JPH11343532A - 耐食・高強度アルミニウム合金材料およびその製造方法、ならびにアルミニウム合金製熱交換器用チューブ、アルミニウム合金製熱交換器 - Google Patents
耐食・高強度アルミニウム合金材料およびその製造方法、ならびにアルミニウム合金製熱交換器用チューブ、アルミニウム合金製熱交換器Info
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- JPH11343532A JPH11343532A JP14794598A JP14794598A JPH11343532A JP H11343532 A JPH11343532 A JP H11343532A JP 14794598 A JP14794598 A JP 14794598A JP 14794598 A JP14794598 A JP 14794598A JP H11343532 A JPH11343532 A JP H11343532A
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Landscapes
- Heat-Exchange Devices With Radiators And Conduit Assemblies (AREA)
Abstract
(57)【要約】
【課題】 急冷凝固法により熱交換器用高耐食アルミニ
ウム合金を製造するに当たり、ろう付け加工を施しても
耐食性及び強度の低下が生じることがなく、急冷凝固に
よって得られた優れた特性が保持される耐食・高強度ア
ルミニウム合金材料を提供する。 【解決手段】 、重量％で、Ｍｎ１．０〜４．０％、Ｃ
ｕ０．１〜１．０％、Ｔｉ、Ｃｒ、Ｚｒのうち少なくと
も１種または２種以上を０．３％以下を含有し、残部が
実質的にＡｌからなり、過飽和のＦＣＣ単相組織であ
り、厚さが０．０５〜０．５ｍｍである耐食・高強度ア
ルミニウム合金材料。
ウム合金を製造するに当たり、ろう付け加工を施しても
耐食性及び強度の低下が生じることがなく、急冷凝固に
よって得られた優れた特性が保持される耐食・高強度ア
ルミニウム合金材料を提供する。 【解決手段】 、重量％で、Ｍｎ１．０〜４．０％、Ｃ
ｕ０．１〜１．０％、Ｔｉ、Ｃｒ、Ｚｒのうち少なくと
も１種または２種以上を０．３％以下を含有し、残部が
実質的にＡｌからなり、過飽和のＦＣＣ単相組織であ
り、厚さが０．０５〜０．５ｍｍである耐食・高強度ア
ルミニウム合金材料。
Description
【０００１】
【発明の属する技術分野】本発明は、耐食性に優れ、か
つ強度特性に優れたアルミニウム合金材料に関し、特に
アルミニウム合金製熱交換器用チューブとして最適なア
ルミニウム合金材料に関する。
つ強度特性に優れたアルミニウム合金材料に関し、特に
アルミニウム合金製熱交換器用チューブとして最適なア
ルミニウム合金材料に関する。
【０００２】
【従来の技術】従来、自動車用熱交換器はＡｌ−Ｍｎ系
合金であるＡ３００３合金を冷媒チューブ材として、ろ
う付け工法にて製造されている。近年、熱交換器の小型
化・軽量化のための部材の薄肉化が進められている。熱
交換器の強度は部材の板厚により所定の強度を確保して
おり、従来のＡ３００３合金では耐食性および強度の面
から板厚の薄肉化による小型化・軽量化は限界に達しつ
つある。
合金であるＡ３００３合金を冷媒チューブ材として、ろ
う付け工法にて製造されている。近年、熱交換器の小型
化・軽量化のための部材の薄肉化が進められている。熱
交換器の強度は部材の板厚により所定の強度を確保して
おり、従来のＡ３００３合金では耐食性および強度の面
から板厚の薄肉化による小型化・軽量化は限界に達しつ
つある。
【０００３】一般に、アルミニウム合金では母相Ａｌ中
にＭｎ，Ｆｅ，Ｔｉ，Ｃｒ，Ｚｒ，Ｃｕ等を添加するこ
とにより強度は上昇し、添加元素量が多くなるほど添加
元素の固溶、金属間化合物の晶出および析出等により強
度は著しく増大することが知られている。しかし、母相
Ａｌ中にＡｌ−Ｃｕ等の金属間化合物が晶出および析出
すると、母相と金属間化合物との間に電位差が生じて局
部的なガルバニック電池を形成して腐食が促進されるこ
とが知られている。
にＭｎ，Ｆｅ，Ｔｉ，Ｃｒ，Ｚｒ，Ｃｕ等を添加するこ
とにより強度は上昇し、添加元素量が多くなるほど添加
元素の固溶、金属間化合物の晶出および析出等により強
度は著しく増大することが知られている。しかし、母相
Ａｌ中にＡｌ−Ｃｕ等の金属間化合物が晶出および析出
すると、母相と金属間化合物との間に電位差が生じて局
部的なガルバニック電池を形成して腐食が促進されるこ
とが知られている。
【０００４】したがって、耐食性および強度を同時に向
上させるには、適切な添加元素を選択し、適切な量だけ
添加して均一に、かつできるだけ多量に固溶させ、それ
に加えて金属間化合物の晶出及び析出を防止することが
必要である。その手段の一つとして急冷凝固法が挙げら
れる。急冷凝固法によれば従来困難とされていた合金元
素の均一な固溶、過飽和固溶体の形成および金属間化合
物の微細分散化が可能であり、更に超微細組織や非晶質
組織の合金が得られる場合があるなど、合金特性を大幅
に向上させることが可能である。
上させるには、適切な添加元素を選択し、適切な量だけ
添加して均一に、かつできるだけ多量に固溶させ、それ
に加えて金属間化合物の晶出及び析出を防止することが
必要である。その手段の一つとして急冷凝固法が挙げら
れる。急冷凝固法によれば従来困難とされていた合金元
素の均一な固溶、過飽和固溶体の形成および金属間化合
物の微細分散化が可能であり、更に超微細組織や非晶質
組織の合金が得られる場合があるなど、合金特性を大幅
に向上させることが可能である。
【０００５】ところが、急冷凝固法によって作製された
合金組織は非平衡状態であり、熱に対して不安定である
ため再加熱等により活性化しやすい傾向がある。現在、
自動車用熱交換器はろう付け工法により製造されてお
り、急冷凝固により形成された好ましい非平衡組織が熱
的活性化により平衡状態に復帰する結果、急冷凝固で得
られた特性の大半が消失する可能性がある。これは、急
冷凝固によって形成された過飽和固溶体が、低濃度の固
溶体と金属間化合物とに熱分解し、また微細結晶組織が
粗大化することによって急冷凝固組織が変質するためで
ある。
合金組織は非平衡状態であり、熱に対して不安定である
ため再加熱等により活性化しやすい傾向がある。現在、
自動車用熱交換器はろう付け工法により製造されてお
り、急冷凝固により形成された好ましい非平衡組織が熱
的活性化により平衡状態に復帰する結果、急冷凝固で得
られた特性の大半が消失する可能性がある。これは、急
冷凝固によって形成された過飽和固溶体が、低濃度の固
溶体と金属間化合物とに熱分解し、また微細結晶組織が
粗大化することによって急冷凝固組織が変質するためで
ある。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】したがって、本発明の
目的は急冷凝固法により熱交換器用高耐食アルミニウム
合金を製造するに当たり、ろう付け加工を施しても耐食
性及び強度の低下が生じることがなく、急冷凝固によっ
て得られた優れた特性が保持される耐食・高強度アルミ
ニウム合金材料およびその製造方法、ならびにそれを用
いたアルミニウム合金製熱交換器用チューブ、アルミニ
ウム合金製熱交換器を提供することにある。
目的は急冷凝固法により熱交換器用高耐食アルミニウム
合金を製造するに当たり、ろう付け加工を施しても耐食
性及び強度の低下が生じることがなく、急冷凝固によっ
て得られた優れた特性が保持される耐食・高強度アルミ
ニウム合金材料およびその製造方法、ならびにそれを用
いたアルミニウム合金製熱交換器用チューブ、アルミニ
ウム合金製熱交換器を提供することにある。
【０００７】
【課題を解決するための手段】本発明は、重量％で、Ｍ
ｎ１．０〜４．０％、Ｃｕ０．１〜１．０％、Ｔｉ、Ｃ
ｒ、Ｚｒのうち少なくとも１種または２種以上を０．３
％以下含有し、残部が実質的にＡｌからなり、過飽和の
ＦＣＣ単相組織であり、厚さが０．０５〜０．５ｍｍで
ある耐食・高強度アルミニウム合金材料である。本発明
にかかる耐食・高強度アルミニウム合金材料は、Ｆｅお
よび／またはＳｉを０．２％以下含有しうる。
ｎ１．０〜４．０％、Ｃｕ０．１〜１．０％、Ｔｉ、Ｃ
ｒ、Ｚｒのうち少なくとも１種または２種以上を０．３
％以下含有し、残部が実質的にＡｌからなり、過飽和の
ＦＣＣ単相組織であり、厚さが０．０５〜０．５ｍｍで
ある耐食・高強度アルミニウム合金材料である。本発明
にかかる耐食・高強度アルミニウム合金材料は、Ｆｅお
よび／またはＳｉを０．２％以下含有しうる。
【０００８】また本発明は、重量％で、Ｍｎ１．０〜
４．０％、Ｃｕ０．１〜１．０％、Ｔｉ、Ｃｒ、Ｚｒの
うち少なくとも１種または２種以上を０．３％以下含有
し、残部が実質的にＡｌからなる成分組成を有するアル
ミニウム合金溶湯を、冷却速度１０3℃／sec以上で急冷
凝固することにより厚さ０．０５〜０．５ｍｍの板材を
得る耐食・高強度アルミニウム合金材料の製造方法であ
る。
４．０％、Ｃｕ０．１〜１．０％、Ｔｉ、Ｃｒ、Ｚｒの
うち少なくとも１種または２種以上を０．３％以下含有
し、残部が実質的にＡｌからなる成分組成を有するアル
ミニウム合金溶湯を、冷却速度１０3℃／sec以上で急冷
凝固することにより厚さ０．０５〜０．５ｍｍの板材を
得る耐食・高強度アルミニウム合金材料の製造方法であ
る。
【０００９】さらに本発明は、重量％で、Ｍｎ１．０〜
４．０％、Ｃｕ０．１〜１．０％、Ｔｉ、Ｃｒ、Ｚｒの
うち少なくとも１種または２種以上を０．３％以下含有
し、残部が実質的にＡｌからなり、過飽和のＦＣＣ単相
組織であり、厚さが０．０５〜０．５ｍｍであるアルミ
ニウム合金材料からなるアルミニウム合金製熱交換器用
チューブである。
４．０％、Ｃｕ０．１〜１．０％、Ｔｉ、Ｃｒ、Ｚｒの
うち少なくとも１種または２種以上を０．３％以下含有
し、残部が実質的にＡｌからなり、過飽和のＦＣＣ単相
組織であり、厚さが０．０５〜０．５ｍｍであるアルミ
ニウム合金材料からなるアルミニウム合金製熱交換器用
チューブである。
【００１０】またさらに本発明は、ろう材をクラッドし
たアルミニウム合金製ブレージングシートより構成され
るチューブプレートと、アルミニウム合金製フィン材よ
りなる空気側フィンとをろう付けにより一体化してなる
アルミニウム合金製熱交換器において、チューブプレー
トを構成するブレージングシートの芯材を、重量％で、
Ｍｎ１．０〜４．０％、Ｃｕ０．１〜１．０％、Ｔｉ、
Ｃｒ、Ｚｒのうち少なくとも１種または２種以上を０．
３％以下含有し、残部が実質的にＡｌからなり、過飽和
のＦＣＣ単相組織であり、厚さが０．０５〜０．５ｍｍ
であるアルミニウム合金材料としたアルミニウム合金製
熱交換器である。
たアルミニウム合金製ブレージングシートより構成され
るチューブプレートと、アルミニウム合金製フィン材よ
りなる空気側フィンとをろう付けにより一体化してなる
アルミニウム合金製熱交換器において、チューブプレー
トを構成するブレージングシートの芯材を、重量％で、
Ｍｎ１．０〜４．０％、Ｃｕ０．１〜１．０％、Ｔｉ、
Ｃｒ、Ｚｒのうち少なくとも１種または２種以上を０．
３％以下含有し、残部が実質的にＡｌからなり、過飽和
のＦＣＣ単相組織であり、厚さが０．０５〜０．５ｍｍ
であるアルミニウム合金材料としたアルミニウム合金製
熱交換器である。
【００１１】本発明にかかるアルミニウム合金材料の組
成限定理由について説明する。本発明にかかるアルミニ
ウム合金材料は、重量％で、Ｍｎ１．０〜４．０％、Ｃ
ｕ０．１〜１．０％、Ｔｉ、Ｃｒ、Ｚｒのうち少なくと
も１種または２種以上を０．３％以下含有し、残部が実
質的にＡｌからなる組成を有する。また、Ｆｅおよび／
またはＳｉは０．２％以下含有しうる。
成限定理由について説明する。本発明にかかるアルミニ
ウム合金材料は、重量％で、Ｍｎ１．０〜４．０％、Ｃ
ｕ０．１〜１．０％、Ｔｉ、Ｃｒ、Ｚｒのうち少なくと
も１種または２種以上を０．３％以下含有し、残部が実
質的にＡｌからなる組成を有する。また、Ｆｅおよび／
またはＳｉは０．２％以下含有しうる。
【００１２】本発明において、Ｍｎは母相Ａｌ中に固溶
して強度を向上させるとともに、Ｆｅ，Ｓｉ等の耐食性
を低下させる不純物が形成する金属間化合物量の低減の
ために添加する。しかし、１．０％未満では効果がな
く、４．０％を越えると冷却速度１０3℃／sec以上でも
Ａｌ−Ｍｎ金属間化合物が晶出して耐食性が低下すると
ともに、ろう付け加熱時にＡｌ−Ｍｎ金属間化合物の析
出量が著しく増大し、析出物サイズも大きくなり、加工
性も低下する。したがって、 Ｍｎは１．０〜４．０
％、望ましくは２．０〜３．５％とする。
して強度を向上させるとともに、Ｆｅ，Ｓｉ等の耐食性
を低下させる不純物が形成する金属間化合物量の低減の
ために添加する。しかし、１．０％未満では効果がな
く、４．０％を越えると冷却速度１０3℃／sec以上でも
Ａｌ−Ｍｎ金属間化合物が晶出して耐食性が低下すると
ともに、ろう付け加熱時にＡｌ−Ｍｎ金属間化合物の析
出量が著しく増大し、析出物サイズも大きくなり、加工
性も低下する。したがって、 Ｍｎは１．０〜４．０
％、望ましくは２．０〜３．５％とする。
【００１３】Ｃｕは、母相Ａｌ中に固溶して強度を向上
させる。また、チューブプレート材の電気化学的性質を
貴にし、ろう材との電位差を大きくして、防食上有効な
電位分布を形成させることにより腐食の発生を抑制する
効果を有する。０．１％未満ではこの効果が不十分であ
り、また１．０％を越えるとろう付け加熱時にＡｌ−Ｃ
ｕ金属間化合物が析出して耐食性が低下するとともに、
融点が低下しろう付け加熱時に溶融してしまう。したが
って、Ｃｕは０．１〜１．０％、望ましくは０．３〜
０．７％とする。
させる。また、チューブプレート材の電気化学的性質を
貴にし、ろう材との電位差を大きくして、防食上有効な
電位分布を形成させることにより腐食の発生を抑制する
効果を有する。０．１％未満ではこの効果が不十分であ
り、また１．０％を越えるとろう付け加熱時にＡｌ−Ｃ
ｕ金属間化合物が析出して耐食性が低下するとともに、
融点が低下しろう付け加熱時に溶融してしまう。したが
って、Ｃｕは０．１〜１．０％、望ましくは０．３〜
０．７％とする。
【００１４】Ｔｉ，Ｃｒ，Ｚｒは、ろう付け加熱に対す
る組織の安定化を図るために必要に応じて添加するが、
０．３％を越えると金属間化合物の析出を促進して耐食
性を低下させるとともに、加工性が低下する。したがっ
て、添加する場合は、Ｔｉ，Ｃｒ，Ｚｒの１種または２
種以上で０．３％以下とした。望ましくは、０．１〜
０．２５％である。
る組織の安定化を図るために必要に応じて添加するが、
０．３％を越えると金属間化合物の析出を促進して耐食
性を低下させるとともに、加工性が低下する。したがっ
て、添加する場合は、Ｔｉ，Ｃｒ，Ｚｒの１種または２
種以上で０．３％以下とした。望ましくは、０．１〜
０．２５％である。
【００１５】Ｆｅおよび／またはＳｉは、金属間化合物
を形成して耐食性を低下させるため含有量は低い程良い
が、ＦｅおよびＳｉの合計量で０．２％以下であれば実
用上問題がない。
を形成して耐食性を低下させるため含有量は低い程良い
が、ＦｅおよびＳｉの合計量で０．２％以下であれば実
用上問題がない。
【００１６】次に、本発明にかかるアルミニウム合金の
組織について説明する。本発明にかかるアルミニウム合
金は、過飽和のＦＣＣ（面心立方格子構造）単相組織で
ある。つまり、母相であるＦＣＣ構造のＡｌ中にＭｎが
過飽和に固溶しており、Ｍｎを含む晶出物及び析出物が
ない組織を有している。このように金属組織が極めて均
一であるため、電気化学的にも均一であり、組織中の電
位差が小さいため、孔食（腐食）が発生しにくくなる。
この組織は、本発明にかかる組成を有する合金溶湯を１
０3℃／sec以上の冷却速度で急冷することにより得るこ
とができ、結晶粒径は１０〜３０μｍ、平均で２０μｍ
程度である。また、得られた組織は安定しており、ろう
付けによる加熱されても晶出物及び析出物はほとんど生
じない。
組織について説明する。本発明にかかるアルミニウム合
金は、過飽和のＦＣＣ（面心立方格子構造）単相組織で
ある。つまり、母相であるＦＣＣ構造のＡｌ中にＭｎが
過飽和に固溶しており、Ｍｎを含む晶出物及び析出物が
ない組織を有している。このように金属組織が極めて均
一であるため、電気化学的にも均一であり、組織中の電
位差が小さいため、孔食（腐食）が発生しにくくなる。
この組織は、本発明にかかる組成を有する合金溶湯を１
０3℃／sec以上の冷却速度で急冷することにより得るこ
とができ、結晶粒径は１０〜３０μｍ、平均で２０μｍ
程度である。また、得られた組織は安定しており、ろう
付けによる加熱されても晶出物及び析出物はほとんど生
じない。
【００１７】本発明にかかるアルミニウム合金材料は強
度に優れているため、板厚０．０５〜０．５ｍｍとして
も、熱交換器用チューブとして用いることができる。従
来のＡ３００３材では強度の面から板厚は少なくとも
０．５ｍｍ程度は必要であり、これ以上の薄肉化は困難
であるが、本発明にかかるアルミニウム合金ではＡ３０
０３材に比し強度を１．５倍以上向上することができ、
耐食性も従来の２倍以上優れていることから冷媒チュー
ブを構成するプレート材の板厚を０．０５〜０．５ｍ
ｍ、望ましくは０．２５〜０．３５ｍｍに薄肉化が可能
となり、熱交換器の小型・軽量化に貢献する。
度に優れているため、板厚０．０５〜０．５ｍｍとして
も、熱交換器用チューブとして用いることができる。従
来のＡ３００３材では強度の面から板厚は少なくとも
０．５ｍｍ程度は必要であり、これ以上の薄肉化は困難
であるが、本発明にかかるアルミニウム合金ではＡ３０
０３材に比し強度を１．５倍以上向上することができ、
耐食性も従来の２倍以上優れていることから冷媒チュー
ブを構成するプレート材の板厚を０．０５〜０．５ｍ
ｍ、望ましくは０．２５〜０．３５ｍｍに薄肉化が可能
となり、熱交換器の小型・軽量化に貢献する。
【００１８】本発明によれば、重量％で、Ｍｎ１．０〜
４．０％、Ｃｕ０．１〜１．０％、Ｔｉ、Ｃｒ、Ｚｒの
うち少なくとも１種または２種以上を０．１〜０．３％
を含有し、残部が実質的にＡｌからなる成分組成を有す
るアルミニウム合金溶湯を、冷却速度１０3℃／sec以上
で急冷凝固することにより、添加元素の固溶量を増加さ
せ、かつ金属間化合物の晶出を抑制した０．０５〜０．
５ｍｍの厚さの板材が直接得られ、この板材はろう付け
加熱後もＡｌ−Ｍｎ系金属間化合物の析出が抑制され
る。なお、急冷凝固時の冷却速度は、３×１０3℃／sec
以上とするのがより好ましい。
４．０％、Ｃｕ０．１〜１．０％、Ｔｉ、Ｃｒ、Ｚｒの
うち少なくとも１種または２種以上を０．１〜０．３％
を含有し、残部が実質的にＡｌからなる成分組成を有す
るアルミニウム合金溶湯を、冷却速度１０3℃／sec以上
で急冷凝固することにより、添加元素の固溶量を増加さ
せ、かつ金属間化合物の晶出を抑制した０．０５〜０．
５ｍｍの厚さの板材が直接得られ、この板材はろう付け
加熱後もＡｌ−Ｍｎ系金属間化合物の析出が抑制され
る。なお、急冷凝固時の冷却速度は、３×１０3℃／sec
以上とするのがより好ましい。
【００１９】また本発明においては、アルミニウム合金
溶湯を、これが収容されるるつぼの底部に形成されたス
リットからその直下に位置する冷却回転ロール表面に吹
き付けまたは落下させることにより製造するのが望まし
い。
溶湯を、これが収容されるるつぼの底部に形成されたス
リットからその直下に位置する冷却回転ロール表面に吹
き付けまたは落下させることにより製造するのが望まし
い。
【００２０】本発明にかかるアルミニウム合金を熱交換
器用チューブ材として使用した、ろう付け加工により製
造されるアルミニウム合金製熱交換器は、耐食性に優れ
ているので、塩害環境はもとより、ＳＯX、ＮＯX等の排
ガス環境下およびそれらの複合した環境下においても冷
媒チューブの腐食による冷媒漏れ等の問題を抑制するこ
とができる。
器用チューブ材として使用した、ろう付け加工により製
造されるアルミニウム合金製熱交換器は、耐食性に優れ
ているので、塩害環境はもとより、ＳＯX、ＮＯX等の排
ガス環境下およびそれらの複合した環境下においても冷
媒チューブの腐食による冷媒漏れ等の問題を抑制するこ
とができる。
【００２１】
【発明の実施の形態】次に、本発明を実施の形態に基づ
き説明する。表１に示す本発明例１〜８および比較例１
〜７の成分組成を有する溶湯を溶解るつぼ内で調整した
後、るつぼの底部に設けた０．８×１００ｍｍの寸法を
もったスリットから、接線方向速度１０ｍ／secで回転
する直径２００ｍｍの水冷銅製ロール表面に吹き付け
た。なお、冷却速度は、４×１０℃／secである。この
際、精製窒素ガスによりるつぼ内圧を０．１〜１０４気
圧の間で調整し、スリットから排出される溶湯量を制御
することにより、板厚０．５ｍｍの板材を作製した（以
下、急冷材と記す）。
き説明する。表１に示す本発明例１〜８および比較例１
〜７の成分組成を有する溶湯を溶解るつぼ内で調整した
後、るつぼの底部に設けた０．８×１００ｍｍの寸法を
もったスリットから、接線方向速度１０ｍ／secで回転
する直径２００ｍｍの水冷銅製ロール表面に吹き付け
た。なお、冷却速度は、４×１０℃／secである。この
際、精製窒素ガスによりるつぼ内圧を０．１〜１０４気
圧の間で調整し、スリットから排出される溶湯量を制御
することにより、板厚０．５ｍｍの板材を作製した（以
下、急冷材と記す）。
【００２２】また、比較のため、表１に示す比較例８〜
１３の成分組成の溶湯を用い、水冷金型にて鋳造した鋳
塊に熱間圧延を施し、更に冷間圧延と中間焼鈍を繰り返
して板厚０．５ｍｍの板材を作製した。ただし、圧延に
より得た板材（以下、圧延材と記す）については、Ｍｎ
を２％以上添加すると加工が困難となるとともに、粒界
腐食を起こし耐食性が低下することが知られているた
め、Ｍｎの添加量は１％とした。
１３の成分組成の溶湯を用い、水冷金型にて鋳造した鋳
塊に熱間圧延を施し、更に冷間圧延と中間焼鈍を繰り返
して板厚０．５ｍｍの板材を作製した。ただし、圧延に
より得た板材（以下、圧延材と記す）については、Ｍｎ
を２％以上添加すると加工が困難となるとともに、粒界
腐食を起こし耐食性が低下することが知られているた
め、Ｍｎの添加量は１％とした。
【００２３】なお、本発明例の急冷材、比較例の急冷
材、圧延材の組織を観察したところ、本発明例の急冷材
は、過飽和のＦＣＣ単相組織（平均結晶粒径２０μ
ｍ）、比較例１，３，４（急冷材）は過飽和のＦＣＣ単
相組織（平均結晶粒径２０μｍ）、比較例２，５，６，
７（急冷材）は粒径１〜３μｍ程度の金属間化合物が晶
出し、圧延材は平均結晶粒径５０μｍのＦＣＣ母相組織
中に５〜１５μｍの金属間化合物が晶出していた。
材、圧延材の組織を観察したところ、本発明例の急冷材
は、過飽和のＦＣＣ単相組織（平均結晶粒径２０μ
ｍ）、比較例１，３，４（急冷材）は過飽和のＦＣＣ単
相組織（平均結晶粒径２０μｍ）、比較例２，５，６，
７（急冷材）は粒径１〜３μｍ程度の金属間化合物が晶
出し、圧延材は平均結晶粒径５０μｍのＦＣＣ母相組織
中に５〜１５μｍの金属間化合物が晶出していた。
【００２４】
【表１】
【００２５】次いで、得られた急冷材および圧延材につ
いて、その一部についてろう付け加熱条件に相当する窒
素雰囲気、１５分間（最高温度６１０℃、５分間保持）
の加熱を行った後、腐食試験を行い耐食性を評価した結
果を表２に示す。耐食性の評価は、腐食試験として塩水
噴霧試験（以下、ＳＳＴと記す）、および乾湿サイクル
腐食試験（以下、ＣＣＴと記す）を適用した。ＳＳＴは
主に海浜地域や融雪剤散布地域等の塩害環境下での耐食
性の評価に用い、ＣＣＴは主に排ガス等の大気汚染環境
下での耐食性評価に用いられている。なお、ＳＳＴはＪ
ＩＳ Ｚ ２３１７に基づき、また、ＣＣＴは腐食液噴
霧と乾燥・濃縮を繰り返した。
いて、その一部についてろう付け加熱条件に相当する窒
素雰囲気、１５分間（最高温度６１０℃、５分間保持）
の加熱を行った後、腐食試験を行い耐食性を評価した結
果を表２に示す。耐食性の評価は、腐食試験として塩水
噴霧試験（以下、ＳＳＴと記す）、および乾湿サイクル
腐食試験（以下、ＣＣＴと記す）を適用した。ＳＳＴは
主に海浜地域や融雪剤散布地域等の塩害環境下での耐食
性の評価に用い、ＣＣＴは主に排ガス等の大気汚染環境
下での耐食性評価に用いられている。なお、ＳＳＴはＪ
ＩＳ Ｚ ２３１７に基づき、また、ＣＣＴは腐食液噴
霧と乾燥・濃縮を繰り返した。
【００２６】本発明例１〜８は、いずれもろう付け加熱
前後で最大孔食深さが増加せず、耐食性の低下が認めら
れない。さらに、比較例１〜７に比してろう付け加熱前
後いずれの最大孔食深さも大幅に浅く、耐食性は良好で
ある。比較例１〜４は、Ｔｉ，Ｃｒ，Ｚｒを含有しない
ため、比較例５〜７はＴｉ，Ｃｒ，Ｚｒが０．３％を越
えているため、本発明よりろう付け加熱前後のいづれも
最大孔食深さが深い。また、比較例１〜７では、ろう付
け加熱後に最大孔食深さの増加が認められ、耐食性の低
下が認められる。圧延により作製した比較例８〜１３で
は、ろう付け加熱前後で最大孔食深さの増加はなく、耐
食性の低下は認められないが、本発明例より最大孔食深
さは深く、耐食性は劣っている。
前後で最大孔食深さが増加せず、耐食性の低下が認めら
れない。さらに、比較例１〜７に比してろう付け加熱前
後いずれの最大孔食深さも大幅に浅く、耐食性は良好で
ある。比較例１〜４は、Ｔｉ，Ｃｒ，Ｚｒを含有しない
ため、比較例５〜７はＴｉ，Ｃｒ，Ｚｒが０．３％を越
えているため、本発明よりろう付け加熱前後のいづれも
最大孔食深さが深い。また、比較例１〜７では、ろう付
け加熱後に最大孔食深さの増加が認められ、耐食性の低
下が認められる。圧延により作製した比較例８〜１３で
は、ろう付け加熱前後で最大孔食深さの増加はなく、耐
食性の低下は認められないが、本発明例より最大孔食深
さは深く、耐食性は劣っている。
【００２７】なお、ろう付けに相当する前記加熱後の本
発明例の急冷材、比較例の急冷材の組織を観察したとこ
ろ、本発明例ではＦＣＣ単相組織が維持されていたのに
対し、比較例では晶出物の粗大化傾向が確認された。
発明例の急冷材、比較例の急冷材の組織を観察したとこ
ろ、本発明例ではＦＣＣ単相組織が維持されていたのに
対し、比較例では晶出物の粗大化傾向が確認された。
【００２８】
【表２】
【００２９】次に、本発明例１〜８、比較例１〜１３に
ついて引張り試験を行い、強度を評価した結果を表３に
示す。本発明例、比較例の急冷材とも、比較例の圧延材
に比して引張り強さが高く、ろう付け加熱前後で強度の
低下は少ないことが確認された。
ついて引張り試験を行い、強度を評価した結果を表３に
示す。本発明例、比較例の急冷材とも、比較例の圧延材
に比して引張り強さが高く、ろう付け加熱前後で強度の
低下は少ないことが確認された。
【００３０】
【表３】
【００３１】さらに、本発明例１〜８、比較例１〜１３
の合金材料について、表４に示すろう材およびフィン材
を用い、ろう付けにて製造した熱交換器について腐食試
験を行った。その結果を表５に示すが、本発明例１〜８
の合金を用いた熱交換器は、急冷材の比較例１〜７、圧
延材の比較例８〜１３の合金を用いた熱交換器に比し
て、ＳＳＴ，ＣＣＴいずれも最大孔食深さが大幅に浅
く、耐食性は良好である。
の合金材料について、表４に示すろう材およびフィン材
を用い、ろう付けにて製造した熱交換器について腐食試
験を行った。その結果を表５に示すが、本発明例１〜８
の合金を用いた熱交換器は、急冷材の比較例１〜７、圧
延材の比較例８〜１３の合金を用いた熱交換器に比し
て、ＳＳＴ，ＣＣＴいずれも最大孔食深さが大幅に浅
く、耐食性は良好である。
【００３２】
【表４】
【００３３】
【表５】
【００３４】表３に示される結果から急冷により製造さ
れるアルミニウム合金は、圧延により製造されるアルミ
ニウム合金に比して強度特性が優れており、また表２に
示される結果から、急冷により製造したアルミニウム合
金であっても、特に本発明にかかるアルミニウム合金
は、比較例のアルミニウム合金に比して耐食性が優れて
いることがわかる。さらに、表５に示される結果から本
発明にかかる熱交換器は、比較例の熱交換器に比して耐
食性が優れていることがわかる。
れるアルミニウム合金は、圧延により製造されるアルミ
ニウム合金に比して強度特性が優れており、また表２に
示される結果から、急冷により製造したアルミニウム合
金であっても、特に本発明にかかるアルミニウム合金
は、比較例のアルミニウム合金に比して耐食性が優れて
いることがわかる。さらに、表５に示される結果から本
発明にかかる熱交換器は、比較例の熱交換器に比して耐
食性が優れていることがわかる。
【００３５】
【発明の効果】本発明により、ろう付け加工を施しても
耐食性及び強度の低下が生じることがなく、急冷凝固に
よって得られた優れた特性が保持される耐食・高強度ア
ルミニウム合金材料およびその製造方法が得られる。ま
た、本発明により、耐食性及び強度特性に優れたアルミ
ニウム製熱交換器を製造することができ、部材薄肉化に
よる更なる小型・軽量化が図れるため、省資源・省エネ
ルギー化が推進できる。
耐食性及び強度の低下が生じることがなく、急冷凝固に
よって得られた優れた特性が保持される耐食・高強度ア
ルミニウム合金材料およびその製造方法が得られる。ま
た、本発明により、耐食性及び強度特性に優れたアルミ
ニウム製熱交換器を製造することができ、部材薄肉化に
よる更なる小型・軽量化が図れるため、省資源・省エネ
ルギー化が推進できる。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (72)発明者 早川 正幸 愛知県名古屋市中村区岩塚町字高道１番地 三菱重工業株式会社名古屋研究所内
Claims (5)
- 【請求項１】 重量％で、Ｍｎ１．０〜４．０％、Ｃｕ
０．１〜１．０％、Ｔｉ、Ｃｒ、Ｚｒのうち少なくとも
１種または２種以上を０．３％以下含有し、残部が実質
的にＡｌからなり、過飽和のＦＣＣ単相組織であり、厚
さが０．０５〜０．５ｍｍであることを特徴とする耐食
・高強度アルミニウム合金材料。 - 【請求項２】 Ｆｅおよび／またはＳｉを０．２％以下
含有する請求項１に記載の耐食・高強度アルミニウム合
金材料。 - 【請求項３】 重量％で、Ｍｎ１．０〜４．０％、Ｃｕ
０．１〜１．０％、Ｔｉ、Ｃｒ、Ｚｒのうち少なくとも
１種または２種以上を０．３％以下含有し、残部が実質
的にＡｌからなる成分組成を有するアルミニウム合金溶
湯を、冷却速度１０3℃／sec以上で急冷凝固することに
より厚さ０．０５〜０．５ｍｍの板材を得ることを特徴
とする耐食・高強度アルミニウム合金材料の製造方法。 - 【請求項４】 重量％で、Ｍｎ１．０〜４．０％、Ｃｕ
０．１〜１．０％、Ｔｉ、Ｃｒ、Ｚｒのうち少なくとも
１種または２種以上を０．３％以下含有し、残部が実質
的にＡｌからなり、過飽和のＦＣＣ単相組織であり、厚
さが０．０５〜０．５ｍｍであるアルミニウム合金材料
からなることを特徴とするアルミニウム合金製熱交換器
用チューブ。 - 【請求項５】 ろう材をクラッドしたアルミニウム合金
製ブレージングシートより構成されるチューブプレート
と、アルミニウム合金製フィン材よりなる空気側フィン
とをろう付けにより一体化してなるアルミニウム合金製
熱交換器において、チューブプレートを構成するブレー
ジングシートの芯材を、重量％で、Ｍｎ１．０〜４．０
％、Ｃｕ０．１〜１．０％、Ｔｉ、Ｃｒ、Ｚｒのうち少
なくとも１種または２種以上を０．３％以下含有し、残
部が実質的にＡｌからなり、過飽和のＦＣＣ単相組織で
あり、厚さが０．０５〜０．５ｍｍであるアルミニウム
合金材料としたことを特徴とするアルミニウム合金製熱
交換器。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP14794598A JPH11343532A (ja) | 1998-05-28 | 1998-05-28 | 耐食・高強度アルミニウム合金材料およびその製造方法、ならびにアルミニウム合金製熱交換器用チューブ、アルミニウム合金製熱交換器 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP14794598A JPH11343532A (ja) | 1998-05-28 | 1998-05-28 | 耐食・高強度アルミニウム合金材料およびその製造方法、ならびにアルミニウム合金製熱交換器用チューブ、アルミニウム合金製熱交換器 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH11343532A true JPH11343532A (ja) | 1999-12-14 |
Family
ID=15441627
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP14794598A Withdrawn JPH11343532A (ja) | 1998-05-28 | 1998-05-28 | 耐食・高強度アルミニウム合金材料およびその製造方法、ならびにアルミニウム合金製熱交換器用チューブ、アルミニウム合金製熱交換器 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH11343532A (ja) |
Cited By (5)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2002348624A (ja) * | 2001-05-22 | 2002-12-04 | Sumitomo Light Metal Ind Ltd | 耐食性と加工性に優れた自動車の配管用アルミニウム合金管材 |
| JP2012112000A (ja) * | 2010-11-25 | 2012-06-14 | Mitsubishi Alum Co Ltd | 熱交換器用偏平管および熱交換器 |
| JP2014224287A (ja) * | 2013-05-16 | 2014-12-04 | 日本軽金属株式会社 | 鋳造性および耐食性に優れたアルミニウム合金鋳物、およびその製造方法，熱交換器 |
| CN107363122A (zh) * | 2017-06-14 | 2017-11-21 | 飞龙精工科技(苏州)有限公司 | 铝镁合金丝的制备工艺 |
| JP2020015955A (ja) * | 2018-07-26 | 2020-01-30 | 三菱重工業株式会社 | アルミニウム合金材料、アルミニウム合金材料の製造方法、キャスク用バスケット及びキャスク |
-
1998
- 1998-05-28 JP JP14794598A patent/JPH11343532A/ja not_active Withdrawn
Cited By (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2002348624A (ja) * | 2001-05-22 | 2002-12-04 | Sumitomo Light Metal Ind Ltd | 耐食性と加工性に優れた自動車の配管用アルミニウム合金管材 |
| JP2012112000A (ja) * | 2010-11-25 | 2012-06-14 | Mitsubishi Alum Co Ltd | 熱交換器用偏平管および熱交換器 |
| JP2014224287A (ja) * | 2013-05-16 | 2014-12-04 | 日本軽金属株式会社 | 鋳造性および耐食性に優れたアルミニウム合金鋳物、およびその製造方法，熱交換器 |
| CN107363122A (zh) * | 2017-06-14 | 2017-11-21 | 飞龙精工科技(苏州)有限公司 | 铝镁合金丝的制备工艺 |
| CN107363122B (zh) * | 2017-06-14 | 2018-12-14 | 飞龙精工科技(苏州)有限公司 | 铝镁合金丝的制备工艺 |
| JP2020015955A (ja) * | 2018-07-26 | 2020-01-30 | 三菱重工業株式会社 | アルミニウム合金材料、アルミニウム合金材料の製造方法、キャスク用バスケット及びキャスク |
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Legal Events
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|---|---|---|---|
| A300 | Withdrawal of application because of no request for examination |
Free format text: JAPANESE INTERMEDIATE CODE: A300 Effective date: 20050802 |