【발명의 명칭】

열교환기 배관용 고강도 고내식성 알루미늄 합금 및 이로부터 제조된 열교환기 배관

[기술분야】

본 발명은 열교환기 배관용 고강도 고내식성 알루미늄 합금 및 이로부터 제조된 열교환기 배관에 관한 것이다. 구체적으로， 열교환기 배관용 합금에 요구되는 강도， 내식성 및 강도와 상충관계에 있는 압출성을 모두 만족할 뿐만 아니라, 고온의 열처리 전후의 합금 조직의 변형이 최소화되거나 회피될 수 있으며, 제조비용이 절감되는 알루미늄 합금 및 이로부터 제조된 열교환기 배관에 관한 것이다.

【배경기술 i

본 발명은 열교환기 배관용 고강도 고내식성 알루미늄 합금 및 이로부터 제조된 멸교환기 배관에 관한 것이다. 구체적으로， 열교환기 배관용 합금에 요구되는 강도， 내식성 및 강도와 상충관계에 있는 압출성을 모두 만족할 뿐만 아니라， 고은의 열처리 전후의 합금 조직의 변형이 최소화되거나회피될 수 있으며， 제조비용이 절감되는 알루미늄 합금 및 이로부터 제조된 열교환기 배관에 관한 것이다.

【발명의 배경이 되는 기술】

열교환기용 배관은 자동차， 가전제품 등의 열교환기에 사용되는 부품으로서， 경량성, 고강도 및 열전도 특성이 고려된 알루미늄 합금 재질로 제작된다. 이러한 알루미늄 합금으로 이루어진 열교환기용 배관은 자동차를 포함하는 수송 기기， 가전제품 등의 열교환기에 장착되어 고효율의 열교환이 가능하도록 하여 수송 기기의 연비 또는 가전제품 등의 전력소비 절감을 꾀할 수 있도록 한다.

열교환기용 배관은 용도에 따라 넁각수를 냉매로 사용하는 자동차의 라디에이터 (radi ator) , 히터 코어 (heater core) , 오일 쿨러 (oi l cooler) 및 R134a를 넁매로 사용하는 응축기 (condensor) , 증발기 (evaporator) 등에 사용된다. 이러한 열교환기용 배관은 넁매와 직접적인 접촉이 이루어지기 때문에 강도나 압출성은 물론이고 내식성이 우수한 알루미늄 합금이 필요하다.

종래 열교환기용 배관의 소재로 사용된 A13003 같은 3000계열 알루미늄 합금은 우수한 내식 특성을 나타내는 것으로 알려져 있다. 그러나, 상기

3000계열 알루미늄 합금은 실제로 열교환기용 배관으로 제조시， 특히 450 ^o C 이상의 고온에서의 브레이징 접합등의 가공 후， 초기 상태와 비교하였을 때 상당히 조직이 변형된 상태가 되어 열교환기 배관에서 요구되는 최소 인장강도 90MPa 및 최소 항복강도 30 MPa을 만족하지 못할 수 있고, 두께가 0.5 mm 이하의 얇은 열교환기 배관으로 제조시， 인장강도와 항복강도의 저하는 더욱 두드러진다. 한편, 일본공개특허 제 (평 )11-21649호에는 내식성이 우수한 열교환기용 압출 성형재를 안정적으로 제조하기 위한 알루미늄 합금 및 열교환기 압출 튜브의 제조방법이 개시되어 있다. 그러나， 상기 알루미늄 합금은 강도의 향상을 위해 구리 (Cu)를 비롯한 다양한 합금원소를 다소 과량으로 첨가함으로써 압출성 및 내식성 저하， 주조시 고온균열 (hot cracking) , 웅력부식균열 (stress

corrosion cracking) 등의 문제를 유발하여 열교환기 압출 튜브의 품질이 열화될 수 있다.

한편， 한국공개특허 제 10-2011_0043221호에는 고온에서의 열처리 전후의 합금 조직의 변형이 최소화되거나 회피될 수 있는 알루미늄 합금이 개시되어 있다. 그러나， 상기 알루미늄 합금은 압출성이 불층분하여 이로부터 제작되는 빌렛 (bi l let ) 또는 와이어 로드 (wire rod)로부터 배관을 압출하는 경우 압출 결함이 빈번히 발생하여, 생산성이 크게 저하될 수 있다.

따라서， 강도， 내식성 및 강도와 상충관계에 있는 압출성을 동시에 충족할 수 있고, 특히 두께가 0.5 mm 이하의 얇은 열교환기 튜브로 제작되는 경우에도 강도와 내식성이 우수하며， 나아가 열교환기 등의 완제품을 제조하기 위한 고온에서의 열처리 전후에 합금 조직의 변형이 최소화되거나 회피될 수 있어 그 물성이 유지될 수 있는 열교환기 배관용 알루미늄 합금이 절실히 요구되고 있는 실정이다.

【발명의 상세한 설명】

【기술적 과제】

본 발명은 강도， 내식성 및 강도와 상층관계에 있는 압출성을 동시에 충족할수 있는 열교환기 배관용 알루미늄 합금을 제공하는 것을 목적으로 한다. 또한 _: ， 본 발명은 두께가 0.5 mm 이하의 얇은 열교환기 튜브로 제작되는 경우에도 인장강도가 111 MPa 이상， S AT(Sea Water Acet ic Acid Test )에서의 내식성이 1，000 시간 이상인 열교환기 배관용 알루미늄 합금을 제공하는 것을 목적으로 한다.

그리고， 본 발명은 열교환기 등의 완제품을 제조하기 위한 고온에서의 열처리 전후에 합금 조직의 변형이 최소화되거나 회피될 수 있어 그 물성이 유지될 수 있는 열교환기 배관용 알루미늄 합금을 제공하는 것을 목적으로 한다. 나아가， 본 발명은 상기 열교환기 배관용 알루미늄 합금을 간단하게 제조할 수 있어， 제조비용을 절감시킬 수 있는 열교환기 배관용 알루미늄 합금의 제조방법을 제공하는 것을 목적으로 한다.

【기술적 해결방법】 _:

상기 과제를 해결하기 위해， 본 발명은，

철 (Fe) 0.05 내지 0.5 중량 %, 규소 (Si ) 0.01 내지 0.2 중량 %， 망간 (Mn) 0.6 내지 1.2 중량 %， 및 구리 (Cu) 0.15 내지 0.45 중량 %를 포함하고, 추가로 티타늄 (Ti ) , 스트론튬 (Sr) , 크름 (Cr) , 지르코늄 (Zr) , 및 이트륨 (Y)으로 이루어진 그룹으로부터 선택된 1종 이상의 합금원소 0.01 내지 0.1 중량 %를 포함하고， 나머지 잔량부가 알루미늄 (A1 ) 및 불가피한불순물로 이루어지고， 열처리 후 석출물 중 면적이 2.0 urn ² 이상인 석출물이， 직경이 100 인 원의 단위면적당 40개 이하로 존재하고, ;열처리 후 임의의 석출물을 기준으로 이에 인접하고 면적이 2.0 皿 ² 이상인 다른 석출물 중 상기 석출물과의 거리가 가까운 순으로 10개의 석출물과의 거리의 평균인 석출물간 평균거리가 10 내지 40 인， 열교환기 배관용 알루미늄 합금을 제공한다. 여기서， 상기 석출물 중 면적이 2.0 [M ² 이상인 석출물이 직경이 100 인 원의 단위면적당 24개 이하로존재하고， 상기 석출물간평균거리가 21내지 40；m인 것을 특징으로 하는， 열교환기 배관용 알루미늄 합금을 제공한다.

또한， 상기 석출물은 Al-Fe금속간화합물， Al-Cu금속간화합물또는 Al-Fe-Mn금속간화합물을포함하고， Al-Ti 금속간화합물， Al-Sr 금속간화합물 Al-Cr 금속간화합물， Al-Zr 금속간화합물 및 A1-Y금속간화합물로 이루어진 그룹으로부터 선택된 1종 이상의 금속간화합물을추가로포함하는 것을 특징으로 하는, 열교환기 배관용알루미늄 합금을 제공한다.

나아가， 결정립 원상당평균입경이 50 이하인 것을특징으로 하는， 열교환기 배관용 알루미늄 합금을 제공한다.

한편， 상기 열교환기 배관용 알루미늄 합금으로 제조되고， 인장강도가

111 MPa 이상이며， ASTM G85에 따른 SWAAT시험에서 내식성이 1 ,000시간 이상인 열교환기 배관을 제공한다.

여기서， 두께가 0.1 내지 0.5画인 것을 특징으로 하는， 열교환기 배관을 제공한다.

또한, 상기 알루미늄 합금의 정립 원상당평균입경이 50 urn 이하이고， 브레이징 (brazing) 열처리 되는 경우에도상기 알루미늄 합금의 결정립 원상당 평균입경이 70 이하로 제어되는 것을특징으로 하는, 열교환기 배관을 제공한다.

그리고， 표면이 아연 용사 (Thermal Arc Spray; TAS) 처리된 것을 특징으로 하는, 열교환기 배관을 제공한다.

한편, 철 (Fe) 0.05내지 0.5 중량 %， 규소 (SO 0.01내지 0.2 중량 %， 망간 (Mn) 0.6내지 1.2중량 %및 구리 (Cu) 0.15 내지 0.45중량 %를 포함하고， 나머지 잔량부가 알루미늄 및 불가피한불순물로 이루어진 알루미늄 합금 용탕을 제조하는 단계， 상기 알루미늄 합금용탕의 주조 직전에 Al-Ti-B합금을 첨가하여 티타늄 (Ti ) 0，01내지 0.1 중량 %를추가로포함하는 알루미늄 합금 용탕을 제조하는 단계， 상기 알루미늄 합금 용탕의 주조 직전에 Al-Ti-B합금을 첨가하여 티타늄 (Ti ) 0.01 내지 0.1 중량 %를 추가로포함하는 알루미늄 합금 용탕을 제조하는 단계, 상기 알루미늄 합금 용탕으로부터 알루미늄 와이어 로드 (wire rod)를 제조하거나 알루미늄 빌릿 (bi l let )을 제조하는단계， 상기 알루미늄 와이어 로드를 450 내지 65CTC에서 10내지 25시간동안 열처리하거나 상기 알루미늄 빌릿을 520내지 620 ^o C에서 20시간내지 40시간동안 열처리한후 공넁하는 단계, 및 열처리 후 공넁한상기 알루미늄 와이아로드를 컨펌 압출하거나 열처리 후공넁한상기 알루미늄 빌릿을 350 ^o C 내지 550 ^o C에서 예열한후 직접 압출하여 열교환기 배관을 제조하는 단계를포함하는， 열교환기 배관의 제조방법을 제공한다.

여기서 상기 Al-Ti-B합금을 첨가하기 전쎄 상기 알루미늄 합금 용탕의 탈가스화 및 이물질 여과단계를추가로포함하는 것을특징으로하는, 열교환기 배관의 제조방법을 제공한다.

또한， 상기 컨펌 압출또는 직접 압출 단계 후, 상기 열교환기 배관의 표면에 아연 용사 (TAS, thermal arc spray) 처리하는 단계를 더 포함하는 것을 특징으로 하는， 열교환기 배관의 제조방법을 제공한다.

그리고， 상기 연속주조압연 또는 연속주조쎄 적용되는상기 알루미늄 합금 용탕의 은도가 750내지 900 ^o C인 것을 특징으로 하는， 열교환기 배관의 제조방법을 제공한다.

【발명의 효과】 ：

본 발명에 따른 열교환기 배관용 알루미늄 합금은 합금원소의 최적의 조합과 정밀하게 제어된 배합비로 강도， 내식성 및 강도와상충관계에 있는 압출성을동시에 충족할수 있고, 두께가 0.5圖 이하의 얇은 열교환기 튜브로 제작되는 경우에도 _: 인장강도가 111 MPa 이상, S AT(Sea Water Acet ic Acid Test )에서의 내식성이 1 ,000시간 이상으로 매우우수한효과를 나타낸다.

또한， 본 발명에 따른 열교환기 배관용 알루미늄 합금은 결정립 미세화 및 금속간화합물 등의 석출물의 크기와분포의 정밀한 제어를 통해 내식성을 추가로 향상시키고， 열교환기 등의 완제품을 제조하기 위한고은에서의 열처리 전후에 합금 조직의 변형이 최소화되거나 회피되어 그 물성이 유지되는 우수한 효과를 나타낸다.

그리고， 본 발명에 따른 열교환기 배관용 알루미늄 합금의 제조방법은 종래 방법에 비해 간단하고 단순하게 상기 알루미늄 합금을 제조할 수 있어， 알루미늄 합금의 제조단가를 낮출 수 있는 우수한 효과를 나타낸다.

【도면꾀 간단한 설명】

도 1은 본 발명의 일실시예에 파른 알루미늄 합금으로부터 열교환기 배관을 제조하는 공정의 흐름도이다.

도 2는 본 발명의 일실시예에 따른 제조공정에 의해 제조된 열교환기 배관에 관한 실시예를 개략적으로 도시한 것이다.

도 3은 본 발명에 따른 실시예 1의 일:루미늄 합금과 비교예 13의 알루미늄 합금의 열처리 전의 SEM사진이다.

도 4는 본 발명에 따른 실시예 1의 알루미늄 합금과 비교예 13의 알루미늄 합금의 열처리 후의 SEM사진이다.

도 5는 본 발명에 따른 실시예 1의 알루미늄 합금의 열처리 전후의 석출물 분포를 나타낸 것이다.

[발명의 실시를 위한 형태】

이하， 본 발명의 바람직한실시예들을 상세히 설명하기로 한다. 그러나， 본 발명은 여기서 설명된 실시예들에 한정되지 않고 다른 형태로 구체화될 수도 있다. 오히려， 여기서 소개되는 실시예들은 개시된 내용이 철저하고 완전해질 수 있도록， 그리고 당업자에게 본 발명의 사상이 층분하전달될 수 있도록 하기 위해 제공되어지는 것이다.

본 발명은 열교환기 배관용 고강도 및 고내식성 알루미늄 합금에 관한 것이다.

상가 알루미늄 합금은 철 (Fe) , 규소 (Si ) , 망간 (Mn) 및 구리 (Cu) 및 티타늄 (Ti )의 합금원소를 포함하고， 나머지 잔량부가 알루미늄 (A1 ) 및 기타 불가피한 불순물로 이루어져 있다.

상기 합금원소 중 철 (Fe)은 기지 (Matr ix) 내에 Al-Fe 금속간 화합물로 존재한다. 또한, 망간 (Mn) , 규소 (Si ) , 구리 (Cu) 등의 합금원소가공존하는 경우 Al-Mn-Fe, Al-Mn-Fe-Si , Al-Fe-Cu등의 금속간 화합물로서 존재한다 .

상기 Al-Fe계 금속간 화합물은 상기 알루미늄 합금으로부터 열교환기 배관을 제조하는 공정 중 열처리시 대부분 석출되어 결정립의 성장을 억제， 즉 결정립 미세화를 통해， 상기 열교환기 배관의 인장강도 등 기계적 강도를 향상시킬 뿐만 아니라， 특히 열교환기의 제작을 위한 알루미늄 배관의

브레이징 (Brazing) 접합시 인장강도 등 기계적 강도의 저하를 회피하거나 최소화하는 작용을 하게 된다.

상기 철 (Fe)의 함량은 바람직하게는 0.05 내지 0.5 중량^ 더욱

바람직하게 ¾ 0.15 내지 0.35 중량 %일 수 있다. 여기서, 상기 철 (Fe)의 함량이 0.05 중량 % 미만인 경우 결정립 미세화 및 인장강도등 기계적 강도가 향상되는 효과가 미미할 수 있는 _: 반면 , 0.5 중량 % 초과인 경우 금속간 화합물이 조대해져 상기 알루미늄 합금의 내식성과 압출성이 동시에 크게 저하될 수 있다.

상기 합금원소 중 규소 (SO는 알루미늄 (A1 ) , 철 (Fe) , 망간 (Mn) 등과 금속간 화합물을 형성하여 압출 공정에서 형성되는 다양한 재결정 조직을 미세화함으로써， 결과적으로 상기 알루미늄 합금의 압출 가공 온도에서의 변형 저항을 작게 하여 상기 알루미늄 합금의 압출성을 향상시키는 작용을 하게 된다. 또한， Al-Fe-Si계 금속간 화합물은 열교환기의 제작을 위한 알루미늄 배관의 브레이징 접합시 입계 이동을 방해하여 결정립 조대화를 억제함으로써 알루미늄 배관의 인장강도 등 기계적 강도의 저하를 회피하거나 최소화하는 작용을 하게 된다.

상기:규소 (Si )의 함량은 바람직하게는 0.01 내지 으 2 중량 %일 수 있다. 여기서, 상기 규소 (Si )의 함량이 0.01 중량 % 미만인 경우 망간 (Mn) 등의 고용량을 감소시키고, 이로써 상기 알루미늄 합금으로부터 제조되는 알루미늄 잉곳의 경제성이 크게 저하될 수 있는 반면， 0.2 중량 %초과인 경우 상기 알루미늄 합금의 내식성 및 압출성이 동시에 크게 저하될 수 있다.

상기 합금원소 중 망간 (Mn)은 상기 알루미늄 합금의 내식성에 기여하는 합금원소로서， 알루미늄 기저에 AleMn의 미세한 금속간 화합물의 형태로 분포하여 알루미늄의 부식전위를 높이는 기능뿐만 아니라 일정 수준의 강도 향상에 긍정적인 영향을 나타낸다.

상기 망간 (Mn)의 함량은 바람직하게는 0.6 내지 1.2 중량 %일 수 있다. 여기서， 상기 망간 (Mn)의 함량이 0.6 증량 % 미만인 경우 상기 알루미늄 합금의 내식성이 향상되는 정도가불층분할 수 있는 반면, 1.2 중량 %초과인 경우 상기 알루미늄 합금의 내식성이 향상되는 정도가크게 변하지 않을뿐만 아니라, 상기 알루미늄 합금의 압출 생산성이 현저하게 저하될 수 있다.

상기 합금원소로서 구리 (Cu)는 망간 (Mn)과 같이 알루미늄 (A1 )에 고용되어 상기 알루미늄 합금의 부식전위를 높이는 합금원소로서 상기 알루미늄 합금의 내식성을 향상시키는 동시에， 철 (Fe)과 함께 금속간 화합물로 존재하여 결정립 미세화를 통해 상기 알루미늄 합금의 인장강도 등 기계적 강도를 향상시키는 작용을하게 된다.

상기 구리 (Cu)의 함량은 바람직하게는 0.15 내지 0.45 중량 %일 수 있다. 여기서， 상기 구리 (Cu)의 함량이 0.15 증량 % 미만인 경우 상기 알루미늄 합금의 인장강도와 내식성이 불층분할 수 있는 반면， 0.45 중량 %초과인 경우 금속간 화합물의 조대화로 압출성 및 내식성이 동시에 크게 저하될 수 있다.

상기 합금원소로서 타타늄 (Ti )은 융점이 l ,800 ^o C로 다른 합금원소인 철 (Fe)의 융점 1 ,540°C , 구리 (Cu)의 융점 1,084.5°C에 비해 높기 때문에 알루미늄 티타늄 디보라이드 (AlTi¾)의 로드 (rod) 등의 형태로 첨가되고, 알루미늄 합금 내에서 Al-Al ₃ Ti-Ti¾ 등의 Al-Ti 금속간 화합물 형태의 미세한 석출물로 균일하게 존재한다.

이로써， 상기 Al-Ti 금속간 화합물은 상기 알루미늄 합금의 결정립의 크기를 결정하는 석출물간 거리를 추가로 감축시키고， 결과적으로 결정립의 미세화에 의해 상기 알루미늄 합금의 인장강도 등의 기계적 강도를 추가로 향상시키는 작용을 하게 된다. 이러한 석출물간 거리의 감축에 의해 결정립의 평균직경은 약 10 내지 40； 로 제어될 수 있는 우수한 효과가 나타난다.

티타늄 (Ti )이 첨가된 알루미늄 합금은 앞서 기술한 바와 같은 Al-Ti 석출물에 의한 결정립의 미세화가 가능하므로, 상기 알루미늄 합금의 신율을 향상시키기 위해 더욱 높은 온도에서 또는 더욱 장시간 열처리를 수행하는 경우에도 인장강도가 저하되는 정도가 티타늄 (Ti )이 첨가되지 않은 알루미늄 합금에 비해 매우 낮기 때문에， 티타늄 (Ti )이 첨가되지 않고 동일한 인장강도를 나타내는 알루미늄 합금의 신율에 비해 크게 향상된 신율을나타낼 수 있고, 이렇게 향상된 신율에 의해 제조되는 알루미늄 배관의 확관， 축관， 굽힘 등의 가공이 용이하며， 이로써 가공부의 우선적 부식을 억제할 수 있게 된다.

상기 티타늄 (Ti )의 함량은 바람직하게는 0.01 내지 0.3 중량 %， 더욱 바람직하게는 0.01 내지 0.1 중량 ¾»일 수 있다. 여기서, 상기 티타늄 (Ti )의 함량이 0.01 중량 % 미만인 경우， 결정립 미세화 효과 및 이로 인한 상기

알루미늄 합금의 인장강도 등의 기계적 강도가 향상되는 정도가불층분한 반면， 0.3 중량 %초과인 경우 금속간 화합물의 조대화에 의해 상기 알루미늄 합금의 압출성을 크게 저하될 수 있다. 한편， 상기 티타늄 (Ti )은 스트론튬 (Sr) , 크롬 (Cr) , 지르코늄 (Zr) , 이트륨 (Y) 등으로 대체될 수도 있다.

본 발명에 따른 알루미늄 합금에 있어서， 열처리 후 Al-Fe 금속간 화합물， Al-Cu금속간 화합물， Al-Fe-Mn금속간 화합물， Al-Ti 금속간 화합물， Al-Sr 금속간 화합물， Al-Cr 금속간 화합물， Al-Zr 금속간 화합물， A1-Y 금속간 화합물 등을 포함하는 석출물 중 면적이 2.0 m ^z 이상인 석출물이 직경이 100 인 원의 단위면적당 40개 이하, 바람직하게는 24개 이하이고， 열처리 후 면적이 2.0 i 이상인 임의의 석출물을 기준으로 이에 인접하고 면적이 2.0 i 이상인 다른 석출물 중 상기 석출물과의 거리가 가까운 순으로 10개의 석출물과의 거리의 평균으로 정의되는 석출물간 평균거리가 10 내지 40 im, 바람직하게는 21 내지 40 /an일 수 있다.

여기서， 직경이 100 인 원의 단위면적당 면적이 2.0 im ² 이상인 석출물이 40개 초과이고 상기 석출물간 평균거리가 10 미만으로 상기 면적이 2.0 ² 이상인 다수의 석출물이 인접하게 분포하는 경우, 상기 각각의

석출물로부터 진행되는 부식반웅에 의한 소실 부분과 인접한 다른 석출물로부터 진행되는 부식반웅에 의한 소실 부분이 서로 연결되어 부식에 의한 전체 소실 부분이 급격히 증가할 수 있다. 결과적으로, 상기와 같은 연결 작용으로 인하여 부식에 의해 소실되지 않아도 되는 부분까지도 소실되는 현상이 발생하여 전체 소실 면적이 크게 확대될 수 있다. 반면， 직경이 100 인 원의 단위면적당 면적이 2.0 ² 이상인석출물간 평균거리가 40 초과인 경우， 결정립이 조대해져 기계적 특성 및 내식성이 저하될 수 있다.

상기 선택된 최적의 합금원소들의 조합 및 이들의 정밀하게 제어된 배합비에 의한 결정립 미세화를 통해， 본 발명에 따른 알루미늄 합금은 인장강도， 내식성 및 인장강도와상충관계에 있는 압출성을 동시에 층족할 수 있고， 두께가 0.5 mm 이하의 얇은 열교환기 튜브로 제작되는 경우에도 인장강도가 111 MPa 이상, SWAAT(Sea Water Acet ic Acid Test )에서의 내식성이 1 ,000 시간 이상으로 매우 우수한 효과를 나타낼 수 있다.

또한， 본 발명에 따른 열교환기 배관용 알루미늄 합금은 결정립 미세화 및 금속간화합물 등의 석출물의 크기와 분포의 정밀한 제어를 통해 내식성을 추가로 향상시키고, 열교환기의 완제품을 제조하기 위한 브레이징 (brazing) 열처리 전후에 합금 조직의 변형이 최소화되거나 회피되어 그 물성이 유지되는 우수한 효과를 나타낸다.

도 1은 본 발명의 일실시예에 따른 알루미늄 합금으로부터 열교환기 배관을 제조하는 공정의 흐름도이다.

도 1에 도시된 바와 같이， 본 발명의 일실시예에 따른 알루미늄 합금 및 알루미늄 배관의 제조공정은 아래 a) 내지 e) 단계를 포함할 수 있다.

a) 철 (Fe) , 규소 (Si ) , 망간 (Mn) 및 구리 (Cu)를 목적한 함량으로 포함하고， 나머지 잔량부가 알루미늄 (A1 ) 및 기타 불가피한 불순물로 이루어진 알루미늄 합금 용탕을 제조하는 단계 ; b) 상기 알루미늄 합금 용탕의 주조 직전에 Al-Ti-B 합금을 첨가하는 단계;

c) 상기 알루미늄 합금 용탕으로부터， 연속주조압연에 의해 알루미늄 와이어 로드 (wire rod)를 제조하는 단계;

d) 상기 알루미늄 와이어 로드를 450 내지 650°C에서 10 내지 25시간 동안 열처리한후 공넁하는 단계; 및

e) 열처리 후 공넁한 상기 알루미늄 와이어 로드를 컨펌 압출하여 열교환기 배관올 제조하는 단계.

본 발명의 일실시예에 따른 열교환기 배관의 제조방법은 a) 단계 이후에 알루미늄 합금 용탕의 탈가스화 및 이물질 여과 단계를 추가로 포함할 수 있다. 여기서， 상기 탈가스화 및 이물질 여과 단계는 a) 단계와 b) 단계 사이에 수행하는 것이 바람직하다. b) 단계 이후에 상기 탈가스화 및 이물질 여과 단계를 수행하는 경우 가스와 함께 Al-Ti 금속간 화합물이 탈루될 수 있기 때문이다.

앞서 기술한 바와 같이 b) 단계에서 첨가되는 Al-Ti-B 합금으로부터의

Al-Ti 석출물이 기지 (Matrix) 내에서 균일하게 분포함으로써， 결정립 크기를 결정하늠 석출물간 거리가 감축되고， 결과적으로 결정립 미세화에 의해 알루미늄 합금의 인장강도 등 기계적 강도가 향상될 수 있다. 이로써 _: ， 본 발명에 따른 열교환기 배관의 제조방법은 별도의 결정립 미세화 공정이 불필요하므로 제조공정이 간단하고 따라서 제조비용이 절감될 수 있다.

한편， 상기 c) 단계에서 상기 연속주조압연에 적용되는 상기 알루미늄 합금 용탕의 온도가 750 내지 900 ^o C인 것이 바람직하다. 상기 연속주조압연에 적용되는 용탕의 주입 온도를 상기와 같이 한정하는 이유는 금속간 화합물인 고용체， 즉 치밀한 미세조직을 갖는 주물을 얻기 위함이다.

여기서， 상기 알루미늄 합금 용탕의 주입 은도가 900 ^o C를 초과하는 경우 주물의 미세조직이 조대해지는 문제가 있는 반면， 750°C 미만인 경우 상기 용탕의 유동성이 부족하여 주형 공간을 치밀하게 채우지 못하는 미스런 (Mi ss Run) 현상이 발생할 수 있다.

또한， 상기 c) 단계에서 연속주조압연에 의해 제조되는 알루미늄 와이어 로드의 직경은 이로부터 제조되는 열교환기 배관의 규격에 따라 상이할 수 있고， 예를 들어 8 내지 15mm일 수 있다.

상기 컨펌 압출은 직접 압출로 대체될 수 있는데， 이 경우， 상기

알루미늄 합금 용탕으로부터 연속주조압연 공법에 의해 알루미늄 와이어 로드를 제조하는 대신에， 연속주조 (Cont inuous cast ing) 공법 등으로 알루미늄

빌릿 (bi l let ) 형태로 제조할 수 있다. 상기 알루미늄 빌릿은 520내지 620°C에서 20시간내지 40시간 동안 균질화 열처리 후 공냉이 수행 ¾수 있고， 열처리 후 공냉한 상기 알루미늄 빌릿을 350 ^o C 내지 550 ^o C에서 예열한 후 직접 압출하여 열교환기 배관을 제조할 수 있다.

상기 열교환기 배관을 제조하기 위한 직접 압출은 알루미늄 합금으로부터 제조된 알루미늄 빌릿들을 압출기에 불연속적으로 투입하여 열교환기 배관을 제조한다. 이러한 직접 압출시 상기 알루미늄 빌릿에 가해지는 열에너지와 압출에 의한 전단에너지는 알루미늄 기저에 고용된 상태로 존재하는 망간 (Mn) , 구리 (Cu) 같은 합금원소 및 금속간 화합물을 일정량 입계면으로 확산시켜

석출시킨다.

이라한 석출 현상은 압출 속도 및 전단에너지에 따라 그 정도가 달라지게 되므로， 불연속적으로 알루미늄 빌릿을 투입시키는 직접 압출을 이용하여

열교환기 배관을 생산할 경우， 투입되는 빌릿의 종단 영역과 다음으로 투입되는 빌릿의 시단 영역이 맞물리는 부위에서 상기 석출 현상이 발생하는 정도의 차이에 의해 합금의 조직이 달라지고， 결과적으로 상기 맞물리는 부위에서 전위차부식이 발생할 소지가 있다.

따라서， 연속주조 공법으로 알루미늄 빌릿을 제조하여 열교환기 배관을 제조하는 경우， 상기 빌릿 내부의 망간 (Mn) , 구리 (Cu) 등 대부분의 합금원소가 알루미늄 기저에 고용된 상태로 존재하므로， 압출 공정에 들어가기 전 적절한 균질 열처리를 거치는 것이 바람직하다.

한편, 상기 d) 단계는 상기 알루미늄 와이어 로드의 열처리를 통해 알루미늄 합금을 형성하는 합금원소의 균일화 또는 편석 등의 불균일 조직의 제거를 달성하고, 결과적으로 알루미늄 합금의 물성의 균일화와 부분부식 및 입계부식을 억제할 수 있게 된다.

또한， 상기 e) 단계의 컨펌 압출시 압출 속도는 바람직하게는 약 100 mpm일 수 있다. 상기 컨펌 압출은 전단 웅력 (shear stress)을 이용한 압출법으로 일정 수준 이상의 압출 속도가요구되고， 압출 속도가 낮은 경우 제조되는 배관의 표면 불량또는 물성 저하가 유발될 수 있다.

본 발명의 일실시예에 따른 열교환기 배관의 제조공정은 상기 열교환기 배관에 극한의 내식성이 필요한 경우 상기 e) 단계를 수행한 후 열교환기 배관의 표면에 아연 용사 (thermal arc spray; TAS) 처리를 수행하는 단계를 추가로 포함할 수 있다. 상기 아연 용사 (TAS) 처리는 회생양극 효과를 부여하여 열교환기 배관의 내식성을 추가로 향상시킬 수 있다.

도 2는 본 발명의 일실시예에 따른 제조공정에 의해 제조된 열교환기 배관에 관한 실시예를 개략적으로 도시한 것이다.

도 2에 도시된 바와 같이， 본 발명에 따른 열교환기 배관 (40)은 냉매가 이동하는 하나 이상의 유로 (41)가 병합된 구조를 가질 수 있고, 인장강도가 111 MPa 이상으로 기계적 강도가 우수하다. 또한， 상기 열교환기 배관은 이를 형성하는 알루미늄 합금의 결정립 미세화에 의해 두께가 0.1 내지 0.5 mm인 얇은 배관으로 제조되는 경우에도 신율의 저하가 희피되거나 최소화되어 확관， 축관， 굽힘 등의 후가공이 용이하고， 후가공 이후에 가공 부위의 우선적 부식을 억제할 수 있다.

상기 열교환기 배관은 두께가 0.1 mm 미만인 경우 열교관기 운용 중 넁매의 압력에 의해 파손될 수 있는 반면， 두께가 0.5 mm초과인 경우 열교환 효율이 저하되거나 열교환기의 무게가 증가할 수 있으며, 확관， 축관, 굽힘 등의 후가공이 곤란할 수 있다. 또한, 상기 열교환기 배관은 이를 구성하는 알루미늄 합금의 결정립 원상당 평균입경이 약 50 jtffli 이하이고， 열교환기를 제조하기 위해

브레이징 (brazing) 열처리 되는 경우에도 결정립 원상당 평균입경이 70 _m 이하로 제어될 수 있다. 나아가， 상기 열교환기 배관은 ASTM G85에 따른 SWMT 시험에서 내식성이 1 ,000 시간 이상으로, 종래 알루미늄 합금에 의해 제조된 열교환기 배관에 비해 극히 우수할 뿐만 아니라, 상기 알루미늄 합금의 별도의 결정립 미세화 공정이 불필요하므로 제조공정이 단순하고, 따라서 제조비용이 절감되는 우수한 효과를 나타낸다.

<실시예 >

1. 제조예 아래 표 1에 나타난 바와 같은 함량의 합금원소를 포함하고 나머지 잔량부가 알루미늄 및 기타 불가피한 불순물로 이루어진 각각의 알루미늄 합금 (750~900 ^o C)으로부터 연속주조압연을 통해 알루미늄 와이어 로드를 각각 제조하여 코일 형태로 보빈에 감았다. 여기서， 합금원소 중 티타늄 (Ti )이 첨가되는 경우， 실시예 1 내지 7 및 비교예 1 내지 6, 8 내지 12는 연속주조압연 직전에 알루미늄 합금 용탕에 Al-Ti-B 합금을 첨가한 반면, 비교예 13은 Ti을 다른 합금원소와 동시에 첨가하였다.

또한， 상기 각각의 알루미늄 와이어 로드의 균질화 처리를 위해 450 내지

650°C에서 10 내지 25 시간동안 유지한후 공냉시키는 순서로 열처리를 수행하여 아래 표 1에 나타난 바와 같은 미세 조직 특성을 구현했다.

그 후， 열처리돤와이어 로드를 컨펌 압출법을 이용해 압출 속도 100 mpm으로 외경 7 mm, 두께 0.5 mm의 알루미늄 배관을 각각 제조했다. 여기서， 각각의 알루미늄 배관은 모두 내식성 평가를 위해 610 ^o C에서 20분간 블레이징 를 수행했다.

【표 1】

열처리된 알루미늄 합금 중 면적 2.0 urn ² 이상인 석출물 ο 가장 밀집된 부분에서 직경이 100 / 인 원의 단위면적당 면적이 2.0 _m ² 이상인 석출물의 갯수

- 특성 2 ： 열처리된 알루미늄 합금 중 면적이 2.0 _m ² 이상인 석출물이 가장 밀집된 부분에서 면적이 2.0 _m ² 이상인 석출물간 평균거리

- 특성 3 ： 열처리 전 알루미늄 합금의 결정립 원상당 평균입경

一 특성 4 ： 열처리 후 알루미늄 합금의 결정립 원상당 평균입경

2. 물성 평가

1) 인장강도 및 압출성 평가

인장강도는 ASTM E8에 따라 평가했고, 압출성은 압출 선속 100 mpm으로 압출 공정이 가능한 경우 양호， 압출 공정이 불가능한 경우 불량으로 평가하였다. 평가 결과는 아래 표 2에 나타난 바와 같다.

2) 내식성 평가

내식성의 평가는 ASTM G85에 따른 S AT 시험으로 평가했다. 구체적으로， 4.2 중량 ¾)의 NaCl 용액에 빙초산을 첨가하여 pH 2.8 내지 3.0으로 유지하고 이를 49°C의 온도하에서: 0.07 MPa의 압력 및 1 내지 2 /hr의 분무량으로 배관 시편에 분무하면서 부식에 견디는 최대 시간을 측정했다. 평가 결과는 아래 표 2에 나타난 바와 같다.

【표 2]

실시예 5 115 1020 양호

실시예 6 124 1200 양호

실시예 7 114 1080 양호

실시예 8 125 1080 양호

실시예 9 124 1048 양호

실시예 10 124 1124 양호

실시예 11 125 1064 양호

비교예 1 105 1080 양호

비교예 2 127 740 불량

비교예 3 108 960 양호

비교예 4 126 720 양호

비교예 5 110 640 양호

비교예 6 129 920 양호

비교예 7 90 880 양호

비교예 8 120 620 양호

비교예 9 125 800 불량

비교예 10 126 880 양호

비교예 11 109 1064 양호

비교예 12 124 880 불량

비교예 13 101 880 양호 상기 표 2에 나타난 바와 같이， 본 발명에 따른 실시예 1 내지 11의 알루미늄 배관은 열처리 후에도 in MPa의 높은 인장강도， SWAAT 평가시 1，000 시간 이상의 우수한 내식성， 및 우수한 압출성을 동시에 달성할 수 있음을 확인했다. 이는， 표 1과 도 3 및 4에 도시된 바와 같이， 알루미늄 합금의 열처리 후에도 결정립의 팽창이 최소화되고， 특히 표 1과 도 5에 도시된 바와 같이, 직경이 100 인 원의 단위면적당 면적이 2.0 ² 이상인 석출물들이 40개 이하로 존재하고 이들이 평균적으로 10 내지 40 만큼 서로 이격되어 있어 내식성이 추가로 향상되었기 때문이다.

반면, 합금원소 중 철 (Fe)의 함량이 극히 미량이고 면적이 2.0 ² 이상인 석출물간 평균거리가 너무 먼 비교예 1은 결정립 미세화 효과가 미미하여 인장강도가 불층분한 반면， 철 (Fe)의 함량이 과량이고 면적이 2.0 urn ² 이상인 석출물간 평균거리가 너무 가까운 비교예 2는 금속간 화합물의 조대화로 압출성 및 내식성이 동시에 크게 저하된 것으로 확인되었다.

또한， 합금원소 중 구리 (Cu)의 함량이 극히 미량인 비교예 3은 인장강도 및 내식성이 불층분한 반면 _: ， 구리 (Cu)의 함량이 과량인 비교예 4는 내식성이 크게 저하된 것으로 확인되었다.

그리고, 합금원소 중 망간 (Mn)의 함량이 극히 미량이고 면적이 2.0 im ² 이상인 석출물간 평균거리가 너무 먼 비교예 5는 내식성이 크게 불층분한 반면， 망간 (Mn)의 함량이 과 ^이고 직경이 100 / m인 원의 단위면적당 2.0 im ² 이상인 석출물의 갯수가 과다한 비교예 9는 내식성과 압출성이 크게 저하된 것으로 확인되었다.

나아가， 합금원소 중 규소 (Si )의 함량이 과량이고 면적이 2.0 im ² 이상인 석출물간 평균거리가 너무 가까운 비교예 6은 내식성이 크게 저하된 것으로 확인되었다.

한편ᅳ 합금원소 중 티타늄 (Ti )이 첨가되지 않은 비교예 7은 면적이 2.0 im ^z 이상인 석출물간 평균거리가 과도하게 멀고, 결정립 미세화 효과가 미미하여 인장강도 및 내식성이 크게 저하된 반면， 티타늄 (Ti )이 과량 첨가된 비교예 8은 조대한 금속간 화합물의 형성에 의해 오히려 내식성이 크게 저하된 것으로 확인되었다.

또한， 적절한 함량의 합금원소를 포함함에도 불구하고 열처리 조건에 의해 면적이 2.0 이상인 석출물간 평균거리가 너무 가까운 비교예 10은 내식성이 크게 저하된 반면， 면적이 2.0 m ² 이상인 석출물간 평균거리가 너무 먼 비교예 11은 인장강도가 크게 저하되었으며， 직경이 100 j«m인 원의 단위면적당 2.0 _m ² 이상인 석출물의 갯수가 과다한 동시에 면적이 2.0 ² 이상인 석출물간 평균거리가 너무 가까운 비교예 12는 내식성이 크게 저하된 것으로 확인되었다. 또한， 비교예 13은 Ti 합금원소가 주조 직전에 첨가되는 것이 아니라 다른 합금원소의 첨가와 동시에 첨가됨으로써， 면적이 2.0 ² 이상인 석출물간 평균거리가 과도하게 멀어지며， 도 3 및 4에 도시된 바와 같이, 열처리 후에 결정립이 과도하게 팽창되어， 인장강도 및 내식성이 크게 저하된 것으로 확인되었다.

상기쌔서는 본 발명의 바람직한 실시예를 참조하여 설명하였지만, 해당 기술분야의 당업자는 이하에서 서술하는 특허청구범위에 기재된 본 발명의 사상 및 영역으로부터 벗어나지 않는 범위 내에서 본 발명을 다양하게 수정 및 변경 실시할 수 있을 것이다. 그러므로 변형된 실시가 기본적으로 본 발명의 특허청구범위의 구성요소를 포함한다면 모두 본 발명의 기술적 범주에 포함된다고 보아야 한다.