熱交換器配管用高強度高耐蝕性鋁合金以及熱交換器配管的製作方法

2024-02-19 07:37:15

本發明涉及一種熱交換器配管用高強度高耐蝕性鋁合金以及由該高強度高耐蝕性鋁合金製造的熱交換器配管。具體而言，涉及一種不僅同時滿足熱交換器配管用合金所需的強度、耐蝕性以及與強度存在衝突關係的可擠壓性，還能夠最小化或避免合金組織在高溫熱處理前後變形，並且節約製造成本的熱交換器配管用高強度高耐蝕性鋁合金以及由該高強度高耐蝕性鋁合金製造的熱交換器配管。

背景技術：

本發明涉及一種熱交換器配管用高強度高耐蝕性鋁合金以及由該高強度高耐蝕性鋁合金製造的熱交換器配管。具體而言，涉及一種不僅同時滿足熱交換器配管用合金所需的強度、耐蝕性以及與強度存在衝突關係的可擠壓性，還能夠最小化或避免合金組織在高溫熱處理前後變形，並且節約製造成本的熱交換器配管用高強度高耐蝕性鋁合金以及由此製造的熱交換器配管。

熱交換器用配管是用於汽車、家電產品等的熱交換器中的部件，由考慮到輕量性、高強度以及熱傳導特性的鋁合金材料製作而成。這種由鋁合金構成的熱交換器用配管安裝在包括汽車在內的運輸機器、家電產品等的熱交換器上，以實現高效率的熱交換，使其能夠降低運輸機器的燃料消耗或者家電產品等的電力消耗。

根據用途，熱交換器用配管用於將冷卻水用作冷媒的汽車的散熱器(radiator)、加熱器芯(heater core)、油冷器(oil cooler)以及將R134a用作冷媒的冷凝器(condensor)、蒸發器(evaporator)等中。這種熱交換器用配管與冷媒直接接觸，因此需要不僅是強度或可擠壓性優秀，而且耐蝕性也優秀的鋁合金。

已知，以往用作熱交換器用配管的材料的諸如A13003的3000系列鋁合金具有優秀的耐蝕特性。然而，當實際採用所述3000系列鋁合金製造熱交換器用配管時，特別是在450℃以上的高溫下進行硬焊接合等加工之後，與初期狀態相比會形成組織變形相當大的狀態，導致無法滿足熱交換器配管所需的最小拉伸強度90MPa以及最小屈服強度30MPa，而且當製造成厚度小於等於0.5mm的薄的熱交換器配管時，拉伸強度和屈服強度的下降更為明顯。

另一方面，日本公開專利第(平)11-21649號公開了一種鋁合金以及熱交換器擠壓管的製造方法，其用於穩定地製造耐蝕性優秀的熱交換器用擠壓成型材料。然而，為了提高強度，向所述鋁合金添加有所過量的包括銅(Cu)在內的各種合金元素，由此會引發可擠壓性以及耐蝕性的下降、鑄造時的熱裂(hot cracking)、應力腐蝕開裂(stress corrosion cracking)等問題，從而導致熱交換器擠壓管的品質劣化。

另一方面，韓國公開專利第10-2011-0043221號公開了一種能夠最小化或避免合金組織在高溫熱處理前後變形的鋁合金。然而，所述鋁合金的可擠壓性不足，當用由此製作的坯(billet)或者線材(wire rod)擠壓配管時會頻繁地出現擠壓缺陷，從而大幅降低生產性。

因此，迫切需要一種能夠同時滿足強度、耐蝕性以及與強度存在衝突關係的可擠壓性，特別是在製作成厚度小於等於0.5mm的薄的熱交換器管時也具備優秀的強度和耐蝕性，進而最小化或避免合金組織在用於製造熱交換器等成品的高溫熱處理前後變形，從而能夠保持其物性的熱交換器配管用鋁合金。

技術實現要素：

所要解決的技術問題

本發明的目的在於，提供一種能夠同時滿足強度、耐蝕性以及與強度存在衝突關係的可擠壓性的熱交換器配管用鋁合金。

此外，本發明的目的在於，提供一種即便製作成厚度小於等於0.5mm的薄的熱交換器管，也具有大於等於111MPa的拉伸強度，並且在SWAAT(Sea Water Acetic Acid Test：海水乙酸試驗)下的耐蝕性大於等於1000小時的熱交換器配管用鋁合金。

並且，本發明的目的在於，提供一種最小化或避免合金組織在用於製造熱交換器等成品的高溫熱處理前後變形，從而能夠保持其物性的熱交換器配管用鋁合金。

進而，本發明的目的在於，提供一種能夠簡單地製造所述熱交換器配管用鋁合金，從而能夠節約製造成本的熱交換器配管用鋁合金的製造方法。

解決技術問題的方案

為了解決所述技術問題，本發明提供一種熱交換器配管用鋁合金，其包括0.05至0.5重量％的鐵(Fe)、0.01至0.2重量％的矽(Si)、0.6至1.2重量％的錳(Mn)以及0.15至0.45重量％的銅(Cu)，還包括0.01至0.1重量％的選自鈦(Ti)、鍶(Sr)、鉻(Cr)、鋯(Zr)以及釔(Y)的一種以上的合金元素，餘量由鋁(Al)以及不可避免的雜質構成，進行熱處理後，析出物中面積大於等於2.0μm2的析出物在直徑為100μm的圓的單位面積內存在40個以下，析出物間平均間距是10至40μm，所述析出物間平均間距是，以熱處理後的任意析出物為基準，其與相鄰並且從面積大於等於2.0μm2的其它析出物中按照由近到遠的順序所選的10個析出物之間的距離的平均值。

提供一種熱交換器配管用鋁合金，其特徵在於，其中，所述析出物中面積大於等於2.0μm2的析出物在直徑為100μm的圓的單位面積內存在24個以下，所述析出物間平均間距是21至40μm。

提供一種熱交換器配管用鋁合金，其特徵在於，此外，所述析出物包括Al-Fe金屬間化合物、Al-Cu金屬間化合物或者Al-Fe-Mn金屬間化合物，還包括選自Al-Ti金屬間化合物、Al-Sr金屬間化合物、Al-Cr金屬間化合物、Al-Zr金屬間化合物以及Al-Y金屬間化合物的一種以上的金屬間化合物。

提供一種熱交換器配管用鋁合金，其特徵在於，進而，晶粒圓當量平均粒徑小於等於50μm。

另一方面，提供一種熱交換器配管，其由所述熱交換器配管用鋁合金製造而成，拉伸強度大於等於111MPa，根據ASTM G85的SWAAT試驗下的耐蝕性大於等於1000小時。

提供一種熱交換器配管，其特徵在於，其中，厚度為0.1至0.5mm。

提供一種熱交換器配管，其特徵在於，此外，所述鋁合金的晶粒圓當量平均粒徑小於等於50μm，並且即便是經過硬焊(brazing)熱處理，也將所述鋁合金的晶粒圓當量平均粒徑控制為小於等於70μm。

提供一種熱交換器配管，其特徵在於，並且，表面被進行熱電弧噴塗(Thermal Arc Spray；TAS)鋅的處理。

另一方面，提供一種熱交換器配管的製造方法，其包括以下步驟：製備鋁合金熔體，所述鋁合金熔體包括0.05至0.5重量％的鐵(Fe)、0.01至0.2重量％的矽(Si)、0.6至1.2重量％的錳(Mn)以及0.15至0.45重量％的銅(Cu)，餘量由鋁(Al)以及不可避免的雜質構成；在用所述鋁合金熔體進行鑄造之前，添加Al-Ti-B合金，從而製造進一步包括0.01至0.1重量％的鈦(Ti)的鋁合金熔體；在用所述鋁合金熔體進行鑄造之前，添加Al-Ti-B合金，從而製造進一步包括0.01至0.1重量％的鈦(Ti)的鋁合金熔體；用所述鋁合金熔體製造鋁線材(wire rod)或者鋁坯(billet)；在450至650℃下對所述鋁線材進行10至25小時的熱處理，或者在520至620℃下對所述鋁坯進行20小時至40小時的熱處理，然後進行氣冷；對熱處理後氣冷的所述鋁線材進行連續擠壓，或者在350至550℃下對熱處理後氣冷的所述鋁坯進行預熱之後直接擠壓，從而製造熱交換器配管。

提供一種熱交換器配管的製造方法，其特徵在於，其中，進一步包括如下步驟：在添加所述Al-Ti-B合金之前，對所述鋁合金熔體進行除氣以及異物過濾。

提供一種熱交換器配管的製造方法，其特徵在於，此外，進一步包括如下步驟：在進行所述連續擠壓或者直接擠壓步驟之後，對所述熱交換器配管的表面進行熱電弧噴塗(Thermal Arc Spray；TAS)鋅的處理。

提供一種熱交換器配管的製造方法，其特徵在於，並且，進行連續鑄造壓延或者連續鑄造時的所述鋁合金熔體的溫度為750至900℃。

發明效果

本發明涉及的熱交換器配管用鋁合金，通過合金元素的最佳組合以及精密控制的混合比來實現極為優秀的效果，即能夠同時滿足強度、耐蝕性以及與強度存在衝突關係的可擠壓性，即便製作成厚度小於等於0.5mm的薄的熱交換器管，也能夠具有大於等於111MPa的拉伸強度，並且在SWAAT(Sea Water Acetic Acid Test：海水乙酸試驗)下的耐蝕性大於等於1000小時。

此外，本發明涉及的熱交換器配管用鋁合金，通過晶粒微細化以及對金屬間化合物等析出物的大小和分布的精密控制來實現優秀效果，即進一步提高耐蝕性，並且最小化或避免合金組織在用於製造熱交換器等成品的高溫熱處理前後變形，從而保持其物性。

並且，本發明涉及的熱交換器配管用鋁合金的製造方法與現有方法相比，實現優秀效果，即能夠簡單且單純地製造所述熱交換器配管用鋁合金，從而能夠降低鋁合金製造單價。

附圖說明

圖1是本發明的一實施例涉及的用鋁合金製造熱交換器配管的工藝流程圖。

圖2是概略地示出通過本發明的一實施例涉及的製造工藝製造的熱交換器配管的相關實施例的示意圖。

圖3是本發明涉及的實施例1的鋁合金和比較例13的鋁合金在熱處理之前的SEM照片。

圖4是本發明涉及的實施例1的鋁合金和比較例13的鋁合金在熱處理之後的SEM照片。

圖5是示出對本發明涉及的實施例1的鋁合金進行熱處理前後的析出物分布的示意圖。

具體實施方式

下面，對本發明的優選實施例進行詳細說明。然而，本發明並不局限於在此說明的實施例，可以實現為其它形式。倒不如說，提供在此介紹的實施例是為了使公開的內容徹底並且完整，同時將本發明的思想充分地傳達給本領域的技術人員。

本發明涉及熱交換器配管用高強度及高耐蝕性鋁合金。

所述鋁合金包括鐵(Fe)、矽(Si)、錳(Mn)、銅(Cu)以及鈦(Ti)的合金元素，餘量由鋁(Al)以及其它不可避免的雜質構成。

所述合金元素中的鐵(Fe)以Al-Fe金屬間化合物的形式存在於基體(Matrix)內。此外，錳(Mn)、矽(Si)、銅(Cu)等合金元素共存時，則以Al-Mn-Fe、Al-Mn-Fe-Si、Al-Fe-Cu等金屬間化合物的形式存在。

所述Al-Fe系金屬間化合物的作用在於，在用所述鋁合金製造熱交換器配管的工序中進行熱處理時，大部分被析出而抑制晶粒的生長，即，通過晶粒微細化，不僅提高所述熱交換器配管的拉伸強度等機械強度，而且特別是在為了製作熱交換器而硬焊(Brazing)接合鋁配管時，避免或最小化拉伸強度等機械強度的降低。

優選，所述鐵(Fe)的含量可以是0.05至0.5重量％，更加優選，可以是0.15至0.35重量％。其中，所述鐵(Fe)的含量小於0.05重量％時，則會使晶粒微細化以及拉伸強度等機械強度的提升效果甚微，相反，超過0.5重量％時，則會使金屬間化合物變得粗大，使得所述鋁合金的耐蝕性和可擠壓性同時大幅降低。

所述合金元素中的矽(Si)的作用在於，與鋁(Al)、鐵(Fe)、錳(Mn)等形成金屬間化合物，從而使在擠壓工序中形成的各種再結晶組織微細化，其結果，減小所述鋁合金在擠壓加工溫度下的變形阻力，從而提高所述鋁合金的可擠壓性。

此外，Al-Fe-Si系金屬間化合物的作用在於，在為了製作熱交換器而硬焊接合鋁配管時，阻礙晶界移動以抑制晶粒粗大化，從而避免或最小化鋁配管的拉伸強度等機械強度的降低。

優選，所述矽(Si)的含量可以是0.01至0.2重量％。其中，所述矽(Si)的含量小於0.01重量％時，則會減少錳(Mn)等的固溶量，從而大幅降低用所述鋁合金製造的鋁錠的經濟性，相反，超過0.2重量％時，則會使鋁合金的耐蝕性以及可擠壓性同時大幅降低。

所述合金元素中的錳(Mn)是有利於提高所述鋁合金耐蝕性的合金元素，其以微細的Al6Mn金屬間化合物的形式分布於鋁基體中，從而發揮提高鋁的腐蝕電位的功能，而且對提升一定程度的強度也產生積極影響。

優選，所述錳(Mn)的含量可以是0.6至1.2重量％。其中，所述錳(Mn)的含量小於0.6重量％時，則會使所述鋁合金的耐蝕性提升幅度不足，相反，超過1.2重量％時，則不僅會使所述鋁合金的耐蝕性提升幅度不大，而且還明顯地降低所述鋁合金的擠壓生產性。

作為所述合金元素的銅(Cu)與錳(Mn)同樣地固溶於鋁(Al)中以提高所述鋁合金的腐蝕電位，其作用在於，在提高所述鋁合金的耐蝕性的同時，與鐵(Fe)一同以金屬間化合物的形式存在，通過晶粒微細化來提高所述鋁合金的拉伸強度等機械強度。

優選，所述銅(Cu)的含量可以是0.15至0.45重量％。其中，所述銅(Cu)的含量小於0.15重量％時，則會使所述鋁合金的拉伸強度和耐蝕性不足，相反，超過0.45重量％時，則會因金屬間化合物的粗大化導致可擠壓性和耐蝕性同時大幅降低。

作為所述合金元素的鈦(Ti)的熔點為1800℃，高於其它合金元素鐵(Fe)的熔點1540℃、銅(Cu)的熔點1084.5℃，因此以二硼化鋁鈦(AlTiB2)的杆(rod)等形式添加，並作為Al-Al3Ti-TiB2等Al-Ti金屬間化合物形式的微細析出物均勻地存在於鋁合金內。

由此，所述Al-Ti金屬間化合物發揮如下作用，即進一步縮小決定所述鋁合金晶粒大小的析出物間距，其結果，通過晶粒微細化進一步提高所述鋁合金的拉伸強度等機械強度。通過如此縮小析出物間距，實現能夠將晶粒的平均直徑控制在大約10至40μm的優秀效果。

添加有鈦(Ti)的鋁合金能夠實現上述的通過Al-Ti析出物實現的晶粒微細化，因此即便為提高所述鋁合金的拉伸率而在更高的溫度下或者更長的時間內進行熱處理，其拉伸強度的降幅也遠低於未添加鈦(Ti)的鋁合金，因此其拉伸率遠高於未添加鈦(Ti)且具有相同拉伸強度的鋁合金的拉伸率，通過如此提高的拉伸率，容易對所製造的鋁配管進行擴管、縮管、彎曲等加工，從而能夠抑制加工部的優先腐蝕。

優選，所述鈦(Ti)的含量可以是0.01至0.3重量％，更加優選，可以是0.01至0.1重量％。其中，所述鈦(Ti)的含量小於0.01重量％時，則會使晶粒微細化效果以及由此實現的所述鋁合金的拉伸強度等機械強度的提升幅度不足，相反，超過0.3重量％時，則會因金屬間化合物的粗大化導致所述鋁合金的可擠壓性大幅降低。另一方面，可以用鍶(Sr)、鉻(Cr)、鋯(Zr)、釔(Y)等來替代所述鈦(Ti)。

關於本發明涉及的鋁合金，在熱處理後，包括Al-Fe金屬間化合物、Al-Cu金屬間化合物、Al-Fe-Mn金屬間化合物、Al-Ti金屬間化合物、Al-Sr金屬間化合物、Al-Cr金屬間化合物、Al-Zr金屬間化合物、Al-Y金屬間化合物等的析出物中，面積大於等於2.0μm2的析出物可以在直徑為100μm的圓的單位面積內存在40個以下，優選為24個以下，析出物間平均間距可以是10至40μm，優選為21至40μm，所述析出物間平均間距的定義是，在熱處理後以面積大於等於2.0μm2的任意析出物為基準，其與相鄰並且從面積大於等於2.0μm2的其它析出物中按照由近到遠的順序所選的10個析出物之間的距離的平均值。

其中，在直徑為100μm的圓的單位面積內，存在超過40個的面積大於等於2.0μm2的析出物，並且所述析出物間平均間距小於10μm、即所述面積大於等於2.0μm2的多個析出物相鄰分布時，則會使所述各個析出物的腐蝕反應引起的消失部分和相鄰的其它析出物的腐蝕反應引起的消失部分相連，導致因腐蝕引起的整個消失部分急劇增加。其結果，會因上述的連接作用導致本來不會因腐蝕而消失的部分也發生消失的現象，從而整個消失面積會大幅擴大。相反，在直徑為100μm的圓的單位面積內，面積大於等於2.0μm2的析出物間平均間距超過40μm時，則會使晶粒變得粗大而降低機械特性以及耐蝕性。

通過如上所選的合金元素的最佳組合以及精密控制的這些合金元素之間的混合比實現的晶粒微細化，本發明涉及的鋁合金達到能夠同時滿足拉伸強度、耐蝕性以及與拉伸強度存在衝突關係的可擠壓性，即便製作成厚度小於等於0.5mm的薄的熱交換器管，也能夠具有大於等於111MPa的拉伸強度，並且在SWAAT(Sea Water Acetic Acid Test：海水乙酸試驗)下的耐蝕性大於等於1000小時，實現極為優秀的效果。

此外，本發明涉及的熱交換器配管用鋁合金，通過晶粒微細化以及對金屬間化合物等析出物的大小和分布的精密控制來實現優秀效果，即進一步提高耐蝕性，並且最小化或避免合金組織在為製造熱交換器成品而進行硬焊(brazing)熱處理前後，變形，從而保持其物性。

圖1是本發明的一實施例涉及的用鋁合金製造熱交換器配管的工藝流程圖。

如圖1所示，本發明的一實施例涉及的鋁合金以及鋁配管的製造工藝可以包括如下的步驟a)至步驟e)。

a)製備鋁合金熔體，其包括規定含量的鐵(Fe)、矽(Si)、錳(Mn)以及銅(Cu)，餘量由鋁(Al)以及其它不可避免的雜質構成；

b)在用所述鋁合金熔體進行鑄造之前，添加Al-Ti-B合金；

c)通過連續鑄造壓延法，用所述鋁合金熔體製造鋁線材(wire rod)；

d)在450至650℃下對所述鋁線材進行10至25小時的熱處理，然後進行氣冷；

e)對熱處理後氣冷的所述鋁線材進行定型擠壓，從而製造熱交換器配管。

本發明的一實施例涉及的熱交換器配管的製造方法可以進一步包括如下步驟：在步驟a)之後對鋁合金熔體進行除氣以及異物過濾。其中，優選在步驟a)和步驟b)之間進行所述除氣以及異物過濾步驟。其原因在於，如果在步驟b)之後進行所述除氣以及異物過濾步驟，則會使Al-Ti金屬間化合物與氣體一同脫漏。

如之前所述，在步驟b)中添加的Al-Ti-B合金產生的Al-Ti析出物在基體(matrix)內均勻分布，從而縮小決定晶粒大小的析出物間距，其結果通過晶粒微細化，能夠提高鋁合金的拉伸強度等機械強度。因此，本發明涉及的熱交換器配管的製造方法並不需要額外的晶粒微細化工序，所以製造工藝簡單，並且節約製造成本。

另一方面，在所述步驟c)中，應用於所述連續鑄造壓延的所述鋁合金熔體的溫度優選為750至900℃。如此限定應用於所述連續鑄造壓延的熔體的注入溫度的理由是，得到金屬間化合物固溶體，即具有緻密的微細組織的鑄件。

其中，所述鋁合金熔體的注入溫度超過900℃時，則會發生鑄件的微細組織變得粗大的問題，相反，低於750℃時，則會發生因所述熔體的流動性不足而無法緻密地填滿鑄模空間的欠鑄(Miss Run)現象。

此外，在所述步驟c)中，通過連續鑄造壓延法製造的鋁線材的直徑可以根據由此製造的熱交換器配管的規格而不同，例如，可以是8至15mm。

可以用直接擠壓法來代替所述連續擠壓法，這時，並非通過連續鑄造壓延工藝來製造鋁線材，而是通過連續鑄造(continuous casting)工藝等，用所述鋁合金熔體來製造成鋁坯(billet)的形式。可以在520至620℃下對所述鋁坯進行20小時至40小時的均質化熱處理後進行氣冷，並且可以在350℃至550℃下對熱處理後氣冷的所述鋁坯進行預熱之後直接擠壓，從而製造熱交換器配管。

用於製造所述熱交換器配管的直接擠壓法是將用鋁合金製造的鋁坯不連續地投入到擠壓機內，從而製造熱交換器配管。進行這種直接擠壓時，對所述鋁坯施加的熱能和擠壓所帶來的剪切能會使一定量的、以固溶於鋁基體中的狀態存在的諸如錳(Mn)、銅(Cu)的合金元素以及金屬間化合物擴散到晶體界面而析出。

這種析出現象的程度會根據擠壓速度以及剪切能而不同，因此當採用不連續地投入鋁坯的直接擠壓法來生產熱交換器配管時，會因在正投入的坯的後端區域和隨後投入的坯的前端區域相接的部位所發生的所述析出現象的程度不同而使合金組織變化，結果，在所述相接的部位會發生電位差腐蝕。

因此，當通過連續鑄造工藝製造鋁坯以製造熱交換器配管時，所述坯內部的錳(Mn)、銅(Cu)等大部分合金元素以固溶於鋁基體中的狀態存在，所以優選在進入擠壓工序之前進行恰當的均質熱處理。

另一方面，在所述步驟d)中，通過對所述鋁線材進行熱處理，實現形成鋁合金的合金元素的均勻化或者除去偏析等不均勻組織，其結果，能夠實現鋁合金物性的均勻化並且抑制部分腐蝕以及晶間腐蝕。

此外，優選，在所述步驟e)中進行連續擠壓時，擠壓速度可以是大約100mpm。所述連續擠壓是利用剪應力(shear stress)的擠壓法，要求一定水準以上的擠壓速度，擠壓速度低時會引發所製造的配管的表面不良或者物性降低。

如果所述熱交換器配管需要最大極限的耐蝕性，則本發明的一實施例涉及的熱交換器配管的製造工藝可以進一步包括如下步驟：在進行所述步驟e)之後，對熱交換器配管的表面進行熱電弧噴塗鋅處理。所述熱電弧噴塗鋅處理賦予犧牲陽極效果，從而能夠進一步提高熱交換器配管的耐蝕性。

圖2是概略地示出通過本發明的一實施例涉及的製造工藝製造的熱交換器配管的相關實施例的示意圖。

如圖2所示，本發明涉及的熱交換器配管40可以具有用於移動冷媒的一個以上的流路41合併的結構，並且拉伸強度大於等於111MPa，機械強度優秀。此外，通過形成所述熱交換器配管的鋁合金的晶粒微細化，所述熱交換器配管即便被製造成厚度為0.1至0.5mm的薄配管，也能夠避免或最小化拉伸率降低，因此容易進行擴管、縮管、彎曲等後續加工，並且能夠抑制後續加工之後加工部位的優先腐蝕。

所述熱交換器配管的厚度小於0.1mm時，則會在所述熱交換器的工作過程中因冷媒的壓力而破損，相反，厚度大於0.5mm時，則會降低熱交換效率或增加熱交換器的重量，並且會使擴管、縮管、彎曲等後續加工難以進行。

此外，構成所述熱交換器配管的鋁合金的晶粒圓當量平均粒徑大約小於等於50μm，並且即便在為製造熱交換器而進行硬焊熱處理的情況下，也能夠將晶粒圓當量平均粒徑控制在小於等於70μm。進而，所述熱交換器配管在根據ASTM G85的SWAAT試驗下的耐蝕性大於等於1000小時，不僅遠比用現有的鋁合金製造的熱交換器配管優秀，而且還不需要額外進行所述鋁合金的晶粒微細化工序，從而具有製造工藝簡單且節約製造成本的優秀效果。

實施例

1、製造例

通過連續鑄造壓延法，用各種鋁合金(750～900℃)分別製造鋁線材，並以線圈形式卷繞在繞線筒上，所述各種鋁合金包括如下面的表1所示的含量的合金元素，餘量由鋁以及其它不可避免的雜質構成。其中，關於合金元素中鈦(Ti)的添加，在實施例1至7以及比較例1至6、8至12中，在進行連續鑄造壓延之前將Al-Ti-B合金添加到了鋁合金熔體中，相反，在比較例13中，同時添加了Ti和其它合金元素。

此外，為了對所述各種鋁線材進行均質化處理，按照在450至650℃下保持10至25小時之後進行氣冷的順序進行熱處理後，實現了如下面的表1所示的微細組織特性。

然後，採用連續擠壓法，以100mpm的擠壓速度將經過熱處理的鋁線材分別製造成外徑為7mm、厚度為0.5mm的鋁配管。其中，對於各個鋁配管均在610℃下進行了20分鐘的硬焊模擬處理，以評價其耐蝕性。

【表1】

-特性1：在經過熱處理的鋁合金中面積大於等於2.0μm2的析出物最密集的部分，直徑為100μm的圓的單位面積內存在的面積大於等於2.0μm2的析出物的數量

-特性2：在經過熱處理的鋁合金中面積大於等於2.0μm2的析出物最密集的部分，面積大於等於2.0μm2的析出物間的平均間距

-特性3：在熱處理之前，鋁合金的晶粒圓當量平均粒徑

-特性4：在熱處理之後，鋁合金的晶粒圓當量平均粒徑

2、物性評價

1)拉伸強度以及可擠壓性的評價

根據ASTM E8評價了拉伸強度，至於可擠壓性，如果能夠以100mpm的擠壓線速度進行擠壓工序，則評價為良好，如果無法進行擠壓工序，則評價為不良。評價結果如下面的表2所示。

2)耐蝕性的評價

通過根據ASTM G85的SWAAT試驗評價了耐蝕性。具體而言，向4.2重量％的NaCl溶液添加冰醋酸，將pH維持在2.8至3.0，並在49℃的溫度下以0.07MPa的壓力以及1至2ml/hr的噴霧量，將其噴霧到配管樣品上，由此測定了耐腐蝕的最大時間。評價結果如下面的表2所示。

【表2】

如所述表2所示，本發明涉及的實施例1至11的鋁配管在進行熱處理之後也能夠同時實現111MPa的高拉伸強度、SWAAT評價時的大於等於1000小時的優秀的耐蝕性以及優秀的可擠壓性。這是因為，如表1和圖3、圖4所示，即便對鋁合金進行熱處理之後，晶粒的膨脹也得以最小化，特別是如表1和圖5所示，在直徑為100μm的圓的單位面積內存在的面積大於等於2.0μm2的析出物的數量為40個以下，這些彼此平均相隔10至40μm，因此耐蝕性進一步提高。

相反，合金元素中鐵(Fe)的含量極其微量並且面積大於等於2.0μm2的析出物間的平均間距過大的比較例1中，晶粒微細化效果甚微，使得拉伸強度不足，相反，鐵(Fe)的含量過多並且面積大於等於2.0μm2的析出物間的平均間距過近的比較例2中，由於金屬間化合物的粗大化，可擠壓性以及耐蝕性同時大幅降低。

此外，合金元素中銅(Cu)的含量極其微量的比較例3中，拉伸強度以及耐蝕性不足，相反，銅(Cu)的含量過多的比較例4中，耐蝕性大幅降低。

並且，合金元素中錳(Mn)的含量極其微量並且面積大於等於2.0μm2的析出物間的平均間距過大的比較例5中，耐蝕性極為不足，相反，錳(Mn)的含量過多並且在直徑為100μm的圓的單位面積內存在的面積大於等於2.0μm2的析出物的數量過多的比較例9中，耐蝕性和可擠壓性大幅降低。

進而，合金元素中矽(Si)的含量過多並且面積大於等於2.0μm2的析出物間的平均間距過近的比較例6中，耐蝕性大幅降低。

另一方面，合金元素中未添加鈦(Ti)的比較例7中，面積大於等於2.0μm2的析出物間的平均間距過大，晶粒的微細化效果甚微，使得拉伸強度以及耐蝕性大幅降低，相反，過量添加鈦(Ti)的比較例8中，由於形成了粗大的金屬間化合物，耐蝕性反而大幅降低。

此外，雖包含適量的合金元素，卻因熱處理條件導致面積大於等於2.0μm2的析出物間的平均間距過近的比較例10中，耐蝕性大幅降低，相反，面積大於等於2.0μm2的析出物間的平均間距過大的比較例11中，拉伸強度大幅降低，而在直徑為100μm的圓的單位面積內存在的面積大於等於2.0μm2的析出物的數量過多的同時面積大於等於2.0μm2的析出物間的平均間距過近的比較例12中，耐蝕性大幅降低。

此外，比較例13中並未在鑄造之前添加合金元素Ti，而是與其它合金元素同時添加，使得面積大於等於2.0μm2的析出物間的平均間距過大，並且如圖3以及圖4所示，熱處理之後晶粒過度地膨脹，導致拉伸強度以及耐蝕性大幅降低。

以上參照本發明的優選實施例進行了說明，然而本領域的技術人員可在不脫離權利要求書中所記載的本發明的思想以及領域的範圍內對本發明進行各種修改以及變更。因此，如果變形的實施例基本上包括本發明的權利要求中的構成要素，則應當視為屬於本發明的技術範疇之內。