JP6909028B2 - アルミニウム合金製フィン材及びこれを用いたアルミニウム合金製ブレージングシート、ならびに、当該フィン材又はブレージングシートをフィンに用いた熱交換器 - Google Patents
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Description
1−1.金属組織の規定
本発明に係るフィン材は、Si:1.50〜5.00mass%含有し、残部Al及び不可避的不純物からなるアルミニウム合金からなり、単層で加熱接合機能を有する。そして、このフィン材の厚さをtとして厚さ方向に沿った断面を、一方の表面から厚さ(t/2)までの一方の表面側の断面部分と、他方の表面から厚さ(t/2)までの他方の表面側の断面部分とに分けて考える。
金属組織を規定した数式及びパラメータの数値範囲について、以下に説明する。
(1)D≧Lを満たすSi粒子
この数式は、Si粒子が溶融した際に、溶融したSi粒子が表面に流出する条件を示す。Si粒子は溶融時に周囲のマトリクスと反応し、約2倍の直径を有する球状の液相となる。この液相が表面に流出するためには、溶融後の液相の半径、すなわち、液相の直径2Dの1/2となるDが、表面からSi粒子の中心までの距離L以上となる必要がある。このように、D≧Lを満たすSi粒子のみが表面に流出する。
この数式は、Si粒子が溶融して表面に流出した際に、8%以上の板厚減少に寄与する条件を示す。表面からの距離Lにある円相当直径DのSi粒子が溶融した場合、表面から液相の最深部までの距離はL+Dとなる。そして、この液相が表面に流出すると、液相が存在していた部位ではL+Dの板厚が減少する。このような1つのSi粒子が局所的に発生させる板厚減少分L+Dが、一方の又は他方の表面側において、断面全体厚さtの4%を超えると、双方の合計で8%を超える板厚減少をもたらすことになる。それに対して、1つのSi粒子が局所的に発生させる板厚減少分L+Dが、断面全体厚さtの4%以下であれば、板厚減少への寄与が限定的である。従って、一方又は他方の表面側において、L+Dが断面全体厚さtの4%を超えるSi粒子を制御する必要がある。すわなち、L+D>0.04tを満たすSi粒子のみを規定する。ここで、接合性や剛性の低下を有効に防止するためには、一方又は他方の表面側の板厚減少分が、断面全体厚さtに対して3%以下であるのが好ましく、2%以下に制御するのがより好ましい。
一方の表面側の断面部分において、長さWの範囲内に存在し、上記(1)、(2)を満たすSi粒子は、溶融時に一方の表面に流出し、一方の表面側の断面部分において断面全体厚さtの4%を超える板厚減少を生じさせるSi粒子である。また、他方の表面側の断面部分において、長さWの範囲内に存在し、上記(1)、(2)を満たすSi粒子は、溶融時に他方の表面に流出し、他方の表面側の断面部分において断面全体厚さtの4%を超える板厚減少を生じさせるSi粒子である。これらの板厚減少を生じさせるSi粒子は共にフィン材全域の板厚減少を生じさせるので、接合性及び剛性の低下が著しくなる。しかしながら、上記(1)、(2)を満たすSi粒子が局所的にしか存在しない場合は、接合性や剛性の低下は限定的となる。そこで、一方及び他方の表面側の断面部分を合わせた断面全体において、長さWの範囲内に存在し、上記(1)、(2)を満たすSi粒子の存在状態を限定した。
[Si粒子の円相当直径D]
Si粒子の円相当直径Dは、通常0〜10μm程度であり、粗大な晶出物が存在する場合は最大で30μm程度である。円相当直径Dが30μm以上の粗大晶出物が存在する場合は、割れやピンホールなどの原因となり製造が困難になる虞がある。なお、0μmとは、Siが完全に固溶しており、Si粒子として存在しない場合である。
フィン材の表層からSi粒子の中心までの距離Lは、板厚を超えることはないので板厚t未満となる。ここでLは、上記Si粒子の円相当直径を決定した際に、そのSi粒子の中心からフィン材表層までの距離を測定することで求められる。その際、例えばフィン材表層から、対象となるSi粒子までを含む視野のSEM像を撮影し、画像解析を行うことで測定することができる。Si粒子が等軸でない場合は、Si粒子のうち、フィン材表層に最も近い点と、フィン材表層から最も遠い点の中間位置をSi粒子の中心とする。
tは特に制約はないが、通常、0.01〜0.2mm程度のものを用いるのが軽量化や加工性の観点から好ましい。また、フィン材として薄いものでは0.01〜0.1mm程度のもの、厚いものでは0.1mmを超え0.2mm程度のものが用いられる。ここで、フィン板厚tは、マイクロメータで測定するのが好ましい。その際、接合加熱前後の相違を判定するために、1つの試料につき接合加熱前後で同じ位置の板厚を3箇所以上測定して、算術平均値で評価する。
本発明のフィン材は、接合加熱時に材料の一部が溶融して液相を生成することにより単層で接合機能を発揮する。生成した液相の一部は、接合加熱時において材料中のSi粒子が周囲のマトリクスと反応することにより生成する。その際、表層に粗大なSi粒子が存在すると、そのSi粒子が溶融することで板厚減少が大きくなる。そこで、本発明者らは、表層のSi粒子の大きさを制御することで板厚減少を抑制することを見出したものである。
2−1.構成
本発明に係るフィン材は、基本的には単層で加熱接合機能を有するフィン材として用いられる。しかしながら、本発明に係るフィン材を他の材料(心材)にクラッドしたブレージングフィンとした場合も、表層の板厚減少効果は同様に得られるので、クラッド率を減少させる必要がない利点を有する。このように、本発明に係るフィン材は、クラッド材(ブレージングフィン)の形態で用いることもできる。
本発明に係るフィン材のアルミニウム合金は、Si:1.50〜5.00mass%(以下、単に「%」と記す)を必須元素として含有し、残部Al及び不可避的不純物からなる。更に、このアルミニウム合金は、第1選択的添加元素として、Fe:0.01〜2.00%、Mn:0.05〜2.00%、Zn:0.05〜6.00%及びCu:0.05〜1.50から選択される1種又は2種以上を更に含有してもよい。
SiはAl−Si系の液相を生成し、接合に寄与する元素である。但し、Si含有量が1.50%未満の場合は十分な量の液相を生成することができず、液相の染み出しが少なくなって接合が不完全となる。一方、含有量が5.00%を超えるとアルミニウム合金材中の液相の生成量が多くなるため、加熱中の材料強度が極端に低下して構造体の形状維持が困難となる。また、表層近傍に存在するSi粒子数も増加するため、板厚減少も顕著となる。従って、Si含有量は、1.50〜5.00%と規定する。このSi含有量は、好ましくは1.50〜3.50%であり、より好ましくは2.00〜3.00%である。なお、染み出す液相の量はフィン材の体積が大きく、加熱温度が高いほど多くなるので、加熱時に必要とする液相の量は、製造する構造体の構造に応じて必要となるSi量や接合加熱温度によって調整される。
Feはマトリクスに若干固溶して強度を向上させる効果を有するのに加えて、晶出物や析出物として分散して、特に高温での強度低下を防止する効果を有する。Feは、その含有量が0.01%未満の場合には、上記効果が十分に得られないだけでなく、高純度の地金を使用する必要があり材料コストの増加を招く。一方、Fe含有量が2.00%を超えると、鋳造時に粗大な金属間化合物が生成するので、この粗大金属間化合物が加工時の割れの原因となり製造が困難になる。また、本接合体が腐食環境(特に腐食性液体が流動するような腐食環境)に曝された場合には、耐食性が低下する。更に、接合時の加熱によって再結晶した結晶粒が微細化して粒界密度が増加するため、接合中の変形量が増大することで接合前後の寸法変化が大きくなる。従って、Fe含有量は、0.01〜2.00%とする。Feの含有量は、好ましくは0.20〜1.00%である。
Mnは、SiやFeとともにAl−Mn−Si系、Al−Mn−Fe−Si系、Al−Mn−Fe系の金属間化合物を形成して分散強化として作用し、或いは、アルミニウム母相中に固溶して固溶強化として作用することにより強度を向上させる重要な添加元素である。Mn含有量が2.00%を超えると、粗大金属間化合物が形成され易くなり耐食性を低下させる。一方、Mn含有量が0.05%未満では、上記効果が不十分となる。従って、Mn含有量は、0.05〜2.00%とする。Mn含有量は、好ましくは0.10〜1.50%である。
Znは、犠牲防食作用による耐食性向上に有効な元素である。Znは、マトリクス中にほぼ均一に固溶して自然電位を卑化させる作用を有する。本発明に係るフィン材を卑化させることで、接合しているチューブの腐食を相対的に抑制する犠牲防食作用を発揮させることができる。Zn含有量が0.05%未満の場合は、電位卑化の効果が不十分となる。一方、Zn含有量が6.00%を超える場合は、腐食速度が速くなって自己耐食性が低下し、犠牲防食作用も低減する。従って、Zn含有量は、0.05〜6.00%とする。Zn含有量は、好ましくは0.10〜5.00%である。
Cuは、マトリクス中に固溶して強度を向上させる効果を有する元素である。Cu含有量が、1.50%を超えると耐食性が低下する。一方、Cu含有量が0.05%未満では、上記効果が不十分となる。従って、Cu含有量は0.05〜1.50%とする。Cu含有量は、好ましくは0.10〜1.00%である。
Mgは、接合加熱後においてMg2Siによる時効硬化の作用を奏し、この時効硬化によって強度向上が図られる。このように、Mgは強度向上の効果を発揮する添加元素である。Mg含有量が2.00%を超えると、フラックスと反応して高融点の化合物を形成するため、接合性が著しく低下する。一方、Mg含有量が0.05%未満では、上記効果が不十分となる。従って、Mg含有量は、0.05〜2.00%とする。Mg含有量は、好ましくは0.10〜1.50%である。
SnとInは、犠牲防食作用を発揮する効果を奏する。それぞれの含有量が0.30%を超えると、腐食速度が速くなり自己耐食性が低下する。一方、それぞれの含有量が0.05%未満では、上記効果が小さい。従って、SnとInの含有量はそれぞれ0.05〜0.30%とし、好ましくは0.10〜0.25%である。
Ti及びVは、マトリクス中に固溶して強度を向上させるだけでなく、層状に分布して板厚方向の腐食の進展を防止する効果を発揮する。それぞれの含有量が0.30%を超えると粗大晶出物が発生し、成形性及び耐食性を阻害する。一方、それぞれの含有量が0.05%未満では、その効果が小さい。従って、Ti及びVの含有量はそれぞれ、0.05〜0.30%とし、好ましくは0.10〜0.25%である。
Crは、固溶強化により強度を向上させ、またAl−Cr系の金属間化合物の析出により、加熱後の結晶粒を粗大化させる。Cr含有量が0.30%を超えると、粗大な金属間化合物を形成し易くなり、塑性加工性を低下させる。一方、0.05%未満では、上記効果が小さい。従って、Cr含有量は、0.05〜0.30%以下とし、好ましくは0.10〜0.25%である。
Niは、金属間化合物として晶出又は析出し、分散強化によって接合後の強度を向上させる効果を発揮する。Ni含有量は2.00%以下とし、好ましくは0.05〜2.00%である。Niの含有量が2.00%を超えると、粗大な金属間化合物を形成し易くなり、加工性を低下させ自己耐食性が低下する。
ZrはAl−Zr系の金属間化合物として析出し、分散強化によって接合後の強度を向上させる効果を発揮する。また、Al−Zr系の金属間化合物は、加熱中の結晶粒を粗大化させる。Zr含有量が0.30%を超えると粗大な金属間化合物を形成し易くなり、塑性加工性を低下させる。従って、Zr含有量は、0.30%以下とする。Zr含有量は、好ましくは0.05〜0.30%である。
これらの元素は、上記範囲とすることにより、液相の特性改善を図ることにより接合性を更に良好にする作用を発揮する。すなわち、これらの微量元素はSi粒子の微細分散によって、板厚減少抑制に寄与することができる。また、液相の流動性向上等によって接合性を改善することができる。なお、これら各元素の好ましい範囲は、Be:0.0001〜0.1000%、Sr:0.0001〜0.1000%、Bi:0.0001〜0.1000%、Na:0.0001〜0.1000%、Ca:0.0001〜0.0500%である。これらの微量元素は、上記の好ましい範囲として規定した下限値未満では、Si粒子の微細分散や液相の流動性向上等の効果が不十分となる場合がある。また、上記の好ましい範囲として規定した上限値を超えると耐食性低下等の弊害が生じる。
調質は、O材であってもよく、H1n材やH2n材であってもよい。
3−1.鋳造後の加熱条件
本発明に係るフィン材では、表層近傍に存在するSi粒子のサイズを制限する。材料中の粗大な分散粒子については、鋳造時の冷却速度の影響を大きく受けることが知られている。特にFeやMnを含有する分散粒子は拡散速度が遅いため、鋳造時の冷却速度が分散粒子のサイズに強く影響を及ぼし、鋳造時の冷却速度が速いほど粒子が微細になることが知られている。
本発明で用いるアルミニウム合金材の製造方法は、基本的には常法に従ってよいが、上記加熱条件に留意する必要がある。DC鋳造の場合の製造方法の例を以下に示す。鋳造時のスラブの鋳造速度を下記のように制御する。鋳造速度は冷却速度に影響を及ぼすので、20〜100mm/分とする。鋳造速度が20mm/分未満の場合は十分な冷却速度が得られず、Si系粒子やAl−Fe−Mn−Si系金属間化合物といった晶出物が粗大化する。一方、100mm/分を超える場合は、鋳造時にアルミニウム合金材が十分に凝固せず、正常な鋳塊が得られない。鋳造速度は、好ましくは30〜80mm/分である。そして、本発明の特徴とする金属組織を得るために、鋳造速度は製造する合金材の組成に応じて調整することができる。冷却速度は厚さや幅といったスラブの断面形状に依存するが、上記20〜100mm/分の鋳造速度とすることで、鋳塊中央部で0.1〜2℃/秒の冷却速度とすることができる。このような鋳塊中央部での冷却速度(0.1〜2℃/秒)により、粗大なSi粒子の発生を抑制できる。
連続鋳造法としては、双ロール式連続鋳造圧延法や双ベルト式連続鋳造法等の連続的に板状鋳塊を鋳造する方法であれば特に限定されるものではない。双ロール式連続鋳造圧延法とは、耐火物製の給湯ノズルから一対の水冷ロール間にアルミニウム溶湯を供給し、薄板を連続的に鋳造圧延する方法であり、ハンター法や3C法等が知られている。また、双ベルト式連続鋳造法は、上下に対峙し水冷されている回転ベルト間に溶湯を注湯してベルト面からの冷却で溶湯を凝固させてスラブとし、ベルトの反注湯側より該スラブを連続して引き出してコイル状に巻き取る連続鋳造方法であり、ハズレー法等が知られている。
4−1.加熱条件
次に、本発明に係るフィン材を用いた接合方法について述べる。本発明に係るフィン材は、単層で加熱接合能力を有するものであり、加熱により材料中に液相を生成し、その液相により接合機能が発揮される。加熱時の温度が高いほど液相が多く形成され、接合性が確保され易い。一方で、液相が多く形成されるほど、フィン材の板厚減少や変形が生じやすくなる。そのため、接合加熱条件を管理することが重要である。具体的には、本発明に係るフィン材内部に液相が生成する固相線以上で液相線以下の温度であって、フィン材に液相が生成することにより強度が低下して形状を維持できなくなる温度未満の温度で、接合に必要な時間加熱する。
加熱処理における加熱雰囲気は窒素やアルゴン等で置換した非酸化性雰囲気等が好ましい。また、非腐食性フラックスを使用することで更に良好な接合性を得ることができる。更に、真空中や減圧中で加熱して接合することも可能である。
本発明に係るフィン材においては、接合加熱中の変形(反りや座屈)を抑制するため、接合加熱後の結晶粒径を50μm以上とするのが好ましく、200μm以上とするのがより好ましい。この結晶粒径が50μm未満では、接合加熱中に粒界すべりが生じ著しい変形を起こす虞がある。この結晶粒径が50μm以上であれば接合加熱中の変形が抑制されるので、フィン材とチューブなどの他の部材とのクリアランスが適切に保たれ接合性を向上させることができる。この結晶粒径の上限値は特に限定されるものではないが、合金組成や製造方法によって決まるものであり、本発明では2000μm程度である。
本発明に係るフィン材は、表層近傍の金属組織を制御することで、板厚減少が抑制された特徴を有するものである。その効果は、本発明に係るフィン材を他の材料にクラッドした場合においても同様に得られる。その際、板厚減少は大きくてもクラッドされた本発明に係るフィン材部分の厚さの8%以下であるため、クラッド材全体の板厚に対しては更に小さな板厚減少率となる。よって、クラッド率に特に制約は無く、製造可能な範囲であれば良い。具体的には、クラッド材の板厚にもよるが2%〜98%程度、好ましくは5〜95%程度である。
本発明に係るフィン材は、板厚減少を抑制しているため、熱交換器へ適用した際に接合性の向上が図られる。例えば、図1、2に示すように、互いに所定距離を隔てて重ね合わされた多数枚の板状フィン12の、それぞれの端縁部おいて、これら端縁部に沿って所定間隔で、板状フィン材の同位置を貫通するように開口する切欠溝16を複数個設ける。ここで、上記切欠溝16の周囲には、伝熱流体が流通せしめられる流路15を備えた偏平チューブ14の表面と接するようにカラー20が形成されている。そして、上記偏平チューブ14を上記同位置の切欠溝16毎に嵌め込むことにより、かかる板状フィン12の重ね合わせ方向に延びる状態で組み付けて接合加熱することにより熱交換器10が製造される。また、互いに偏平部同士が向き合うように所定間隔で並べられ、伝熱流体が流通する偏平チューブの間に、波型(コルゲート)に加工された本発明に係るフィン材を加熱接合することにより熱交換器を製造しても良い。
まず、製造過程における製造性の評価を行った。製造性の評価方法は、板材又はスラブを製造した際に、製造過程において問題が発生せず健全な板材やスラブが得られた場合を○と、鋳造時に割れが発生した場合や、鋳造時の巨大晶出物発生が原因で圧延が難しくなり、製造性に問題があった場合を△と判定した。結果を表2に示す。
次に、供試材の接合加熱前の金属組織の評価を行った。各供試材の厚さ方向に沿った断面を研磨し、SEM観察像を撮影した。この断面全体部分(t×W(W:3mm)の面積領域におけるSEM観察像を画像解析することで、円相当直径D及び表層からの距離Lを測定し、D≧L、かつ、D+L>0.04tを満たすSi粒子のみを選定し、それらのπD2の合計(ΣπD2)を算出した。本実施例では、ΣπD2が0.08tW=0.08×0.07(mm)×3(mm)=0.017(mm2)未満であれば本発明の規定を満たす。金属組織として、算出したΣπD2(mm2)の結果を表2に示す。
また、接合加熱温度相当の温度で加熱した際における供試材の板厚減少率を評価した。ここでは、加熱前後のフィン板厚をマイクロメータで測定した。その際、加熱前後の相違を測定するために、加熱前後の同じ位置における板厚を3箇所以上測定し、算術平均値によって板厚減少率を算出した。加熱操作は、各供試材を長さ100mm、幅20mmに切断して長手方向一方の端部に穴を開け、その穴にステンレス製のワイヤーを通して架台に吊るした状態で600℃まで加熱し3分間保持した。本実施例では、板厚減少8%未満を合格とした。結果を表2に示す。なお、表2に示す板厚減少(%)については、実際に求められた数値の少数点以下を切り捨てたものである。
また、接合加熱前の各供試材の引張試験を行った。引張試験は、各供試材に対し、引張速度10mm/min、ゲージ長50mmの条件で、JIS Z2241に従って、常温にて実施した。結果を表2に示す。
次に、接合性の評価を行った。図1に示すように、各試験材を幅20mm、長さ100mmに切り出し、プレス加工によって、幅2mm、長さ15mmの切欠き部をピッチ10mmで有するフィン材とした。図1の断面図に示すように、フィン材の切欠き部には高さ0.5mmにカラーを垂直に切り起こした。このフィン材を切欠き部の位置が揃うようにピッチ2mmで20枚平行に並べた。切欠き部には、表1に示すB1の組成の多穴管を挿入した。多穴管は厚さ1.98mm、幅20mm、長さ60mmとした。フィン20枚と多穴管10本を組み合わせた状態でステンレス製のジグに組み込み、テストピース(ミニコア)を作製した。
更に、上記で作製したミニコアの耐食性評価を行った。CASS試験を500h行い、多穴管の腐食状態を確認した。マイクロスコープにより最大腐食部の腐食深さを焦点法で計測し、深さ50μm以下のものを◎、50μmを超え150μm以下のものを○、150μmを超え300μm以下のものを△、300μmを超えるものを×とした。結果を表2に示す。
12・・・板状フィン
14・・・偏平チューブ
15・・・流路
16・・・切欠溝
20・・・カラー
Claims (5)
- Si:1.50〜5.00mass%含有し、残部Al及び不可避的不純物からなるアルミニウム合金からなり、単層で加熱接合機能を有するフィン材であって、当該フィン材の厚さ方向に沿った断面において、Si粒子の円相当直径をD、表層からSi粒子の中心までの距離をL、フィン材の厚さをt、表層に平行な長さをWとした時に、長さWの範囲内に存在し、D≧L、かつ、L+D>0.04tを満たす全Si粒子が、0≦ΣπD2<0.08tWを満たすことを特徴とするアルミニウム合金製フィン材。
- 請求項1に記載のフィン材を皮材として、アルミニウム合金からなる心材にクラッドしたことを特徴とするアルミニウム合金製ブレージングシート。
- 請求項1に記載のアルミニウム合金製フィン材をフィンに用いた熱交換器。
- 前記アルミニウム合金が、Fe:0.01〜2.00mass%、Mn:0.05〜2.00mass%、Zn:0.05〜6.00mass%及びCu:0.05〜1.50mass%から選択される1種又は2種以上を更に含有する請求項1に記載のアルミニウム合金製フィン材を皮材として、アルミニウム合金からなる心材にクラッドしたことを特徴とするアルミニウム合金製ブレージングシート。
- 請求項2又は4に記載のアルミニウム合金製ブレージングシートをフィンに用いた熱交換器。
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