CN103080348A - 热交换器用铝合金翅片材及其制造方法 - Google Patents

热交换器用铝合金翅片材及其制造方法 Download PDF

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Abstract

本发明是热交换器用铝合金翅片材，其含有Fe：0.20～1.0质量％、Cu：0.02～0.1质量％，抑制Si：0.15质量％以下、Mn：0.015质量％以下、Cr：0.015质量％以下，余量由Al以及不可避免的杂质构成，该热交换器用铝合金翅片材的厚度在0.1mm以下，亚晶粒的平均粒径在2.5μm以下，并且β-Fiber的体积分率在80％以上。本发明的翅片材，可以抑制成形加工时套环裂纹的产生。

Description

热交换器用铝合金翅片材及其制造方法
技术领域
本发明涉及用于热交换器的热交换器用铝合金翅片材及其制造方法。
背景技术
近年，在用于空调器等的热交换器上的热交换器铝合金翅片材(以下适当称为翅片材)，因氟利昂管制而替换使用新冷媒、空调器本身的小型化、轻量化或者高性能化等原因，越来越追求薄壁化，板厚薄壁化在0.15mm以下，最近已达到0.09mm程度。
在此，翅片材的成形法有拉伸法、减薄拉伸法以及拉伸·减薄拉伸混合法(混合法)。拉伸法由胀形工序、挤压工序、开孔(冲孔)及扩孔(Burring)工序、冲洗工序构成，减薄拉伸法由开孔及扩孔工序、打磨(Ironing)工序、冲洗工序构成，混合法主要由胀形工序、挤压工序、开孔及扩孔工序、打磨工序、冲洗工序构成。
无论是哪一种成形法，用于成形铜管中的管用孔套环而实施的开孔·扩孔成形以及冲洗成形，对于翅片材来说是必不可少的成形工序。但是，这些成形对于要将板厚薄壁化到0.15mm以下的翅片材来说是非常困难的成形。因此，开发出了这种对应薄壁化，提高了加工性的翅片材。
例如，在专利文献1中公开了一种铝合金翅片材，其板厚在0.12mm以下，以规定比率含有规定量的Si、Fe，并且，最大晶粒直径在30μm以下，翅片的拉伸成形加工性优异。另外，在专利文献2中公开了一种热交换器用铝合金翅片材，其板厚低于0.11mm，含有规定量的Fe、Ti，限制Si、Cu在规定量以下，并且，规定了所定的拉伸率，耐过密间隔性、迭加性优异。
【专利文献】
【专利文献1】特开平11-80869号公报
【专利文献2】专利第4275560号公报
但是，现有的翅片材存在以下问题。
在所述现有技术中，虽然提高了加工性，但近年来除了要求热交换器的进一步小型轻量化、高性能化之外，期待更容易加工的翅片材的提供，所以，对加工性也要求进一步的提高。
另外，在成形中，经常发生被称之为套环裂纹的裂纹问题。也就是说，开孔·扩孔工序时在加工端面发生微细的龟裂，从而导致在最终冲洗成形时的套环裂纹。如果发生了这种套环裂纹时，当把铜管插入翅片材成形后成形品的套环孔对该铜管进行扩张时，就会容易发生所谓的过密间隔现象，即层叠的翅片的间隔变得极窄。这种过密间隔现象，会有增大热交换器通风阻抗的问题。即，套环裂纹不仅有损翅片的外观，还会发生热交换器性能低下等问题，降低产品价值。因此，要求开发可以进一步抑制发生此类套环裂纹的翅片材。
发明内容
本发明是鉴于所述问题点而进行的，其课题在于，提供可以抑制成形加工时发生套环裂纹的、耐套环裂纹性优异的热交换器用铝合金翅片材。
即，本发明的热交换器用铝合金翅片材，其特征在于，含有Fe：0.20～1.0质量％、Cu：0.02～0.1质量％，抑制Si：0.15质量％以下、Mn：0.015质量％以下、Cr：0.015质量％以下，余量由Al以及不可避免的杂质构成，其中，所述热交换器用铝合金翅片材的厚度在0.1mm以下，亚晶粒的平均粒径在2.5μm以下，β-Fiber的体积分率在80％以上。
根据该构成，通过添加规定量的Fe、Cu，由于固溶强化而提高强度。并且，使亚晶粒微细化，提高拉伸率，充分产生β-Fiber。通过将Si、Mn、Cr抑制在规定量以下来抑制晶出物(即金属间化合物)的粗大化。而且，通过使亚晶粒的平均粒径在2.5μm以下，β-Fiber的体积分率在80％以上，提高翅片材的耐套环裂纹性。
本发明的热交换器用铝合金翅片材，其特征在于，还含有Ti：0.01～0.08质量％。
根据该构成，通过添加规定量的Ti，铸锭组织得以微细化。
本发明的热交换器用铝合金翅片材，可以在翅片材表面具有表面处理皮膜。作为表面处理皮膜可例举耐腐性皮膜、亲水性皮膜、润滑性皮膜等。
根据该构成，可以提高对应耐腐性或亲水性、成形性等、使用环境及用途等的特性。
本发明的热交换器用铝合金翅片材的制造方法，是所述记载的热交换器用铝合金翅片材(不具有表面处理皮膜)的制造方法，其特征在于，进行对于具有所述化学成分的铝合金铸锭，以450～510℃的温度实施1小时以上热处理的热处理工序，和在所述热处理后，在使热精轧结束温度在250℃以上低于300℃的条件下实施热轧的热轧工序，和在所述热轧工序后，进行冷加工率为96％以上的冷加工工序，和在所述冷加工后，实施以160～250℃的温度保持1～6小时的调质退火的调质退火工序。
根据该制造方法，通过热处理工序使铸锭组织均质化，通过热轧工序，在热轧板中不会产生再结晶组织地进行轧制。通过冷加工工序，不会发生调质退火后的亚晶粒的粗大化、或β-Fiber生成不足，厚度为0.1mm以下，通过调质退火工序，充分恢复组织。由此，使得亚晶粒的平均粒径在2.5μm以下，β-Fiber的体积分率在80％以上。
本发明的热交换器用铝合金翅片材，可以抑制成形加工时的套环裂纹。从而能够防止有损翅片的外观、或者降低作为热交换器的性能等问题的发生。
另外，本发明的热交换器用铝合金翅片材的制造方法，可以制造耐套环裂纹性优异的热交换器用铝合金翅片材。
具体实施方式
以下，针对本发明的热交换器用铝合金翅片材(以下适当称翅片材)以及翅片材制造方法的实施方式进行说明。
<翅片材>
本发明的翅片材，含有规定量的Fe、Cu，抑制Si、Mn、Cu在规定量以下，余量由Al及不可避免的杂质构成。而且，本翅片材的厚度在0.1mm以下，并规定亚晶粒的平均粒径在2.5μm以下，β-Fiber的体积分率在80％以上。另外，根据需要，还可以含有规定量的Ti。
以下，关于各构成，首先对化学成分进行说明，之后，再对其他构成进行说明。
(Fe：0.20～1.0质量％)
Fe是为了通过固溶强化提高强度或提高耐腐性、通过亚晶粒的微细化提高拉伸率而添加的元素。Fe含量低于0.20质量％时，则无法得到这样的效果。另一方面，如果超过1.0质量％，则不仅耐腐性降低，而且晶出物(金属间化合物)粗大化，这将成为成形加工时的应力集中点，成为裂纹的起点。因此，Fe含量在0.20～1.0质量％.
(Cu：0.02～0.1质量％)
Cu是为了通过固溶强化提高强度，或通过亚晶粒的微细化提高拉伸率，充分生成β-Fiber而微量添加的元素。Cu含量低于0.02质量％时，得不到这样的效果。另一方面，如果超过0.1质量％，则不仅会引起加工硬化，而且降低耐过密间隔性，还会降低耐套环裂纹性及耐腐性。因此，Cu含量为0.02～0.1质量％。优选0.031～0.06质量％，更优选0.04～0.06质量％。
(Si：0.15质量％以下(包括0质量％))
Si虽是作为不可避免的杂质而混入的元素，但是Si含量超过0.15质量％时，晶出物(金属化合物)粗大化，这将成为成形加工时的应力集中点，成为裂纹的起点。因此，Si含量在0.15质量％以下。另外也可以抑制到0％。
(Mn：0.015质量％以下(包括0质量％))
Mn虽是作为不可避免的杂质而混入的元素，但是Mn含量超过0.015质量％时，晶出物(金属化合物)粗大化，这将成为成形加工时的应力集中点，成为裂纹的起点。因此，Mn含量抑制在0.015质量％以下。另外也可以抑制到0％。
(Cr：0.015质量％以下(包括0质量％))
Cr虽是作为不可避免的杂质而混入的元素，但是Cr含量超过0.015质量％时，晶出物(金属化合物)粗大化，这将成为成形加工时的应力集中点，成为裂纹的起点。因此，Cr含量抑制在0.015质量％以下。另外也可以抑制到0％。
(Ti：0.01～0.08质量％)
为了微细化铸锭组织，Ti可以作为Al-Ti-B中间合金而添加。即，可以将Ti∶B＝5∶1或者5∶0.2比例的Al-Ti-B铸锭微细化剂，以华夫格状或棒状添加到熔液(投入到铸片凝固前的、溶解炉、夹杂物过滤器、脱气装置、熔液流量控制装置中的任何一个环节的熔液)中，Ti量允许含有到0.08质量％为止。Ti含量低于0.01质量％时，得不到微细化铸锭组织的效果。另一方面，如果超过0.08质量％，则晶出物(金属化合物)粗大化，这将成为成形加工时的应力集中点，成为裂纹的起点。因此，添加Ti的情况下，Ti含量在0.01～0.08质量％。
(剩余部Al及不可避免的杂质)
翅片材的成分，除上述之外，余量由Al及不可避免的杂质构成。另外，作为不可避免的杂质，除上述Si、Mn、Cr之外，例如，原金属或中间合金中含有的、通常熟悉范围内的Mg、Zn、Ga、V、Ni等也分别允许含有到0.015质量％为止。
(厚度：0.1mm以下)
本发明根据近年对热交换器的小型化、轻量化、高性能化等的要求，从谋求翅片材薄壁化的观点出发，以0.1mm以下厚度的翅片材为对象。因此，翅片材的厚度为0.1mm以下。
(亚晶粒的平均粒径：2.5μm以下)
为了增加0.1mm以下厚度的翅片材的拉伸率，合金中的亚晶粒的平均粒径需要在2.5μm以下。如果亚晶粒的平均粒径超过2.5μm，则无法充分得到翅片材的拉伸率。因此，亚晶粒的平均粒径在2.5μm以下。还有，虽没有特别规定下限值，但可以是0μm(即，也可以不含亚晶粒)。通过设定这样的范围，即使是通过固溶Mn或固溶Cu等进行硬化加工时，也可以抑制套环裂纹的发生。
(β-Fiber的体积分率：80％以上)
所谓β-Fiber是面心立方金属的轧制集合组织，是Cu方位、S方位、Brass方位的总和。
为了增加0.1mm以下厚度的翅片材的拉伸率，合金中的β-Fiber的体积分率需要在80％以上。如果β-Fiber的体积分率低于80％，则伴随翅片材的兰克福特值的降低，会产生套环裂纹。另外，虽没有特别规定上限值，但可以是100％。
接下来，针对亚晶粒的平均粒径及β-Fiber的体积分率的测定方法进行说明。
首先，根据EBSP(Electron Back Diffraction Pattern)方法对扫描电子显微镜(SEM：Scanning Electron Microscopy-Electron)组织进行方位解析。EBSP方法是用电子射线照射试料，利用此时产生的反射电子菊池线衍射来确定结晶方位。另外，结晶方位的解析可以使用例如TSL公司生产的OIM(Orientation Imaging Microscopy：注册商标名)。根据该结晶方位解析，计算得出β-Fiber的体积分率。
另外，亚晶粒的平均粒径，根据该SEM/EBSP测定数据计算出晶粒的数量，用晶粒的数量除以翅片材的总面积，将各晶粒的面积接近圆形时的直径定义为亚晶粒的平均粒径。
另外，亚晶粒的平均粒径及β-Fiber的体积分率是可以根据成分组成及后述的制造条件来控制。具体来说，亚晶粒的平均粒径是根据各成分含量、均质化热处理条件(温度及时间)、热精轧结束温度、冷加工率、调质退火条件(温度及时间)来控制。另外，β-Fiber的体积分率是根据各成分含量、均质化热处理条件(温度及时间)、热精轧结束温度、冷加工率、调质退火条件(温度及时间)来控制。
本发明的翅片材，可以在翅片材表面具有表面处理皮膜。另外，翅片材表面是指翅片材的单面或双面。
(表面处理皮膜)
作为表面处理皮膜，根据使用环境或用途，可以例举化成皮膜、树脂皮膜、无机皮膜，也可以将这些组合起来(化成皮膜上加树脂皮膜、无机皮膜)。另外，作为树脂皮膜、无机皮膜，可以例举耐腐性树脂皮膜、亲水性树脂皮膜、亲水性无机皮膜、润滑性树脂皮膜等，这些也可适当组合。
作为化成皮膜，比如有磷酸铬酸盐。作为耐腐性树脂皮膜，有环氧树脂、尿烷树脂、丙烯树脂、聚酯树脂等，优选其膜厚为0.5～5μm。作为亲水性树脂有含有硅酸钠系无机物、聚丙烯酸或聚丙烯酸盐之类的树脂、含有磺酸基或磺酸基诱导体之类的树脂等，优选其膜厚为0.05～10μm。作为润滑性树脂皮膜有含有聚醚多元醇的树脂等，优选其膜厚为0.1～10μm。
组合耐腐性树脂皮膜、亲水性树脂皮膜、亲水性无机皮膜、润滑性树脂皮膜中的2种以上时，优选在耐腐性树脂皮膜的表面侧设置亲水性树脂皮膜，在亲水性树脂皮膜、亲水性无机皮膜的表面侧设置润滑性树脂皮膜。
<翅片材的制造方法>
本发明的翅片材的制造方法是所述翅片材的制造方法，进行热处理工序、热轧工序、冷加工工序和调质退火工序。甚至根据需要，也可以包括铸锭制作功能工序或者表面处理工序。
以下对各个工序进行说明。
(铸锭制作工序)
铸锭制作工序是溶解、铸造铝合金，制作铝合金铸锭的工序。
在铸锭制作工序中，从熔解具有上述组成的铝合金的熔液中，制作规定形状的铸锭。熔解、铸造铝合金的方法并没有特别限定，使用历来公知的方法即可。例如，可以使用真空感应炉熔解，使用连续铸造或者半连续铸造法来铸造。
(热处理工序)
热处理工序是对具有所述化学成分的铝合金铸锭，以450～510℃的温度实施1小时以上热处理(均质化热处理)的工序。
若热处理温度低于450℃，则铸锭组织的均质化不充分。还有会导致热加工性能的低下。另外，亚晶粒的平均粒径会变大，β-Fiber的体积分率会变小。另一方面，如果超过510℃，则在加热中，微细化的微细金属间化合物粗大化，亚晶粒粗大化而拉伸率降低。另外，会导致固溶量的增加。因此，热处理温度为450～510℃。另外，如果热处理为保持时间1小时以上就可得到所述效果，所以没有必要特别规定上限。另一方面，如果超过10小时，则效果会达到饱和，所以从经济上考虑，优选热处理时间在1～10小时之内。
(热轧工序)
热轧工序是在所述热处理后，在热精轧的结束温度在250℃以上低于300℃的条件下实施热轧的工序。
热精轧的结束温度低于250℃，材料的延展性低下，轧制自身困难，难以控制板厚，生产性低下。另一方面，如果为300℃以上，热轧板中形成再结晶组织，调质退火后生成纤维状的同一结晶方位群，在开孔及扩孔工序时发生缩颈。另外，β-Fiber的体积分率变小。因此，热精轧结束温度要为250℃以上低于300℃。优选为260～290℃。
(冷加工工序)
冷加工工序是在所述热轧后实施冷加工率96％以上的冷加工(冷轧)的工序。
热轧结束后，进行1次或多次冷加工，使翅片材达到所希望的最终板厚。但是，如果冷加工率低于96％，则调质退火后，亚晶粒粗大化，而且，β-Fiber的生成不充分。因此，冷加工中的冷加工率为96％以上。在此，如果冷加工的中途进行中间退火，则冷加工率为从中间退火到最终板厚为止的加工率。因此，进行中间退火时，冷加工率会难以达到96％以上，所以不实施中间退火。还有，冷加工率越高越好，所以没有特别设置上限。
(调质退火工序)
调质退火工序是在所述冷加工后在160～250℃的温度实施保持1～6小时的调质退火(精退火)的工序。
调质退火的温度低于160℃，则无法得到充分的组织恢复效果。另一方面，如果超过250℃，则退火后会产生再晶粒，以此为起点发生裂纹。另外，亚晶粒的微细化得不到促进，β-Fiber的生成也不充分。因此，调质退火的温度为160～250℃。
将翅片材用在减薄拉伸成形时，调质退火的温度的上限优选为210℃。减薄拉伸成形时，调质退火的温度如果超过210℃，则与混合拉伸成形相比，有成形性能低下的倾向，但如果在210℃以下，则其成形性能会比超过210℃时进一步提高。因此，用于减薄拉伸成形时，优选为160～210℃。
另外，调质退火通常实施1小时以上，如超过6小时，则效果饱和，因此，从经济出发，优选保持时间在1～6小时。
(表面处理工序)
表面处理工序是对调质退火后的翅片材实施表面处理的工序。
在表面处理工序中，形成化成皮膜时，可以通过使用通常的涂布型或反应型药剂的化成处理来进行。形成耐腐性树脂皮膜、亲水性树脂皮膜、润滑性树脂皮膜等的树脂皮膜时，可以通过使用辊涂的涂布、干燥来进行。
另外，在进行本发明时，在不给所述各个工序带来不良影响的范围之内，在所述各个工序之间或前后可以包含其他工序。例如，可以包括除去垃圾等异物的去除异物工序、对铸锭进行面削的面削工序、在调质退火工序或表面处理工序后，作为翅片材需要的进行适当机械加工的机械加工工序等。
而且，如此制造的翅片材根据各成形法进行成形加工，本发明的翅片材特别适合减薄拉伸成形或者混合拉伸成形。
减薄拉伸成形是在第1工序中进行开孔及扩孔加工(冲孔及Burring成形)、在第2、第3工序中进行打磨加工、第4工序中进行冲洗加工。另外，混合成形是在第1工序中进行胀形、第2工序中进行挤压、第3工序中进行开孔及扩孔加工(冲孔及Burring成形)、第4工序中进行打磨加工、第5工序中进行冲洗加工。而且，本发明的翅片材因耐套环裂纹性优异，从而能够抑制实施这些成形加工时套环裂纹的发生。
【实施例】
以上，陈述了用于实施本发明的方式，以下，将确认了本发明效果的实施例与没有满足本发明条件的比较例进行对比并具体说明。另外，本发明并不局限于该实施例。
〔试料制作〕
(实施例No.1～11、比较例：No.12～20)
将表1所示组成的铝合金熔解、铸造，成为铸锭，对此铸锭实施面削后，在480℃实施4小时的均质化热处理。对实施了该均质化的铸锭实施热轧，控制热精轧结束温度在270℃，制作成板厚3.0mm的热轧板。另外，分别以97.0％或者97.3％程度的冷加工率实施冷轧，板厚达到90μm和80μm后，实施如表1所示的温度及保持时间的调质退火，制成翅片材。
(实施例No.21～26、比较例：No.27～33)
将表2所示的铝合金(对应表1的合金A、B、D)进行熔解、铸造，成为铸锭，对该铸锭进行面削后，实施均质化热处理、热轧，成为板厚为3.0mm的热轧板。然后，除No.33以外，分别以97.0％或者97.3％程度的冷加工率实施冷轧，板厚达到90μm和80μm后，进行调质退火制成翅片材。No.33，对板厚3.0mm的热轧板以50％的冷加工率实施冷轧，然后用批次炉进行360℃×3小时的中间退火。之后，分别以94.0％或者94.7％程度的冷加工率实施冷轧，板厚达到90μm和80μm后，实施调质退火，制成翅片材。均质化热处理、热精轧的结束温度、调质退火的条件如表2所示。No.29没能制造出翅片材。
(实施例No.34～37、比较例：No.38～41)
对于与表2的No.21相同的翅片材No.34、35，与表2的No.22相同的翅片材No.36、37，与表2的No.27相同的翅片材No.38、39，与表2的No.32相同的翅片材No.40、41，实施了以下的表面处理(No.1～4)。
No.1：与特开2010-223520号公报的比较例1相同条件的表面处理(顺序设置化成皮膜、亲水性皮膜、润滑性皮膜)
No.2：与专利第3383914号公报的实施例1相同条件的表面处理(顺序设置化成皮膜、亲水性皮膜、润滑性树脂皮膜)
No.3：与特开2008-224204号公报的实施例1相同条件的表面处理(顺序设置化成皮膜、耐腐性皮膜、亲水性皮膜)
No.4：与特开2010-223514号公报的比较例21相同条件的表面处理(顺序设置化成皮膜、耐腐性皮膜)
成分组成如表1所示，制造条件如表2、3所示。表中，不满足本发明范围的，在数值处用下划线标示，不含有的成分的用“-”标示。另外，No.29没能制造出翅片材，所以在调质退火栏用“-”标示。No.19(合金C)是基于专利文献2的记载的铝合金翅片材，No.20(合金D)，虽制造条件不同，是基于专利文献1的记载的铝合金翅片材。No.32是基于专利文献1的记载的铝合金板。
接着，作为翅片材的组织形态，用以下方法测定亚晶粒的平均粒径及β-Fiber的体积分率。另外，使用以下的方法测定强度及拉伸率。
〔亚晶粒的平均粒径〕
亚晶粒的平均粒径是将以1000倍观察倍率拍摄试料表面的扫描电子显微镜(SEM)组织，以0.10μm测定间隔用EBSP方法进行方位解析，基于解析数据，在TSL公司制造OIM(Orientation Imaging Microscopy：商标注册名称)的软件上进行自动计算而得出。即，根据SEM/EBSP测定数据而计算出的晶粒数量除以翅片材的总面积，将各晶粒的面积接近圆时的直径定义为亚晶粒的平均粒径。还有，晶粒的数量是将被相邻晶粒间的方位差为2°以内的晶界包围的晶粒作为1个晶粒计数。
〔β-Fiber的体积分率〕
β-Fiber的体积分率是将以1000倍观察倍率拍摄的试料表面的扫描电子显微镜(SEM)组织，以0.10μm测定间隔用EBSP方法进行方位解析，根据解析数据，在TSL公司制造OIM(Orientation Imaging Microscopy：商标注册名称)的软件上进行自动计算而得出。即，将拍摄试料表面的总视野：2mm×2mm以上的面积中所占的、Brass方位、S方位、Cu方位的体积分率的合计定义为β-Fiber的体积分率。另外，各方位是将从理想方位到15°以内的均作为同一方位成分来解析。
〔强度及拉伸率〕
使拉伸方向与轧制方向平行，从翅片材切割出根据JIS5号的拉伸试验片。用该试验片，实施JISZ2241的拉伸试验，测量抗拉强度及拉伸率。另外，对本实施例及比较例进行评价的拉伸速度是5mm/min。
〔评价〕
对制作的翅片材通过减薄拉伸成形及混合拉伸成形实施冲压成形，评价耐套环裂纹性。
耐套环裂纹性评价是对冲压成形品400孔，通过目测计数套环部发生的裂纹来进行。
以“裂纹数/400×100(％)”为发生率，将发生率低于5％的定为(◎)、5％以上低于10％的定为(○)，10％以上低于20％的定为(△)，20％以上的定为(×)。而且，在全部减薄拉伸成形的90μm及80μm、混合拉伸成形的90μm及80μm中，均为合格(◎)、(○)、(△)。
测量结果及评价结果如表1～3所示。还有，表中，不满足本发明范围的在数值处用下划线标示，因无法制造翅片材而无法进行测量及评价的用用“-”标示。
【表1】
Figure BDA00002838931600121
*余量是不可避免的杂质。
【表2】
Figure BDA00002838931600122
※冷加工率50％（1.5mm厚)后，使用批次炉进行360℃×削时的退代。
【表3】
表面处理：No1是与特开2010-223520号公报的比较例1相同条件的表面处理；No2是与专利第3383914号公报的实施例1相同条件的表面处理；No3是与特开2008-224204号公报的实施例1相同条件的表面处理；No4是与特开2010-223514号公报的比较例21相同条件的表面处理
(根据成分进行的评价)
如表1所示，实施例No.1～11，因满足本发明的范围，耐套环裂纹性优异。
另一方面，比较例No.12～20，不满足本发明的范围，因此得到了以下结果。
No.12因Si含量超出上限值，所以粗大的金属间化合物增加，耐套环裂纹性差。
No.13因Fe含量低于下限值，所以亚晶粒的平均粒径超出上限值，耐套环裂纹性差。
No.15因Cu含量低于下限值，所以亚晶粒的平均粒径超出上限值，另外，β-Fiber的体积分率低于下限值，耐套环裂纹性差。No.16因Cu含量超出上限值，所以加工硬化，耐套环裂纹性差。
No.17因Mn含量超出上限值，所以粗大的金属间化合物增加，耐套环裂纹性差。No.18因Cr含量超出上限值，所以粗大的金属间化合物增加，耐套环裂纹性差。
No.19因Ti含量超出上限值，所以金属间化合物粗大化，耐套环裂纹性差。No.20不含有Cu，而且调质退火温度高，所以亚晶粒的平均粒径超出上限值，β-Fiber的体积分率低于下限值，耐套环裂纹性差。
(根据制造方法进行的评价)
如表2所示，实施例No.21～26，因满足本发明的范围，耐套环裂纹性优异。
另一方面，比较例No.27～33，不满足本发明的范围，因此得到以下结果。
No.27均质化热处理的温度低于下限值，所以亚晶粒的平均粒径超出上限值，另外，β-Fiber的体积分率低于下限值，耐套环裂纹性差。No.28均质化热处理的温度超出上限值，所以亚晶粒的平均粒径超出上限值，耐套环裂纹性差。
No.29热轧结束温度低于下限值，所以轧制自身困难，不能制造出翅片材。No.30热轧结束温度超出上限值，所以β-Fiber的体积分率低于下限值，耐套环裂纹性差。No.31调质退火的温度超出上限值，所以亚晶粒的平均粒径超出上限值，另外，β-Fiber的体积分率低于下限值，耐套环裂纹性差。
No.32均质化热处理的温度超出上限值，热轧结束温度低于下限值，调质退火温度超出上限值，所以亚晶粒的平均粒径超出上限值，另外，β-Fiber的体积分率低于下限值，耐套环裂纹性差。另外，轧制勉强可以进行。No.33因实施了中间退火，所以冷加工率低于下限值。因此，亚晶粒的平均粒径超出上限值，另外，β-Fiber的体积分率低于下限值，耐套环裂纹性差。
(实施表面处理时的评价)
No.34～41中的实施了表面处理的翅片材的耐套环裂纹性与未实施表面处理的翅片材为同样的结果。
还有，No.19、20、32的翅片材是设定分别记载于专利文献2、专利文献1、专利文献1中的现有的铝合金翅片材。如本实施例所示，这些现有的铝合金翅片材，在上述评价中是不满足一定水准。因此，根据本实施例，本发明的热交换器用铝合金翅片材优于现有的铝合金翅片材的事情是客观、明显的。
以上，针对本发明的热交换器用铝合金翅片材及其制造方法，举出实施方式及实施例进行详细说明，但是本发明的主旨并不局限于上述内容。另外，本发明的内容当然也能够基于所述记载加以大幅改变/变更等。
本申请是基于2010年9月3日申请的日本专利申请(特愿2010-198326)、2011年3月31日申请的日本专利申请(特愿2011-080856)，其内容也作为参考加入本文。
本发明的热交换器用铝合金翅片材，没有成形加工时的套环裂纹，翅片的外观也良好，能够得到高性能的热交换器。
权利要求书(按照条约第19条的修改)
1.(修改后)一种热交换器用铝合金翅片材，其特征在于，含有Fe：0.20～1.0质量％、Cu：0.02～0.1质量％，抑制成Si：0.15质量％以下、Mn：0.005质量％以下、Cr：0.015质量％以下，余量是Al以及不可避免的杂质，其中，
所述热交换器用铝合金翅片材的厚度为0.09mm以下，亚晶粒的平均粒径为2.5μm以下，且β-Fiber的体积分率为80％以上。
2.根据权利要求1所述的热交换器用铝合金翅片材，其特征在于，还含有Ti：0.01～0.08质量％。
3.根据权利要求1或2所述的热交换器用铝合金翅片材，其特征在于，在翅片材表面具备表面处理皮膜。
4.一种热交换器用铝合金翅片材的制造方法，其特征在于，是权利要求1或2所述的热交换器用铝合金翅片材的制造方法，其中，进行如下工序：
对具有所述化学成分的铝合金铸锭，在450～510℃的温度实施1小时以上的热处理的热处理工序；
在所述热处理后，在热精轧结束温度为250℃以上低于300℃的条件下实施热轧的热轧工序；
在所述热轧后，进行冷加工率为96％以上的冷加工，使板厚为0.1mm以下的冷加工工序；和
在所述冷加工后，实施在160～250℃的温度保持1～6小时的调质退火的调质退火工序。

Claims (4)

1.一种热交换器用铝合金翅片材，其特征在于，含有Fe：0.20～1.0质量％、Cu：0.02～0.1质量％，抑制成Si：0.15质量％以下、Mn：0.015质量％以下、Cr：0.015质量％以下，余量是Al以及不可避免的杂质，其中，
所述热交换器用铝合金翅片材的厚度为0.1mm以下，亚晶粒的平均粒径为2.5μm以下，且β-Fiber的体积分率为80％以上。
2.根据权利要求1所述的热交换器用铝合金翅片材，其特征在于，还含有Ti：0.01～0.08质量％。
3.根据权利要求1或2所述的热交换器用铝合金翅片材，其特征在于，在翅片材表面具备表面处理皮膜。
4.一种热交换器用铝合金翅片材的制造方法，其特征在于，是权利要求1或2所述的热交换器用铝合金翅片材的制造方法，其中，进行如下工序：
对具有所述化学成分的铝合金铸锭，在450～510℃的温度实施1小时以上的热处理的热处理工序；
在所述热处理后，在热精轧结束温度为250℃以上低于300℃的条件下实施热轧的热轧工序；
在所述热轧后，进行冷加工率为96％以上的冷加工，使板厚为0.1mm以下的冷加工工序；和
在所述冷加工后，实施在160～250℃的温度保持1～6小时的调质退火的调质退火工序。
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