JP2009149936A - 強度、ろう付性に優れたろう付け造管用熱交換器用アルミニウム合金クラッド材および熱交換器用アルミニウム合金チューブ - Google Patents

Abstract

【課題】犠牲材を設けたクラッド材において、ろう付け性、加工性を損なうことなく強度を高めて熱交換器に使用した際の薄肉・軽量化を可能にする。
【解決手段】Ｍｇを０．１〜０．３％、Ｓｉを０．６〜１．５％、Ｃｕを０．７〜２．５％、Ｍｎを０．０５〜０．５％含有し、所望により０．０５〜０．５％のＺｎを含有し、さらに所望により０．０５〜０．３％のＺｒ、０．０５〜０．３％のＴｉの内の１種または２種を含有し、残部がＡｌおよび不可避不純物よりなり、さらに前記Ｓｉ、Ｍｎ、Ｆｅの組成比が質量％で１２Ｓｉ−（４Ｍｎ＋３Ｆｅ）＝６〜１５なる条件を満たす芯材の片面に犠牲材をクラッドし、前記芯材の他の片面にＡｌ−Ｓｉ系ろう材をクラッドする。
【選択図】なし

Description

この発明は、ろう付法によって製造される熱交換器チューブ、特に自動車熱交換器チューブおよび該チューブの製造に好適なろう付け造管用熱交換器用アルミニウム合金クラッド材に関するものである。

従来、自動車用熱交換器のチューブ材にはＪＩＳ３００３合金を芯材として、その片面に犠牲材としてＪＩＳ７０７２合金を、さらに他の片面にろう材としてＪＩＳ４０４５合金をクラッドした複合材をパイプ状に形成し、突合せ部を高周波加熱により接合する、電縫溶接チューブ（以下、非ろう付型チューブ）が使用されていた。
ところで近年は熱交換器の軽量化、コスト低減を目的とし、使用部材、特にチューブ材は薄肉化の傾向にある。しかし、前記非ろう付型チューブは成形性の問題から薄肉化の限界が０．２０ｍｍ程度である。それ以上の薄肉化を実現するため、前記チューブ材の犠牲材が内側になるようにチューブ材をＢ型形状に折り曲げて、それら両側部をろう付により接合してなるチューブ（以下、ろう付型チューブ）が提案され（例えば特許文献１参照）、昨今では主流になりつつある。

部材の薄肉化にあたっては肉厚減少分に見合うように素材強度を高める必要がある。前記非ろう付型チューブでは、例えば特許文献２に開示されているように、犠牲材にＭｇやＳｉを添加し、ろう付熱処理時の拡散を利用して芯材の強度向上を図るとともに、犠牲材そのものの強度も向上させる手法等が提案されている。しかし、ろう付型チューブ材では犠牲材が接合面となるため、犠牲材にＭｇが添加されているとろう付け性が低下することから、犠牲材へＭｇを多量に添加する手法は適用し難い。

犠牲材にＭｇが添加されていないものとしては、例えば特許文献３では芯材にＭｇを添加し、且つろう材と芯材との間に中間層を設け、芯材からろう材へのＭｇ拡散を抑制する４層材が提案されている。しかし、４層構造とすることによりコストが増し、製造も困難であるため実用的ではない。また、特許文献４、５で開示されているものは、芯材にＭｎを、或いはＭｎとともにＦｅを添加することで強度向上を図っている。
特開平２−７５４１４号公報 特開平２−１７５０９３号公報 特開２００６−１３１９２３号公報 特開平１０−１３０７６０号公報 特開平１１−３１５３３５号公報

しかし、Ｍｎ添加は材料強度を高める効果はあるものの、製造上の問題から添加量に限界がある。また、Ｆｅの添加も同様に強度を高めるが、添加量が多い場合、材料の自己耐食性の低下や、鋳造時の巨大晶出物の生成により成形性が低下してしまう等の問題が生じる。ろう付け造管形状への成形のために、素材には高い成形性が求められている。また、成形後の製品では薄肉化のために、チューブ材としての高い強度も求められている。その一方で基材強度を高くすると、Ｂ型形状への成形時に、スプリングバックにより形状不良が発生する問題があり、これらの相反する特性を満足する必要がある。
以上のように従来発明材ではろう付性、製造（加工性）、耐食性等の観点からより一層の材料強度の向上は極めて困難といえる。

本発明は、上記事情を背景としてなされたものであり、ろう付造管においても、ろう付け性、加工性を損なうことなく強度を向上させることができ、よって薄肉、軽量化が可能な強度、ろう付性に優れたろう付け造管用熱交換器用アルミニウム合金クラッド材を提供することを基本的な目的とし、さらに好適には、使用部材を薄肉化し、自動車用熱交換器の軽量化を図ることができ熱交換器用アルミニウム合金チューブを提供することを目的とする。

そこで本発明者らは、上述のごとき従来技術における問題を解決し、強度、ろう付性、加工性をともに満足するろう付け造管用クラッド材を得ることを目的に鋭意検討を重ねた結果、芯材の成分をＡｌ−少Ｍｇ−高Ｓｉ−少Ｍｎ−高Ｃｕ系合金とすることにより、ろう付け前の強度は成形性を阻害しない程度とし、ろう付後、ＭｇＳｉ化合物が時効析出されることで、ろう付後強度を大幅に向上できることを見出し、本発明を完成させるに至ったものである。以下に、具体的に説明する。

すなわち、本発明の強度、ろう付性に優れたろう付け造管用熱交換器用アルミニウム合金クラッド材のうち、第１の本発明は、質量％で、Ｍｇを０．１〜０．３％、Ｓｉを０．６〜１．５％、Ｃｕを０．７〜２．５％、Ｍｎを０．０５〜０．５％含有し、残部がＡｌおよび不可避不純物よりなり、さらに前記Ｓｉ、Ｍｎ、Ｆｅの組成比が質量％で１２Ｓｉ−（４Ｍｎ＋３Ｆｅ）＝６〜１５なる条件を満たす芯材の片面に、犠牲材がクラッドされ、さらに前記芯材の他の片面に、Ａｌ−Ｓｉ系ろう材がクラッドされていることを特徴とする。

第２の本発明の強度、ろう付性に優れたろう付け造管用熱交換器用アルミニウム合金クラッド材は、前記第１の本発明において、前記芯材に、さらに質量％で０．０５〜０．５％のＺｎを含有することを特徴とする。

第３の本発明の強度、ろう付性に優れたろう付け造管用熱交換器用アルミニウム合金クラッド材は、前記第１または第２の本発明において、前記芯材に、さらに質量％で０．０５〜０．３％のＺｒ、０．０５〜０．３％のＴｉの内の１種または２種を含有することを特徴とする。

第４の本発明の熱交換器用アルミニウム合金チューブは、前記第１〜第３の本発明のいずれかに記載のろう付け造管用熱交換器用アルミニウム合金クラッド材の端部が内側に曲げ込まれ、該端部が該アルミニウム合金クラッド材の内面側にろう付けされて管形状とされていることを特徴とする。

本発明のＡｌ合金芯材は、ＡｌにＭｇとＳｉを添加したことにより、ろう付処理時の冷却過程におけるＭｇ_２Ｓｉ化合物の微細析出による析出硬化、さらにその後の人工時効による時効析出硬化、加えて少量のＭｎ添加によるＡｌ−Ｍｎ−Ｓｉ系化合物による分散強化、さらにＣｕ添加による固溶硬化によって芯材の強度を大幅に向上させている。なお、本願発明としては、ろう付後の時効処理は実施しても良いが、使用時に熱交換器は熱を持つため、使用において自然と時効析出がなされることから、特に時効処理の実施を義務付けない。さらに１２Ｓｉ−（４Ｍｎ＋３Ｆｅ）＝６〜１５（いずれも質量％）を満たすことにより強度、耐食性の観点から最良の芯材にできることを明らかにし本発明に至ったものである。

以下に本発明における芯材の成分を限定した理由を説明する。なお、以降における成分含有量はいずれも質量％で示されている。

（芯材）
Ｍｇ：０．１〜０．３％
Ｍｇは、ＳｉとＭｇ_２Ｓｉ化合物を形成し、ろう付後の強度、また人工時効後の強度を高める効果がある。その含有量が下限未満ではＭｇ_２Ｓｉ化合物の生成量が少なく、所望の強度が得られない。また上限を超えると、Ｍｇはフラックスと高融点のフッ化マグネを生成して、フラックスのＡｌ酸化皮膜の除去作用を阻害し、結果としてろう付性を低下させる。さらに、過剰のＭｇは材料の耐力を増大させるので、造管時のスプリングバック量が増大し、成形性を低下させる。そのためＭｇ含有量は０．１〜０．３％とする。なお、同様の理由で、下限を０．１５％、上限を０．３％とするのが望ましい。

Ｓｉ：０．６〜１．５％
Ｓｉは、ＭｇとＭｇ_２Ｓｉ化合物を形成し、ろう付後の強度、また人工時効後の強度を高める効果がある。その含有量が下限未満では上述の効果が十分に発揮されない。また上限を超えると芯材の溶融開始温度が低下する。そのため添加量は０．６〜１．５％とする。なお、同様の理由で、下限を０．８％、上限を１．２％とするのが望ましい。

Ｃｕ：０．７〜２．５％
Ｃｕは、固溶強化によりろう付後の強度を高める効果と電位を貴にするため、芯材に添加した場合、犠牲材との電位差を大きくし耐食性を向上させる効果がある。なお本発明の場合、ろう付時の冷却過程においてＣｕ系化合物の析出に先立ちＭｇ_２Ｓｉ化合物の析出を生じる。その場合Ｃｕ系金属間化合物の析出が促進され、Ｍｇ_２Ｓｉ化合物の周囲に粗大なＣｕ系化合物が析出するためマトリックスの固溶度が低下してしまう。そのため本発明クラッド材の芯材では従来合金よりもＣｕ含有量を増大させる必要がある。その含有量が下限未満ではその効果が少なく、上限を超えると溶融開始温度の低下、また鋳造性が著しく低下する。そのため添加量は０．７〜２．５％とする。より一層好ましくは、下限０．９％、上限２．０％である。

Ｍｎ：０．０５〜０．５％
Ｍｎの含有はＡｌ−Ｍｎ−Ｓｉ系化合物を形成し、ろう付後の強度を向上させる効果、および溶融開始温度を上昇させる効果がある。ただし、ＭｎはＳｉと優先的に結合するため固溶Ｓｉ量が減少し、Ｍｇ_２Ｓｉ金属間化合物による時効硬化性が低下するので、少量の含有にとどめる。その含有量が下限未満ではその効果が十分発揮されず、上限を超えると上記のように固溶Ｓｉ量が減少し、時効硬化性が低下する。そのため含有量は０．０５〜０．５％とする。なお、同様の理由で、下限を０．２％、上限を０．５％とするのが望ましい。

Ｚｎ：０．０５〜０．５％
Ｚｎは、Ｍｇ_２Ｓｉ化合物の時効硬化性を高める効果があるので、所望により芯材に含有させる。その含有量が下限未満ではその効果が少なく、上限を超えると溶融開始温度の低下を生じる。なおＺｎは電位を卑にするため、芯材に添加した場合、犠牲材、また、ろう材との電位差が小さくなり耐食性が低下してしまうが、本発明芯材の組成範囲の場合、その効果が小さくなるためそのような不都合は生じない。そのため添加量は０．０５％〜０．５％とする。なお、同様の理由で、下限を０．１％、上限を０．３％とするのが望ましい。

Ｚｒ：０．０５〜０．３％
Ｔｉ：０．０５〜０．３％
Ｚｒ、Ｔｉは均質化処理時にＡｌ_３Ｚｒ系化合物、またはＡｌ_３Ｔｉ系化合物を形成し、材料の強度を高める効果があるので、所望により一種または二種を芯材に添加する。その含有量がそれぞれ下限未満ではその効果が少なく、上限を超えると鋳造時に巨大化合物を形成し、成形性が低下する。そのため含有量はそれぞれ０．０５％〜０．３％とする。

１２Ｓｉ−（４Ｍｎ＋３Ｆｅ）＝６〜１５
本発明材の強度は主としてＭｇ_２Ｓｉ化合物の析出硬化に起因するものである。Ｍｇ_２Ｓｉの析出硬化は固溶Ｓｉ量が多いほど優れたものとなる。固溶Ｓｉ量は同時に添加されたＭｎ、不可避不純物であるＦｅとＡｌ−Ｍｎ−Ｓｉ−Ｆｅ化合物、またＡｌ−Ｓｉ−Ｆｅ化合物を優先的に形成するため、両元素が存在すると固溶Ｓｉ量は減少する。Ａｌ−Ｍｎ−Ｓｉ−Ｆｅ化合物におけるＭｎ、Ｓｉの構成比はＭｎ：Ｓｉ＝３：１、またＡｌ−Ｓｉ−Ｆｅ化合物におけるＦｅ、Ｓｉの構成比はＦｅ：Ｓｉ＝４：１となる。したがって両元素が存在する場合の固溶Ｓｉ量は固溶Ｓｉ量＝Ｓｉ添加量−１／３Ｍｎ添加量−１／４Ｆｅ添加量（いずれも質量％）となる。その組成範囲が下限未満ではその効果が少なく、上限を超えると耐食性が低下してしまう。そのため上記組成範囲は１２Ｓｉ−（４Ｍｎ＋３Ｆｅ）＝６〜１５とする。より一層好ましくは、上記組成範囲１２Ｓｉ−（４Ｍｎ＋３Ｆｅ）の下限が９、上限が１５である。

なお、本発明では、芯材の片面に設けられる犠牲材の組成は特定のものに限定されないが、Ａｌ−（Ｚｎ）−Ｓｉ系犠牲材を芯材の片面に設けた場合、芯材から犠牲材へのＭｇ拡散によって犠牲材に添加されたＳｉとＭｇ_２Ｓｉ化合物を形成し犠牲材の強度が向上することによって芯材と犠牲材の強度差が小さくなるとともに、芯材から犠牲材へのＭｇ拡散、また犠牲材から芯材へのＳｉ拡散により芯材／犠牲材界面近傍に多量のＭｇ_２Ｓｉ化合物が形成されることによって界面強度が向上し、双方の効果によって熱間加工性が良好になる。これは、本発明の芯材中に添加された多量のＣｕが芯材マトリックスの結晶格子を歪ませることにより、犠牲材から芯材へのＳｉの拡散が容易になるためである。
さらに本発明では、犠牲材に添加したＳｉと芯材に添加したＭｇがＭｇ_２Ｓｉ化合物を形成するため芯材から犠牲材表面へのＭｇ拡散が抑制され、ろう付性が著しく良好になる。

また、芯材にＭｇが添加されたチューブ材の場合、芯材の片面に組み合わされたろう材から、芯材へＳｉが拡散しＭｇ_２Ｓｉ化合物を形成し強度が向上するため、芯材中ではろう材側に強度のピークを有する勾配が形成される。Ａｌ−Ｚｎ系犠牲材と組み合わせた場合には、ろう材、芯材界面近傍での芯材強度のみが高くなるため芯材の強度バランスが悪く成形性が悪くなる等の影響が出る場合がある。しかし本発明では、前述のごとく犠牲材からのＳｉ拡散により犠牲材／芯材界面から芯材へかけて同界面同部をピークとした強度の勾配が形成される。そのため芯材中では強度の勾配が無くなるとともに芯材全体としての強度が向上する結果、成形性が良好となり、高強度化することができる。

以下に、本発明で芯材の片面に設ける犠牲材として好適な組成例を示す。
すなわち、Ｓｉ：０．２〜１．６％、Ｍｎ：０．２〜１．０％、Ｍｇ：０．０５％以下、Ｚｎ：２．５〜５．０％、Ｔｉ：０．０５〜０．３％を含有し、所望によりＺｒ：０．０５〜０．３％、Ｃｒ：０．０５〜０．３％の１種または２種を含有し、残部がＡｌと不可避不純物からなるアルミニウム合金を例示する。

以上説明したように、本発明によれば、質量％で、Ｍｇを０．１〜０．３％、Ｓｉを０．６〜１．５％、Ｃｕを０．７〜２．５％、Ｍｎを０．０５〜０．５％含有し、所望により０．０５〜０．５％のＺｎを含有し、さらに所望により０．０５〜０．３％のＺｒ、０．０５〜０．３％のＴｉの内の１種または２種を含有し、残部がＡｌおよび不可避不純物よりなり、さらに前記Ｓｉ、Ｍｎ、Ｆｅの組成比が質量％で１２Ｓｉ−（４Ｍｎ＋３Ｆｅ）＝６〜１５なる条件を満たす芯材の片面に、犠牲材がクラッドされ、さらに前記芯材の他の片面に、Ａｌ−Ｓｉ系ろう材がクラッドされているので、従来発明品と比較し、１．さらなる高強度化が図れる、２．製造が容易、３．ろう付性の向上が図れる、４．成形性が良好であるといった高価値を付与することが可能となり、より一層の高特性を有する熱交換器用チューブとすることができる。

本発明のアルミニウム合金クラッド材は、芯材、犠牲陽極材およびろう材を構成するアルミニウム合金を、通常は、半連続鋳造により造塊し、均質化処理した後、それぞれ所定厚さまで熱間圧延する。なお、連続鋳造圧延によってそれぞれの板材を得ることも可能である。上記芯材、犠牲陽極材としては、前記した組成に調製したアルミニウム合金が用いられる。また、ろう材の組成も本発明としては特定のものに限定をされるものではないが、一般にろう材として用いられているＡｌ−Ｓｉ系合金を用いることができる。

これらの材料は、その後、芯材、犠牲陽極材およびろう材の各材料を組み合わせ、熱間圧延によりクラッド材とし、最終的に所定厚さまで冷間圧延する工程を経て作製される。
クラッド材の製造工程においてＭｇ_２Ｓｉ化合物やＡｌ−Ｍｎ−Ｓｉ系化合物が生成するが、この析出物のサイズや分布は主に製造時の熱処理条件によって決まるため、所望の物性を得るための晶析出状態とするには下記の製造方法が好適である。

芯材の前記均質化処理は３５０〜５５０℃、さらに好ましくは４００〜５００℃の温度で、２時間以上保持することが望ましい。

また、ろう付熱処理時にも析出物の分布状態は変化するが、ろう付熱処理（５９０〜６００℃に昇温後、１００℃／分以下の冷却速度で冷却）を行えば、ろう付の冷却時やその後、熱交換器として使用される間に時効硬化が起こり、強度を高めることができる。好適には、室温から最高到達温度までの平均昇温速度を８０℃／分以上とすることが望ましい。

上記で得られたクラッド材１は、図１（ａ）に示すように、芯材２の片面にアルミニウム合金ろう材３がクラッドされ、芯材２の他面に犠牲陽極材４がクラッドされている。このアルミニウム合金クラッド材１は、犠牲陽極材４が管内面となるように曲げ成形されて管状にされる（造管される）。図１に示す形態では、図１（ｂ）に示すように内面中央部にそれぞれアルミニウム合金クラッド材１の両端側を密着させるようにして、内柱部１ａを形成し、その両側に冷媒経路５、５を確保する。また、管の外面側に位置するアルミニウム合金ろう材３には、図示しないフィンなどを密着させて、ろう付け加熱を行う。なお、ろう付けにおける加熱条件や雰囲気、フラックスの種別などについては本発明としては特に限定をされるものではない。該ろう付けに際し、犠牲陽極材４は、ろうとの良好な濡れ性を示し、管内面とアルミニウム合金クラッド材１の端部とが、フィレット６、６の形成によって良好に接合される。

表１に示す化学成分（残部Ａｌおよび不可避不純物）を有する芯材用アルミニウム合金と、表２に示す化学成分（残部Ａｌおよび不可避不純物）を有する犠牲材用アルミニウム合金（ＪＩＳ７０７２合金相当）と、ろう材用合金（ＪＩＳ４０４５合金相当：Ａｌ− １０．５％Ｓｉ、残部Ａｌおよび不可避不純物）とをそれぞれ半連続鋳造により鋳造した。なお、ろう材には、ＪＩＳ４３４３合金やＭｇ、Ｃｕ、Ｌｉ等を含有するＡｌ−Ｓｉ合金を用いることもできる。

上記芯材用アルミニウム合金を用いて、均質化処理、熱間圧延、冷間圧延、中間焼鈍を行い、最終冷間圧延により厚さ０．２０ｍｍのＨ１４調質の芯材試験用板材を得た。
また、均質化処理された前記芯材用合金の鋳塊の片面に、均質化処理された犠牲材用合金鋳塊を、さらに片面にろう材用合金鋳塊を表３のように組み合わせて熱間圧延し、クラッド材とした。さらに冷間圧延、中間焼鈍を行い、最終冷間圧延により厚さ０．２０ｍｍのＨ１４調質のクラッド材を作製した。クラッド材の厚さ構成は、犠牲材：芯材：ろう材＝２０：６５：１５とした。

(芯材の評価項目)
［ろう付後強度］
作製した前記芯材試験用板材を高純度窒素ガス雰囲気中で平均昇温速度１００℃／分で加熱し、５９５℃到達後に３００℃まで平均降温速度１００℃／分で冷却、その後ファン空冷により室温まで下げる、ろう付相当熱処理を施したのち、８０℃で１５日間の時効処理を施した。その後、圧延方向と平行にサンプルを切り出し、ＪＩＳ１３号Ｂ試験片を作製し、引張試験を実施し、引張強さを測定した。その測定結果を表１に示した。該強度については、２３０ＭＰａ以上を◎、２２０〜２３０ＭＰａを○、１８０〜２２０ＭＰａを△、１８０ＭＰａ以下を×と評価し、該評価を合わせて表１に示した。

［成形性］
ろう付前素材をＢ型チューブの内柱部加工を想定した９０°曲げ加工を行い、成形後の形状、および同部のスプリングバック量を測定した。
測定の結果、形状良好でスプリングバック量小のものを○、形状良好でスプリングバック量中のものを△、形状不良か、スプリングバック量大のものを×と評価し、該評価を表１に示した
上記成形性の評価では、ろう付前強度が高く、Ｍｇが上限を超えた場合またはＦｅ量が多い場合、△または×となった。

［耐食性］
ろう付相当熱処理を実施したサンプルから３０ｍｍ×８０ｍｍの腐食試験片を切り出し、ＡＳＴＭ規格に準拠したＳＷＡＡＴを２日実施した。その後、腐食部の断面観察を実施し、粒界腐食の有無を観察した。
観察の結果、粒界腐食感受性なしのものを○、若干の感受性ありのものを△、感受性が高いものを×と評価し、該評価を表１に示した。

［融点］
芯材試験用板材について、ＤＴＡ（示差熱分析：Differential Thermal Analysis）により固相線温度を測定した。なお昇温速度は５℃／ｍｉｎとした。その測定結果を表１に示した。また、ろう付時最高到達温度を５８５〜５９５℃と想定し、上記固相線温度に基づいてろう付時における芯材の溶融の有無を評価した。該評価では、融点が５９５℃以上を○、同じく５９０〜５９５℃を△、５９０℃以下を×とし、該評価を表１に合わせて示した。

［製造性］
鋳造、熱間圧延、冷間圧延の各工程において、不具合の有無を評価した。
（鋳造：鋳造割れ、巨大晶出物の有無、熱間圧延：割れ、剥離、サイドクラック、冷間圧延：サイドクラック）
上記では、鋳造割れなしで、巨大金属間化合物の生成がないものを○、軽微な鋳造割れか、若干の巨大金属間化合物の生成があるものを△、重度の鋳造割れありか、多量の金属間化合物の生成があるものを×と評価し、該評価を表１に示した。

Ａ〜Ｊに示した芯材試験用板材は本発明の芯材組成を満たすものであり、いずれの特性も良好であり、総合評価として○、または◎とした。Ｃ〜Ｊの芯材試験用板材では、１２Ｓｉ−（４Ｍｎ＋３Ｆｅ）が９〜１５であるため、特に強度が優れたものになった。
Ｋの芯材試験用板材は、Ｓｉ、Ｃｕが本発明の上限を超えたため、融点が低下するとともに、製造性に難があった。総合評価は×とした。
Ｌの芯材試験用板材は、Ｍｇが本発明の上限を超えたため、ろう付性が低下した。総合評価は△とした。
Ｍの芯材試験用板材は、Ｓｉが本発明の下限未満のため、強度が不足した。総合評価は△とした。
Ｎの芯材試験用板材は、１２Ｓｉ−（４Ｍｎ＋３Ｆｅ）が本発明の上限を超えたため、耐食性が低下した。総合評価は△とした。
Ｏの芯材試験用板材は、１２Ｓｉ−（４Ｍｎ＋３Ｆｅ）が本発明の下限未満のため強度が不足した。総合評価は△とした。

（クラッド材の評価項目）
［強度］
前記により作製したクラッド材を高純度窒素ガス雰囲気中で平均昇温速度１００℃／分で加熱し、５９５℃到達後に３００℃まで平均降温速度１００℃／分で冷却、その後ファン空冷により室温まで下げる、ろう付相当熱処理を施した後、８０℃×１５日の時効処理を施した。その後、圧延方向と平行にサンプルを切り出し、ＪＩＳ１３号Ｂ試験片を作製し、引張試験を実施し、引張強さを測定した。その結果を表３に示した。該強度については、２３０ＭＰａ以上を◎、２１０〜２３０ＭＰａを○、２００〜２１０ＭＰａを△：、２００ＭＰａ以下を×と評価し、合わせて該評価を表３に示した。

［ろう付性］
図２に示すようにクラッド材を座板、および垂直材として、座板にしたクラッド材の犠牲材側が垂直材と接触するようにして逆Ｔ字試験を行い、接合部の断面観察を実施した。なおフラックスは座板にのみ約４ｇ／ｍ^２塗布してろう付した。該ろう付けにおいて、健全に接合されたものを○、接合できるが空隙あるものを△、接合不可のものを×と評価し、該評価を表３に示した。

［成形性］
上記クラッド材を犠牲材が内側となるようにして、Ｂ型チューブの内柱部加工を想定した９０°曲げ加工し、成形後の形状、および同部のスプリングバック量を測定した。
測定の結果、形状良好でスプリングバック量小のものを○、形状良好でスプリングバック量中のものを△、形状不良か、スプリングバック量大のものを×と評価し、該評価を表３に示した。

［耐食性］
ろう付熱処理後の上記クラッド材のサンプルから３０×４０ｍｍのサンプルを切り出し、犠牲材側について、Ｃｌ⁻：１９５ｐｐｍ、ＳＯ_４ ^２−：６０ｐｐｍ、Ｃｕ^２＋：１ｐｐｍ、Ｆｅ^３＋：３０ｐｐｍを含む水溶液中で８０℃×８ｈｒ→室温×１６ｈｒのサイクルで浸漬試験を８週間実施し、最大腐食部の断面観察を実施した。その結果、腐食が犠牲材層内で停止したものを○、犠牲材層以上〜腐食深さが板厚の半分のものを△、腐食深さが板厚の半分以上のものを×と評価し、該評価を表３に示した。

上記各評価の結果、クラッド材に関する試料Ｎｏ．８では犠牲材がＮｏ．ｃであるため、試料Ｎｏ．１よりも強度が増大していた（強度○→◎）。試料Ｎｏ．９では犠牲材がＮｏ．ｃであるため、試料Ｎｏ．２よりも強度が増大していた（強度○→◎）。
犠牲材は表２に示すように、Ａｌ−Ｚｎ系、Ａｌ−Ｚｎ−Ｍｎ−Ｆｅ系、およびＡｌ−Ｚｎ−Ｓｉ−（Ｍｎ、Ｆｅ）系の３種類とした。本発明芯材はいずれの犠牲材と組み合わせても良好な特性が得られるが、Ａｌ−Ｚｎ−Ｓｉ−（Ｍｎ、Ｆｅ）系のと組み合わせた場合、さらなる強度向上が望めた。

本発明の一実施形態のアルミニウム合金クラッド材を用いた管の製造フローを示す図である。 同じく、実施例におけるクラッド材のろう付け性の試験方法を説明する図である。

符号の説明

１ アルミニウム合金クラッド材
２ 芯材
３ アルミニウム合金ろう材
４ 犠牲陽極材

Claims (4)

1. 質量％で、Ｍｇを０．１〜０．３％、Ｓｉを０．６〜１．５％、Ｃｕを０．７〜２．５％、Ｍｎを０．０５〜０．５％含有し、残部がＡｌおよび不可避不純物よりなり、さらに前記Ｓｉ、Ｍｎ、Ｆｅの組成比が質量％で１２Ｓｉ−（４Ｍｎ＋３Ｆｅ）＝６〜１５なる条件を満たす芯材の片面に、犠牲材がクラッドされ、さらに前記芯材の他の片面に、Ａｌ−Ｓｉ系ろう材がクラッドされていることを特徴とする強度、ろう付性に優れたろう付け造管用熱交換器用アルミニウム合金クラッド材。
2. 前記芯材に、さらに質量％で０．０５〜０．５％のＺｎを含有することを特徴とする、請求項１記載の強度、ろう付性に優れたろう付け造管用熱交換器用アルミニウム合金クラッド材。
3. 前記芯材に、さらに質量％で０．０５〜０．３％のＺｒ、０．０５〜０．３％のＴｉの内の１種または２種を含有することを特徴とする、請求項１または２に記載の強度、ろう付性に優れたろう付け造管用熱交換器用アルミニウム合金クラッド材。
4. 請求項１〜３のいずれかに記載のアルミニウム合金クラッド材の端部が内側に曲げ込まれて、該端部が該アルミニウム合金クラッド材の内面側にろう付けされて管形状とされていることを特徴とする熱交換器用アルミニウム合金チューブ。

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