JP2006225722A - ブレージング用アルミニウム合金フィン材 - Google Patents

Abstract

【課題】フィン材の薄肉化に必須である耐エロージョン性、コルゲート成形性を満足する高強度、高熱伝導性フィン材が開発されていない現状を鑑み、ろう付加熱後の強度が高いアルミニウム合金製熱交換器用フィン材において、ろう付加熱前の成形性、及び耐ろう材エロージョン性に優れたフィン材を提供することを目的とする。
【解決手段】１．４ｗｔ．％を越え１．８ｗｔ．％以下のＦｅ、０．８ｗｔ．％以上１．０ｗｔ．％以下のＳｉおよび０．６ｗｔ．％を越え０．９ｗｔ．％以下のＭｎを含有し、残部がＡｌと不可避不純物から成るアルミニウム合金において、フィン平面表層から見た表面積の８０％以上が圧延方向に長さ１０ｍｍ以上である再結晶粒によって占められているブレージング用アルミニウム合金フィン材。
【選択図】図１

Description

本発明は強度、熱伝導性、およびコルゲート成形性に優れ、フィンの薄肉化が可能なブレージング用アルミニウム合金フィン材に関するものである。

ブレージングによってラジエータなどの自動車用熱交換器に使用されるフィン材は、コルゲート成形され、チューブ材と組み合わせてろう付接合される。近年熱交換器の軽量化、コスト低減の要求がますます高まり、フィン材はじめ主要部材の薄肉化がさらに進行している。フィン材を薄くする際に熱交換器の特性を維持或いは向上するため、近年のフィン材はさまざまな元素を添加したり、工程を検討することによって、高強度化を実現している。
添加元素を変更した発明例として、Ａｌ−Ｆｅ−Ｎｉ系合金フィン材（例えば、特許文献１，２参照）が提案されているが、このフィン材は強度と熱伝導性は優れるものの自己耐食性に劣り、従ってフィンの薄肉化には適さない合金である。また、工程を検討した発明として、連続鋳造圧延での冷却速度を規定して強度および導電性を高めたＡｌ−Ｆｅ−Ｍｎ−Ｓｉ系合金フィン材（例えば、特許文献３参照）があるが、この文献中に記載されているとおり、このフィン材は素材の再結晶粒径が極端に小さい。従って、ろう付中にろう拡散によってフィン材が座屈する可能性が高く、薄肉化には適さないものである。

また、双ロール連続鋳造圧延を用いることにより、高強度・高熱伝導性を有するフィン材を提案している（例えば、特許文献４参照）。このフィン材は、ろう付加熱まで圧延組織（繊維状組織）を保持することによって耐ろう拡散性を高めている。しかし近年の高強度化、薄肉化されたフィン材はスプリングバックが大きいため、コルゲート成形する場合に所望のフィンピッチが得られないことがある。
そこで、スプリングバック量の低減のため、素材の耐力を下げる目的で中間焼鈍によってアルミニウム合金を再結晶させる場合に、その再結晶組織が微細であると前述のようにろう拡散が生じ、逆に再結晶組織がある程度大きいとコルゲートフィンの山高さ（下頂点Ｒ部から上頂点Ｒ部までの高さ）にばらつきが生じ、ろう付接合率が低下することがある。フィンの山高さのばらつきに関しては、詳しくは後述する。

さらに、ろう付後強度、熱伝導性、自己耐食性、および耐エロージョン性に優れたフィン材について提案されているが、コルゲート成形性については触れられていない（例えば、特許文献５参照）。すなわち、この特許の請求項における最終冷間圧延率は１５〜５０％であるが、最終冷間圧延率が１５％と５０％では、素材強度、結晶組織形状が大きく異なるのは明白であり、これはコルゲート成形性について考慮されていないためである。さらに、この文献の実施例を見ると、全て中間焼鈍は1分未満の連続式焼鈍を用いている。最終板厚と最終冷間圧延率から逆算すると、板厚０．１１ｍｍにおいて連続式焼鈍を行っており、これは工業用設備においてはかなり困難な、限定された設備でのみ実施可能な条件といえる。一般的な連続式焼鈍炉は、コスト、性能の点から板厚０．３〜１．０ｍｍで実施することが前提とされている。例えば板厚０．３ｍｍにおいて連続焼鈍を行い、その後０．０８ｍｍまで冷間圧延すると、最終冷間圧延率は７０％を越え、コルゲート成形時のスプリングバック、及びろう付時のエロージョンが発生する可能性が極めて高い。

特開平７−２１６４８５号公報 特開平８−１０４９３４号公報 国際公開ＷＯ００／０５４２６号パンフレット 特開２００２−２４１９１０号公報 特開２００２−２５６４０２号公報

このように、フィン材の薄肉化において必須である耐エロージョン性、さらにコルゲート成形性を満足する高強度、高熱伝導性フィン材が開発されていない現状を鑑み、本発明は、ろう付加熱後の強度が高いアルミニウム合金製熱交換器用フィン材であり、ろう付加熱前の成形性、及び耐ろう材エロージョン性に優れたフィン材を提供することを目的とする。

本発明者らは上記課題に適合するアルミニウム合金について鋭意研究した結果、合金組成と素材の再結晶組織を見極めることにより良好なアルミニウム合金フィン材が得られることが判明した。
すなわち本発明は、
（１）１．４ｗｔ．％を越え１．８ｗｔ．％以下のＦｅ、および０．８ｗｔ．％以上１．０ｗｔ．％以下のＳｉ、０．６ｗｔ．％を越え０．９ｗｔ．％以下のＭｎを含有し、残部がＡｌと不可避不純物から成るアルミニウム合金であって、フィン平面表層から見た表面積の８０％以上が圧延方向に長さ１０ｍｍ以上である再結晶粒によって占められていることを特徴とするブレージング用アルミニウム合金フィン材
を提供するものである。

本発明では、合金の組成を規定することによって第二相分散粒子の種類とサイズをコントロールしている。これによってろう付相当加熱後のフィン材の引張強さと導電率を向上できる。さらに本発明では、結晶組織を規定することにより、薄肉化が進み、コルゲート成形の精度を高めるのが困難になってきたフィン材の成形性を改善した。なお、本発明が規定する結晶組織は、合金組成の規定なしでは得ることができないが、合金組成の規定だけではなく、適切な製造工程が必要な場合もあり、結晶組織は簡便な王水エッチングによって確認することができるものである。
このようにして得られるブレージング用フィン材は、ろう付後の引張強さ、熱伝導性、耐フィン溶け性、コルゲート成形性などの、フィン材を薄肉化するために必要な特性が向上する。従って、本発明によればフィン材の薄肉化が可能であり工業上顕著な効果を奏する。

本発明のブレージング用アルミニウム合金フィン材料の好ましい実施の態様について、詳細に説明する。
まず、本発明において、アルミニウム（Ａｌ）合金の組成を上記のように限定した理由を以下に説明する。
本発明ではＡｌ−Ｆｅ−Ｍｎ−Ｓｉ系金属間化合物が微細に分散し、それらが中間焼鈍時に転位や亜結晶粒界の移動を妨げる作用効果によって、粗大な再結晶組織をもつＡｌ合金を得ることが目的である。必須元素である鉄（Ｆｅ）、ケイ素（Ｓｉ）、マンガン（Ｍｎ）はいずれもフィン材のろう付後の強度向上、及び微細な金属間化合物を得る目的で添加する。
本発明の合金では、Ｆｅの含有量は１．４質量（ｗｔ．）％を越え１．８ｗｔ．％以下であり、好ましくは１．５ｗｔ．％を越え１．７ｗｔ．％未満である。Ｆｅ含有量が少なすぎると強度の向上が十分ではなく、上限を越えると晶出相が粗大化し、再結晶の核生成サイトが増すために再結晶組織が微細となる。またフィン材の耐食性が低下する。

Ｓｉの含有量は０．８ｗｔ．％以上１．０ｗｔ．以下である。Ｓｉの添加が少な過ぎる場合、金属間化合物の大部分がＡｌ−Ｍｎ系の化合物となる。この化合物は微細であり、加熱時の再結晶粗大化には有効であるが、ろう付加熱によってそのほとんどが母相中に再固溶するためろう付加熱後の強度が低下する。また、Ｓｉの量が多すぎると合金の融点が低下し、ブレージング用フィン材として用いる場合にろう材の拡散によってフィン材が座屈してしまう。
Ｍｎの含有量は０．６ｗｔ．％を越え０．９ｗｔ．以下であり、好ましくは０．６５ｗｔ．％を越え０．８ｗｔ．％未満である。Ｍｎの添加量が少な過ぎる場合、Ａｌ−Ｆｅ−Ｓｉ系金属間化合物が増す。Ａｌ−Ｆｅ−Ｓｉ系金属間化合物は、Ａｌ−Ｆｅ−Ｍｎ−Ｓｉ系と比較して粗大なため、再結晶組織の粗大化が不十分となる。また、ろう付加熱後の強度も十分に向上することが出来ない。逆にＭｎの添加量が多すぎると熱伝導性と圧延性が低下する。

また、本発明のフィン材を構成するＡｌ合金には、前記の必須元素に加え、犠牲陽極効果を有する亜鉛（Ｚｎ）,インジウム（Ｉｎ）,すず（Ｓｎ）のうちの１種または２種以上、または/および強度向上に有効な銅（Ｃｕ）,チタン（Ｔｉ）,ジルコニウム（Ｚｒ）を加えても良い。Ｚｎ,Ｉｎ,Ｓｎの添加は、犠牲陽極効果の付与とともに、フィン材自身の自己耐食性が劣化するので、それぞれの上限値はＺｎ：３．０％，Ｉｎ：０．３％，Ｓｎ：０．３％とする。また、上述の強化元素を多量に加えると、Ｃｕ，Ｔｉの場合にはろう付後のフィン材の熱伝導性や、耐食性、犠牲陽極効果が、Ｚｒの場合には圧延性、疲労特性が低下するので、これらの元素を加える場合の好ましい上限はそれぞれ、Ｃｕ：０．２５％，Ｔｉ：０．１％，Ｚｒ：０．１％とする。
上述の元素の他に、化合物をさらに微細化する元素（例えば、Ｎｉ，Ｃｒ，Ｃｏ）を本願発明ののフィン材に加えても構わない。その場合には、フィン材の耐食性、結晶組織制御の観点から好ましい上限は０．２ｗｔ．％とする。

次に、本発明の「フィン平面表層から見た表面積の８０％以上が圧延方向に長さ１０ｍｍ以上である再結晶粒によって占められている」と規定した理由を説明する。
ここで「フィン平面表層から見た表面積」とは、フィン材の板厚方向と垂直な面（ＬＴ−ＳＴ面）から目視したときの表面積をいい、その際のフィン材の大きさ（長さおよび幅）はいくつでも良い。スリッターを施した製品条幅でも、スリッター前の圧延全幅でも構わない。測定の便宜上、製品条幅が好ましいが、どの大きさで測定しようとも結果は同じである。
本発明者らが種々の結晶粒径を持つフィン材を成形してその平面を観察したところ、圧延方向に１０ｍｍ以上の長さを持つ再結晶組織であると、近年の熱交換器におけるフィン山高さが７〜１０ｍｍ程度であるため、コルゲート成形した際の頂点Ｒ部に結晶粒界が当たる確率が極端に下がることが分かった。図２（ｂ）に示すよう、頂点Ｒ部近傍に結晶粒界が当たると、コルゲート成形時に結晶粒界でフィンが折れ、その結果フィン山高さにばらつきが生じるのであが、図２（ａ）に示すように結晶粒界が頂点Ｒ部に無ければ、フィンは変形しない。このような効果を得るには、フィン平面表層の表面積の約８０％以上、好ましくは８５％以上がこのような粗大再結晶粒組織を有する必要があることが分かった。

フィン材平面表層の結晶組織を観察するには、得られた合金フィン材を王水中に浸漬し、板材表面を直接観察すれば良い。本願発明のような粗大な結晶組織を観察するには目視で十分である。圧延方向に粗大である結晶粒は、通常、板厚方向に１〜２個の結晶粒しか有さないため、表層からの観察を行えば良い。本発明において、表層から見た表面積の８０％以上、好ましくは８５％以上が圧延方向に長さ１０ｍｍ以上、好ましくは１０〜８０ｍｍ、さらに好ましくは１０〜４０ｍｍの再結晶粒によって占めるられているのが好ましい。
本発明フィン材の一例の平面表層からの結晶組織を写真により図１に示す。スケールの最小目盛りは１ｍｍであり、再結晶粒のサイズは圧延方向（図中左右方向）で測定するものである。図示のとおり、表層の略全域が約１５ｍｍ以上の結晶粒で占められている。

図３に、本発明例で得られたフィン材をコルゲート成形したＲ加工部断面の結晶組織写真の一例を示す。図１の写真で示したように本発明例によって得られたフィン材は結晶粒が１０ｍｍ以上と長いため、図３に示したとおり結晶粒界（写真中に点線で示した）がＲ加工部に当たらず、コルゲート成形が良好になされている。
図４は、従来のフィン材の一種である、結晶粒が完全にファイバー組織を有するフィン材のＲ加工部断面の結晶組織写真の一例である。完全ファイバー組織の場合も、一般に結晶粒が長いため、図４に示すとおり結晶粒界がＲ加工部に当たらず、コルゲート成形が良好になされている。ただし、既に述べたように薄肉化のために高強度化した合金フィン材を、完全ファイバー組織で製造すると、結晶粒の表面積に占める割合が低いため、素材強度が高くなる。従って、図４よりもフィンが薄肉化、或いは熱交換器の小型化に伴う加工部Ｒの減少があると、図４のような良好な成形は得られないと考えられる。
図５および図６は、従来のフィン材の一種である、ほとんどが１０ｍｍ以下の大きさの結晶組織を有する同一のフィン材の異なる場所を観察したＲ加工部断面写真の一例である。図６に示す場所では結晶粒界がＲ加工部近傍に高確率で当たっており、その結果図６に示したようにＲ近傍でフィンの屈曲が生じている。このように従来のフィン材ではフィン全体に所望のフィン形状が得られていない。

次に本発明のアルミニウム合金フィン材の製造法の一例を述べる。
本発明で規定した成分と組成比をもつＡｌ合金には、上記したように微細な金属間化合物が密に分散しているため、最後の中間焼鈍後の再結晶粒は粗大化する。
上記した成分組成をもつＡｌ合金を溶解し、得られる溶湯を双ロール連続鋳造圧延法により鋳造してコイル状に巻取り、通常の方法で冷間圧延し、３００〜４８０℃、３０〜１５００分の最後の中間焼鈍を行った後、冷間圧延してフィン材を製造する。
このようにして得られた本発明のフィン材は、ろう付加熱後の特性、特に高強度でありながら、ろう付加熱中の耐ろう拡散性およびろう付加熱前のコルゲート成形性に優れるものである。このような特性は、合金組成と、圧延後のフィン材再結晶組織形状を制御することにより、ろう拡散が生じにくい十分な大きさ、さらにフィン山高さから割り出した頂点Ｒ部に結晶粒界がぶつからない十分な長さを達成することによって実現することができる。

以下に本発明を実施例に基づいてさらに詳細に説明する。
（本発明例および比較例）
表1に示す金属成分と組成比（質量％）のＡｌ合金を溶解し、得られる溶湯を双ロール連続鋳造圧延法により鋳造してコイル状に巻き取り、０．０８ｍｍまで冷間圧延、４００℃、１２０分間の最後の中間焼鈍を行い、その後冷間圧延により０．０６ｍｍのフィン材を製造した。

（試験例）
本発明例および比較例で製造された合金Ｎｏ．１〜１０の各々のフィン材について、結晶組織を調査し、以下の評価試験を行った。
圧延破断の有無は、前記の冷間圧延中の破断の有無である。
結晶組織は、Ａｌ合金フィン材２００ｍｍ×２００ｍｍの表面を王水に浸漬することによりマクロエッチングして、肉眼でマクロ組織を観察した。「圧延後結晶組織」が「○」とは、表面積の８０％以上が圧延方向に長さ１０ｍｍ以上の再結晶粒に占められているものであることを示し、「×」は１０ｍｍ以上の再結晶粒が占める表面積が８０％以下のものを示す。なお、表面積中の１０ｍｍ以上の再結晶粒が占める割合は、マクロエッチングしたフィン材表面を画像としてコンピュータに取込、画像解析ツールを用いて解析した。
耐垂下性は、フィン材を突き出し長さが５０ｍｍとなるように水平に支持し、６００℃で１０分間加熱し、加熱後の垂下量(ｍｍ)を測定し、評価した。
また、ろう付け相当加熱後の引張強さおよび導電率は、前記フィン材をろう付相当条件（６００℃×４分）で加熱したのち、引張強さ、および導電率を測定した。引張強さはＪＩＳ Ｚ ２２４１に準じ、導電率はＪＩＳ Ｈ ０５０５に準じてそれぞれ測定し、評価した。なお、導電率は熱伝導性の指標となる。

さらに、前記冷間圧延後のフィン材を幅１６ｍｍにスリットし、フィン山の間隔が２．５ｍｍとなるようにコルゲート機をセッティングし、各フィン材サンプルをコルゲート成形し１００山の成形フィン材を作製した。山高さバラツキの有無について、フィン山間隔を測定し、２．５ｍｍ±２０％以上のフィン山が何箇所あるかを調査した。１００山中、１０箇所以上でフィン山間隔がばらついていた場合を「×」と評価し、それ以外を「○」とした。
一方で、コルゲート状に成形したフィン材を、長さ１００ｍｍのチューブ材に組み付け、ろう付けにより５段のミニコアを作製し、このミニコアについてフィン溶けの有無をミクロ観察により調べた。フィン溶けの生じたものは「有」と評価した（特開２００２−２４１９１０公報参照）。なお、冷間圧延中に破断したものは、残部をラボ設備を用いてフィン材に冷間圧延して調査し評価した。
これらの調査および評価試験の結果を次の表２に示す。

表２から明らかなように、本発明例であるＮｏ．１〜４はいずれも冷間圧延中に破断したりせず、フィン材に製造することができた。そして、耐垂下性に優れ、ろう付時相当の加熱後における引張強さと導電率も高く、フィン溶けも生じなかった。さらに結晶組織が本発明で規定するものは、コルゲート成形による山高さのばらつきもほとんどなかった。
一方、比較例５は添加Ｆｅ量が多いため、化合物相が粗大化したと考えられる。そのため再結晶の核生成サイトが増し、再結晶組織が微細となった。その結果、垂下量が増加し、フィン溶けが生じた。さらにコルゲート成形による山高さがばらついた。
逆に比較例６はＦｅ量が少なく、ＭｎとＳｉの晶析出量が減少したため、ろう付相当加熱後の引張強さと導電率が低下した。
比較例７は添加Ｓｉ量が多いために、ろう付時フィン溶けが生じた。
比較例８はＳｉが少なく、第二相分散粒子の大部分がＡｌ−Ｍｎ系金属間化合物となっていた。Ａｌ−Ｍｎ系化合物はサイズが小さく、ろう付時にその大部分がマトリックス相に再固溶した。その結果、ろう付相当加熱後の引張強さと導電率が低下した。
比較例９は、添加Ｍｎ量が多く、圧延中に破断した。残部から作製したフィン材は、ろう付相当加熱後の導電率が低下していた。
比較例１０は、添加Ｍｎ量が少ないため、第二相分散粒子の大部分がＡｌ−Ｆｅ−Ｓｉ系金属間化合物となっていた。Ａｌ−Ｆｅ−Ｓｉ系化合物は、Ａｌ−Ｆｅ−Ｍｎ−Ｓｉ系金属間化合物と比較して粗大であるため、再結晶の核生成サイトとなり、再結晶が微細となった。その結果、垂下量が増加し、フィン溶けが生じた。さらにコルゲート成形による山高さがばらついた。しかもろう付相当加熱後の引張強さも大きく低下した。

本発明例のフィン材の表面の再結晶組織の一例の写真である。 コルゲート成形を示す説明図であり、（ａ）は本願発明の一例で、成形がきれいにできることを、（ｂ）は従来例でフィン高さにバラツキが生じることを示す。 本発明例のフィン材のＲ加工部断面の再結晶組織の一例の写真である。 従来例のフィン材のＲ加工部断面の再結晶組織の一例の写真である。 従来例のフィン材のＲ加工部断面の再結晶組織の一例の写真である。 従来例のフィン材のＲ加工部断面の再結晶組織の一例の写真である。

Claims (1)

1. １．４ｗｔ．％を越え１．８ｗｔ．％以下のＦｅ、０．８ｗｔ．％以上１．０ｗｔ．％以下のＳｉおよび０．６ｗｔ．％を越え０．９ｗｔ．％以下のＭｎを含有し、残部がＡｌと不可避不純物から成るアルミニウム合金であって、フィン平面表層から見た表面積の８０％以上が圧延方向に長さ１０ｍｍ以上である再結晶粒によって占められていることを特徴とするブレージング用アルミニウム合金フィン材。