JP6492017B2 - アルミニウム合金材及びその製造方法、並びにアルミニウム合金クラッド材及びその製造方法 - Google Patents

Description

本発明は、自動車等の熱交換器の構成部材として使用されるアルミニウム合金材及びその製造方法、並びにアルミニウム合金クラッド材及びその製造方法に関するものである。

ラジエータ等の熱交換器は、たとえば図１に示すように、扁平状に形成された複数本のチューブ１の間にコルゲート状に加工した薄肉のフィン２が配置された構造を有する。チューブ１とフィン２とは一体的に形成されている。チューブ１の両端はヘッダー３とタンク４とで構成される空間にそれぞれ開口している。熱交換器では、高温の冷媒をチューブ１を介して一方のタンク側の空間から他方のタンク側の空間に送り、チューブ１及びフィン２で熱交換して低温になった冷媒を循環させる。

このような熱交換器のチューブには通常、心材と、内張材と、ろう材とを備えたブレージングシートが用いられる。心材として、例えばＪＩＳ３００３（Ａｌ−０．１５ｗｔ％Ｃｕ−１．１ｗｔ％Ｍｎ）合金が用いられ、心材の内側、すなわち冷媒に常時触れている側には内張材としてＪＩＳ７０７２（Ａｌ−１ｗｔ％Ｚｎ）合金が用いられ、心材の外側には、ろう材として通常ＪＩＳ４０４５（Ａｌ−１０ｗｔ％Ｓｉ）合金等が用いられる。チューブは、コルゲート状に加工したフィン等の他の部材とともにろう付により一体的に接合されている。ろう付法としては、フラックスろう付法、非腐食性フラックスを用いたノコロックろう付法等が挙げられ、ろう付は各部材を６００℃付近の温度に加熱することにより行われる。

ところで、近年、熱交換器は軽量・小型化の方向にあり、そのために材料の薄肉化が望まれている。しかし、従来の方法で薄肉化を行った場合、多くの問題点が生じる。例えば、冷媒通路を構成する部材（チューブ、ヘッダー等）については外部耐食性が劣る。また、フィンについてはろう付時に座屈が生じるほか、ろうの拡散による溶融が生じる。フィンの座屈が生じると通風抵抗の増加により熱交換器の熱効率が低下することが知られている。

上記問題を解消することに加え、特にチューブの強度を向上させる必要がある。従来用いられてきた設計思想は、主にＭｇ_２Ｓｉの時効析出によって材料を強化するというものである。そこで、高強度化のために、心材におけるＳｉやＭｇの含有量を増やす方法がとられていた。しかし、Ｓｉの含有量を増やすと、心材の融点が大幅に低下する。よって、６００℃付近の温度でろう付を行う都合上、Ｓｉの含有量を大幅に増やすことは望ましくないため、チューブの高強度化も頭打ちの現状にあった。

これに対し、特許文献１では、Ｃｕを含有するアルミニウム合金からなるろう材をクラッドしたアルミニウム合金ブレージングシートが開示されている。Ｃｕを含有するアルミニウム合金をろう材として用いることにより、ろう材の融点が低下し、ろう付温度を５７０〜５８５℃の低い温度とすることで、心材におけるＳｉ、Ｃｕの含有量を増加させることができ、チューブの高強度化を実現することが可能となっている。ろう材にＣｕを添加するとろう材の電位が貴化し、心材が優先的に腐食する可能性がある。これに対してろう材にＺｎ等の電位を卑化させる元素を添加することにより対処している。

特開平７−２０７３９３号公報

しかしながら、特許文献１のアルミニウム合金ブレージングシートでは、心材の化合物の存在状態を規定していない。このため、ろう付加熱後にＳｉ及びＣｕの固溶量が低下する恐れがある。これにより、ろう付加熱後の時効強化が有効に発揮されず、強度も低下してしまう。

本発明は、上記課題に鑑みてなされたものであり、６００℃付近の温度でろう付可能な高強度かつ耐食性に優れたアルミニウム合金材及びその製造方法、並びにアルミニウム合金クラッド材及びその製造方法を提供することを目的とする。

本発明者らは上記課題について研究した結果、材料の設計思想として、Ａｌ_２ＣｕＭｇの時効析出を、組織を制御することにより最大限に利用すれば、心材の融点の低下を抑えたまま、より高強度なアルミニウム合金材が得られることを見出した。

本発明に係るアルミニウム合金材は、Ｓｉ：０．２ｍａｓｓ％未満、Ｆｅ：０．１〜０．３ｍａｓｓ％、Ｃｕ：１．０〜２．５ｍａｓｓ％、Ｍｎ：１．０〜１．６ｍａｓｓ％、Ｍｇ：０．１〜１．０ｍａｓｓ％を含有し、残部Ａｌと不可避的不純物からなるアルミニウム合金材であって、円相当径が０．１μｍ以上のＡｌ−Ｍｎ系化合物の数密度が１．０×１０^５個／ｍｍ^２以上であり、かつ円相当径が０．１μｍ以上のＡｌ_２Ｃｕの数密度が１．０×１０^５個／ｍｍ^２以下であることを特徴とする。

本発明に係るアルミニウム合金材は、さらにＴｉ：０．０５〜０．２ｍａｓｓ％、Ｚｒ：０．０５〜０．２ｍａｓｓ％、Ｖ：０．０５〜０．２ｍａｓｓ％、Ｃｒ：０．０５〜０．２ｍａｓｓ％のうち１種又は２種以上を含有することが好ましい。

本発明に係るアルミニウム合金クラッド材は、前記心材の一方の面にろう材又は犠牲陽極材を備えることを特徴とする。

本発明に係るアルミニウム合金クラッド材は、前記心材の一方の面にろう材を備え、前記心材の他方の面に犠牲陽極材を備えることを特徴とする。

前記ろう材は、Ｓｉ：７．０〜１２．０ｍａｓｓ％を含有し、残部Ａｌと不可避的不純物からなるＡｌ−Ｓｉ系合金であることがより好ましい。

前記ろう材は、Ｓｉ：７．０〜１２．０ｍａｓｓ％、Ｃｕ：１．０〜２．５ｍａｓｓ％を含有し、残部Ａｌと不可避的不純物からなるＡｌ−Ｓｉ−Ｃｕ系合金であることが好ましい。

前記ろう材は、Ｓｉ：７．０〜１２．０ｍａｓｓ％、Ｃｕ：１．０〜２．５ｍａｓｓ％、Ｚｎ：０．１〜３．０ｍａｓｓ％を含有し、残部Ａｌと不可避的不純物からなるＡｌ−Ｓｉ−Ｃｕ−Ｚｎ系合金であることがより好ましい。

本発明に係るアルミニウム合金材の製造方法は、アルミニウム合金を鋳造する鋳造工程と、鋳塊を加熱する加熱工程と、加熱された鋳塊に熱間圧延処理及び冷間圧延処理を行う圧延工程とを含み、前記加熱工程では、４２０℃〜５５０℃で加熱処理を行い、前記加熱工程の後、３２０℃〜４００℃での保持時間は６分以下であることを特徴とする。

前記鋳造工程後に、鋳塊に４００℃〜５５０℃で均質化処理を行う均質化処理工程をさらに含むことが好ましい。

前記圧延工程の途中及び前記圧延工程後の少なくとも一方において、２００〜３２０℃で焼鈍処理を行う焼鈍工程をさらに含むことが好ましい。

本発明に係るアルミニウム合金クラッド材の製造方法は、前記心材とするアルミニウム合金材、並びに、前記ろう材及び前記犠牲陽極材とするアルミニウム合金材のうち少なくとも一方をそれぞれ鋳造する鋳造工程と、鋳造されたろう材用鋳塊及び犠牲陽極材用鋳塊のうち少なくとも一方を所定の厚さまで熱間圧延を行う熱間圧延工程と、熱間圧延されたろう材及び熱間圧延された犠牲陽極材のうち少なくとも一方を心材用鋳塊と組み合わせて合わせ材とする合わせ工程と、前記合わせ材を加熱する加熱工程と、前記合わせ材を熱間クラッド圧延する熱間クラッド圧延工程と、熱間クラッド圧延された合わせ材に冷間圧延処理を行う冷間圧延工程とを含み、前記合わせ工程では、前記心材用鋳塊の一方の面に前記熱間圧延されたろう材又は前記熱間圧延された犠牲陽極材を組み合わせるか、又は、前記心材用鋳塊の一方の面に前記熱間圧延されたろう材を、前記心材用鋳塊の他方の面に前記熱間圧延された犠牲陽極材を組み合わせ、前記加熱工程では、４２０℃〜５５０℃で加熱処理を行い、前記加熱工程の後、３２０℃〜４００℃での保持時間は６分以下であることを特徴とする。

前記心材とするアルミニウム合金材を鋳造する鋳造工程後に、鋳造された心材用鋳塊に４００℃〜５５０℃で均質化処理を行う均質化処理工程をさらに含むことが好ましい。

前記冷間圧延工程の途中及び前記冷間圧延工程後の少なくとも一方において、２００〜３２０℃で焼鈍処理を行う焼鈍工程をさらに含むことが好ましい。

本発明のアルミニウム合金材は、高い強度を有し、成形性に優れている。また、本発明のアルミニウム合金材は融点が高いため、当該アルミニウム合金材を心材とするアルミニウムクラッド材は、６００℃付近の温度でろう付が可能である。

従来の熱交換器の一部を示す分解斜視図である。

以下、本発明を実施するための形態（以下、本実施形態という。）について、具体的に説明する。なお、「ｍａｓｓ％（質量％）」を単に「％」と記す。

（アルミニウム合金材の組成）
従来のアルミニウム合金材では、Ｍｇ_２Ｓｉの時効析出により材料の強化を図っていた。しかし、Ｓｉの含有量が多いとアルミニウム合金材の融点が大幅に低下するため、６００℃付近の温度でのろう付を考慮すると、材料の更なる強化のためにＳｉの含有量を増加させることは望ましくない。そこで、本発明者らは、Ａｌ_２ＣｕＭｇの時効析出を利用することにより高強度の材料が得られることを見出した。ＣｕもＳｉと同様にアルミニウム合金材の融点を低下させる作用を有するが、その影響はＳｉほど大きくない。Ｃｕの含有量が比較的多くても、融点の面では６００℃付近の温度でのろう付が可能である。このため、Ｓｉの含有量を抑え、Ｃｕの含有量を増加した材料を設計した。

さらに、Ａｌ_２ＣｕＭｇの時効析出を利用するためには、ろう付加熱後のＣｕの固溶量を多くすることが望ましい。そこで、ろう付加熱後のＣｕの固溶量を増やすために、円相当径０．１μｍ以上の粗大なＡｌ_２Ｃｕの析出を抑えた。また、さらにＡｌ_２ＣｕＭｇの時効析出をより効果的に利用するためにはアルミニウム合金中の転位ループの数を少なくする必要がある。Ａｌ−Ｍｎ系化合物は母相との界面で焼入れ過剰空孔を消滅させる作用を有するため、転位ループの数を少なくする効果がある。このため、円相当径０．１μｍ以上の粗大なＡｌ−Ｍｎ系化合物の析出を促した。

本発明のアルミニウム合金材は、Ｓｉ：０．２％未満、Ｆｅ：０．１〜０．３％、Ｃｕ：１．０〜２．５％、Ｍｎ：１．０〜１．６％、Ｍｇ：０．１〜１．０％を含有し、残部Ａｌと不可避的不純物からなる。さらにＴｉ：０．０５〜０．２％、Ｚｒ：０．０５〜０．２％、Ｖ：０．０５〜０．２％、Ｃｒ：０．０５〜０．２％のうち１種又は２種以上を含有してもよい。

Ｓｉは、通常不可避的不純物として母合金中に混入するものである。アルミニウム母相中に固溶して、固溶強化により材料の強度を向上させる。また、金属間化合物を形成し、析出強化により材料の強度を向上させる。しかし、多量のＣｕが共存する場合、単体のＳｉやＡｌ−Ｃｕ−Ｓｉ系化合物が析出する。Ｓｉの含有量が０．２％以上になると、これらの金属間化合物が粒界に析出して粒界腐食を発生させ、耐食性を低下させる。また、アルミニウム合金材の融点が低下する虞がある。したがって、Ｓｉの含有量は０．２％未満であり、好ましくは、０．１％未満である。

Ｆｅは、アルミニウム合金中でＭｎと金属間化合物を形成する。この金属間化合物は晶出、析出して、分散強化により材料の強度を向上させる。Ｆｅの含有量が０．１％未満では、この効果が十分に得られない。一方、Ｆｅの含有量が０．３％を超えると、Ｍｎとの金属間化合物を形成しないＦｅが生じ、これが腐食の起点となる。したがってＦｅの含有量は０．１〜０．３％であり、好ましくは、０．１〜０．２％である。

ＭｎはＳｉ、Ｆｅ、Ｃｕと反応してＡｌ−Ｆｅ−Ｍｎ、Ａｌ−Ｓｉ−Ｆｅ−Ｍｎ、Ａｌ−Ｃｕ−Ｍｎ系化合物を形成する。これらの金属間化合物は晶出、析出して、分散強化により材料の強度を向上させる。また、これらの金属間化合物は、母相と非整合な界面を形成し、この界面が、ろう付中にアルミニウム合金材に導入される空孔の消滅サイトとなる。ろう付中、アルミニウム合金材に空孔が導入されると、空孔はろう付の冷却中に転位ループを形成する。そして、ろう付後にＳ’相がこの転位ループ上に不均一に析出する。Ｓ’相は強度への寄与が小さいため、材料の強度が低下してしまう。しかし、Ａｌ−Ｆｅ−Ｍｎ、Ａｌ−Ｓｉ−Ｆｅ−Ｍｎ、Ａｌ−Ｃｕ−Ｍｎ系化合物が存在すると、転位ループの元となる空孔を消滅させることができるため、ろう付加熱後に材料中に転位ループが残りにくい。これにより、Ｓ’相の不均一析出が抑制され、Ａｌ_２ＣｕＭｇの時効析出が促進される。Ａｌ_２ＣｕＭｇ相は強度への寄与が大きい。以上より、Ｍｎを添加すると強度が向上する。Ｍｎの含有量が１．０％未満では、この効果が十分に得られない。一方、Ｍｎの含有量が１．６％を越えると、粗大な晶出物を形成し、歩留まりを悪くする。したがって、Ｍｎの含有量は１．０〜１．６％であり、好ましくは、１．２〜１．５％である。

ＣｕはＭｇと反応してＡｌ_２ＣｕＭｇを形成する。Ａｌ_２ＣｕＭｇはろう付後、時効析出により材料の強度を大幅に向上させる。Ｃｕの含有量が１．０％未満では、この効果が十分に得られない。一方、Ｃｕの含有量が２．５％を超えると、アルミニウム合金材の融点が低下する虞がある。また、Ａｌ_２Ｃｕが粒界に析出し、粒界腐食を引き起こす。したがって、Ｃｕの含有量は１．０〜２．５％であり、好ましくは、１．５〜２．５％である。

ＭｇはＣｕと反応してＡｌ_２ＣｕＭｇを形成する。Ａｌ_２ＣｕＭｇはろう付後、時効析出により材料の強度を大幅に向上させる。Ｍｇの含有量が０．１％未満では、この効果が十分に得られない。一方、Ｍｇの含有量が１．０％を超えると、非腐食性フラックスを用いた雰囲気下でのろう付の際、ろう材までＭｇが拡散し、ろう付性が著しく低下する。また、ろう付前の伸びが低下して成形加工性が低下する場合がある。したがって、Ｍｇの含有量は０．１〜１．０％であり、好ましくは、０．１２５〜０．５％である。

Ｃｒ、Ｚｒはそれぞれアルミニウム合金中で微細な金属間化合物を形成して、材料の強度を向上させる。Ｃｒ、Ｚｒそれぞれの含有量が０．０５％未満ではこの効果が十分に得られない。一方、Ｃｒ、Ｚｒそれぞれの含有量が０．２％を超えると、粗大な金属間化合物を形成して、アルミニウム合金材の成形加工性を低下させる虞がある。したがって、Ｃｒ、Ｚｒの含有量はそれぞれ０．０５〜０．２％であることが好ましく、より好ましくは、０．０５〜０．１％である。

Ｔｉ、Ｖはそれぞれアルミニウム合金中で微細な金属間化合物を形成して、材料の強度を向上させる。また、この金属間化合物は層状に分散する。この金属間化合物は電位が貴であるため、水平方向への腐食は進行するものの、深さ方向への腐食に進展し難くなる効果がある。Ｔｉ、Ｖそれぞれの含有量が０．０５％未満ではこれらの効果が小さい。一方、Ｔｉ、Ｖそれぞれの含有量が０．２％を超えると、粗大な金属間化合物を形成して、アルミニウム合金材の成形加工性を低下させる虞がある。したがって、Ｔｉ、Ｖの含有量は、０．０５〜０．２％であることが好ましく、より好ましくは、０．０５〜０．１％である。

Ｃｕ／Ｍｇ比は、その値によってろう付加熱後に析出する相が異なる。Ｃｕ／Ｍｇ比が１よりも小さい場合、ろう付加熱後にＡｌ_６ＣｕＭｇ_４が析出する。Ａｌ_６ＣｕＭｇ_４は時効硬化への寄与が小さいため、強度が低下する虞がある。一方、Ｃｕ／Ｍｇ比が８よりも大きい場合、ろう付加熱後にＡｌ_２Ｃｕが析出する。Ａｌ_２ＣｕもＡｌ_２ＣｕＭｇより時効硬化への寄与が小さいため強度が低下する虞がある。したがって、Ｃｕ／Ｍｇ比は１〜８であることが好ましく、より好ましくは３〜６である。

本発明のアルミニウム合金材は、さらに、鋳塊組織を微細化する作用を有するＢや、その他不可避的不純物元素を含有してもよい。これらの元素の含有量は、０．０５％以下であることが好ましい。

（アルミニウム合金材の金属組織）
円相当径０．１μｍ以上のＡｌ−Ｍｎ系化合物（たとえば、Ａｌ−Ｍｎ、Ａｌ−Ｍｎ−Ｓｉ、Ａｌ−Ｆｅ−Ｍｎ−Ｓｉ、Ａｌ−Ｃｕ−Ｍｎ系化合物）は、そのサイズが比較的大きいため、ろう付時にアルミニウム合金材中に固溶し難く、ろう付後にも残存する。Ａｌ−Ｍｎ系化合物は、母相のＡｌと格子定数が違うため、母相と非整合な界面を形成し、この界面が、ろう付中にアルミニウム合金材に導入される空孔の消滅サイトとなる。ろう付中、アルミニウム合金材に空孔が導入されると、空孔はろう付の冷却中に転位ループを形成する。そして、ろう付後にＳ’相がこの転位ループ上に不均一に析出する。Ｓ’相はＡｌ−Ｃｕ−Ｍｇ系合金の時効析出相ではあるが、強度への寄与が小さい。それにもかかわらず、Ｃｕの固溶量を低下させるので、アルミニウム合金材の強度が低下してしまう。しかし、Ａｌ−Ｍｎ系化合物が一定以上存在すると、ろう付後にアルミニウム合金材に存在する転位ループが減少するため、Ｓ’相の析出を抑えることができ、Ａｌ_２ＣｕＭｇの時効析出を有効に利用することができる。これにより、アルミニウム合金材の強度が向上する。円相当径０．１μｍ以上のＡｌ−Ｍｎ系化合物の数密度が１．０×１０^５個／ｍｍ^２未満ではこの効果が小さい。したがって、本発明における円相当径０．１μｍ以上のＡｌ−Ｍｎ系化合物の数密度は１．０×１０^５個／ｍｍ^２以上であり、好ましくは、２．０×１０^５個／ｍｍ^２以上である。

円相当径０．１μｍ以上のＡｌ−Ｍｎ系化合物の数密度は、アルミニウム合金材をＳＥＭにより観察し、ＳＥＭ像を画像解析することにより求められる。

円相当径０．１μｍ以上のＡｌ_２Ｃｕは、そのサイズが比較的大きいため、ろう付時にアルミニウム合金材中に固溶し難く、ろう付後にも残存する。これにより、ろう付後のＣｕの固溶量が低下する。ろう付後のＣｕの固溶量が低いと、Ａｌ_２ＣｕＭｇの時効析出によって材料の強度が向上する効果が十分に得られなくなる上に、Ａｌ_２Ｃｕが粒界腐食の起点となるため、耐食性も低下する。したがって、本発明における円相当径０．１μｍ以上のＡｌ_２Ｃｕの数密度は１．０×１０^５個／ｍｍ^２以下であり、好ましくは、０．８×１０^５個／ｍｍ^２以下である。

円相当径０．１μｍ以上のＡｌ_２Ｃｕの数密度は、アルミニウム合金材をＳＥＭにより観察し、ＳＥＭ像を画像解析することにより求められる。

（アルミニウム合金クラッド材）
本発明のアルミニウム合金クラッド材は、上記アルミニウム合金材を心材とし、心材の一方の面にろう材又は陽極犠牲材を備える。また、本発明のアルミニウム合金クラッド材は、上記アルミニウム合金材を心材とし、心材の一方の面にろう材を備え、心材の他方の面に陽極犠牲材を備える。

ろう材としては、アルミニウム合金のろう付において通常用いられるアルミニウム合金を使用することができる。例えば、Ａｌ−Ｓｉ系合金、Ａｌ−Ｓｉ−Ｃｕ系合金、Ａｌ−Ｓｉ−Ｃｕ−Ｚｎ系合金、Ａｌ−Ｓｉ−Ｚｎ系合金、Ａｌ−Ｓｉ−Ｍｇ系合金、Ａｌ−Ｓｉ−Ｍｇ−Ｂｉ系合金が挙げられる。具体的に、Ａｌ−Ｓｉ系合金としては、Ｓｉ：７．０〜１２．０％を含有し、残部Ａｌと不可避的不純物からなるアルミニウム合金が好ましい。また、Ａｌ−Ｓｉ−Ｃｕ系合金としては、Ｓｉ：７．０〜１２．０％、Ｃｕ：１．０〜２．５％を含有し、残部Ａｌと不可避的不純物からなるアルミニウム合金が好ましい。また、Ａｌ−Ｓｉ−Ｃｕ−Ｚｎ系合金としては、Ｓｉ：７．０〜１２．０％、Ｃｕ：１．０〜２．５％、Ｚｎ：０．１〜３．０％を含有し、残部Ａｌと不可避的不純物からなるアルミニウム合金が好ましい。

犠牲陽極材としては、アルミニウム又はアルミニウム合金等の公知の材料を使用することができる。例えば、Ａｌ−Ｚｎ系合金が挙げられる。

（アルミニウム合金材の製造方法）
まず上述の組成を有するアルミニウム合金素材を融解し、ＤＣ（Ｄｉｒｅｃｔ Ｃｈｉｌｌ）鋳造法によりアルミニウム合金鋳塊を作製する。ＤＣ鋳造法では、溶湯の冷却速度が０．５〜２０℃／秒と非常に速い。そのため、鋳造の際に生じる金属間化合物は微細であり、アルミニウム合金中に含まれる元素は過飽和に固溶している。しかしながら、鋳造条件によっては、鋳塊に円相当径１０μｍ以上の粗大なＡｌ_２Ｃｕが大量に出てしまうことがある。このような化合物が鋳塊に存在すると母相へのＣｕの固溶量が低下し、後のろう付加熱後の自然時効において、時効析出に寄与する固溶Ｃｕが不足するためろう付加熱後の強度が低下してしまう恐れがある。この鋳塊に均質化処理を行うと、粗大なＡｌ_２Ｃｕが母相へ固溶するため、ろう付加熱後の強度が安定して高強度となる。４００℃未満の温度での均質化処理ではこの効果は十分に得られない。一方、５５０℃を超えた温度で均質化処理を行うと、Ａｌ−Ｍｎ系化合物の密度が低下するため望ましくない。このため、均質化処理は行わないか、もしくは４００℃〜５５０℃の温度で行うのが望ましい。なお、均質化処理の後、冷却した鋳塊に面削処理を行うのが望ましい。

次に、加熱処理を行った後、熱間圧延処理を行うことにより所定の板厚まで薄くする。５５０℃を超えた温度で加熱処理を行うと、過飽和に固溶したＭｎが新たにＡｌ−Ｍｎ系の析出相を形成することなく、円相当径０．１μｍ以上のＡｌ−Ｍｎ系化合物の数密度が増加しないため望ましくない。一方、４２０℃未満の温度で加熱処理を行うと、Ｍｎの拡散速度が低すぎるため、新たにＡｌ−Ｍｎ系化合物が析出せず、円相当径０．１μｍ以上のＡｌ−Ｍｎ系化合物の数密度が増加しないため望ましくない。このため、熱間圧延処理前の加熱処理は４２０℃〜５５０℃の温度で行うのが望ましい。また、加熱処理の保持時間は５時間以下であることが好ましい。

また、加熱処理の後、アルミニウム合金鋳塊の温度は除々に低下する。３２０℃以上４００℃以下の温度域では、アルミニウム合金中に固溶しているＣｕが粗大なＡｌ_２Ｃｕとして析出する。そのため、この温度域で６分を超えて保持すると、円相当径０．１μｍ以上のＡｌ_２Ｃｕの数密度が１．０×１０^５個／ｍｍ^２を超える虞がある。このため、加熱処理後における３２０℃以上４００℃以下の温度域での保持時間は６分以下であることが望ましい。

熱間圧延処理の後、目標の板厚になるまで冷間圧延処理を行い、アルミニウム合金材を作製する。冷間圧延処理の途中に中間焼鈍処理を行ってもよく、冷間圧延処理の後に最終焼鈍処理を行ってもよい。中間焼鈍処理および最終焼鈍処理は、どちらか一方のみ行ってもよく、両方行ってもよい。本発明のアルミニウム合金材はＣｕの含有量が多いため素板の強度が非常に高強度となる。このため、成形性を確保するために最終焼鈍処理の実施が望ましく、中間焼鈍処理を行うとなお望ましい。しかしながら、３２０℃を超えた温度で焼鈍処理を行うと、円相当径０．１μｍ以上のＡｌ_２Ｃｕの数密度が増加する虞がある。一方、２００℃未満の温度で焼鈍処理を行うと、冷間圧延時に導入された格子欠陥が消滅せず焼鈍を行う意味がない。したがって、本発明における焼鈍処理は、中間焼鈍処理・最終焼鈍処理ともに、２００℃以上３２０℃以下の条件で実施することが望ましい。

（アルミニウム合金クラッド材の製造方法）
まず、心材とするアルミニウム合金を鋳造する。具体的に、上述の組成を有するアルミニウム合金素材を融解し、ＤＣ（Ｄｉｒｅｃｔ Ｃｈｉｌｌ）鋳造法により心材用アルミニウム合金鋳塊を作製する。次に、心材用アルミニウム合金鋳塊に均質化処理を行ってもよい。均質化処理工程では、心材用アルミニウム合金鋳塊に４００℃〜５５０℃で均質化処理を行うのが好ましい。なお、心材用アルミニウム合金鋳塊については、均質化処理の後に面削処理を行うのが好ましい。

また、ろう材及び犠牲陽極材とするアルミニウム合金を鋳造し、ろう材用アルミニウム合金鋳塊及び犠牲陽極材用アルミニウム合金鋳塊を作製する。次に、ろう材用アルミニウム合金鋳塊及び犠牲陽極材用アルミニウム合金鋳塊に対して所定の厚さまで熱間圧延処理を行う。なお、ろう材用アルミニウム合金鋳塊及び犠牲陽極材用アルミニウム合金鋳塊については、熱間圧延処理の前に面削処理を行うのが好ましい。そして、熱間圧延されたろう材及び熱間圧延された犠牲陽極材を、心材用アルミニウム合金鋳塊と組み合わせて合わせ材とする。具体的に、心材用鋳塊の一方の面に熱間圧延されたろう材を、心材用鋳塊の他方の面に熱間圧延された犠牲陽極材を組み合わせる。合わせ材を加熱し、熱間クラッド圧延した後、冷間圧延を行う。これにより、心材の一方の面にろう材を備え、心材の他方の面に犠牲陽極材を備えるアルミニウム合金クラッド材（アルミニウム合金製ブレージングシート）を作製することができる。合わせ材の加熱処理は、４２０℃〜５５０℃で行うのが好ましい。また、加熱処理後における３２０℃以上４００℃以下の温度域での保持時間は６分以下であることが望ましい。また、冷間圧延処理の途中に中間焼鈍処理を行ってもよく、冷間圧延処理の後に最終焼鈍処理を行ってもよい。中間焼鈍処理および最終焼鈍処理は、どちらか一方のみ行ってもよく、両方行ってもよい。中間焼鈍処理・最終焼鈍処理ともに、２００℃以上３２０℃以下の条件で実施することが望ましい。

なお、ろう材及び犠牲陽極材とするアルミニウム合金材のうち一方のみを鋳造してもよい。この場合、熱間圧延されたろう材又は熱間圧延された犠牲陽極材を心材用鋳塊と組み合わせて合わせ材とする。具体的に、心材用鋳塊の一方の面に熱間圧延されたろう材又は熱間圧延された犠牲陽極材を組み合わせる。これにより、心材の一方の面にろう材又は犠牲陽極材を備えるアルミニウム合金クラッド材を作製することができる。

次に、本発明を実施例に基づいて更に詳細に説明するが、本発明はこれに制限されるものではない。

表１に示す組成を有する合金を、表２に示す製造方法でそれぞれ製造した。なお、表１の合金組成において、「−」は検出限界以下であることを示すものであり、「残部」は不可避的不純物を含む。

まず、ＤＣ鋳造法により表１記載の組成の合金（合金Ｎｏ．１〜４１）をそれぞれ鋳造した。その後、鋳塊表面に面削処理を行い、これを表２記載の条件（工程Ｎｏ．１〜１８）で加熱処理を行い、熱間圧延処理により２．６ｍｍまで圧延した。なお、工程Ｎｏ．１〜３、１３では、鋳塊に均質化処理を行った後に、面削処理を行った。続いて、得られた板材を冷間圧延処理により板厚０．２ｍｍにし、表２記載の条件で最終焼鈍処理を行い供試材を得た。各供試材（実施例１〜３９、比較例１〜１９）を表３、４に示す。なお、比較例１０〜１３は本願の請求項２に対する比較例を意味する。

そして、作製した各供試材に対して、６００℃で３ｍｉｎろう付加熱を行い、２００℃／ｍｉｎで冷却した。その後、各供試材に対して、「ろう付１週間後の強度」「円相当径０．１μｍ以上のＡｌ−Ｍｎ系化合物の数密度」「円相当径０．１μｍ以上のＡｌ_２Ｃｕの数密度」「耐食性」「成形性」「ろう付性」に関する評価を下記に示す方法で行い、それらの結果を表３・４に示した。なお、本実施例における「ろう付加熱」とは、実際のろう付を仮定した温度及び時間で加熱することをいう。特段の説明がなければ、供試材単体に対して加熱を行ったものである。

[a]ろう付１週間後の強度（ＭＰａ）
各供試材より、ＪＩＳ５号試験片を切り出した。これにろう付加熱を行った後、２５℃にて１週間自然時効を行い、引張試験を行った。この試験結果が２５０ＭＰａ以上であれば合格と評価した。

[b]円相当径０．１μｍ以上のＡｌ−Ｍｎ系化合物の数密度（個／ｍｍ^２）
円相当径０．１μｍ以上のＡｌ−Ｍｎ系化合物の数密度は、心材合金のＳＥＭ観察を行うことで評価した。観察は各サンプル３視野ずつ行い、それぞれの視野のＳＥＭ像をＡ像くんにより画像解析することで、ろう付加熱前のＡｌ−Ｍｎ系化合物の数密度を求めた。表記した数密度は、各３視野より求めた値の平均値である。

[c]円相当径０．１μｍ以上のＡｌ_２Ｃｕの数密度（個／ｍｍ^２）
円相当径０．１μｍ以上のＡｌ_２Ｃｕの数密度は、Ａｌ−Ｍｎ系化合物と同様、心材合金のＳＥＭ観察を行うことで評価した。観察は各サンプル３視野ずつ行い、それぞれの視野のＳＥＭ像をＡ像くんにより画像解析することで、ろう付加熱前のＡｌ_２Ｃｕの数密度を求めた。表記した数密度は、各３視野より求めた値の平均値である。

[d]耐食性
各供試材にろう付加熱を行い腐食試験サンプルとした。その後、下記方法により腐食試験を行い、粒界腐食が起こるか否かについて評価した。
腐食液：ＮａＣｌ ２３４ｇ、ＫＮＯ_３ ５０ｇ、ＨＮＯ_３（６０％） ７．３５ｍＬに蒸留水を加え、１Ｌに調整した液
方法：比液量２０ｍＬ／ｃｍ^２の条件で５ｈｒ浸漬試験を行った後、断面観察により粒界腐食の有無を評価した。

[e]成形性
各供試材からＪＩＳ５号試験片を切り出し、引っ張り試験機にて常温で伸びを測定した。成形性の合格基準は、伸びが５％以上とした。

[f]ろう付性
コルゲートしたクラッドフィン材を各供試材ではさみ、ろう付加熱を行った。ろう付後の、各供試材とフィン材との接合率を測定し、９０％以上であれば合格と評価した。また、各供試材とフィン材との接合部にエロージョンが見られるか否かについて評価した。

実施例１〜３９は、円相当径０．１μｍ以上のＡｌ−Ｍｎ系化合物の数密度が１．０×１０^５個／ｍｍ^２以上であり、また円相当径０．１μｍ以上のＡｌ_２Ｃｕの数密度が１．０×１０^５個／ｍｍ^２以下であった。ろう付１週間後の強度が２５０ＭＰａ以上と高く、腐食試験により粒界腐食を示さず、成形性・ろう付性ともに良好という結果となった。

比較例１、９では、腐食試験により粒界腐食を示し、かつ、ろう付性に劣っていた。比較例２、４、６、８、１４、１５、１７では、ろう付１週間後の強度が低かった。比較例３では、腐食試験により粒界腐食を示し、かつ、成形性に劣っていた。比較例５では、腐食試験により粒界腐食を示し、かつ、成形性・ろう付性に劣っていた。比較例７、１０〜１３では、成形性に劣っていた。比較例１６、１８、１９では、ろう付１週間後の強度が低く、かつ、腐食試験により粒界腐食を示した。

次に、心材にろう材及び／又は犠牲材をクラッドしたクラッド材を製造した。心材として用いた合金の組成は表１の合金Ｎｏ．２、６、８、１３、１６であり、製造方法は表２の工程Ｎｏ．３により製造を行った。

まず、ＤＣ鋳造法により、表１記載の心材に用いる合金と、表５記載のろう材及び／又は犠牲材に用いる合金をそれぞれ鋳造した。心材に用いる合金については、鋳造後、表２に記載の条件で均質化処理を行い、続いて面削処理を行った。ろう材及び／又は犠牲材に用いる合金については、鋳造後、面削処理を行い、続いて熱間圧延処理を行った。熱間圧延されたろう材及び／又は犠牲材を、均質化処理後に面削した心材用鋳塊と組み合わせて合わせ材とした。合わせ材を表２に記載の条件で加熱処理を行い、熱間圧延処理により２．６ｍｍまで圧延した。続いて、得られた板材を冷間圧延処理により板厚０．２ｍｍにし、表２記載の条件で最終焼鈍処理を行い供試材を得た。各供試材（実施例４０〜６０）を表５に示す。

そして、作製した各供試材に対して、６００℃で３ｍｉｎろう付加熱を行い、２００℃／ｍｉｎで冷却した。その後、各供試材に対して、「ろう付１週間後の強度」「心材における円相当径０．１μｍ以上のＡｌ−Ｍｎ系化合物の数密度」「心材における円相当径０．１μｍ以上のＡｌ_２Ｃｕの数密度」「耐食性」「成形性」「ろう付性」に関する評価を上記方法と同様に行い、さらに「心材−ろう材間電位差」を評価し、それらの結果を表６に示した。心材−ろう材間電位差は、心材の電位がろう材よりも貴であれば○、４０ｍＶ以上貴であれば◎とした。ただし、ろう付１週間後の強度では、試験結果が２２０ＭＰａ以上であれば合格と評価した。

実施例４０〜６０は、心材における円相当径０．１μｍ以上のＡｌ−Ｍｎ系化合物の数密度が１．０×１０^５個／ｍｍ^２以上であり、また心材における円相当径０．１μｍ以上のＡｌ_２Ｃｕ系化合物の数密度が１．０×１０^５個／ｍｍ^２以下であった。また、ろう付１週間後の強度が２２０ＭＰａ以上であり、粒界腐食を示さず、成形性・ろう付性ともに良好という結果となった。以上より、本発明のアルミニウム合金材を心材として利用しても、問題なく高強度を示すことがわかった。

最後に、本発明のアルミニウム合金材において、Ｃｕ／Ｍｇ比の強度に与える影響について説明する。表７に示す組成を有する合金を表２の工程Ｎｏ．３に示す製造方法でそれぞれ製造した。

まず、ＤＣ鋳造法により表７記載の組成の合金（合金Ｎｏ．４２〜４７）をそれぞれ鋳造した。その後、表２記載の条件で均質化処理を行った。鋳塊表面に面削処理を行い、これを表２記載の条件で加熱処理を行い、熱間圧延処理により２．６ｍｍまで圧延した。続いて、得られた板材を冷間圧延処理により板圧０．２ｍｍにし、表２記載の条件で最終焼鈍処理を行い供試材を得た。各供試材（実施例６１〜６６）を表８に示す。

そして、作製した各供試材（実施例６１〜６６）を、６００℃で３ｍｉｎろう付加熱を行い、２００℃／ｍｉｎで冷却した。その後、各供試材に対して、「ろう付１週間後の強度」の評価を行った。このとき、固相線温度の等しい合金において、Ｃｕ／Ｍｇ比が４である合金の９０％以上の引張強度を示す合金を◎、９０％未満の引張強度を示す合金を○と評価した。この結果を表８に示す。

実施例６１〜６６より、Ｃｕ／Ｍｇ比が８を超えた材料はＣｕ／Ｍｇ比が４である材料と比較して、ろう付１週間後の引張強度が９０％以下に低下するという結果となった。以上より、Ｃｕ／Ｍｇ比は８以下であることが望ましいことがわかった。

本発明は、自動車等の熱交換器の構成部材として使用されるアルミニウム合金材、アルミニウム合金クラッド材及びアルミニウム合金材の製造方法に関するものである。さらに詳しくは、電縫加工やろう付により流路を構成することによりチューブ材として使用され、特に板厚０．２５ｍｍ以下の薄肉材料を対象とした、ろう付後の強度が非常に強い熱交換器用アルミニウム合金材、熱交換器用アルミニウム合金クラッド材及びアルミニウム合金材の製造方法に関するものである。

１ チューブ
２ フィン
３ ヘッダー
４ タンク

Claims (7)

1. Ｓｉ：０．２ｍａｓｓ％未満、Ｆｅ：０．１〜０．３ｍａｓｓ％、Ｃｕ：１．０〜２．５ｍａｓｓ％、Ｍｎ：１．０〜１．６ｍａｓｓ％、Ｍｇ：０．１〜１．０ｍａｓｓ％を含有し、残部Ａｌと不可避的不純物からなるアルミニウム合金材であって、円相当径が０．１μｍ以上のＡｌ−Ｍｎ系化合物の数密度が１．０×１０^５個／ｍｍ^２以上であり、かつ円相当径が０．１μｍ以上のＡｌ_２Ｃｕの数密度が１．０×１０^５個／ｍｍ^２以下であり、Ｃｕ／Ｍｇ比が１以上１５以下であるアルミニウム合金材を心材とし、
   前記心材の一方の面にろう材又は犠牲陽極材を備えることを特徴とする、アルミニウム合金クラッド材。
2. Ｓｉ：０．２ｍａｓｓ％未満、Ｆｅ：０．１〜０．３ｍａｓｓ％、Ｃｕ：１．０〜２．５ｍａｓｓ％、Ｍｎ：１．０〜１．６ｍａｓｓ％、Ｍｇ：０．１〜１．０ｍａｓｓ％を含有し、残部Ａｌと不可避的不純物からなるアルミニウム合金材であって、円相当径が０．１μｍ以上のＡｌ−Ｍｎ系化合物の数密度が１．０×１０ ^５ 個／ｍｍ ^２ 以上であり、かつ円相当径が０．１μｍ以上のＡｌ _２ Ｃｕの数密度が１．０×１０ ^５ 個／ｍｍ ^２ 以下であり、Ｃｕ／Ｍｇ比が１以上１５以下であるアルミニウム合金材を心材とし、
   前記心材の一方の面にろう材を備え、前記心材の他方の面に犠牲陽極材を備えることを特徴とする、アルミニウム合金クラッド材。
3. 前記アルミニウム合金材は、さらにＴｉ：０．０５〜０．２ｍａｓｓ％、Ｚｒ：０．０５〜０．２ｍａｓｓ％、Ｖ：０．０５〜０．２ｍａｓｓ％、Ｃｒ：０．０５〜０．２ｍａｓｓ％のうち１種又は２種以上を含有することを特徴とする請求項１または２に記載のアルミニウム合金クラッド材。
4. 前記ろう材は、Ｓｉ：７．０〜１２．０ｍａｓｓ％を含有し、残部Ａｌと不可避的不純物からなるＡｌ−Ｓｉ系合金であることを特徴とする、請求項１から３の何れか１項に記載のアルミニウム合金クラッド材。
5. 前記ろう材は、Ｓｉ：７．０〜１２．０ｍａｓｓ％、Ｃｕ：１．０〜２．５ｍａｓｓ％を含有し、残部Ａｌと不可避的不純物からなるＡｌ−Ｓｉ−Ｃｕ系合金であることを特徴とする、請求項１から３の何れか１項に記載のアルミニウム合金クラッド材。
6. 前記ろう材は、Ｓｉ：７．０〜１２．０ｍａｓｓ％、Ｃｕ：１．０〜２．５ｍａｓｓ％、Ｚｎ：０．１〜３．０ｍａｓｓ％を含有し、残部Ａｌと不可避的不純物からなるＡｌ−Ｓｉ−Ｃｕ−Ｚｎ系合金であることを特徴とする請求項１から３の何れか１項に記載のアルミニウム合金クラッド材。
7. 請求項１から６の何れか１項に記載のアルミニウム合金クラッド材の製造方法であって、前記心材とするアルミニウム合金材、並びに、前記ろう材及び前記犠牲陽極材とするアルミニウム合金材のうち少なくとも一方をそれぞれ鋳造する鋳造工程と、鋳造されたろう材用鋳塊及び犠牲陽極材用鋳塊のうち少なくとも一方を所定の厚さまで熱間圧延を行う熱間圧延工程と、熱間圧延されたろう材及び熱間圧延された犠牲陽極材のうち少なくとも一方を心材用鋳塊と組み合わせて合わせ材とする合わせ工程と、前記合わせ材を加熱する加熱工程と、前記合わせ材を熱間クラッド圧延する熱間クラッド圧延工程と、熱間クラッド圧延された合わせ材に冷間圧延処理を行う冷間圧延工程とを含み、
   前記合わせ工程では、前記心材用鋳塊の一方の面に前記熱間圧延されたろう材又は前記熱間圧延された犠牲陽極材を組み合わせるか、又は、前記心材用鋳塊の一方の面に前記熱間圧延されたろう材を、前記心材用鋳塊の他方の面に前記熱間圧延された犠牲陽極材を組み合わせ、
   前記加熱工程では、４２０℃〜５５０℃で、保持時間が５時間以下で加熱処理を行い、
   ３２０℃〜４００℃での保持時間が６分以下となるように前記熱間圧延工程を行い、
   均質化処理工程を含まないか、または、前記心材とするアルミニウム合金材を鋳造する鋳造工程後に、鋳造された心材用鋳塊に４００℃〜５５０℃で均質化処理を行う均質化処理工程をさらに含み、
   焼鈍工程を含まないか、または、前記冷間圧延工程の途中及び前記冷間圧延工程後の少なくとも一方において、２００〜３２０℃で焼鈍処理を行う焼鈍工程をさらに含むことを特徴とする、アルミニウム合金クラッド材の製造方法。

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