水、冷媒の漏洩が生じてしまう問題がある。一方近年では、自動車の軽量化に対する要求が高まっているため、自動車用の熱交換器を構成する各部材の薄肉化が強く要望されており、特に前述のようなチューブ材としては、肉厚０．６ｍｍ程度以下を実現することが望まれている。 By the way, the heat exchanger made from aluminum alloy manufactured by brazing is comprised by the corrugated fin mainly responsible for heat dissipation, and the tube as a channel | path component for circulating air, cooling water, and a refrigerant | coolant. In such a heat exchanger, if the tube breaks and penetrates, there is a problem that leakage of air, cooling water, and refrigerant circulating inside occurs. On the other hand, in recent years, demands for reducing the weight of automobiles are increasing, and therefore, there is a strong demand for reducing the thickness of each member constituting a heat exchanger for automobiles. It is desired to realize about 6 mm or less.
このような熱交換器の製品寿命向上と軽量化を同時に達成するためには、通路構成部材として、ろう付後の強度に優れたアルミニウム合金ブレージングシートが必要不可欠である。さらに最近では、ＥＵおよび米国における排ガス規制を満足させるため、ディーゼルエンジン車に搭載されるターボチャージャについては、その高性能化が求められている。それに伴ってターボチャージャにより圧縮される空気の圧力も従来よりも高くなる傾向があり、その圧縮空気の温度も、より高くなる傾向にある。そこで、ターボチャージャで圧縮されて高温になった空気を冷却する装置であるインタークーラの使用温度も、従来よりも高温化することとなり、そのため通路構成部材であるブレージングシートについても、ろう付後の耐熱性についての要求が、従来よりも一層強まっている。特に自動車用インタークーラにおいては、走行中長時間にわたって高温・高圧力の負荷が加わり続けるため、一時的な負荷では変形や破壊が起きなくても、長時間にわたればクリープ変形が生じ、破壊に至るおそれがある。さらに、自動車の走行時にインタークーラが高温で使用されれば、チューブに熱膨張を生じるが、停止時に室温に戻れば再び収縮するため、材料の室温における強度が不充分であれば、塑性変形が生じて破壊に至ることが考えられる。これらの理由から、インタークーラのチューブ材には、室温強度および耐クリープ性能について高い水準を有することが要求されている。 In order to achieve the improvement in product life and weight reduction of such a heat exchanger at the same time, an aluminum alloy brazing sheet having excellent strength after brazing is indispensable as a passage component member. Furthermore, recently, in order to satisfy exhaust gas regulations in the EU and the United States, high performance is required for turbochargers mounted on diesel engine vehicles. Accordingly, the pressure of the air compressed by the turbocharger tends to be higher than before, and the temperature of the compressed air also tends to be higher. Therefore, the operating temperature of the intercooler, which is a device that cools the air that has been compressed by the turbocharger, becomes higher than before, and therefore the brazing sheet that is a passage component member is also used after brazing. The demand for heat resistance is even stronger than before. Especially in automobile intercoolers, high-temperature and high-pressure loads continue to be applied for a long time during driving, so even if temporary load does not cause deformation or destruction, creep deformation will occur over a long period of time, causing damage. There is a risk. Furthermore, if the intercooler is used at a high temperature when the automobile is running, the tube will thermally expand, but if it returns to room temperature when it stops, it will shrink again. If the strength of the material at room temperature is insufficient, plastic deformation will occur. It may occur and lead to destruction. For these reasons, the intercooler tube material is required to have a high level of room temperature strength and creep resistance.
ここで、チューブとフィンが充分にろう付されていれば、フィンがチューブの変形を抑制するため、上述のような高温において高い圧力が長時間負荷される場合でもある程度高い耐久性を示すことができる。しかしながら、従来よりも高温、高圧で使用されるインタークーラにおいては、従来よりも一層高い耐クリープ性を有するチューブ材が必要とされるのである。 Here, if the tube and the fin are sufficiently brazed, since the fin suppresses the deformation of the tube, even if a high pressure is applied for a long time at a high temperature as described above, it may exhibit a certain degree of durability. it can. However, in an intercooler used at a higher temperature and higher pressure than before, a tube material having higher creep resistance than before is required.
従来、自動車用インタークーラのチューブ材としては、ＪＩＳ３００３合金に代表されるＡｌ−Ｍｎ系合金などからなる心材の両面にＡｌ−Ｓｉ系合金などのろう材をクラッドした３層ブレージングシートからなるチューブ材が広く用いられてきた。しかしながら、ＪＩＳ３００３合金心材を使用したクラッド材のろう付後の室温強度は１２０ＭＰａ程度の引張強さに過ぎず、また耐クリープ性については、２００℃において６０ＭＰａの荷重をかけた場合に数時間未満で破断に至ってしまい、最近の高温、高圧で使用されるインタークーラのチューブ材としては室温強度および耐クリープ性がいずれも不充分であった。 Conventionally, as a tube material for an automotive intercooler, a tube material made of a three-layer brazing sheet in which a brazing material such as an Al-Si alloy is clad on both sides of a core material made of an Al-Mn alloy represented by JIS3003 alloy, etc. Has been widely used. However, the room temperature strength after brazing of the clad material using JIS3003 alloy core material is only about 120 MPa tensile strength, and the creep resistance is less than a few hours when a load of 60 MPa is applied at 200 ° C. As a result, the tube material of the intercooler used at a recent high temperature and high pressure was insufficient in both room temperature strength and creep resistance.
ところでＡｌ−Ｍｎ系合金からなる心材を用いたブレージングシートの耐熱性を向上させた提案として、既に特許文献１〜３に示すような技術が知られている。 By the way, as a proposal which improved the heat resistance of the brazing sheet using the core material which consists of an Al-Mn type alloy, the technique as shown to patent documents 1-3 is already known.
そのうち特許文献１には、心材の合金成分を従来の材料よりも増量するとともにＭｇを含有させ、所定の温度範囲内で熱間圧延・中間焼鈍・最終焼鈍を行なうことにより、耐熱性を向上させたアルミニウム合金ブレージングシートが示されている。また特許文献２には、心材にＭｇを含有させてろう付後にピーク時効処理を施すことにより、Ｍｇ２Ｓｉによる析出硬化を利用して耐熱性を向上させたアルミニウム合金ブレージングシートが示されている。さらに特許文献３には、心材の均質化処理条件を規定し、熱間圧延前の加熱を５００℃以下とすることにより、金属間化合物の分布を微細にし、強度を向上させたアルミニウム合金ブレージングシートが示されている。
Among them, Patent Document 1 improves the heat resistance by increasing the alloy component of the core material than conventional materials and containing Mg, and performing hot rolling, intermediate annealing, and final annealing within a predetermined temperature range. An aluminum alloy brazing sheet is shown.
しかしながら、これらの特許文献１〜３の提案では、熱間圧延前の加熱時間や熱間圧延に要する時間等が明確かつ厳密には規定されておらず、そのためこれらの工程中において比較的粗大な金属間化合物が析出してしまって、耐熱性の向上に有効である心材アルミニウムの母相中に固溶したＭｎの量が減少する可能性があり、ろう付後の高温強度が不充分となってしまうおそれがある。したがってこれらの提案の技術では、耐熱性、特に２００℃程度の高温で使用するに耐える強度や耐クリープ性を、確実かつ安定して得ることは困難であった。 However, in these proposals of Patent Documents 1 to 3, the heating time before hot rolling, the time required for hot rolling, etc. are not clearly and strictly defined, and therefore are relatively coarse during these steps. The amount of Mn dissolved in the matrix phase of the core material aluminum, which is effective for improving heat resistance, may be reduced due to precipitation of intermetallic compounds, resulting in insufficient high-temperature strength after brazing. There is a risk that. Therefore, with these proposed techniques, it has been difficult to reliably and stably obtain heat resistance, particularly strength and creep resistance that can withstand use at a high temperature of about 200 ° C.
この発明は以上の事情を背景としてなされたもので、自動車用インタークーラのチューブ材などとして使用されるアルミニウム合金ブレージングシートの高耐熱化および薄肉化の要求を満たすべく、ろう付後の室温強度や耐クリープ性等の特性を向上させ、特に従来技術では実現困難であった２００℃程度の高温の使用に耐えるような高い強度および耐クリープ性を有するブレージングシートを提供することを基本的な課題としている。そしてこの発明においては、上述のようにろう付後に優れた強度および耐クリープ性を有しているばかりでなく、ろう付用の材料として、ろう付時のろう拡散が少なくてろう付性も良好なアルミニウム合金ブレージングシート、特に自動車用熱交換器の流体通路構成材（チューブ材）として好適に使用できるアルミニウム合金ブレージングシートおよびその製造方法を提供することを課題とするものである。 The present invention has been made against the background of the above circumstances, in order to satisfy the requirements for high heat resistance and thinning of aluminum alloy brazing sheets used as automotive intercooler tube materials, As a basic problem, to provide a brazing sheet having improved strength such as creep resistance and having high strength and creep resistance that can withstand use at a high temperature of about 200 ° C., which has been difficult to achieve with conventional technology. Yes. In the present invention, as described above, not only has excellent strength and creep resistance after brazing, but also as a brazing material, there is little brazing diffusion during brazing, and brazing is also good. It is an object of the present invention to provide an aluminum alloy brazing sheet, particularly an aluminum alloy brazing sheet that can be suitably used as a fluid passage component (tube material) of a heat exchanger for automobiles, and a method for producing the same.
前述のような課題を解決するべく、本発明者等が鋭意実験・検討を重ねた結果、アルミニウム合金ブレージングシートにおけるＡｌ−Ｍｎ系合金からなる心材の成分組成を適切に調整し、特に適切な量のＣｕを添加するとともに、Ｓｉ量、Ｆｅ量を適切に調整し、併せて金属組織、特に金属間化合物の分散状況を適切に調整することにより、前述の課題を解決し得ることを見出した。また心材にそのような金属組織を有するアルミニウム合金ブレージングシートを製造するために適切な条件、特に熱間クラッド圧延における適切な条件を見出した。そしてこれらに基いて、この発明をなすに至ったのである。 In order to solve the above-mentioned problems, the present inventors have conducted extensive experiments and examinations. As a result, the component composition of the core material made of the Al-Mn alloy in the aluminum alloy brazing sheet is appropriately adjusted, and particularly suitable amount. It has been found that the above-mentioned problems can be solved by adding Cu and adjusting the amount of Si and Fe appropriately and also adjusting the metal structure, particularly the dispersion state of intermetallic compounds. In addition, the inventors have found suitable conditions for producing an aluminum alloy brazing sheet having such a metal structure in the core material, particularly suitable conditions in hot clad rolling. And based on these, it came to make this invention.
具体的には、請求項１の発明は、アルミニウム合金からなる心材の片面または両面にＡｌ−Ｓｉ系ろう材をクラッドしてなるアルミニウム合金ブレージングシートにおいて、前記心材のアルミニウム合金が、Ｓｉ０．３〜１．２％、Ｆｅ０．０５〜０．４％、Ｃｕ０．３〜１．２％、Ｍｎ０．８〜１．８％を含有し、さらにＴｉ０．０５〜０．３％、Ｚｒ０．０５〜０．３％、Ｃｒ０．０５〜０．３％、Ｖ０．０５〜０．３％のうちから選ばれた１種以上を含有し、残部がＡｌおよび不可避的不純物からなり、かつ心材部分の金属組織として、厚さ方向の板断面における０．１μｍ以上０．３μｍ未満の金属間化合物の分布密度が２０個／μｍ２以上１００個／μｍ２以下で、しかも０．３μｍ以上の金属間化合物の分布密度が１個／μｍ２以下であることを特徴とするものである。 Specifically, the invention of claim 1 is an aluminum alloy brazing sheet in which an aluminum alloy brazing sheet is clad on one or both sides of a core material made of an aluminum alloy. 1.2%, Fe 0.05-0.4%, Cu 0.3-1.2%, Mn 0.8-1.8%, Ti 0.05-0.3%, Zr 0.05-0 .3%, Cr 0.05 to 0.3%, V 0.05 to 0.3%, one or more selected from the group consisting of Al and inevitable impurities, and the metal structure of the core part The distribution density of intermetallic compounds of 0.1 μm or more and less than 0.3 μm in the plate cross section in the thickness direction is 20 / μm 2 or more and 100 / μm 2 or less, and the distribution of intermetallic compounds of 0.3 μm or more density is one / μm 2 or more It is characterized in that it.
また請求項２の発明は、請求項１に記載の高耐熱性アルミニウム合金ブレージングシートにおいて、前記心材のアルミニウム合金が、前記各成分元素のほか、さらにＭｇ０．０５〜０．５％を含有することを特徴とするものである。
The invention according to
さらに請求項３の発明は、請求項１、請求項２のいずれかの請求項に記載の高耐熱性アルミニウム合金ブレージングシートにおいて、前記心材の一方の面にＡｌ−Ｓｉ系ろう材が、心材の他方の面にＡｌ−Ｚｎ系アルミニウム合金からなる犠牲陽極材がクラッドされ、かつそのＡｌ−Ｚｎ系アルミニウム合金犠牲陽極材が、Ｚｎ１．０〜６．０％、Ｆｅ０．０５〜０．４％を含有し、残部がＡｌおよび不可避的不純物よりなることを特徴とするものである。
Further, the invention according to
そしてまた請求項４の発明は、請求項３に記載の高耐熱性アルミニウム合金ブレージングシートにおいて、Ａｌ−Ｍｎ系アルミニウム合金犠牲陽極材が、前記各成分元素のほか、さらにＳｉ１．０％以下、Ｍｎ１．８％以下、Ｔｉ０．０２〜０．３％、Ｖ０.０２〜０．３％のうちから選ばれた１種以上を含有することを特徴とするものである。
And the invention of
一方請求項５の発明は、請求項１もしくは請求項２のいずれかの請求項中に記載されたアルミニウム合金ブレージングシートを製造するための方法であって、請求項１もしくは請求項２中に記載された成分組成のアルミニウム合金心材用の素材の片面もしくは両面にＡｌ−Ｓｉ系合金ろう材を重ね合わせてこれらを加熱し、熱間圧延を行ってクラッド材とする熱間クラッド圧延工程と、得られたクラッド材を冷間圧延する冷間圧延工程と、冷間圧延の中途において中間焼鈍を少なくとも１回行う中間焼鈍工程とを有してなり、前記熱間クラッド圧延工程において、熱間クラッド圧延前の加熱を４００℃以上５００℃以下の範囲内の温度で１０時間以下行ない、さらに熱間クラッド圧延を開始してから板厚減少量が５０ｍｍに達するまでに要する時間を５分以下に制御するとともに、板厚減少量が５０ｍｍに達した時点での材料温度を４００℃以上４５０℃以下に制御し、さらに板厚減少量が５０ｍｍに達してから板厚が２０ｍｍに達するまでに要する時間を１０分以下に制御し、しかも板厚が２０ｍｍに達した時点での材料温度を３００℃以上４００℃以下に制御し、さらに熱間クラッド圧延を開始してから熱間クラッド圧延を終了するまでに要する時間を４０分以下に制御し、さらに前記中間焼鈍工程においては、バッチ式の炉を用いて２５０℃〜４００℃の範囲内の温度で中間焼鈍を行なうことを特徴とするものである。
On the other hand, the invention of claim 5 is a method for producing an aluminum alloy brazing sheet described in claim 1 or
また請求項６の発明は、請求項１もしくは請求項２のいずれかの請求項中に記載されたアルミニウム合金ブレージングシートを製造するための方法であって、請求項１もしくは請求項２中に記載された成分組成のアルミニウム合金心材用の素材の片面もしくは両面にＡｌ−Ｓｉ系合金ろう材を重ね合わせてこれらを加熱し、熱間圧延を行ってクラッド材とする熱間クラッド圧延工程と、得られたクラッド材を冷間圧延する冷間圧延工程と、冷間圧延の中途において中間焼鈍を少なくとも１回行う中間焼鈍工程とを有してなり、前記熱間クラッド圧延工程において、熱間クラッド圧延前の加熱を４００℃以上５００℃以下の範囲内の温度で１０時間以下行ない、熱間クラッド圧延を開始してから板厚減少量が５０ｍｍに達するまでに要する時間を５分以下に制御するとともに、板厚減少量が５０ｍｍに達した時点での材料温度を４００℃以上４５０℃以下に制御し、さらに板厚減少量が５０ｍｍに達してから板厚が２０ｍｍに達するまでに要する時間を１０分以下に制御し、しかも板厚が２０ｍｍに達した時点での材料温度を３００℃以上４００℃以下に制御し、さらに熱間クラッド圧延を開始してから熱間クラッド圧延を終了するまでに要する時間を４０分以下に制御し、さらに前記中間焼鈍工程においては、連続式の炉を用いて３８０〜５５０℃の範囲内の温度で中間焼鈍を行なうことを特徴とするものである。
The invention of claim 6 is a method for producing the aluminum alloy brazing sheet described in claim 1 or
さらに請求項７の発明は、請求項５、請求項６のいずれかの請求項に記載の高耐熱性アルミニウム合金ブレージングシートの製造方法において、前記冷間圧延工程の後、２００〜４００℃に加熱する軟化焼鈍工程を行うことを特徴とするものである。 Furthermore, the invention according to claim 7 is the method for producing a high heat-resistant aluminum alloy brazing sheet according to any one of claims 5 and 6, and is heated to 200 to 400 ° C. after the cold rolling step. The softening annealing process is performed.
そしてまた請求項８の発明は、請求項１もしくは請求項２のいずれかの請求項中に記載されたアルミニウム合金ブレージングシートを製造するための方法であって、請求項１もしくは請求項２中に記載された成分組成のアルミニウム合金心材用の素材の片面もしくは両面にＡｌ−Ｓｉ系合金ろう材を重ね合わせて加熱し、熱間圧延を行ってクラッド材とする熱間クラッド圧延工程と、得られたクラッド材を冷間圧延する冷間圧延工程と、その冷間圧延工程の後に施す軟化焼鈍工程とを有し、前記熱間クラッド圧延工程において、熱間クラッド圧延前の加熱を５００℃以下の範囲内の温度で１０時間以下行ない、熱間クラッド圧延を開始してから板厚減少量が５０ｍｍに達するまでに要する時間を５分以下に制御するとともに、板厚減少量が５０ｍｍに達した時点での材料温度を４００℃以上４５０℃以下に制御し、さらに板厚減少量が５０ｍｍに達してから板厚が２０ｍｍに達するまでに要する時間を１０分以下に制御し、しかも板厚が２０ｍｍに達した時点での材料温度を３００℃以上４００℃以下に制御し、さらに熱間クラッド圧延を開始してから熱間圧延を終了するまでに要する時間を４０分以下に制御し、また前記軟化焼鈍工程における加熱温度を２００〜４００℃の範囲内とすることを特徴とするものである。
The invention of claim 8 is a method for producing an aluminum alloy brazing sheet according to any one of
また請求項９の発明は、請求項５〜請求項８のいずれかの請求項に記載の高耐熱性アルミニウム合金ブレージングシートの製造方法において、前記心材の一方の面にＡｌ−Ｓｉ系合金ろう材を重ね合わせるとともに、心材の他方の面に、請求項３もしくは請求項４のいずれかの請求項中に記載の成分組成の犠牲陽極材を重ね合せ、その状態で加熱して熱間クラッド圧延に供することを特徴とするものである。
The invention of
この発明のアルミニウム合金ブレージングシートは、肉厚０．６ｍｍ程度以下と薄肉化しても、フィン接合率や耐エロージョン性などのろう付性に優れているばかりでなく、ろう付後の強度および耐クリープ性が優れていて、２００℃程度の高温下での使用に対する耐久性が高く、したがって自動車用熱交換器、特にインタークーラのチューブなど、高温、高圧下で使用される薄肉のブレージングシートとして極めて優れており、熱交換器の軽量化とその寿命の延長を同時に図ることができる。 The aluminum alloy brazing sheet of the present invention is not only excellent in brazing properties such as fin joint ratio and erosion resistance, but also strength and creep resistance after brazing even if the thickness is reduced to about 0.6 mm or less. It has excellent durability and is highly durable for use at high temperatures of about 200 ° C. Therefore, it is extremely excellent as a thin-walled brazing sheet used at high temperatures and high pressures, such as automotive heat exchangers, especially intercooler tubes. It is possible to reduce the weight of the heat exchanger and extend its life at the same time.
またこの発明の製造方法によれば、前述のように優れた特性を有するアルミニウム合金ブレージングシートを実際に確実かつ安定して製造することができる。 Moreover, according to the manufacturing method of this invention, the aluminum alloy brazing sheet which has the outstanding characteristic as mentioned above can actually be manufactured reliably and stably.
この発明のアルミニウム合金ブレージングシートおよびその製造方法について、その好ましい実施の態様について、以下に詳細に説明する。 A preferred embodiment of the aluminum alloy brazing sheet and the manufacturing method thereof of the present invention will be described in detail below.
先ずこの発明のアルミニウム合金ブレージングシートを構成する心材、ろう材、犠牲陽極材に使用される各合金について説明する。 First, each alloy used for the core material, brazing material, and sacrificial anode material constituting the aluminum alloy brazing sheet of the present invention will be described.
［心材］
心材のアルミニウム合金としては、Ｓｉ０．３〜１．２％、Ｆｅ０．０５〜０．４％、Ｃｕ０．３〜１．２％、Ｍｎ０．８〜１．８％を含有し、さらにＴｉ０．０５〜０．３％、Ｚｒ０．０５〜０．３％、Ｃｒ０．０５〜０．３％、Ｖ０．０５〜０．３％のうちから選ばれた１種以上を含有し、残部がＡｌおよび不可避的不純物からなるものを用いる。このような心材合金の成分限定理由は次の通りである。
[Heart]
The core aluminum alloy contains Si 0.3-1.2%, Fe 0.05-0.4%, Cu 0.3-1.2%, Mn 0.8-1.8%, and Ti0.05 ~ 0.3%, Zr0.05 ~ 0.3%, Cr0.05 ~ 0.3%, V0.05 ~ 0.3% contains one or more, the balance is Al and inevitable A material made of a general impurity is used. The reasons for limiting the components of such a core material alloy are as follows.
Ｓｉ：
Ｓｉは、ＭｎとともにＡｌ−Ｍｎ−Ｓｉ系の金属間化合物を形成して、分散強化により心材の強度向上に寄与し、またアルミニウム母相中に固溶したＳｉは固溶強化により強度および耐クリープ性の向上に寄与する。またＳｉは、Ｍｇと反応してＭｇ２Ｓｉ化合物を形成することによっても強度向上に寄与する。ここでＳｉの含有量が０．６％未満では、Ｓｉ添加の効果が小さく、一方１．２％を越えれば芯材の融点が低下し、ろう付時に心材の溶融が生じるおそれが生じる。そこで心材のＳｉ量は０．３〜１．２％の範囲内とした。
Si:
Si forms an Al-Mn-Si intermetallic compound together with Mn and contributes to improving the strength of the core material by dispersion strengthening, and Si dissolved in the aluminum matrix phase increases strength and creep resistance by solid solution strengthening. Contributes to the improvement of sex. Si also contributes to strength improvement by reacting with Mg to form a Mg 2 Si compound. Here, if the Si content is less than 0.6%, the effect of Si addition is small. On the other hand, if it exceeds 1.2%, the melting point of the core material is lowered, and the core material may be melted during brazing. Therefore, the Si content of the core material is set in the range of 0.3 to 1.2%.
Ｆｅ；
Ｆｅは、再結晶核となり得るサイズの金属間化合物を生成しやすく、Ｆｅの含有量が多ければ、ろう付後の結晶粒径が微細になってろう拡散が生じやすくなるから、Ｆｅ量はできるだけ少ないことが望ましい。しかしながらＦｅ量が０．０５％未満では、高純度アルミニウム地金を使用しなければならないため、コスト高となり、一方Ｆｅ量が０．４％を越えれば、ろう付後の結晶粒径が微細となって、ろう拡散が生じるおそれがある。そこでＦｅ量は０．０５〜０．４％の範囲内とした。なお好ましくは、Ｆｅ量は０．１〜０．２％の範囲内とする。
Fe;
Fe easily forms an intermetallic compound of a size that can become a recrystallization nucleus, and if the content of Fe is large, the crystal grain size after brazing becomes fine and wax diffusion tends to occur. Less is desirable. However, if the amount of Fe is less than 0.05%, high-purity aluminum ingots must be used, which increases the cost. On the other hand, if the amount of Fe exceeds 0.4%, the crystal grain size after brazing is fine. As a result, wax diffusion may occur. Therefore, the amount of Fe is set in the range of 0.05 to 0.4%. Preferably, the Fe content is in the range of 0.1 to 0.2%.
Ｃｕ：
Ｃｕは、固溶強化により強度および耐クリープ性の向上に寄与する。Ｃｕの含有量が０．３％未満では、Ｃｕ添加によるこれらの効果が小さく、一方Ｃｕ量が１．２％を越えれば、鋳造時に割れが発生する可能性が高くなってしまうから、心材のＣｕ量は０．３〜１．２％の範囲内とした。なお好ましくは、０．５〜１．０％の範囲内のＣｕ量とする。
Cu:
Cu contributes to improvement in strength and creep resistance by solid solution strengthening. If the Cu content is less than 0.3%, these effects due to the addition of Cu are small. On the other hand, if the Cu content exceeds 1.2%, the possibility of cracking during casting increases. The amount of Cu was in the range of 0.3 to 1.2%. Preferably, the Cu amount is in the range of 0.5 to 1.0%.
Ｍｎ：
Ｍｎは、ＳｉとともにＡｌ−Ｍｎ−Ｓｉ系の金属間化合物を生成して、分散強化により強度向上に寄与し、また一方アルミニウム母相中に固溶したＭｎは、固溶強化により強度および耐クリープ性の向上に寄与する。Ｍｎの含有量が０．５％未満では、Ｍｎ添加によるこれらの効果が小さく、一方Ｍｎ量が１．８％を越えれば、鋳造時に巨大金属間化合物が生成されやすくなり、塑性加工性を低下させる。そこで心材のＭｎ量は０．８〜１．８％の範囲内とした。なお好ましくは１．０〜１．６％の範囲内のＭｎ量とする。
Mn:
Mn forms an Al-Mn-Si intermetallic compound together with Si and contributes to improving the strength by dispersion strengthening. On the other hand, Mn dissolved in the aluminum matrix is strengthened and creep-resistant by solid solution strengthening. Contributes to the improvement of sex. If the Mn content is less than 0.5%, these effects due to the addition of Mn are small. On the other hand, if the Mn content exceeds 1.8%, a giant intermetallic compound is likely to be produced during casting, and the plastic workability is reduced. Let Therefore, the amount of Mn of the core material is set in the range of 0.8 to 1.8%. The Mn content is preferably in the range of 1.0 to 1.6%.
さらにこの発明のブレージングシートの心材の成分元素としては、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｃｒ、Ｖのうちから選ばれた１種または２種以上を添加する。これらの元素はいずれも強度および耐クリープ性の向上に寄与する元素であり、これらについて次に説明する。 Furthermore, as a component element of the core material of the brazing sheet of the present invention, one or more selected from Ti, Zr, Cr, and V are added. All of these elements contribute to the improvement of strength and creep resistance, and these will be described next.
Ｔｉ：
Ｔｉは、固溶強化により強度および耐クリープ性を向上させる元素であり、０．０５〜０．３％の範囲内で選択的に添加する。Ｔｉ量が０．０５％未満ではその効果は得られず、一方０．３％を越えれば巨大金属間化合物を形成しやすくなって、塑性加工性を低下させる。なおＴｉのより好ましい添加量範囲は０．１〜０．２％である。なおまた、一般のアルミニウム合金においては、鋳塊の組織微細化のために微量（通常０．００５〜０．０５％）のＴｉを添加することがあり、また同じ目的でＴｉと同時に微量（通常０．００１〜０．０１％）のＢを添加することがあり、この発明のブレージングシート心材についても、上記の目的からのその程度のＴｉ、Ｂの添加は許容される。
Ti:
Ti is an element that improves strength and creep resistance by solid solution strengthening, and is selectively added within a range of 0.05 to 0.3%. If the amount of Ti is less than 0.05%, the effect cannot be obtained. On the other hand, if it exceeds 0.3%, it becomes easy to form a giant intermetallic compound, and the plastic workability is lowered. A more preferable range of Ti addition is 0.1 to 0.2%. In general aluminum alloys, a small amount (usually 0.005 to 0.05%) of Ti may be added to refine the structure of the ingot. 0.001 to 0.01%) of B may be added, and the brazing sheet core material of the present invention is allowed to add Ti and B to that extent for the above purpose.
Ｚｒ：
Ｚｒも、固溶強化により強度および耐クリープ性を向上させる元素であり、またＺｒの添加によりＡｌ−Ｚｒ系の金属間化合物が析出して、分散強化により強度および耐クリープ性を向上させるから、０．０５〜０．３％の範囲内で添加することができる。Ｚｒ量が０．０５％未満では、その効果が得られず、一方Ｚｒ量が０．３％を越えれば、巨大金属間化合物が生成されやすくなって、塑性加工性を低下させる。なおＺｒのより好ましい添加量範囲は、０．１〜０．２％である。
Zr:
Zr is also an element that improves strength and creep resistance by solid solution strengthening, and addition of Zr precipitates an Al-Zr-based intermetallic compound, which improves strength and creep resistance by dispersion strengthening. It can be added within a range of 0.05 to 0.3%. If the amount of Zr is less than 0.05%, the effect cannot be obtained. On the other hand, if the amount of Zr exceeds 0.3%, a giant intermetallic compound is likely to be formed, and the plastic workability is lowered. A more preferable range of the addition amount of Zr is 0.1 to 0.2%.
Ｃｒ：
Ｃｒも、固溶強化により強度および耐クリープ性を向上させ、またＣｒの添加によりＡｌ−Ｃｒ系の金属間化合物が析出して、分散強化により強度および耐クリープ性を向上させるから、０．０５〜０．３％の範囲内で添加することができる。Ｃｒ量が０．０５％未満では、その効果が得られず、一方Ｃｒ量が０．３％を越えれば、巨大金属間化合物が生成されやすくなって、塑性加工性を低下させる。なおＣｒのより好ましい添加量範囲は、０．１〜０．２％である。
Cr:
Cr also improves strength and creep resistance by solid solution strengthening, and Al—Cr-based intermetallic compounds are precipitated by addition of Cr, thereby improving strength and creep resistance by dispersion strengthening. It can be added within a range of ˜0.3%. If the Cr content is less than 0.05%, the effect cannot be obtained. On the other hand, if the Cr content exceeds 0.3%, a giant intermetallic compound is likely to be formed, and the plastic workability is lowered. A more preferable range of Cr addition is 0.1 to 0.2%.
Ｖ：
Ｖも、固溶強化により強度および耐クリープ性を向上させる元素であり、０．０５〜０．３％の範囲内で添加することができる。Ｖ添加量が０．０５％未満では、その効果が得られず、一方Ｖ添加量が０．３％を越えれば、巨大金属間化合物が生成されやすくなって、塑性加工性を低下させる。なおＶのより好ましい添加量範囲は、０．１〜０．２％である。
V:
V is also an element that improves the strength and creep resistance by solid solution strengthening, and can be added in the range of 0.05 to 0.3%. If the V addition amount is less than 0.05%, the effect cannot be obtained. On the other hand, if the V addition amount exceeds 0.3%, a giant intermetallic compound is easily generated, and the plastic workability is lowered. A more preferable range of V is 0.1 to 0.2%.
この発明のアルミニウム合金ブレージングシートの心材の成分としては、以上の各元素のほかは、基本的にはＡｌおよび不可避的不純物とすれば良いが、請求項２で規定するように、さらにＭｇを０．０５〜０．５％添加しても良い。
As a component of the core material of the aluminum alloy brazing sheet of the present invention, Al and unavoidable impurities may be basically used in addition to the above elements. However, as defined in
すなわちＭｇは、Ｍｇ２Ｓｉの析出により強度および耐クリープ性を向上させる元素であり、強度および耐クリープ性の一層の向上のために必要に応じて添加しても良い。ここで、Ｍｇの添加量が、０．０５％未満ではその効果が小さく、一方０．５％を越えればろう付が困難となるから、その添加量は０．０５〜０．５％の範囲内とする。なお好ましくは、Ｍｇ添加量は０．１５〜０．４％の範囲内とする。 That is, Mg is an element that improves strength and creep resistance by precipitation of Mg 2 Si, and may be added as necessary to further improve strength and creep resistance. Here, if the amount of Mg added is less than 0.05%, the effect is small, while if it exceeds 0.5%, brazing becomes difficult, so the amount added is in the range of 0.05 to 0.5%. Within. In addition, Preferably, Mg addition amount shall be in the range of 0.15-0.4%.
［ろう材］
この発明のアルミニウム合金ブレージングシートにおける心材の片面もしくは両面にはろう材がクラッドされるが、このろう材としては、従来からアルミニウム合金ブレージングシートに一般的に使用されているＡｌ−Ｓｉ系合金ろう材を使用することができ、特に限定されるものではなく、例えば、ＪＩＳ４３４３、４０４５、４０４７合金（Ａｌ−７〜１３ｍａｓｓ％Ｓｉ)などが好ましい。
[Brazing material]
The brazing material is clad on one side or both sides of the core material in the aluminum alloy brazing sheet of the present invention. As this brazing material, Al-Si alloy brazing material generally used for aluminum alloy brazing sheets is conventionally used. Can be used, and is not particularly limited. For example, JIS 4343, 4045, 4047 alloy (Al-7 to 13 mass% Si) and the like are preferable.
［犠牲陽極材］
この発明のアルミニウム合金ブレージングシートにおける心材の片面もしくは両面には、前述のようにろう材がクラッドされるが、熱交換器の使用環境として高い耐食性が求められるような場合には、請求項３において規定しているように、心材の片面（すなわちろう材を心材の片面のみにクラッドした場合であって、そのろう材がクラッドされていない側の面）に、犠牲陽極材をクラッドしても良い。その場合の犠牲陽極材としては、Ｚｎ１．０〜６．０％、Ｆｅ０．０５〜０．４％を含有し、残部がＡｌおよび不可避的不純物よりなるＡｌ−Ｚｎ系合金を用いることとする。このような犠牲陽極材合金の成分限定理由は次の通りである。
[Sacrificial anode material]
In the aluminum alloy brazing sheet of the present invention, the brazing material is clad on one side or both sides of the core material as described above, but in the case where high corrosion resistance is required as the use environment of the heat exchanger, in
Ｚｎ：
Ｚｎは、Ａｌに添加することによりその電位を卑にすることができ、したがってＺｎを添加した合金を心材の片面にクラッドすることにより、犠牲陽極効果を発揮させて、耐食性を向上させることができる。ここで、Ｚｎの含有量が１．０％未満ではその効果が充分ではなく、一方Ｚｎが６．０％を越えれば、腐食速度が速くなって早期に犠牲陽極材が消失し、耐食性が逆に低下してしまうから、犠牲陽極材のＺｎ量は１．０〜６．０％の範囲内とする。なおその範囲内でもＺｎは特に２．０〜５．０％の範囲内が好ましい。
Zn:
When Zn is added to Al, its potential can be reduced. Therefore, by clad the alloy to which Zn is added on one side of the core material, the sacrificial anode effect can be exhibited and the corrosion resistance can be improved. . Here, if the Zn content is less than 1.0%, the effect is not sufficient. On the other hand, if the Zn content exceeds 6.0%, the corrosion rate increases and the sacrificial anode material disappears early, and the corrosion resistance is reversed. Therefore, the amount of Zn in the sacrificial anode material is set in the range of 1.0 to 6.0%. Even within this range, Zn is particularly preferably within the range of 2.0 to 5.0%.
Ｆｅ：
Ｆｅは、再結晶核となり得るサイズの金属間化合物を生成しやすく、Ｆｅの含有量が多ければ、ろう付後の結晶粒径が微細になってろう拡散が生じやすくなるから、Ｆｅ量はできるだけ少ないことが望ましい。しかしながらＦｅ量が０．０５％未満では、高純度アルミニウム地金を使用しなければならなくなってコスト高を招き、一方Ｆｅ量が０．４％を越えれば、ろう付後の結晶粒径が微細となって、ろう拡散が生じるおそれがある。そこでＦｅ量は０．０５〜０．４％の範囲内とした。なお好ましくは、Ｆｅ量は０．１〜０．２％の範囲内とする。
Fe:
Fe easily forms an intermetallic compound of a size that can become a recrystallization nucleus, and if the content of Fe is large, the crystal grain size after brazing becomes fine and wax diffusion tends to occur. Less is desirable. However, if the Fe content is less than 0.05%, high-purity aluminum ingots must be used, resulting in high costs. On the other hand, if the Fe content exceeds 0.4%, the crystal grain size after brazing is fine. As a result, wax diffusion may occur. Therefore, the amount of Fe is set in the range of 0.05 to 0.4%. Preferably, the Fe content is in the range of 0.1 to 0.2%.
犠牲陽極材として用いるＡｌ−Ｚｎ系合金のＺｎ、Ｆｅ以外の成分については、基本的にはＡｌおよび不可避的不純物とすれば良いが、主として強度向上のため、請求項４において規定しているように、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｔｉ、Ｖのうちから選ばれた１種または２種以上を添加しても良い。犠牲陽極材におけるこれらの選択的添加元素の添加理由について次に説明する。
Components other than Zn and Fe of the Al—Zn-based alloy used as the sacrificial anode material may be basically Al and inevitable impurities, but as defined mainly in
Ｓｉ：
Ｓｉは、Ｆｅ、ＭｎとともにＡｌ−Ｆｅ−Ｍｎ−Ｓｉ系の化合物を形成して、分散強化により強度向上に寄与し、またマトリクスに固溶したＳｉは、固溶強化により強度を向上させる。またＳｉを添加すれば、ろう付時に心材から拡散してくるＭｇと反応してＭｇ２Ｓｉ化合物を形成することにより、強度向上に寄与する。ここで、犠牲陽極材のＳｉ量が１．０％を越えれば、その犠牲陽極材の融点が低下し、ろう付加熱時に溶融が起こる可能性が高くなり、またＳｉは犠牲陽極材の電位を貴にする元素であって、Ｓｉ量が１．０％を越えれば、犠牲陽極効果が阻害されて耐食性が低下してしまう。そこでＳｉの添加量は１．０％以下とした。なおＳｉのより好ましい添加量は０．８％以下である。
Si:
Si forms an Al—Fe—Mn—Si compound together with Fe and Mn and contributes to improving the strength by dispersion strengthening, and Si dissolved in the matrix improves the strength by solid solution strengthening. If Si is added, it reacts with Mg diffusing from the core material during brazing to form an Mg 2 Si compound, thereby contributing to strength improvement. Here, if the amount of Si in the sacrificial anode material exceeds 1.0%, the melting point of the sacrificial anode material decreases, and the possibility of melting during brazing heat increases, and Si increases the potential of the sacrificial anode material. If it is a noble element and the Si content exceeds 1.0%, the sacrificial anode effect is hindered and the corrosion resistance is lowered. Therefore, the amount of Si added is set to 1.0% or less. A more preferable amount of Si is 0.8% or less.
Ｍｎ：
Ｍｎは、強度と耐食性を向上させる元素であり、１．８％以下の範囲内で添加される。Ｍｎ量が１．８％を越えれば、鋳造時に巨大金属間化合物が生成されやすくなって、塑性加工性を低下させる。またＭｎは犠牲陽極材の電位を貴にする元素であるため、１．８％を越えてＭｎを添加すれば、犠牲陽極効果が阻害されて耐食性が低下する。なおＭｎのより好ましい添加量は１．５％以下である。
Mn:
Mn is an element that improves strength and corrosion resistance, and is added within a range of 1.8% or less. If the amount of Mn exceeds 1.8%, a giant intermetallic compound is likely to be produced during casting, and the plastic workability is lowered. Further, since Mn is an element that makes the potential of the sacrificial anode material noble, if Mn is added in excess of 1.8%, the sacrificial anode effect is hindered and the corrosion resistance is lowered. A more preferable amount of Mn is 1.5% or less.
Ｔｉ：
Ｔｉは、固溶強化により強度を向上させるとともに耐食性を向上させる元素であり、０．０２〜０．３％以下の範囲内で添加する。Ｔｉ量が０．３％を越えれば巨大金属間化合物が生成されやすくなって、塑性加工性を低下させる。なおＴｉのより好ましい添加量範囲は０．１〜０．２％である。なおまた、既に心材について述べたように、通常のアルミニウム合金では、鋳造時の組織微細化のために微量（通常０．００５〜０．０５％）のＴｉを添加することがあり、また同じ目的から、Ｔｉと併せて極微量（通常０．００１〜０．０１％）のＢを添加することがあり、この発明のブレージングシートにおける犠牲陽極材のＡｌ−Ｚｎ系合金としても、このような目的からＴｉ、Ｂを添加することは許容される。
Ti:
Ti is an element that improves strength and improves corrosion resistance by solid solution strengthening, and is added within a range of 0.02 to 0.3%. If the Ti content exceeds 0.3%, a huge intermetallic compound is likely to be produced, and the plastic workability is lowered. A more preferable range of Ti addition is 0.1 to 0.2%. In addition, as already described for the core material, in a normal aluminum alloy, a small amount (usually 0.005 to 0.05%) of Ti may be added in order to refine the structure during casting. Therefore, an extremely small amount (usually 0.001 to 0.01%) of B may be added together with Ti, and the Al—Zn-based alloy of the sacrificial anode material in the brazing sheet of the present invention also has such a purpose. It is permissible to add Ti and B.
Ｖ：
Ｖは、固溶強化により強度を向上させるとともに、耐食性の向上に効果があり、０．０２〜０．３％の範囲内で添加する。Ｖ量が０．０２％未満ではその効果が得られず、一方Ｖ量が０．３％を越えれば、巨大金属間化合物が生成されやすくなって、塑性加工性が低下する。なおＶのより好ましい添加量範囲は０．１〜０．２％である。
V:
V improves strength by solid solution strengthening and is effective in improving corrosion resistance, and is added within a range of 0.02 to 0.3%. If the amount of V is less than 0.02%, the effect cannot be obtained. On the other hand, if the amount of V exceeds 0.3%, a giant intermetallic compound is likely to be generated, and the plastic workability is lowered. A more preferable range of V is 0.1 to 0.2%.
この発明のアルミニウム合金ブレージングシートにおいては、心材、ろう材、さらには犠牲陽極材として使用する各合金の成分組成を前述のように調整するばかりではなく、心材部分の金属組織条件として、最終冷間圧延後の製品板における金属間化合物の分散状況が重要である。すなわち、ブレージングシートの最終冷間圧延後の心材部分の金属組織として、その厚さ方向の断面において０．１μｍ以上０．３μｍ未満のサイズの金属間化合物の分布密度が２０個／μｍ２以上１００個／μｍ２以下、好ましくは３０個／μｍ２以上５０個／μｍ２以下であって、しかも０．３μｍ以上のサイズの金属間化合物の分布密度が１個／μｍ２以下であることが必要である。なおここで規定している金属間化合物のサイズは、全て円相当径を意味するものとする。 In the aluminum alloy brazing sheet of the present invention, not only the component composition of each alloy used as the core material, brazing material, and sacrificial anode material is adjusted as described above, but also as the metallographic condition of the core material part, the final cold The state of dispersion of intermetallic compounds in the product sheet after rolling is important. That is, as the metal structure of the core material portion after the final cold rolling of the brazing sheet, the distribution density of the intermetallic compound having a size of 0.1 μm or more and less than 0.3 μm is 20 / μm 2 or more in the thickness direction cross section. Pieces / μm 2 or less, preferably 30 pieces / μm 2 or more and 50 pieces / μm 2 or less, and the distribution density of intermetallic compounds having a size of 0.3 μm or more must be 1 piece / μm 2 or less. It is. In addition, all the sizes of the intermetallic compound prescribed | regulated here shall mean a circle equivalent diameter.
このように心材部分の金属間化合物の分布密度を定めた理由は、次の通りである。 The reason for determining the distribution density of the intermetallic compound in the core part as described above is as follows.
この発明のアルミニウム合金ブレージングシートの心材においては、基本的には、Ｍｎを主体とする固溶元素による固溶強化および金属間化合物（主としてＡｌ−Ｍｎ−Ｓｉ系金属間化合物）による分散強化を主体として、ろう付加熱後の強度および耐クリープ性の向上を図っており、さらに請求項２のアルミニウム合金ブレージングシートの心材においては、Ｍｇ２Ｓｉの析出による時効硬化によって、さらなる強度および耐クリープ性の向上を図っている。ここで、心材にＭｇを添加した場合、ろう付性は低下するが、耐クリープ性が充分に高い場合には、Ｍｇ２Ｓｉによって高温における長時間の圧力負荷に対し充分な耐久性を得ることが可能となる。
In the core material of the aluminum alloy brazing sheet of the present invention, basically, solid solution strengthening by a solid solution element mainly composed of Mn and dispersion strengthening by an intermetallic compound (mainly Al-Mn-Si intermetallic compound) are mainly performed. In the core material of the aluminum alloy brazing sheet according to
金属間化合物には、かなりの量のＭｎ、Ｓｉが含まれるため、金属間化合物が増えれば、Ｍｎを主体とする固溶元素は減少する傾向を示し、そのためＭｎを主体とする固溶元素による固溶強化と、金属間化合物による分散強化とは、相反する関係にあると言える。したがってろう付加熱後に充分な強度および耐クリープ性を確保するためには、ろう付加熱後において固溶強化と分散強化、さらには時効硬化のバランスが適切に取れていることが必要であり、そのためには、最終冷間圧延後の製品板（ろう付加熱前のブレージングシート）の心材部分の金属組織として、前述のごとく特定のサイズの金属間化合物が特定の範囲内の密度で分布していることが必要であり、その場合にはじめてろう付加熱後に固溶強化、時効硬化、分散強化の最適なバランスを取って、充分な強度および耐クリープ性を得ることができるのである。なおろう付の条件は特に制限されるものではなく、通常は６００℃程度まで加熱した後に空冷することにより行なわれるものであって、ここでもろう付加熱後の強度、耐クリープ性能は、通常の条件でろう付した後の性能を意味するものとする。 Since intermetallic compounds contain a considerable amount of Mn and Si, if the amount of intermetallic compounds increases, the solid solution elements mainly composed of Mn tend to decrease. Therefore, due to the solid solution elements mainly composed of Mn. It can be said that solid solution strengthening and dispersion strengthening by an intermetallic compound are in a contradictory relationship. Therefore, in order to ensure sufficient strength and creep resistance after brazing heat, it is necessary to properly balance solid solution strengthening, dispersion strengthening, and age hardening after brazing heat. As described above, intermetallic compounds of a specific size are distributed at a density within a specific range as the metal structure of the core material portion of the product plate after the final cold rolling (the brazing sheet before brazing heat addition). It is necessary to obtain an adequate balance between solid solution strengthening, age hardening, and dispersion strengthening after the heat of brazing for the first time, and sufficient strength and creep resistance can be obtained. The brazing conditions are not particularly limited, and are usually performed by heating to about 600 ° C. and then air cooling. Here, the strength and creep resistance after brazing addition heat are also normal. It shall mean the performance after brazing under conditions.
さらに前述のような金属化合物の分布密度条件の限定理由について詳細に説明する。 Further, the reason for limiting the distribution density condition of the metal compound as described above will be described in detail.
先ず固溶強化および時効硬化の点から説明すれば、ろう付加熱後においてＭｎを主体とする固溶元素量を確保して固溶強化を充分に図り、さらにＭｇ２Ｓｉによる時効硬化を高めるためには、最終冷間圧延後のアルミニウム合金ブレージングシート（すなわちろう付加熱前のブレージングシート）において、０．１μｍ以上０．３μｍ未満の金属間化合物の密度が１００個／μｍ２以下、より好ましくは５０個／μｍ２以下であって、しかも０．３μｍ以上の金属間化合物の分布密度が１個／μｍ２以下であることが必要である。このような金属組織を有するアルミニウム合金ブレージングシートの心材部分においては、ろう付加熱に供した後の段階でも、心材のアルミニウム母相中にＭｎ、Ｓｉを固溶状態で多量に含んでおり、そのためろう付加熱後も充分な固溶強化および時効硬化を発揮することができる。またＭｎ、Ｓｉのみならず、選択的に添加されるＴｉ、Ｚｒ、Ｃｒ、Ｖによる固溶強化も、強度および耐クリープ性の向上に寄与し、これらの元素のうち１種以上を添加してその元素がろう付後の段階で心材のアルミニウム合金母相中に固溶していれば、より一層充分な固溶強化を発揮することができる。一方最終圧延後のアルミニウム合金ブレージングシートの心材部分において、０．１μｍ以上０．３μｍ未満の金属間化合物が１００個／μｍ２より多く含まれる場合、および０．３μｍ以上の金属間化合物が１個／μｍ２より多く含まれる場合には、ろう付加熱後にＭｎ等の充分な固溶量を確保することができず、固溶強化の効果を期待することができない。 First, in terms of solid solution strengthening and age hardening, in order to ensure solid solution strengthening by securing the amount of solid solution elements mainly composed of Mn after brazing addition heat, and to further enhance age hardening by Mg 2 Si. In the aluminum alloy brazing sheet after final cold rolling (that is, the brazing sheet before brazing addition heat), the density of intermetallic compounds of 0.1 μm or more and less than 0.3 μm is 100 / μm 2 or less, more preferably It is necessary that the distribution density of the intermetallic compound of 50 μm / μm 2 or less and 0.3 μm or more is 1 / μm 2 or less. In the core material part of the aluminum alloy brazing sheet having such a metal structure, even in the stage after being subjected to brazing addition heat, the aluminum matrix phase of the core material contains a large amount of Mn and Si in a solid solution state. Even after brazing heat, sufficient solid solution strengthening and age hardening can be exhibited. Further, not only Mn and Si but also solid solution strengthening by selectively added Ti, Zr, Cr and V contributes to the improvement of strength and creep resistance, and one or more of these elements are added. If the element is dissolved in the aluminum alloy matrix of the core material at the stage after brazing, a further sufficient solid solution strengthening can be exhibited. On the other hand, in the core part of the aluminum alloy brazing sheet after the final rolling, when more than 100 μm 2 intermetallic compounds of 0.1 μm or more and less than 0.3 μm are included, and one intermetallic compound of 0.3 μm or more When more than / μm 2 is contained, a sufficient amount of solid solution such as Mn cannot be ensured after the brazing heat, and the effect of solid solution strengthening cannot be expected.
次に分散強化の点から説明すれば、ろう付加熱後の分散強化効果を高めるためには、最終冷間圧延後（ろう付加熱前）のアルミニウム合金ブレージングシートの心材部分において、０．１μｍ以上０．３μｍ未満の微細な金属間化合物を、２０個／μｍ２以上、より好ましくは３０個／μｍ２以上含んでいる必要がある。このような金属組織を有する心材部分を有するアルミニウム合金ブレージングシートは、ろう付加熱に供した後にも心材相当部分に多くの金属間化合物が残存し、そのため充分な分散強化の効果を発揮することができる。ここで、最終冷間圧延後のアルミニウム合金ブレージングシートの心材部分における０．１μｍ以上の金属間化合物は、ろう付加熱後もある程度残存して、分散強化に寄与することが可能であるが、０．１μｍ未満の極微細な金属間化合物は、ろう付時に再固溶して消失してしまい、分散強化の効果を発揮し得ない。なお最終冷間圧延後の心材部分に含まれる０．１μｍ以上０．３μｍ未満の金属間化合物の密度が２０個／μｍ２未満の場合には、ろう付後に残存する金属間化合物少なく、充分な分散強化の効果を得られない。 Next, from the viewpoint of dispersion strengthening, in order to enhance the dispersion strengthening effect after the brazing addition heat, in the core part of the aluminum alloy brazing sheet after the final cold rolling (before the brazing addition heat), 0.1 μm or more It is necessary to contain 20 / μm 2 or more, more preferably 30 / μm 2 or more of fine intermetallic compounds of less than 0.3 μm. In an aluminum alloy brazing sheet having a core part having such a metal structure, a large amount of intermetallic compounds remain in the part corresponding to the core material even after being subjected to brazing heat, so that a sufficient dispersion strengthening effect can be exhibited. it can. Here, the intermetallic compound of 0.1 μm or more in the core part of the aluminum alloy brazing sheet after the final cold rolling remains to some extent after the brazing heat, and can contribute to dispersion strengthening. The ultrafine intermetallic compound of less than 1 μm disappears by re-dissolving during brazing and cannot exert the effect of strengthening dispersion. When the density of the intermetallic compound of 0.1 μm or more and less than 0.3 μm contained in the core material portion after the final cold rolling is less than 20 / μm 2 , the intermetallic compound remaining after brazing is small and sufficient The effect of dispersion strengthening cannot be obtained.
そしてこの発明のブレージングシートにおいては、上述のような固溶強化（および時効硬化）と、分散強化との兼ね合いから、心材部分の金属間化合物の分布密度を、前述のように規定したのである。 In the brazing sheet of the present invention, the distribution density of the intermetallic compound in the core material portion is defined as described above in consideration of the above-described solid solution strengthening (and age hardening) and dispersion strengthening.
ここで、金属間化合物の密度は、最終冷間圧延後のブレージングシートにおける心材部分のＬ−ＬＴ面を研磨により面出しして、心材部分の透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）観察を行うことにより調べたものとする。このＴＥＭ観察においては、等厚干渉縞から、観察部の膜厚を測定して、膜厚が０．１〜０．３μｍの箇所でのみＴＥＭ観察を行ない、ＴＥＭ写真を画像解析することにより金属間化合物の密度を求めるものとする。 Here, the density of the intermetallic compound is determined by polishing the L-LT surface of the core material portion of the brazing sheet after the final cold rolling by polishing and observing the core material portion with a transmission electron microscope (TEM). Shall be. In this TEM observation, the film thickness of the observation part is measured from the equal-thickness interference fringes, the TEM observation is performed only at the position where the film thickness is 0.1 to 0.3 μm, and the TEM photograph is image-analyzed. The density of the intermetallic compound shall be determined.
次にこの発明のアルミニウム合金ブレージングシートの製造方法について説明する。 Next, the manufacturing method of the aluminum alloy brazing sheet of this invention is demonstrated.
この発明のアルミニウム合金ブレージングシートにおいては、その心材のＳｉおよびＭｎの含有量を比較的高く規定しているため、従来の一般的な製造工程を適用しても、最終冷間圧延後に心材部分での０．１μｍ以上０．３μｍ未満の金属間化合物の密度が２０個／μｍ２以上となる金属組織を得ることは可能であるが、ろう付加熱後に充分な固溶元素量（主として固溶Ｍｎ量）を得るためには、前述のように最終冷間圧延後に心材部分で０．１μｍ以上０．３μｍ未満の金属間化合物の密度が１００個／μｍ２以下、より好ましくは５０個／μｍ２以下で、しかも０．３μｍ以上の金属間化合物の密度が１個／μｍ２以下となるように規制することが同時に必要であり、このように金属間化合物の過剰な析出を規制するためには、製造工程中で加えられる熱を適切な範囲内に制御する必要があり、とりわけ熱間圧延の各段階における温度や時間の厳密な制御が極めて重要となる。 In the aluminum alloy brazing sheet of the present invention, since the contents of Si and Mn of the core material are regulated to be relatively high, the core material portion is not used after the final cold rolling even if the conventional general manufacturing process is applied. It is possible to obtain a metal structure in which the density of intermetallic compounds of 0.1 μm or more and less than 0.3 μm is 20 / μm 2 or more, but a sufficient amount of solid solution elements (mainly solid solution Mn In order to obtain the amount), as described above, the density of the intermetallic compound of 0.1 μm or more and less than 0.3 μm in the core material portion after the final cold rolling is 100 / μm 2 or less, more preferably 50 / μm 2. In the following, it is necessary to simultaneously control the density of intermetallic compounds of 0.3 μm or more to be 1 piece / μm 2 or less. In order to control excessive precipitation of intermetallic compounds in this way, During the manufacturing process In this case, it is necessary to control the heat applied in the above range, and in particular, precise control of temperature and time in each stage of hot rolling is extremely important.
この発明のアルミニウム合金ブレージングシートは、基本的には前述の成分組成の合金からなる心材の片面または両面にＡｌ−Ｓｉ系ろう材（あるいはＡｌ−Ｓｉ系ろう材および犠牲陽極材）をクラッドすることによって製造される。そこで、先ず心材の製造方法から説明することとする。 The aluminum alloy brazing sheet of the present invention is basically formed by cladding an Al-Si brazing material (or an Al-Si brazing material and a sacrificial anode material) on one or both sides of a core material made of an alloy having the above-mentioned composition. Manufactured by. First, the manufacturing method of the core material will be described.
心材用の素材として、前述の成分組成を有するアルミニウム合金をそれぞれ溶解し、ＤＣ鋳造法等の常法に従って鋳造する。鋳造時においては、鋳塊中に固溶するＭｎの量を多くするため、鋳造時の冷却速度を１．５℃／ｓ以上とすることが好ましい。得られた心材鋳塊は必要に応じて面削して仕上げ、その後に熱間クラッド圧延に供することとなるが、熱間クラッド圧延前には、心材鋳塊に対して均質化処理を行わないか、または５５０℃以上の温度で鋳塊加熱を行う。心材鋳塊の均質化処理を行わない場合には、鋳造時に得られる固溶Ｍｎ量が多い状態を維持したまま、その後の工程に供することが可能となる。一方、心材鋳塊の均質化処理を行った場合には、その鋳塊加熱温度を５５０℃以上とすることにより、心材鋳塊中の金属間化合物を再固溶させて、均質化処理後に固溶Ｍｎ量が多い状態として、その後の工程に供することができる。なお均質化処理温度が６２０℃を越えれば、鋳塊が溶融してしまうおそれがあるから、均質化処理温度は６２０℃以下とすることが望ましい。 As the core material, each of the aluminum alloys having the above-described composition is melted and cast according to a conventional method such as a DC casting method. At the time of casting, in order to increase the amount of Mn dissolved in the ingot, it is preferable to set the cooling rate at the time of casting to 1.5 ° C./s or more. The obtained core material ingot is chamfered and finished as necessary, and then subjected to hot clad rolling, but before the hot clad rolling, the core material ingot is not homogenized. Or ingot heating at a temperature of 550 ° C. or higher. In the case where the homogenization treatment of the core material ingot is not performed, it is possible to use it for the subsequent steps while maintaining a state in which the amount of dissolved Mn obtained at the time of casting is large. On the other hand, when the homogenization treatment of the core material ingot is performed, the ingot heating temperature is set to 550 ° C. or more, so that the intermetallic compound in the core material ingot is re-dissolved and solidified after the homogenization treatment. It can use for a subsequent process as a state with much amount of melt | dissolution Mn. If the homogenization temperature exceeds 620 ° C, the ingot may be melted. Therefore, the homogenization temperature is preferably 620 ° C or less.
得られた心材鋳塊は、前述のようなろう材あるいは犠牲陽極材と組み合わせて重ね合せ、その状態で加熱して熱間クラッド圧延に供する。ここで、この熱間クラッド圧延について、以下では単に「熱間圧延」と記す。なお熱間クラッド圧延前の重ね合せ材の厚みは特に限定しないが、通常は２５０〜８００ｍｍ程度（望ましくは３００〜６００ｍｍ程度）である。 The obtained core material ingot is superposed in combination with the brazing material or sacrificial anode material as described above, heated in that state, and subjected to hot clad rolling. Here, this hot clad rolling is hereinafter simply referred to as “hot rolling”. The thickness of the laminated material before hot clad rolling is not particularly limited, but is usually about 250 to 800 mm (desirably about 300 to 600 mm).
重ね合せ材の熱間圧延前の加熱については、４００℃以上５００℃以下で１０時間以下とし、引続く熱間圧延では、熱間圧延を開始してから板厚減少量が５０ｍｍに達するまでに要する時間を５分以下、さらに板厚減少量が５０ｍｍに達した時点での材料温度を４００℃以上４５０℃以下に制御し、しかも板厚減少量が５０ｍｍに達してから板厚が２０ｍｍに達するまでに要する時間を１０分以下、なおかつ板厚２０ｍｍに達した時点での材料温度を３００℃以上４００℃以下に制御し、また熱間圧延を開始してから終了するまでに要する時間を４０分以下に制御し、これによってクラッド材を作製する。 About the heating before the hot rolling of the laminated material, it is set to 400 ° C. or more and 500 ° C. or less for 10 hours or less, and in the subsequent hot rolling, the thickness reduction amount reaches 50 mm after starting the hot rolling. The required time is 5 minutes or less, and further, the material temperature at the time when the plate thickness reduction amount reaches 50 mm is controlled to 400 ° C. or more and 450 ° C. or less, and after the plate thickness reduction amount reaches 50 mm, the plate thickness reaches 20 mm. 10 minutes or less, and the material temperature at the time when the plate thickness reaches 20 mm is controlled to 300 ° C. or more and 400 ° C. or less, and the time required from the start to the end of hot rolling is 40 minutes. The clad material is produced by controlling the following.
このような熱間圧延前の加熱および熱間圧延中の各段階での時間、温度の条件を定めた理由は次の通りである。 The reason for determining the conditions of time and temperature at each stage during the heating before the hot rolling and the hot rolling is as follows.
熱間圧延前の加熱を５００℃以下かつ１０時間以下とすることにより、加熱中における金属間化合物の過剰な析出を抑えことができる。熱間圧延前の加熱が４００℃未満では、熱間圧延中の変形抵抗が大きく圧延が困難となり、一方熱間圧延前の加熱が５００℃を越えるかあるいは１０時間を越えれば、金属間化合物が過剰に析出するため、最終的に適切な金属間化合物の分布が得られなくなってしまうから、熱間圧延前の重ね合わせ材の加熱は４００〜５００℃で１０時間以下とした。なお熱間圧延前の加熱のより好ましい条件は、４８０℃以下で５時間以下である。なおまた、熱間圧延前の加熱においては、好ましい析出物分布を得るためには加熱時間が短いことが好ましく、４００〜５００℃の範囲内の温度に到達すれば、特にその温度での保持は行なわなくても良いが、材料全体が均一に所定温度とならなければクラッド圧着不良等の問題が生じるおそれがあるから、通常は２時間程度保持することが好ましい。 By setting the heating before hot rolling to 500 ° C. or less and 10 hours or less, excessive precipitation of intermetallic compounds during heating can be suppressed. If the heating before hot rolling is less than 400 ° C., the deformation resistance during hot rolling is large and rolling becomes difficult. On the other hand, if the heating before hot rolling exceeds 500 ° C. or exceeds 10 hours, an intermetallic compound is formed. Since an excessive amount of the intermetallic compound distribution cannot be obtained in the end, heating of the overlapping material before hot rolling is performed at 400 to 500 ° C. for 10 hours or less. In addition, the more preferable conditions of the heating before hot rolling are 480 degrees C or less and 5 hours or less. In addition, in the heating before hot rolling, it is preferable that the heating time is short in order to obtain a preferable precipitate distribution, and if the temperature reaches within a range of 400 to 500 ° C., particularly the holding at that temperature is However, if the entire material does not reach a predetermined temperature uniformly, there is a possibility that problems such as poor clad crimping may occur.
上述のようにして加熱した重ね合わせ材は、直ちに熱間圧延に供する。すなわち、熱間圧延開始温度が実質的に４００℃より低い温度に下がらないうちに熱間圧延を開始する。この熱間圧延中においては、加えられる歪の影響により金属間化合物の析出が促進されてしまうため、短時間で熱間圧延を終えることが極めて重要である。 The laminated material heated as described above is immediately subjected to hot rolling. That is, hot rolling is started before the hot rolling start temperature is substantially lowered to a temperature lower than 400 ° C. During this hot rolling, precipitation of intermetallic compounds is promoted by the effect of applied strain, so it is extremely important to finish hot rolling in a short time.
前述のように厚みが２５０〜８００ｍｍ程度（望ましくは３００〜６００ｍｍ程度）の重ね合せ板に対して熱間圧延を開始してから板厚減少量が５０ｍｍに達するまでは、心材とろう材あるいは犠牲陽極材を圧着させる段階であり、この段階に要する時間を５分以下に制御するとともに、板厚減少量が５０ｍｍに達した時点での材料温度が４５０℃以下となるように制御することによって、金属間化合物の過剰な析出を抑えることができる。一方、熱間圧延を開始してから板厚減少量が５０ｍｍに達した時点での材料温度が４００℃未満になれば、心材とろう材あるいは犠牲陽極材とを充分に圧着させることができない。そこで熱間圧延を開始してから板厚減少量が５０ｍｍに達するまでの時間を５分以下、板厚減少量が５０ｍｍに達した時点での材料温度を４００〜４５０℃の範囲内に規制することとした。 From the start of hot rolling to a laminated plate having a thickness of about 250 to 800 mm (preferably about 300 to 600 mm) as described above, until the thickness reduction amount reaches 50 mm, the core material and brazing material or sacrifice By controlling the time required for this step to 5 minutes or less and controlling the material temperature to be 450 ° C. or less when the plate thickness reduction amount reaches 50 mm, the step of pressure bonding the anode material, Excessive precipitation of intermetallic compounds can be suppressed. On the other hand, if the material temperature is less than 400 ° C. when the thickness reduction amount reaches 50 mm after the hot rolling is started, the core material and the brazing material or the sacrificial anode material cannot be sufficiently bonded. Therefore, the time from the start of hot rolling until the plate thickness reduction amount reaches 50 mm is 5 minutes or less, and the material temperature when the plate thickness reduction amount reaches 50 mm is regulated within the range of 400 to 450 ° C. It was decided.
さらに、熱間圧延を開始した後、板厚減少量が５０ｍｍに達してから板厚が２０ｍｍに達するまでの間は、材料温度が比較的高く、しかも加えられる歪の量が極めて多い段階であり、この段階に要する時間を１０分以下に制御し、しかも板厚が２０ｍｍに達した時点での材料温度を４００℃以下に制御することにより、金属間化合物の過剰な析出を抑えることができる。一方、板厚が２０ｍｍに達した時点での材料温度が３００℃以下になれば、熱間圧延が困難になって製造性が損なわれてしまう。そこで熱間圧延中途で板厚減少量が５０ｍｍに達してから板厚が２０ｍｍに達するまでの時間は１０分以下、板厚が２０ｍｍに達した時点での材料温度は３００℃以上４００℃以下の範囲内に制御することとした。 Furthermore, after starting the hot rolling, the material temperature is relatively high and the amount of strain applied is extremely large from the time when the thickness reduction amount reaches 50 mm until the thickness reaches 20 mm. By controlling the time required for this stage to 10 minutes or less and controlling the material temperature at the time when the plate thickness reaches 20 mm to 400 ° C. or less, excessive precipitation of intermetallic compounds can be suppressed. On the other hand, if the material temperature reaches 300 ° C. or less when the plate thickness reaches 20 mm, hot rolling becomes difficult and manufacturability is impaired. Therefore, it takes 10 minutes or less for the plate thickness to reach 20 mm after the plate thickness reduction amount reaches 50 mm in the middle of hot rolling, and the material temperature when the plate thickness reaches 20 mm is 300 ° C. or more and 400 ° C. or less. It was decided to control within the range.
板厚が２０ｍｍに達した後は、材料温度が低下しているため、これ以降の段階の熱間圧延に要する時間に関して特別な制御は必要としないが、熱間圧延を開始してから熱間圧延が終了するまでの合計時間は４０分以下としなければならない。熱間圧延の開始から終了までの合計時間が４０分を越えれば、金属間化合物が過剰に析出するため、最終的に適切な金属間化合物の分布が得られなくなってしまう。 After the plate thickness reaches 20 mm, the material temperature has dropped, so no special control is required with respect to the time required for hot rolling in the subsequent stages. The total time until the end of rolling must be 40 minutes or less. If the total time from the start to the end of hot rolling exceeds 40 minutes, an intermetallic compound is excessively precipitated, and eventually an appropriate intermetallic compound distribution cannot be obtained.
以上のように、熱間圧延の各段階に要する時間および各段階における材料温度、さらには合計時間が上記の規定を外れれば、適切な金属間化合物の分布を得ることが困難となる。なお熱間圧延終了後にコイルに巻取った後の析出を抑制するため、熱間圧延の終了温度は２５０℃以下とすることが好ましい。 As described above, if the time required for each stage of hot rolling, the material temperature in each stage, and the total time deviate from the above definition, it is difficult to obtain an appropriate intermetallic compound distribution. In addition, in order to suppress precipitation after winding on a coil after completion | finish of hot rolling, it is preferable that the completion | finish temperature of hot rolling shall be 250 degrees C or less.
なお、上述のように熱間圧延の各段階に要する時間および各段階における材料温度、さらには合計時間を、上記の条件が満たされるように制御するための具体的手段は特に限定されないが、例えば、熱間圧延の各パス間において温度を測定し、上記の条件を満たすよう、次のパスにおける圧延速度、圧下量、圧延油量などをフィードバック制御する、などの手段を適用すればよい。 In addition, the specific means for controlling the time required for each stage of hot rolling as described above, the material temperature in each stage, and further the total time so that the above conditions are satisfied is not particularly limited. The temperature may be measured between each pass of the hot rolling, and means such as feedback control of the rolling speed, the amount of rolling reduction, the amount of rolling oil, etc. in the next pass may be applied so as to satisfy the above conditions.
以上のような熱間圧延により得られたアルミニウム合金クラッド材は、これを冷間圧延に供して、所要の製品板厚（望ましくは０．１５〜０．６ｍｍ程度）に仕上げるが、請求項５、請求項６の発明の方法の場合、冷間圧延の間において、最終厚さに到達する前の中途の段階で中間焼鈍を少なくとも１回行うものとする。この中間焼鈍には、バッチ焼鈍炉、あるいは連続焼鈍炉（ＣＡＬ）のいずれを用いても良い。このような中間焼鈍は、最終冷間圧延前の段階で完全に再結晶させて、最終冷間圧延後の成形性およびろう付性を高めるために必要な工程である。 The aluminum alloy clad material obtained by hot rolling as described above is subjected to cold rolling and finished to a required product thickness (preferably about 0.15 to 0.6 mm). In the case of the method of the invention of claim 6, during the cold rolling, the intermediate annealing is performed at least once in the middle stage before reaching the final thickness. For this intermediate annealing, either a batch annealing furnace or a continuous annealing furnace (CAL) may be used. Such intermediate annealing is a process necessary to completely recrystallize at the stage before the final cold rolling, and to improve the formability and brazability after the final cold rolling.
中間焼鈍にバッチ式焼鈍を適用する場合は、中間焼鈍温度を２５０℃〜４００℃の範囲内とすることにより、中間焼鈍後の金属組織を完全に再結晶させることができるとともに、固溶Ｍｎ量を多くして、金属間化合物が微細な状態を得ることができる。バッチ焼鈍による中間焼鈍温度が２５０℃未満では、中間焼鈍後に完全に再結晶した金属組織を得ることができず、一方４００℃を越えれば、中間焼鈍中に０．３μｍ以上のサイズの金属間化合物が過剰に析出してしまい、適切な金属間化合物分布を得ることが困難となる。なおバッチ焼鈍による中間焼鈍におけるより好ましい温度は、３００〜３７０℃である。 When batch annealing is applied to the intermediate annealing, the metal structure after the intermediate annealing can be completely recrystallized by setting the intermediate annealing temperature within the range of 250 ° C to 400 ° C, and the amount of dissolved Mn The intermetallic compound can be obtained in a fine state. If the intermediate annealing temperature by batch annealing is less than 250 ° C., a completely recrystallized metal structure cannot be obtained after intermediate annealing, while if it exceeds 400 ° C., an intermetallic compound having a size of 0.3 μm or more during intermediate annealing. Precipitates excessively, making it difficult to obtain an appropriate intermetallic compound distribution. In addition, the more preferable temperature in the intermediate annealing by batch annealing is 300-370 degreeC.
一方、連続焼鈍炉（ＣＡＬ）を用いて中間焼鈍を行なう場合、その中間焼鈍温度を３８０℃〜５５０℃の範囲内とすることにより、中間焼鈍後の金属組織を完全に再結晶させ、同時に固溶Ｍｎ量が多くて金属間化合物が微細な状態を得ることができる。連続焼鈍炉による中間焼鈍温度が３８０℃未満では、中間焼鈍後に完全に再結晶した金属組織が得られない。ここで、中間焼鈍に連続焼鈍炉を用いる場合には昇温速度および冷却速度が極めて速く、中間焼鈍中の析出がほとんど生じないため、金属組織の観点からは中間焼鈍温度の上限は特に制約されないが、クラッドされたろう材の溶融を防ぐためには、中間焼鈍の上限を５５０℃以下とする。なお連続焼鈍炉を用いた中間焼鈍において、３８０〜５５０℃の範囲内の温度での保持時間は特に規定しないが、通常は５分以下（保持なしを含む）とすれば良い。 On the other hand, when intermediate annealing is performed using a continuous annealing furnace (CAL), by setting the intermediate annealing temperature within the range of 380 ° C. to 550 ° C., the metal structure after the intermediate annealing is completely recrystallized and simultaneously solidified. The amount of dissolved Mn is large and the intermetallic compound can be in a fine state. When the intermediate annealing temperature in the continuous annealing furnace is less than 380 ° C., a completely recrystallized metal structure cannot be obtained after the intermediate annealing. Here, when a continuous annealing furnace is used for the intermediate annealing, the heating rate and the cooling rate are extremely fast, and precipitation during the intermediate annealing hardly occurs, so the upper limit of the intermediate annealing temperature is not particularly limited from the viewpoint of the metal structure. However, in order to prevent melting of the clad brazing material, the upper limit of the intermediate annealing is set to 550 ° C. or less. In the intermediate annealing using a continuous annealing furnace, the holding time at a temperature in the range of 380 to 550 ° C. is not particularly specified, but it is usually set to 5 minutes or less (including no holding).
ここで、中間焼鈍を中途に挟んでの冷間圧延においては、中間焼鈍前の冷間圧延（一次冷間圧延）の圧延率は特に限定されるものではなく、熱間上り板厚および中間焼鈍後の最終冷間圧延率、製品板厚に応じて適宜定めれば良い。一方、中間焼鈍後の最終冷間圧延率は５〜５０％とすることが望ましい。最終冷間圧延により導入される歪は、ろう付時のろう拡散を招きやすくなり、また、材料の強度が高くなり、後の成形工程に支障をきたすおそれがある。逆に最終冷間圧延率が小さくて歪量が少なすぎれば、ろう付時のろう溶融前に心材が充分に再結晶せず、亜結晶粒が残存して、その亜結晶粒を介してろう拡散が生じてしまう。中間焼鈍条件によっても最終冷間圧延率の最適値は変化するが、上述の観点から、通常は５〜５０％の範囲内が望ましく、より好ましくは、１０〜４０％とする。 Here, in cold rolling with intermediate annealing in the middle, the rolling rate of cold rolling (primary cold rolling) before intermediate annealing is not particularly limited, and the hot ascent thickness and intermediate annealing are not limited. What is necessary is just to set suitably according to the last final cold rolling rate and product plate | board thickness later. On the other hand, the final cold rolling reduction after the intermediate annealing is desirably 5 to 50%. The strain introduced by the final cold rolling tends to cause brazing diffusion during brazing, and the strength of the material is increased, which may hinder the subsequent forming process. On the other hand, if the final cold rolling rate is small and the amount of strain is too small, the core material will not be sufficiently recrystallized before the brazing and melting at the time of brazing, and the subcrystalline grains will remain and braze through the subcrystalline grains. Diffusion occurs. Although the optimum value of the final cold rolling rate varies depending on the intermediate annealing conditions, from the above viewpoint, it is usually desirable to be within the range of 5 to 50%, and more preferably 10 to 40%.
以上のような最終冷間圧延により製品板厚とされたクラッド材は、これをそのままブレージングシートとして、熱交換器における高温圧縮空気や冷媒の通路構成材（チューブ）に成形してもよいが、成形形状が複雑で、そのままでは成形が困難な場合には、最終冷間圧延の後に軟化焼鈍を施して成形性を向上させても良く、これを規定したのが請求項７の発明である。 The clad material that has been made into a product plate thickness by final cold rolling as described above may be molded as a brazing sheet as it is into a high-temperature compressed air or refrigerant passage component (tube) in a heat exchanger, If the forming shape is complicated and it is difficult to form as it is, softening annealing may be performed after the final cold rolling to improve the formability, and this is defined in the invention of claim 7.
この軟化焼鈍における加熱温度は２００℃〜４００℃とする。加熱温度が２００℃未満では、成形性が充分に向上されず、一方４００℃を越えれば、金属間化合物が過剰に析出するため、最終的に適切な金属間化合物の分布が得られなくなってしまう。なお軟化焼鈍の加熱温度は、より好ましくは２５０℃〜３５０℃の範囲内とする。また軟化焼鈍における加熱時間は特に限定しないが、通常は１時間〜１０時間程度とすることが望ましい。加熱時間が１時間未満では、ブレージングシートの強度がコイル全体において均一とならないおそれがあり、一方１０時間を越えれば、軟化焼鈍の効果が飽和して経済性を損なうだけである。 The heating temperature in this softening annealing shall be 200 to 400 degreeC. If the heating temperature is less than 200 ° C., the moldability is not sufficiently improved. On the other hand, if the heating temperature exceeds 400 ° C., the intermetallic compound is excessively precipitated, so that an appropriate distribution of the intermetallic compound cannot finally be obtained. . The heating temperature for softening annealing is more preferably in the range of 250 ° C to 350 ° C. In addition, the heating time in the soft annealing is not particularly limited, but it is usually desirable that the heating time be about 1 hour to 10 hours. If the heating time is less than 1 hour, the strength of the brazing sheet may not be uniform over the entire coil, while if it exceeds 10 hours, the effect of soft annealing is saturated and the economic efficiency is only impaired.
ここで、前述の説明では、熱間圧延後の冷間圧延の中途で中間焼鈍を施すこととしているが、このような中間焼鈍を省略して、中間焼鈍を行わずに最終板厚まで冷間圧延しても良い。但し、その場合は、冷間圧延により所要の板厚とした後、軟化焼鈍を行なう。これを規定したのが請求項８の発明である。 Here, in the above description, the intermediate annealing is performed in the middle of the cold rolling after the hot rolling, but the intermediate annealing is omitted and the intermediate sheet is not subjected to the intermediate annealing and is cold-rolled to the final thickness. It may be rolled. However, in that case, soft annealing is performed after a required plate thickness is obtained by cold rolling. This is defined by the invention of claim 8.
このように中間焼鈍を省略する場合でも、熱間圧延前の加熱、熱間圧延中の各条件は、既に述べたものと同様とすれば良い。また熱間圧延後の冷間圧延（中間焼鈍なし）の圧延率は特に限定しないが、通常は５〜９５％で行なえば良い。冷間圧延率が５％未満では、ろう付時のろう溶融前に心材が充分に再結晶せず、亜結晶粒が残存して、その亜結晶粒を介してろう拡散が生じてしまうおそれがあり、一方９５％を越えれば、材料の強度が高くなり過ぎ、目標の板厚まで圧延することが困難となるおそれがある。また冷間圧延後の軟化焼鈍の条件も前述の場合と同様であれば良く、２００〜４００℃の範囲内の温度で、望ましくは１〜１０時間加熱する条件とすれば良い。このように、中間焼鈍を省略したプロセスでは、金属間化合物の過剰な析出を抑制し得るため、適切な金属間化合物の分布状況を容易に得ることが可能となる。 Even when the intermediate annealing is omitted in this way, the conditions before heating and during hot rolling may be the same as those already described. Moreover, the rolling rate of cold rolling (without intermediate annealing) after hot rolling is not particularly limited, but it may be normally 5 to 95%. If the cold rolling rate is less than 5%, the core material is not sufficiently recrystallized before the brazing and melting at the time of brazing, and there is a possibility that subcrystalline grains remain and wax diffusion occurs through the subcrystalline grains. On the other hand, if it exceeds 95%, the strength of the material becomes too high, and it may be difficult to roll to the target plate thickness. Moreover, the conditions of the soft annealing after cold rolling should just be the same as the above-mentioned case, What is necessary is just to set it as the conditions heated for 1 to 10 hours at the temperature within the range of 200-400 degreeC. As described above, in the process in which the intermediate annealing is omitted, excessive precipitation of intermetallic compounds can be suppressed, so that an appropriate distribution state of intermetallic compounds can be easily obtained.
以上のところにおいて、この発明のアルミニウム合金ブレージングシートの厚みについては特に限定しないが、この発明のブレージングシートの場合、薄肉でも高い強度、耐クリープ性を備えかつろう付性も良好であることから、ターボチャージャにより圧縮空気を循環させるインタークーラのチューブ材などとして高温、高圧力に耐えて、優れた耐久性を示し得ることが大きなメリットである。そこで、これらの用途として、充分な耐久性を維持しつつ、軽量化を図り得るというメリットを生かすためには、０．６ｍｍ程度以下（通常は０．１５ｍｍ以上）の薄肉材として使用することが適切である。ただし、この範囲内の板厚に限定されるものではなく、０．６ｍｍ程度以上、５ｍｍ程度以下の比較的厚肉の材料として使用することも可能であることはもちろんである。ちなみに、自動車におけるターボチャージャによる圧縮空気を循環させる前述のようなインタークーラのチューブ材の場合、０．６ｍｍ程度以下の薄肉材として使用することができる。 In the above, the thickness of the aluminum alloy brazing sheet of the present invention is not particularly limited, but in the case of the brazing sheet of the present invention, even if it is thin, it has high strength, creep resistance and good brazing properties. As an intercooler tube material that circulates compressed air with a turbocharger, it is a great merit that it can withstand high temperatures and high pressures and can exhibit excellent durability. Therefore, for these applications, in order to take advantage of the advantage that the weight can be reduced while maintaining sufficient durability, it can be used as a thin material of about 0.6 mm or less (usually 0.15 mm or more). Is appropriate. However, it is not limited to the plate thickness within this range, and it is of course possible to use it as a relatively thick material of about 0.6 mm or more and about 5 mm or less. Incidentally, in the case of the above-described intercooler tube material that circulates compressed air by a turbocharger in an automobile, it can be used as a thin material of about 0.6 mm or less.
またこの発明のアルミニウム合金ブレージングシートにおけるろう材のクラッド率は特に限定されるものではないが、通常は片面あたり３〜２０％程度とすることが望ましい。また心材の片面に犠牲陽極材をクラッドする場合も、その犠牲陽極材層のクラッド率は特に限定されないが、通常は３〜２０％程度とすれば良い。 Further, the clad rate of the brazing material in the aluminum alloy brazing sheet of the present invention is not particularly limited, but it is usually preferably about 3 to 20% per side. Also, when the sacrificial anode material is clad on one surface of the core material, the clad rate of the sacrificial anode material layer is not particularly limited, but it is usually about 3 to 20%.
以下にこの発明を実施例に基いて、さらに詳細に説明する。なおこの実施例は、飽くまでこの発明の効果を説明するためのものであり、この発明の技術的範囲が実施例により制限されるものではないことはもちろんである。 Hereinafter, the present invention will be described in more detail based on examples. It should be noted that this example is for explaining the effects of the present invention until it is tired, and the technical scope of the present invention is not limited by the example.
表１、２に示す合金成分および組成を有する心材、皮材合金（犠牲陽極材用合金）をそれぞれＤＣ鋳造法により鋳造して、各々両面を面削して厚さ５００ｍｍに仕上げた。ろう材には、ＪＩＳ４０４５合金を用い、ろう材、犠牲陽極材を常法に従って熱間圧延によりそれぞれ５０ｍｍの厚さまで圧延した。これらの合金を用い、心材の片面には皮材１として前記ろう材を組み合わせ、もう一方の面には皮材２としてろう材もしくは表２の犠牲陽極材を組み合わせ、重ね合せた。その状態での合計厚みは、６００ｍｍであった。具体的な組合せを表５中に示す。なおその状態でのクラッド率は全て片面あたり１０％であり、また合計厚みは、６００ｍｍであった。このような重ね合わせ材について、表３に示す条件で加熱および熱間圧延を行い、３．５ｍｍの３層クラッド材とし、さらにこのクラッド材に、表４に示す条件で１次冷間圧延、中間焼鈍、最終冷間圧延を施して、Ｈ１ｎ調質の板厚０．４ｍｍの板材とし、さらに軟化焼鈍を施した。なおいくつかの例については、中間焼鈍および／または軟化焼鈍を省略した。 A core material and a skin material alloy (alloy for sacrificial anode material) having the alloy components and compositions shown in Tables 1 and 2 were cast by the DC casting method, respectively, and both sides were chamfered to a thickness of 500 mm. As the brazing material, a JIS 4045 alloy was used, and the brazing material and the sacrificial anode material were each rolled to a thickness of 50 mm by hot rolling according to a conventional method. Using these alloys, the brazing material was combined as the skin material 1 on one side of the core material, and the brazing material or the sacrificial anode material shown in Table 2 was combined and laminated on the other surface. The total thickness in that state was 600 mm. Specific combinations are shown in Table 5. In this state, the clad rate was 10% per side, and the total thickness was 600 mm. For such a laminated material, heating and hot rolling are performed under the conditions shown in Table 3 to obtain a 3.5 mm three-layer clad material, and further to this clad material, primary cold rolling is performed under the conditions shown in Table 4. Intermediate annealing and final cold rolling were performed to obtain a H1n tempered sheet material having a thickness of 0.4 mm, and further subjected to soft annealing. In some cases, intermediate annealing and / or softening annealing was omitted.
得られたブレージングシートについて、金属間化合物分布密度を下記に示す方法で調査したので、その結果を表５に示す。さらに各ブレージングシートについて、ろう付後の室温強度、ろう付後の耐クリープ性、フィン接合率、高温耐圧性、耐エロージョン性、巨大金属間化合物、耐食性を下記に示す方法で評価したので、その結果を表６に示す。なお耐食性に関しては、皮材に犠牲陽極材を用いたもののみを評価対象とし、犠牲陽極材を用いずろう材をクラッドしたものは評価対象外とした。 About the obtained brazing sheet, since intermetallic compound distribution density was investigated by the method shown below, the result is shown in Table 5. Furthermore, for each brazing sheet, the room temperature strength after brazing, the creep resistance after brazing, the fin joint ratio, the high temperature pressure resistance, the erosion resistance, the giant intermetallic compound, and the corrosion resistance were evaluated by the following methods. The results are shown in Table 6. In addition, regarding corrosion resistance, only those using a sacrificial anode material as the skin material were evaluated, and those not clad with a brazing material without using the sacrificial anode material were excluded.
（１） 金属間化合物の密度：
各ブレージングシートの心材部分についてＬ−ＬＴ面を研磨で面出しし、透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）観察を行うことにより調べた。この際、等厚干渉縞から観察部の膜厚を測定し、膜厚が約０．１〜０．２μmの箇所でのみＴＥＭ観察を行って、各サンプル１０００倍の倍率で１０視野ずつ観察し、それぞれの視野のＴＥＭ写真を画像解析することによって、ろう付後の各サイズの金属間化合物の密度を求めた。なお表５に示したろう付後の金属間化合物の分布密度は、それぞれ１０視野より求めた値の平均値で表した。
(1) Density of intermetallic compound:
The core material portion of each brazing sheet was examined by polishing the L-LT surface and performing observation with a transmission electron microscope (TEM). At this time, the film thickness of the observation part was measured from the equal-thickness interference fringes, TEM observation was performed only at a location where the film thickness was about 0.1 to 0.2 μm, and 10 fields were observed at a magnification of 1000 times for each sample. The density of the intermetallic compound of each size after brazing was determined by image analysis of TEM photographs of each field of view. In addition, the distribution density of the intermetallic compound after brazing shown in Table 5 was represented by an average value obtained from 10 fields of view.
（２） ろう付後の室温強度：
６００℃×３分のろう付加熱後、２００℃／ｍｉｎの冷却速度で冷却した。このサンプルを引張速度１０ｍｍ／ｍｉｎ、ゲージ長５０ｍｍの条件で、ＪＩＳ Ｚ２２４１に従って引張試験に供した。得られた応力−ひずみ曲線から引張強さを読み取り、表６中に記載した。
(2) Room temperature strength after brazing:
After the brazing addition heat at 600 ° C. for 3 minutes, it was cooled at a cooling rate of 200 ° C./min. This sample was subjected to a tensile test according to JIS Z2241 under the conditions of a tensile speed of 10 mm / min and a gauge length of 50 mm. The tensile strength was read from the obtained stress-strain curve and listed in Table 6.
（３） ろう付後の耐クリープ性：
６００℃×３分のろう付加熱後、２００℃／ｍｉｎの冷却速度で冷却し、その後２００℃の炉中で１週間放置した。このサンプルを温度２００℃、応力６０ＭＰａの条件で、ＪＩＳ Ｚ２２７１に従ってクリープ試験に供した。得られた結果から、クリープ試験開始から破断に至るまでに要した時間を表６中に記載した。
(3) Creep resistance after brazing:
After the brazing heat of 600 ° C. × 3 minutes, it was cooled at a cooling rate of 200 ° C./min, and then left in a furnace at 200 ° C. for 1 week. This sample was subjected to a creep test according to JIS Z2271 under the conditions of a temperature of 200 ° C. and a stress of 60 MPa. From the obtained results, the time required from the start of the creep test to the rupture is shown in Table 6.
（４） フィン接合率：
３００３合金のフィン材をコルゲート成形し、供試材のろう材面とあわせた後、これを５％のフッ化物フラックス水溶液中に浸漬し、２００℃で乾燥後に６００℃×３分のノコロックろう付加熱を行った。この試験コアのフィン接合率が１００％のものは「○」、１００％未満９５％以上のものは「△」、９５％未満のものは「×」と表６中に記載した。
(4) Fin joint ratio:
After corrugating 3003 alloy fin material and combining it with the brazing filler metal surface of the test material, it is immersed in 5% fluoride flux aqueous solution, dried at 200 ° C, and 600 ° C x 3 minutes of Nocolok brazing Heating was performed. Table 6 shows that the test core has a fin joint ratio of 100% as “◯”, less than 100% and 95% or more as “Δ”, and less than 95% as “x”.
（５） 高温耐圧性評価：
前述のようにして得られた各ブレージングシートを電縫加工により偏平なチューブ状に成形し、一方３００３合金のフィン材をコルゲート成形して、図１に示すように、その偏平チューブ１と２枚のコルゲートフィン２、および厚さ１ｍｍの２枚のブレージングシート３と厚さ１０ｍｍの２枚の３００３合金板４とを組み合わせて、５％のフッ化物フラックス水溶液中に浸漬し、２００℃で乾燥後に６００℃×３分のノコロックろう付加熱を行なって、試験コア５を作成した。なおブレージングシート３は、３００３合金心材の両面に４０４５合金ろう材を５％クラッドしたものである。この試験コア５を、図２に示すような高温耐圧試験装置の一対の治具８の間にパッキング９を介して挟み込んで固定し、試験コア５の偏平チューブ１内に、図示しない油圧装置から配管６を介して温度１５０℃の油７を流加圧供給し、圧力０〜３００ｋＰａの圧力（油圧）を偏平チューブ１内に加えた。その結果、１３０ｋＰａ以下でチューブの変形によるフィンの座屈が生じなかったものは「○」、１３０ｋＰａ未満でフィンの座屈が生じたものは「×」と表６中に記入した。
(5) High temperature pressure resistance evaluation:
Each brazing sheet obtained as described above is formed into a flat tube shape by electro-sewing process, while a fin material of 3003 alloy is corrugated and, as shown in FIG.
（６） 耐エロージョン性：
上記と同様の条件で高温耐圧試験と同様の試験コアを作製後、断面ミクロ観察を行い、エロージョン発生の有無を確認した。エロージョン無しは「○」、エロージョン有りは「×」と表６中に記載した。
(6) Erosion resistance:
After producing a test core similar to the high-temperature pressure resistance test under the same conditions as described above, cross-sectional micro observation was performed to confirm the occurrence of erosion. Table 6 shows “◯” when there is no erosion and “×” when there is erosion.
（７） 巨大金属間化合物：
各ブレージングシートの心材部分のＬ−ＳＴ面を研磨により面出しし、ケラー氏液でエッチングした後に光学顕微鏡で観察した。各試験材とも無作為に１０個ずつサンプリングして観察を行い、円相当径が１００μｍ以上の巨大な金属間化合物が観察されなかったものは「○」、観察されたものは「×」とした。
(7) Giant intermetallic compound:
The L-ST surface of the core part of each brazing sheet was surfaced by polishing, etched with Keller's solution, and then observed with an optical microscope. Each test material was randomly sampled and observed at 10 pieces, and “○” indicates that a huge intermetallic compound having an equivalent circle diameter of 100 μm or more was not observed, and “×” indicates that it was observed. .
（８） 耐食性評価：
引張試験試料と同様、６００℃×３分のろう付加熱を行った後、ろう材側をシールし、Ｃｌ−５００ｐｐｍ、ＳＯ４ ２−１００ｐｐｍ、Ｃｕ２＋１０ｐｐｍを含む８８℃の高温水中で８時間、室温放置１６時間を１サイクルとするサイクル浸漬試験を３ヶ月間実施し、腐食貫通の生じなかったものは「○」、生じたものは「×」とした。
(8) Corrosion resistance evaluation:
Similar to the tensile test specimen, after the heat brazing 600 ° C. × 3 minutes, to seal the brazing material side, Cl - 500ppm, SO 4 2- 100ppm, 8 hours at a high temperature water of 88 °
これらの表から明らかなように、本発明例であるＮｏ．１〜Ｎｏ．８、Ｎｏ．１３〜Ｎｏ．２０、Ｎｏ．２９〜３１の例は、心材の合金成分および熱間圧延条件がこの発明で規定する条件を満たしており、最終圧延後の心材の金属組織として、０．１μｍ以上０．３μｍ未満の金属間化合物の密度が２０個／μｍ２以上１００個／μｍ２以下でかつ０．３μｍ以上の金属間化合物の密度が１個／μｍ２以下となっており、この発明で規定する心材金属組織の条件を満たしている。 As is clear from these tables, No. 1 as an example of the present invention. 1-No. 8, no. 13-No. 20, no. Examples 29 to 31 are the intermetallic compounds in which the alloy composition of the core material and the hot rolling conditions satisfy the conditions specified in the present invention, and the metal structure of the core material after the final rolling is 0.1 μm or more and less than 0.3 μm. The density of the intermetallic compound of 20 / μm 2 or more and 100 / μm 2 or less and 0.3 μm or more is 1 / μm 2 or less. Satisfies.
それに対してＮｏ．９〜Ｎｏ．１２は、心材の合金成分がこの発明で規定する条件を満たしていない例である。またＮｏ．２１〜Ｎｏ．２８は、心材の合金成分はこの発明で規定する条件を満たしているが、製造工程条件が外れており、その結果心材金属組織の条件が外れていた。そしてまたＮｏ．３２、Ｎｏ．３３の例は、片面の皮材２として、この発明で規定する犠牲陽極材の合金成分組成から外れた合金を用いた例である。
In contrast, no. 9-No. No. 12 is an example in which the alloy component of the core material does not satisfy the conditions specified in the present invention. No. 21-No. In No. 28, the alloy component of the core material satisfies the conditions specified in the present invention, but the manufacturing process conditions are not, and as a result, the conditions of the core metal structure are not. And no. 32, no. Example 33 is an example in which an alloy deviating from the alloy component composition of the sacrificial anode material defined in the present invention is used as the single-
さらに本発明例および比較例のそれぞれについて詳細に検討する。 Further, each of the inventive example and the comparative example will be examined in detail.
表６から明らかなように、本発明例であって、前述のごとく心材金属組織の条件を満たしているＮｏ．１〜Ｎｏ．５、Ｎｏ．１３〜Ｎｏ．１６の例では、ろう付後の室温での引張強さが１６０ＭＰａ以上と高く、２００℃で６０ＭＰａのクリープ試験において試験開始から破断までに１００時間以上を要し、さらにフィン接合率が１００％であって、これらの材料を用いた試験コアは高温での耐圧試験においても１３０ｋＰａ以下ではフィンの座屈が生じず、優れた耐熱性を有していることが確認された。 As is apparent from Table 6, this is an example of the present invention, and the No. 1 satisfying the condition of the core metal structure as described above. 1-No. 5, no. 13-No. In Example 16, the tensile strength at room temperature after brazing is as high as 160 MPa or more, and it takes 100 hours or more from the start of the test to fracture in a creep test at 200 ° C. and 60 MPa, and the fin joint rate is 100%. Thus, it was confirmed that the test cores using these materials did not buckle the fins at 130 kPa or less even in a pressure test at a high temperature and had excellent heat resistance.
また心材にＭｇを含有しているＮｏ．６〜Ｎｏ．８、Ｎｏ．１７〜２０の本発明例では、ろう付後の室温での引張強さが１９０ＭＰａ以上であり、また２００℃で６０ＭＰａのクリープ試験においては１０００時間以上かけても未破断と、より高い室温強度と耐クリープ性が得られており、さらにろう付性については、フィン接合率が９５％以上１００％未満とＭｇ無添加の場合よりは劣るものの、材料の室温強度と耐クリープ性が高いことを考慮すれば、特に問題ない水準であった。またこれらの材料を用いた試験コアは、高温での耐圧試験において１３０ｋＰａ以下ではフィンの座屈が生じず、優れた耐熱性を有していた。 In addition, No. containing Mg in the core material. 6-No. 8, no. In the inventive examples 17 to 20, the tensile strength at room temperature after brazing is 190 MPa or more, and in the creep test at 200 ° C. and 60 MPa, it is unbroken and has higher room temperature strength over 1000 hours. Creep resistance has been obtained, and the brazing property is 95% or more and less than 100%, which is inferior to the case where no Mg is added, but considering that the room temperature strength and creep resistance of the material are high. If so, the level was not particularly problematic. Moreover, the test core using these materials had excellent heat resistance without buckling of fins at 130 kPa or less in a pressure resistance test at a high temperature.
さらに以上のような本発明例Ｎｏ．１〜Ｎｏ．８、Ｎｏ．１３〜Ｎｏ．２０の材料は、耐エロージョン性にも優れており、かつ１００μｍ以上の巨大金属間化合物は存在しておらず、熱交換器用材料として用いるに好適であることが確認された。 Further, the present invention example No. 1-No. 8, no. 13-No. No. 20 material was excellent in erosion resistance, and no giant intermetallic compound of 100 μm or more was present, and it was confirmed that the material was suitable for use as a heat exchanger material.
これに対して、心材の合金成分がこの発明で規定する条件を満たしていない比較例のＮｏ．１０〜Ｎｏ．１２では、ろう付後の室温での引張強さが１６０ＭＰａ未満となり、また２００℃で６０ＭＰａのクリープ試験において１０００時間未満で破断に至り、これらの材料を用いた試験コアは、高温での耐圧試験において１３０ｋＰａ未満でフィンの座屈が生じてしまった。 On the other hand, in the comparative example No. in which the alloy component of the core material does not satisfy the conditions specified in the present invention. 10-No. No. 12, the tensile strength at room temperature after brazing was less than 160 MPa, and in a creep test at 200 ° C. and 60 MPa, breakage occurred in less than 1000 hours. The test cores using these materials were subjected to a pressure test at a high temperature. The fin buckling occurred at less than 130 kPa.
また心材にＭｇを含んでおらず、製造工程がこの発明で規定する条件を外れているＮｏ．２１〜Ｎｏ．２４の例では、耐クリープ性が本発明例よりも低い水準となり、これらの材料を用いた試験コアは高温での耐圧試験において１３０ｋＰａ未満でフィンの座屈が生じてしまった。 In addition, the core material does not contain Mg, and the manufacturing process deviates from the conditions specified in the present invention. 21-No. In the case of 24, the creep resistance was lower than that of the example of the present invention, and in the test core using these materials, fin buckling occurred at a pressure resistance test at a high temperature of less than 130 kPa.
一方心材にＭｇを含んでおり、製造工程がこの発明で規定する条件を外れているＮｏ．２５〜Ｎｏ．２８の例では、クリープ寿命が１０００時間以上とはならず、耐クリープ性が本発明例よりも低い水準となり、またフィン接合率は９５％以上１００％未満ではあるが、クリープ寿命が１０００時間未満の場合には不充分な水準であると言える。さらにこれらの材料を用いた試験コアは高温での耐圧試験において１３０ｋＰａ未満でフィンの座屈が生じた。 On the other hand, the core material contains Mg, and the manufacturing process deviates from the conditions specified in the present invention. 25-No. In the example No. 28, the creep life is not 1000 hours or more, the creep resistance is lower than the example of the present invention, and the fin joint ratio is 95% or more and less than 100%, but the creep life is less than 1000 hours. In this case, it can be said that the level is insufficient. Furthermore, the test cores using these materials showed fin buckling at a pressure resistance test at a high temperature of less than 130 kPa.
さらに心材のＳｉ量、Ｆｅ量、Ｍｇ量が高いＮｏ．９の例の場合は、１００μｍ以上の巨大金属間化合物が存在し、ろう付においてフィンの接合不良およびエロージョンが発生してしまった。 Further, No. 1 having a high Si content, Fe content, and Mg content in the core material. In the case of Example 9, there was a giant intermetallic compound of 100 μm or more, and poor bonding and erosion of fins occurred during brazing.
さらに、心材の片面に犠牲陽極材をクラッドしているＮｏ．２９〜Ｎｏ．３３の例については、耐食性の評価も行なった。これらのうち、本発明例であるＮｏ．２９〜３１の例では、腐食貫通が見られず、耐食性が良好であった。それに対して、比較例であるＮｏ．３２、Ｎｏ．３３では、腐食貫通が生じており、耐食性が不充分であった。なおＮｏ．２９〜Ｎｏ．３３の例では、ろう付後の室温での引張強さが１６０ＭＰａ以上と高く、２００℃で６０ＭＰａのクリープ試験において試験開始から破断までに要する時間が１００時間以上となり、皮材の一方を犠牲陽極材としたことが室温強度や耐クリープ性には悪影響を与えないことが確認された。 Further, No. 1 in which a sacrificial anode material is clad on one side of the core material. 29-No. For the 33 examples, corrosion resistance was also evaluated. Among these, No. which is an example of the present invention. In the examples of 29 to 31, no corrosion penetration was observed, and the corrosion resistance was good. On the other hand, No. which is a comparative example. 32, no. In No. 33, corrosion penetration occurred and corrosion resistance was insufficient. No. 29-No. In Example 33, the tensile strength at room temperature after brazing is as high as 160 MPa or more, and the time required from the start of the test to rupture in the creep test at 200 ° C. and 60 MPa is 100 hours or more. It was confirmed that the material did not adversely affect the room temperature strength and creep resistance.
以上の実施例から、この発明のブレージングシートは、強度および耐クリープ性に優れ、ろう付性が良好で、巨大金属間化合物を含まず、生産性に優れた、熱交換器チューブ用材、特にインタークーラの如く高温高圧下で使用されるチューブ材に適していることが明らかである。 From the above examples, the brazing sheet of the present invention is excellent in strength and creep resistance, has good brazing properties, does not contain a huge intermetallic compound, and has excellent productivity. It is clear that it is suitable for a tube material used under high temperature and high pressure such as a cooler.
１ 偏平チューブ
２ コルゲートフィン
３ ブレージングシート
５ 試験コア
1
Claims (9)
前記心材のアルミニウム合金が、Ｓｉ０．３〜１．２％（ｍａｓｓ％、以下同じ）、Ｆｅ０．０５〜０．４％、Ｃｕ０．３〜１．２％、Ｍｎ０．８〜１．８％を含有し、さらにＴｉ０．０５〜０．３％、Ｚｒ０．０５〜０．３％、Ｃｒ０．０５〜０．３％、Ｖ０．０５〜０．３％のうちから選ばれた１種以上を含有し、残部がＡｌおよび不可避的不純物からなり、かつ心材部分の金属組織として、厚さ方向の板断面における０．１μｍ以上０．３μｍ未満の金属間化合物の分布密度が２０個／μｍ２以上１００個／μｍ２以下で、しかも０．３μｍ以上の金属間化合物の分布密度が１個／μｍ２以下であることを特徴とする、高耐熱性アルミニウム合金ブレージングシート。 In an aluminum alloy brazing sheet formed by clad an Al—Si brazing material on one or both sides of a core material made of an aluminum alloy;
The core aluminum alloy contains Si 0.3 to 1.2% (mass%, the same shall apply hereinafter), Fe 0.05 to 0.4%, Cu 0.3 to 1.2%, and Mn 0.8 to 1.8%. And further containing at least one selected from Ti 0.05 to 0.3%, Zr 0.05 to 0.3%, Cr 0.05 to 0.3%, V 0.05 to 0.3% And the balance is Al and inevitable impurities, and the distribution density of the intermetallic compound of 0.1 μm or more and less than 0.3 μm in the plate cross section in the thickness direction is 20 / μm 2 or more as the metal structure of the core part. pieces / [mu] m 2 or less, moreover, wherein the distribution density of more intermetallic compounds 0.3μm is one / [mu] m 2 or less, high heat resistance aluminum alloy brazing sheet.
前記心材のアルミニウム合金が、前記各成分元素のほか、さらにＭｇ０．０５〜０．５％を含有することを特徴とする、高耐熱性アルミニウム合金ブレージングシート。 In the high heat resistant aluminum alloy brazing sheet according to claim 1,
The high heat-resistant aluminum alloy brazing sheet, wherein the aluminum alloy of the core material further contains Mg in an amount of 0.05 to 0.5% in addition to the component elements.
前記心材の一方の面にＡｌ−Ｓｉ系ろう材が、心材の他方の面にＡｌ−Ｚｎ系アルミニウム合金からなる犠牲陽極材がクラッドされ、かつそのＡｌ−Ｚｎ系アルミニウム合金犠牲陽極材が、Ｚｎ１．０〜６．０％、Ｆｅ０．０５〜０．４％を含有し、残部がＡｌおよび不可避的不純物よりなることを特徴とする、高耐熱性アルミニウム合金ブレージングシート。 In the high heat-resistant aluminum alloy brazing sheet according to any one of claims 1 and 2,
An Al—Si based brazing material is clad on one surface of the core material, a sacrificial anode material made of an Al—Zn based aluminum alloy is clad on the other surface of the core material, and the Al—Zn based aluminum alloy sacrificial anode material is Zn 1. A high heat-resistant aluminum alloy brazing sheet comprising 0.0 to 6.0%, Fe 0.05 to 0.4%, the balance being made of Al and inevitable impurities.
Ａｌ−Ｍｎ系アルミニウム合金犠牲陽極材が、前記各成分元素のほか、さらにＳｉ１．０％以下、Ｍｎ１．８％以下、Ｔｉ０．０２〜０．３％、Ｖ０.０２〜０．３％のうちから選ばれた１種以上を含有することを特徴とする、高耐熱性アルミニウム合金ブレージングシート。 In the high heat-resistant aluminum alloy brazing sheet according to claim 3,
The Al—Mn-based aluminum alloy sacrificial anode material is Si 1.0% or less, Mn 1.8% or less, Ti 0.02 to 0.3%, V 0.02 to 0.3% in addition to the above-described component elements. A high heat-resistant aluminum alloy brazing sheet comprising at least one selected from the group consisting of:
請求項１もしくは請求項２中に記載された成分組成のアルミニウム合金心材用の素材の片面もしくは両面にＡｌ−Ｓｉ系合金ろう材を重ね合わせてこれらを加熱し、熱間圧延を行ってクラッド材とする熱間クラッド圧延工程と、得られたクラッド材を冷間圧延する冷間圧延工程と、冷間圧延の中途において中間焼鈍を少なくとも１回行う中間焼鈍工程とを有してなり；
前記熱間クラッド圧延工程において、熱間クラッド圧延前の加熱を４００℃以上５００℃以下の範囲内の温度で１０時間以下行ない、さらに熱間クラッド圧延を開始してから板厚減少量が５０ｍｍに達するまでに要する時間を５分以下に制御するとともに、板厚減少量が５０ｍｍに達した時点での材料温度を４００℃以上４５０℃以下に制御し、なおかつ板厚減少量が５０ｍｍに達してから板厚が２０ｍｍに達するまでに要する時間を１０分以下に制御するとともに、板厚が２０ｍｍに達した時点での材料温度を３００℃以上４００℃以下に制御し、しかも熱間クラッド圧延を開始してから熱間クラッド圧延を終了するまでに要する時間を４０分以下に制御し、また前記中間焼鈍工程においては、バッチ式の炉を用いて２５０℃〜４００℃の範囲内の温度で中間焼鈍を行なうことを特徴とする、高耐熱性アルミニウム合金ブレージングシートの製造方法。 A method for producing an aluminum alloy brazing sheet according to claim 1 or claim 2;
A clad material obtained by superposing an Al-Si alloy brazing material on one side or both sides of a material for an aluminum alloy core material having the composition described in claim 1 or 2 and heating them, and performing hot rolling. A hot-clad rolling step, a cold-rolling step of cold-rolling the obtained clad material, and an intermediate-annealing step of performing intermediate annealing at least once in the middle of cold-rolling;
In the hot clad rolling step, heating before hot clad rolling is performed for 10 hours or less at a temperature in the range of 400 ° C. or higher and 500 ° C. or lower, and after the hot clad rolling is started, the thickness reduction amount is 50 mm. The time required to reach the temperature is controlled to 5 minutes or less, the material temperature at the time when the thickness reduction amount reaches 50 mm is controlled to 400 ° C. or more and 450 ° C. or less, and the thickness reduction amount reaches 50 mm. The time required for the plate thickness to reach 20 mm is controlled to 10 minutes or less, the material temperature when the plate thickness reaches 20 mm is controlled to 300 ° C. or more and 400 ° C. or less, and hot clad rolling is started. The time required to finish the hot clad rolling is controlled to 40 minutes or less, and in the intermediate annealing step, a batch-type furnace is used. And performing intermediate annealing at a temperature of 囲内, high heat resistance aluminum alloy brazing sheet manufacturing method of.
請求項１もしくは請求項２中に記載された成分組成のアルミニウム合金心材用の素材の片面もしくは両面にＡｌ−Ｓｉ系合金ろう材を重ね合わせてこれらを加熱し、熱間圧延を行ってクラッド材とする熱間クラッド圧延工程と、得られたクラッド材を冷間圧延する冷間圧延工程と、冷間圧延の中途において中間焼鈍を少なくとも１回行う中間焼鈍工程とを有してなり；
前記熱間クラッド圧延工程において、熱間クラッド圧延前の加熱を４００℃以上５００℃以下の範囲内の温度で１０時間以下行ない、熱間クラッド圧延を開始してから板厚減少量が５０ｍｍに達するまでに要する時間を５分以下に制御するとともに、板厚減少量が５０ｍｍに達した時点での材料温度を４００℃以上４５０℃以下に制御し、なおかつ板厚減少量が５０ｍｍに達してから板厚が２０ｍｍに達するまでに要する時間を１０分以下に制御するとともに、板厚が２０ｍｍに達した時点での材料温度を３００℃以上４００℃以下に制御し、しかも熱間クラッド圧延を開始してから熱間クラッド圧延を終了するまでに要する時間を４０分以下に制御し、また前記中間焼鈍工程においては、連続式の炉を用いて３８０〜５５０℃の範囲内の温度で中間焼鈍を行なうことを特徴とする、高耐熱性アルミニウム合金ブレージングシートの製造方法。 A method for producing an aluminum alloy brazing sheet according to claim 1 or claim 2;
A clad material obtained by superposing an Al-Si alloy brazing material on one side or both sides of a material for an aluminum alloy core material having the composition described in claim 1 or 2 and heating them, and performing hot rolling. A hot-clad rolling step, a cold-rolling step of cold-rolling the obtained clad material, and an intermediate-annealing step of performing intermediate annealing at least once in the middle of cold-rolling;
In the hot clad rolling step, heating before hot clad rolling is performed for 10 hours or less at a temperature in the range of 400 ° C. or higher and 500 ° C. or lower, and the thickness reduction amount reaches 50 mm after the hot clad rolling is started. The time required until the plate thickness is reduced to 5 minutes or less, the material temperature when the plate thickness reduction amount reaches 50 mm is controlled to 400 ° C. or more and 450 ° C. or less, and the plate thickness reduction amount reaches 50 mm. The time required for the thickness to reach 20 mm is controlled to 10 minutes or less, the material temperature when the plate thickness reaches 20 mm is controlled to 300 ° C. or more and 400 ° C. or less, and hot cladding rolling is started. The time required for the hot clad rolling to be completed is controlled to 40 minutes or less, and in the intermediate annealing step, a temperature in the range of 380 to 550 ° C. is used using a continuous furnace. In and performing intermediate annealing, high heat resistance aluminum alloy brazing sheet manufacturing method of.
前記冷間圧延工程の後、２００〜４００℃に加熱する軟化焼鈍工程を行うことを特徴とする、高耐熱性アルミニウム合金ブレージングシートの製造方法。 In the method for producing a high heat-resistant aluminum alloy brazing sheet according to any one of claims 5 and 6,
A method for producing a high heat-resistant aluminum alloy brazing sheet, comprising performing a softening annealing step of heating to 200 to 400 ° C after the cold rolling step.
請求項１もしくは請求項２中に記載された成分組成のアルミニウム合金心材用の素材の片面もしくは両面にＡｌ−Ｓｉ系合金ろう材を重ね合わせて加熱し、熱間圧延を行ってクラッド材とする熱間クラッド圧延工程と、得られたクラッド材を冷間圧延する冷間圧延工程と、その冷間圧延工程の後に施す軟化焼鈍工程とを有し、
前記熱間クラッド圧延工程において、熱間クラッド圧延前の加熱を５００℃以下の範囲内の温度で１０時間以下行ない、熱間クラッド圧延を開始してから板厚減少量が５０ｍｍに達するまでに要する時間を５分以下に制御するとともに、板厚減少量が５０ｍｍに達した時点での材料温度を４００℃以上４５０℃以下に制御し、なおかつ板厚減少量が５０ｍｍに達してから板厚が２０ｍｍに達するまでに要する時間を１０分以下に制御すとともに、板厚が２０ｍｍに達した時点での材料温度を３００℃以上４００℃以下に制御し、しかも熱間クラッド圧延を開始してから熱間クラッド圧延を終了するまでに要する時間を４０分以下に制御し、また前記軟化焼鈍工程においては、その加熱温度を２００〜４００℃の範囲内とすることを特徴とする、高耐熱性アルミニウム合金ブレージングシートの製造方法。 A method for producing an aluminum alloy brazing sheet according to claim 1 or claim 2;
The aluminum alloy core material having the composition described in claim 1 or claim 2 is heated by superimposing an Al—Si alloy brazing material on one side or both sides and hot rolling to obtain a clad material. A hot-clad rolling step, a cold-rolling step of cold-rolling the obtained clad material, and a softening annealing step applied after the cold-rolling step,
In the hot clad rolling process, heating before hot clad rolling is performed for 10 hours or less at a temperature within a range of 500 ° C. or less, and it is necessary until the reduction in sheet thickness reaches 50 mm after starting hot clad rolling. The time is controlled to 5 minutes or less, the material temperature when the thickness reduction amount reaches 50 mm is controlled to 400 ° C. or more and 450 ° C. or less, and after the thickness reduction amount reaches 50 mm, the thickness is 20 mm. The time required to reach the temperature is controlled to 10 minutes or less, the material temperature at the time when the plate thickness reaches 20 mm is controlled to 300 ° C. or more and 400 ° C. or less, and after hot cladding rolling is started, The time required to finish the clad rolling is controlled to 40 minutes or less, and in the softening annealing step, the heating temperature is in the range of 200 to 400 ° C. High heat resistant aluminum alloy brazing sheet manufacturing method of.
前記心材の一方の面にＡｌ−Ｓｉ系合金ろう材を重ね合わせるとともに、心材の他方の面に、請求項３もしくは請求項４のいずれかの請求項中に記載の成分組成の犠牲陽極材を重ね合せ、その状態で加熱して熱間クラッド圧延に供することを特徴とする、高耐熱性アルミニウム合金ブレージングシートの製造方法。 In the method for producing a high heat-resistant aluminum alloy brazing sheet according to any one of claims 5 to 8,
The sacrificial anode material having the component composition according to any one of claims 3 and 4, wherein the Al-Si alloy brazing material is superposed on one surface of the core material, and the other surface of the core material is coated with the sacrificial anode material having the component composition according to any one of claims 3 and 4. A method for producing a high heat-resistant aluminum alloy brazing sheet, characterized by superposing and heating in that state for hot clad rolling.
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