JP2009270180A - 熱交換器用アルミニウム合金フィン材およびその製造方法並びに熱交換器 - Google Patents

Abstract

【課題】適度のろう付け前強度を有し、ろう付け後の強度、熱伝導率、耐エロージョン性に優れ、特に成形時の金型摩耗を低減できる熱交換器用アルミニウム合金フィン材およびその製造方法並びに熱交換器を提供する。
【解決手段】化学組成が、質量％で、Si:0.8〜1.0％、Fe:1.1〜1.4%、Mn:0.6〜0.7%、Zn:0.5〜0.9%、但しFe+Mn:2.0%以下、残部Alおよび不可避的不純物から成り、該不可避的不純物のうちMg:0.05%以下、
固相線温度が620℃以上、
ろう付け後の状態において、耐力40MPa以上、導電率49.5%IACS以上、自然電位-740mV以下、
金属組織中で観察される円相当径１μｍ以上の第２相粒子の単位面積当たり個数が６千個/mm²以下であるアルミニウム合金フィン材。上記化学組成の溶湯を双ベルト式鋳造機により連続鋳造し、中間焼鈍を含む冷間圧延により最終板厚40〜200μｍにする。
【選択図】図４

Description

本発明は、熱交換器用アルミニウム合金フィン材およびその製造方法並びに熱交換器に関し、特に金型加工における金型の摩耗を低減できる熱交換器用アルミニウム合金フィン材およびその製造方法並びに熱交換器に関する。

アルミニウム製熱交換器には、アルミニウム製の作動流体通路構成材料などにアルミニウム合金フィン材をろう付けしたものが用いられる。熱交換器の性能特性を向上させるため、このアルミニウム合金フィン材として、作動流体通路構成材料を防食するために犠牲陽極効果が要求されるとともに、ろう付け時の高温加熱により変形したり、ろうが浸透したりしないように優れた耐サグ性、耐エロージョン性が要求される。

フィン材には、上記基本的な特性を満足するために、Ｍｎ、Ｆｅが添加されているが、最近では、製造プロセスに工夫を凝らして、さらにろう付け前の耐力が低く、且つろう付け後の耐力が高く且つろう付け後の伝熱特性に優れた熱交換器用高強度アルミニウム合金フィン材が開発されている。

特許文献１には、Ｓｉ：０．７〜０．９５％、Ｆｅ：１．２〜１．８％、Ｍｎ：０．３〜０．５％、Ｚｎ：０．３〜１．５％および残部Ａｌを含む合金を、１０℃/秒を超える冷却速度で連続ストリップキャストし、再圧延板を中間厚みに冷間圧延し、得られた板をアニーリングし、最終厚みに冷間圧延する、ろう付け加熱後の導電率４９％ＩＡＣＳを超える（すなわち熱伝導率の高い）フィン素材の製造方法が提唱されている。

特許文献２には、Ｓｉ：０．７〜１．３wt％、Ｆｅ：２．０wt％を超え２．８wt％以下、Ｍｎ：０．６wt％を超え１．２wt％以下、Ｚｎ：０．０２wt％を超え１．５wt％以下、および残部Ａｌおよび不可避的不純物から成る合金注湯を、双ベルト式鋳造機に注湯して、厚さ５〜８ｍｍの薄スラブを連続して鋳造し、コイル状に巻き取った後、焼鈍と圧延を施して所定厚さとする、フィン材の製造方法が開示されている。

しかし、上記従来技術のように双ベルト式鋳造機によって薄スラブを連続して鋳造し、コイル状に巻き取った後、焼鈍と圧延を施して所定厚さに製造されたフィン材においては、その組成によっては、フィン材金属組織中で観察される円相当径１μｍ以上の第２相粒子の単位面積当たり個数が非常に多くなり、フィン材成形時の金型摩耗が問題となっていた。すなわち一般に、フィン材と他の熱交換器用部材とをろう付けする前に、フィン材を金型成形するが、上記従来技術によるフィン材の金属組織中には硬度の高い第２相粒子が多数存在する。そのため、金型による連続成形を行うと、金型の刃の摩耗が進行し、フィン材の成形箇所にバリが発生するようになる。金型の摩耗が進行して大きなバリが発生すると、バリによる通風抵抗が顕著になり、熱交換器としての放熱特性が低下する。

特表２００２−５２１５６４号公報 特開２００４−２７７７５６号公報

本発明の目的は、ろう付け前に適度の強度を有し、ろう付け後の状態において強度、熱伝導率、耐エロージョン性に優れ、特に成形時の金型摩耗を大幅に低減できる熱交換器用アルミニウム合金フィン材およびその製造方法を提供することである。

上記の目的を達成するために、第１発明によれば、化学組成が、質量％で、Ｓｉ：０．８〜１．０％、Ｆｅ：１．１〜１．４％、Ｍｎ：０．６〜０．７％、Ｚｎ：０．５〜０．９％、但しＦｅ＋Ｍｎ：２．０％以下、残部Ａｌおよび不可避的不純物から成り、該不可避的不純物としてのＭｇ：０．０５％以下であり、
固相線温度が６２０℃以上であり、
ろう付け後の状態において、耐力４０ＭＰａ以上、導電率４９．５％ＩＡＣＳ以上、自然電位−７４０ｍＶ以下であり、
金属組織中で観察される円相当径１μｍ以上の第２相粒子の単位面積当たり個数が６千個/ｍｍ^２以下である
ことを特徴とする、高強度で且つ伝熱特性、犠牲腐食性、ろう付け性および金型の耐摩耗性に優れた熱交換器用アルミニウム合金フィン材が提供される。
である。

更に、第１発明の熱交換器用アルミニウム合金フィン材の製造方法として、第２発明によれば、上記化学組成の溶湯を注湯して、双ベルト式鋳造機により厚さ５〜１５ｍｍの薄スラブを連続的に鋳造してロールに巻き取った後、第１次冷間圧延を施した後、３５０〜５５０℃で第１次中間焼鈍を施し、更に第２次冷間圧延を施した後、２５０〜４５０℃での第２次中間焼鈍を施し、最後に最終冷延率２０〜７５％の冷間圧延を行って最終板厚４０〜２００μｍとすることを特徴とする、熱交換器用アルミニウム合金フィン材の製造方法が提供される。
更に第３発明によれば、第１発明に係る熱交換器用アルミニウム合金フィン材を備える熱交換器が提供される。

本発明は上記構成により、金型成形時の金型摩耗を大幅に低減できる。特に、化学組成上の特徴として、従来のフィン材に対してＦｅ含有量を１．１〜１．４％と低く抑えて、（Ｆｅ＋Ｍｎ）含有量を２．０％以下に限定することで、フィン材の金属組織中で観察される円相当径１μｍ以上の第２相粒子の単位面積当たり個数を６千個/ｍｍ^２以下とすることができ、金型摩耗を大幅に低減できる。

本発明の熱交換器用アルミニウム合金フィン材の化学組成の限定理由を説明する。なお、特に断らない限り、本願における成分元素の含有量を表わす「％」は「質量％」である。

〔Ｓｉ：０．８〜１．０％〕
Ｓｉは、Ｆｅ、Ｍｎと共存してろう付け時にサブミクロンレベルのＡｌ−（Ｆｅ・Ｍｎ）−Ｓｉ系の化合物を生成し、強度を向上させる。この効果を得るためにはＳｉ含有量０．８％以上が必要である。ただしＳｉ含有量が１．０％を超えると、固相線温度が低下するため、ろう付け時にフィン材のエロージョンを発生させる虞が高まる。更に、Ｓｉの固溶量が高くなり、ろう付け後の自然電位が貴となるため、犠牲陽極効果が低下するだけでなく、導電率（すなわち熱伝導率）が低下する。したがって、Ｓｉ含有量は０．８〜１．０％に限定する。

〔Ｆｅ：１．１〜１．４％〕
Ｆｅは、Ｍｎ、Ｓｉと共存してろう付け時にサブミクロンレベルのＡｌ−（Ｆｅ・Ｍｎ）−Ｓｉ系の化合物を生成し、強度を向上させるとともに、ＳｉおよびＭｎの固溶量を減少させ電位を卑にして、導電率（熱伝導率）を向上させる。この効果を得るためにはＦｅ含有量１．１％以上が必要である。Ｆｅ含有量１．１％未満では、強度が低下するだけでなく、ろう付け後の自然電位を卑にして犠牲陽極効果を向上させる効果が低下し、導電率も低下する。ただしＦｅ含有量が１．４％を超えると、（Ｆｅ＋Ｍｎ）含有量が２．０％を超えてしまい、金型の耐摩耗性が低下する。したがって、Ｆｅ含有量は１．１〜１．４％に限定する。好ましいＦｅ含有量は１．１５〜１．３５％である。

〔Ｍｎ：０．６〜０．７％〕
Ｍｎは、Ｆｅ、Ｓｉと共存させることによりろう付け時にサブミクロンレベルのＡｌ−（Ｆｅ・Ｍｎ）−Ｓｉ系化合物として高密度に析出して、ろう付け後の合金材の強度を向上させる。また、サブミクロンレベルのＡｌ−（Ｆｅ・Ｍｎ）−Ｓｉ系析出物は強い再結晶阻止作用を有するため再結晶粒が粗大になり、耐エロージョン性が向上する。この効果を得るためにはＭｎ含有量０．６％以上が必要である。ただし、Ｍｎ含有量が０．７％を超えると、Ｍｎの固溶量が増加して熱伝導率が低下し、さらにＦｅ含有量によっては（Ｆｅ＋Ｍｎ）含有濃度が２．０％を超えてしまい、金型摩耗を低減する効果が低下する。したがって、Ｍｎ含有量は０．６〜０．７％に限定する。

〔Ｚｎ：０．５〜０．９％〕
Ｚｎは、フィン材のろう付け後の自然電位を卑にするため、犠牲陽極効果を与える。この効果を得るにはＺｎ含有量０．５％以上が必要である。ただし、Ｚｎ含有量が０．９％を超えると、Ｚｎの固溶によって導電率が低下する。したがって、Ｚｎ含有量は０．５〜０．９％に限定する。好ましいＺｎ含有量は０．６５〜０．８５％である。

〔Ｆｅ＋Ｍｎ：２．０％以下〕
Ｆｅ含有量を１．１〜１．４％と低く抑えた上で、Ｆｅ＋Ｍｎの合計含有量を２．０％以下に限定することで、フィン材の金属組織中で観察される円相当径１μｍ以上の第２相粒子の単位面積当たり個数を６千個/ｍｍ^２以下とすることができ、金型の耐摩耗性に優れた熱交換器用アルミニウム合金フィン材を得ることができる。Ｆｅ＋Ｍｎ合計含有量が２．０％を超えると、フィン材金属組織中で観察される円相当径１μｍ以上の第２相粒子の単位面積当たり個数が６千個/ｍｍ^２を超え、フィン材の連続金型成形時に金型の刃の摩耗進行速度が増大し、フィン材の成形箇所に発生するバリ高さの増加量も増大し、結果的に金型寿命が短くなる。したがって、（Ｆｅ＋Ｍｎ）含有量は２．０％以下に限定する。

〔Ｍｇ：０．０５％以下〕
Ｍｇは、ろう付け性に影響し、含有量が０．０５％を超えると、ろう付け性を害する虞がある。とくにフッ化物系フラックスを用いたろう付けの場合、フラックス成分中のフッ素（Ｆ）と合金中のＭｇとが反応し易く、ＭｇＦ₂ などの化合物が生成する。そのためろう付け時に有効に作用するフラックスの絶対量が不足し、ろう付け不良が生じ易くなる。従って、不可避的不純物のうち特にＭｇの含有量を０．０５wt％以下に限定する。

Ｍｇ以外の不純物成分について、Ｃｕは材料の電位を貴にするため０．２％以下に制限するのが好ましく、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｔｉ、Ｖは、微量でも材料の導電率（熱伝導率）を著しく低下させるので、これらの元素の合計含有濃度は０．２％以下に限定するのが好ましい。
次に、化学組成以外の構成について限定理由を説明する。

〔固相線温度が６２０℃以上〕
固相線温度が６２０℃未満の場合、ろう付け加熱時に結晶粒界に沿ってエロージョンを起こし易くい。したがって、固相線温度は６２０℃以上に限定する。

〔ろう付け後の状態において、耐力４０ＭＰａ以上、導電率４９．５％ＩＡＣＳ以上、自然電位―７４０ｍＶ以下〕
〔１〕耐力４０ＭＰａ以上
ろう付後の耐力が４０ＭＰａより低いフィン材は、薄肉化した場合、熱交換器ろう付時に座屈しやすくなるばかりでなく、疲労強度が低下するため長期間に亘る熱交換器の使用中に作動流体通路に変形が生じるようになる。したがって、ろう付後の耐力は４０ＭＰａ以上に限定する。

〔２〕導電率４９．５％ＩＡＣＳ以上
ろう付後の導電率が４９．５％ＩＡＣＳ未満のフィン材は、薄肉化すると、フィン板厚とフィン熱伝導率の関数であるフィン効率が低下し、熱交換器の目的とする放熱特性が得られなくなる。したがって、ろう付後の導電率は４９．５％ＩＡＣＳ以上に限定する。

〔３〕自然電位−７４０ｍＶ以下〕
本願における自然電位は、銀塩化銀照合電極（ＳＳＥ：Ａｇ/ＡｇＣｌ/５％ＮａＣｌ水溶液）を基準とした電位をいう。ろう付け後の自然電位−７４０ｍＶを超えると電位が貴になりすぎて、フィン材の犠牲陽極効果が低下するため好ましくない。したがって、ろう付け後の自然電位は−７４０ｍＶ以下に限定する。

〔金属組織中で観察される円相当径１μｍ以上の第２相粒子の単位面積当たり個数が６千個/ｍｍ^２以下〕
フィン材金属組織中で観察される円相当径１μｍ以上の第２相粒子の単位面積当たり個数を６千個/ｍｍ^２以下に制御することにより、フィン材の金型成形時に、金型の刃の摩耗進行速度を低下させることが可能となり、フィン材成形時に発生するバリ高さの増加量も低減され、結果的に金型寿命が長くなる。
このように、金型成形時の金型摩耗を低減できることが本発明による特に重要な効果である。

次に、本発明の熱交換器用アルミニウム合金フィン材を製造する方法において、薄スラブの鋳造条件、冷間圧延条件、中間焼鈍条件の限定理由を以下に説明する。

〔薄スラブの鋳造条件〕
双ベルト鋳造法は、上下に対峙し水冷されている回転ベルト間に溶湯を注湯してベルト面からの冷却で溶湯を凝固させてスラブとし、ベルトの反注湯側より該スラブを連続して引き出してコイル状に巻き取る連続鋳造方法である。
本発明においては、鋳造するスラブの厚さは５〜１５ｍｍに限定する。この厚さであると板厚中央部の凝固速度も速く、均一組織であり、しかも本発明範囲の化学組成であると粗大な化合物が少なく、且つろう付け後において結晶粒径の大きい優れた諸性質を有するフィン材とすることができる。

双ベルト式鋳造機による薄スラブ厚さが５ｍｍ未満であると、単位時間当たりに鋳造機を通過するアルミニウム量が小さくなりすぎて、鋳造が困難になる。逆に厚さが１５ｍｍを超えると、コイル状に巻取ることができなくなる。

上記鋳造条件下において、鋳造時のスラブ１/４厚みの位置におけるスラブ冷却速度（凝固速度）は、一般に２０〜２００℃/sec程度である。このように比較的速い冷却速度で溶湯が凝固することによって、本発明の化学組成の範囲内において、鋳造時に晶出するＡｌ−（Ｆｅ・Ｍｎ）−Ｓｉなどの金属間化合物のサイズを数μｍ以下に制御することが可能となり、Ｆｅ、Ｓｉ、Ｍｎなどの元素のマトリックスへの固溶量を高くすることができる。

〔第１次冷間圧延条件〕
第１次冷間圧延により、板厚１．０〜６．０ｍｍとすることが好ましい。

〔第１次中間焼鈍条件〕
第１次中間焼鈍の保持温度は３５０〜５５０℃に限定する。十分な軟化状態を得るためには、保持温度を３５０℃以上とする必要がある。ただし、保持温度が５５０℃を超えると、処理に時間が掛かりすぎて生産性が低下する。

第１次中間焼鈍の保持時間は特に限定する必要はないが、０．５〜５時間の範囲とすることが好ましい。保持時間が０．５時間未満では、コイル全体の温度が不均一なままで、コイル全体に亘って圧延材の均一な組織が得られない可能性がある。保持時間が５時間を超えると、処理に時間が掛かりすぎて生産性が低下する。

第1次中間焼鈍処理時の昇温速度および冷却速度は特に限定する必要はないが、３０°Ｃ／時間以上とすることが好ましい。昇温速度および冷却速度が３０°Ｃ／時間未満の場合、処理に時間が掛かりすぎて生産性が低下する。

〔第２次冷間圧延条件〕
第２次冷間圧延により、板厚０．０５〜０．４ｍｍとすることが好ましい。

〔第２次中間焼鈍条件〕
第２次中間焼鈍の保持温度は２５０〜４５０°Ｃに限定する。十分な軟化状態を得るためには保持温度を２５０°Ｃ以上とする必要がある。ただし、保持温度が４５０°Ｃを超えると、処理に時間が掛かりすぎて生産性が低下する。

第２次中間焼鈍の保持時間は特に限定する必要はないが、０．５〜５時間の範囲とすることが好ましい。第２次中間焼鈍の保持時間が０．５時間未満では、コイル全体の温度が不均一なままで、コイル全体に亘って圧延材の均一な再結晶組織が得られない可能性がある。保持時間が５時間を超えると、処理に時間が掛かりすぎて生産性が低下する。

第２次中間焼鈍処理時の昇温速度および冷却速度は特に限定する必要はないが、２０°Ｃ／時間以上とすることが好ましい。昇温速度および冷却速度が２０°Ｃ／時間未満の場合、処理に時間が掛かりすぎて生産性が低下する。

〔最終冷延率〕
最終冷延率は２０〜７５％に限定する。最終冷延率が２０％未満の場合、冷間圧延で蓄積される歪エネルギーが少なく、ろう付け時の昇温過程で再結晶が完了しないため、耐サグ性と耐エロージョン性が低下する。最終冷間圧延率が７５％を超えると，製品強度が高くなりすぎて，フィン材成形において所定のフィン形状を得る事が困難になる。

上記の製造方法によって得られた本発明の熱交換器用アルミニウム合金フィン材は、一般に、所定幅にスリッティングし、コルゲート加工等の必要な加工を施した後に、作動流体通路部材（例えば、ろう材を被覆した３００３合金などのクラッド板からなる扁平管）と交互に積層し、この積層アセンブリを加熱することによりフィン材と作動流体通路部材とをろう付け接合して熱交換器ユニットとする。

図５は、熱交換器ユニット１１０の平面図である。熱交換器ユニット１１０は、媒体流入口と媒体流出口とを有するヘッダ１１１、１１２と、それらの間に配置された扁平管１１３と、２本の扁平管１１３の間に配置されたフィン材１１４とを有する。フィン材は本発明に係るアルミニウム合金フィン材をコルゲート加工し、ルーバーを設けたコルゲートフィンである。フィン材１１４は、扁平管１１３とろう付されている。

〔実施例１〕
表１に示した化学組成の合金１〜合金９の溶湯を＃１０坩堝中で溶解し、小型ランスを用いて不活性ガスを５分間吹き込んで脱ガス処理を行なった。合金１は本発明の実施例、合金２〜９は本発明の範囲外の比較例である。各合金溶湯を内寸法２００×２００×１６ｍｍの鋳鉄製水冷金型に鋳込み、薄スラブを作製した。両面各３ｍｍの面削を施した後、該薄スラブを厚さ４ｍｍまで冷間圧延し、焼鈍炉内で昇温速度５０℃/ｈｒで昇温し、３８０℃×２ｈｒ保持した後、空冷する第１次中間焼鈍処理を施した。次いで厚さ１００μｍまで冷間圧延した後、焼鈍炉内で昇温速度５０℃/ｈｒで昇温し、３５０℃×２ｈｒ保持した後、空冷する第２中間焼鈍処理を施した。次いで最終の冷間圧延を施して厚さ７０μｍのフィン材（調質Ｈ_１４）とした。

〔実施例２〕
表４に示した組成の合金１０（実施例）および合金１１〜合金１３（比較例）の溶湯を溶製し、セラミックス製フィルターを通過させて双ベルト鋳造機に注湯し、厚さ１０ｍｍの薄スラブを得た。該薄スラブを厚さ４ｍｍまで冷間圧延し、焼鈍炉内で３８０℃×２ｈｒ保持した後、冷却する第１次中間焼鈍処理を施した。次いで厚さ１００μｍまで冷間圧延した後、焼鈍炉内で３５０℃×２ｈｒ保持した後、冷却する第２中間焼鈍処理を施した。次いで最終の冷間圧延を施して厚さ７０μｍのフィン材（調質Ｈ_１４）とした。

得られた合金１〜合金９のろう付け加熱後のフィン材について下記（１）〜（３）の試験測定を行った。合金１０〜合金１３の組成のろう付け前のフィン材について、下記（３）の測定を行ない、このうち合金１０および合金１１の組成のフィン材について、（４）の試験を行なった。

（１）ろう付け加熱後の諸特性
合金１〜合金９のフィン材について、下記条件でろう付け加熱後、[１]〜[３]の特性を測定した。
〔ろう付け加熱条件〕
室温から３０分間で昇温して、６００〜６０５℃で３分間保持した後に、２００℃まで冷却速度４０℃/ｍｉｎで冷却し、その後加熱炉から取り出し、室温まで冷却した。

＜試験項目＞
[１] 耐力（ＭＰａ）
フィン材の圧延方向から採取したＪＩＳ−Ｚ２２０１記載の１３Ｂ号引張試験片に対して、ＪＩＳ−Ｚ２２４１に準じて室温にて引張試験を行い、オフセット法による０．２％耐力を測定した。
[２] 導電率〔％ＩＡＣＳ〕
ＪＩＳ-Ｈ０５０５記載の導電性試験法でろう付け加熱後のフィン材の導電率〔％ＩＡＣＳ〕を測定した。
[３] 自然電位〔ｍＶ〕
銀塩化銀電極（飽和）を照合電極として、５％食塩水中で６０ｍｉｎ浸漬後の自然電位（ｍＶ）を測定した。

（２）ろう付け性（耐エロージョン性）
合金１〜合金９のフィン材について、コルゲート状に加工し、非腐食性弗化物系フラックスを塗布した厚さ０．２５mmのブレージングシート（ろう材４０４５合金クラッド率８％）のろう材面上に載置（負荷荷重２１５ｇ）し、昇温速度５０°Ｃ／分 で６０５°Ｃまで加熱して５分間保持した。冷却後、ろう付け断面を観察し、フィン材結晶粒界のエロージョンが軽微なものを良（○印）とし、エロージョンが激しくフィン材の溶融が顕著なものを不良（×印）とした。なおコルゲート形状は下記の通りとした。
＜コルゲート形状＞
高さ２．３ｍｍ×幅２１ｍｍ×ピッチ３．４ｍｍ、１０山
なお、固相線温度は示差熱分析による熱分析により測定した。

（３）ろう付け前のミクロ組織観察：第２相粒子個数の測定
合金１〜１３のフィン材について、断面を樹脂に埋め込んで鏡面研磨し、ＳＥＭ反射電子像を撮像して、この写真を画像解析ＬＵＺＥＸで画像処理し、第２相粒子を抽出した。測定面積は１視野当たり６０μｍ×８０μｍとして、これを８視野測定（積算測定面積：０．０３８４ｍｍ^２）し、各フィン材について第２相粒子の粒子径分布を調べ、円相当径１μｍ以上の第２相粒子の単位面積あたり個数を算出した。

（４）金型摩耗試験（バリ高さ測定）
合金１０および合金１１のフィン材コイルを幅３２ｍｍに条割りし、高速精密プレス機を用いて、図１に示すようにルーバー加工を４列施し、所定のプレス数におけるバリ高さを測定しバリ高さの平均値を算出した。プレス加工条件は下記のとおりであった。

＜プレス加工条件＞
刃具材質：〈１〉ハイス鋼、〈２〉粉末ハイス鋼
プレス加工品の形状：図１参照
プレス速度：６００〜６５０ｓｐｍ

バリ高さ測定位置：図１参照（図１に記載の断面Ａ，Ｂ部、各列それぞれ１０箇所）
バリ高さＨとして、図２、図３に示すようにフィン材断面のＡ部、Ｂ部の先端において湾曲した突起の突出量を測定した。バリ高さ平均値とは、所定のプレス数におけるルーバー加工品について、２列×２部位（Ａ、Ｂ部）×１０山＝計４０部位の断面で測定したバリ高さの平均値のことである。

合金１〜９のフィン材について、試験測定結果を以下に纏めて説明する。
ろう付け加熱後の諸特性およびろう付け性に関する試験（１）〜（２）の結果を表２に示す。ろう付け前の断面ミクロ第２相粒子数の測定（３）の結果を表１に示す。

合金１（実施例）のフィン材は、本発明の組成範囲内であるため、ろう付け性が良好であり、ろう付後の耐力が４０ＭＰａ以上であり、固相線温度が６２０℃以上、ろう付け後の導電率４９．５％ＩＡＣＳ以上、ろう付け後の自然電位−７４０ｍＶ以下であった。また、ろう付け前の金属組織における円相当径１μｍ以上の第２相粒子の単位面積当たり個数が６千個/ｍｍ^２以下であった。

合金２（比較例）のフィン材は、Ｓｉの含有濃度が０．７３％と低すぎるため、ろう付け加熱後の耐力が４０ＭＰａ未満であった。

合金３（比較例）のフィン材は、Ｓｉの含有濃度が高すぎるため、固相線温度が６２０℃未満となり、ろう付け性が劣化した。ろう付け後の自然電位が−７４０ｍＶを超え、導電率が４９．５％ＩＡＣＳ未満であった。

合金４（比較例）のフィン材は、Ｆｅ含有濃度が低すぎるため、ろう付け加熱後の耐力が４０ＭＰａ未満であった。また、ろう付け後の自然電位が−７４０ｍＶを超えると同時に、導電率が４９．５％ＩＡＣＳ未満であった。

合金５（比較例）のフィン材は、ろう付け加熱後の諸特性およびろう付け性に関する試験結果は全て良好であった。しかし、Ｆｅ含有濃度が高すぎるため、円相当径１μｍ以上の第２相粒子の単位面積当たり個数が６千個/ｍｍ^２個を超えていた。

合金６（比較例）のフィン材は、Ｍｎ含有濃度が低すぎるため、ろう付け加熱後の耐力が４０ＭＰａ未満であった。

合金７（比較例）のフィン材は、Ｍｎ含有濃度が高すぎるため、導電率が４９．５％ＩＡＣＳ未満であった。また、円相当径１μｍ以上の第２相粒子の単位面積当たり個数が６千個/ｍｍ^２個を超えていた。

合金８（比較例）のフィン材は、Ｚｎ含有濃度が低すぎるため、ろう付け後の自然電位が−７４０ｍＶを超えていた。

合金９（比較例）のフィン材は、Ｚｎ含有濃度が高すぎるため、導電率が４９．５％ＩＡＣＳ未満であった。

合金１０〜１３のフィン材について、試験測定結果を以下に纏めて説明する。
ろう付け前のミクロ組織観察による第２相粒子個数の測定（４）の結果を表４に示す。
表４から明らかなように、Ｆｅ含有濃度範囲を１．１〜１．４％と低く抑えて、（Ｆｅ＋Ｍｎ）含有濃度を２．０％以下に限定することで、フィン材の金属組織中で観察される円相当径１μｍ以上の第２相粒子の単位面積当たり個数を６千個/ｍｍ^２以下とすることが可能であることが判った。

金型連続プレス試験（４）の結果を表３、図４に示す。図4の４種類のプロットは、２種類の合金１０、１１のフィン材に対して、それぞれ２種類の刃具材質（ハイス鋼、粉末ハイス鋼）を用いた合計４種類のプレス加工の結果を示す。４種類の各々について、表３の数値を用いた回帰分析による直線（ｙ＝ａｘ＋ｂ）と相関係数（Ｒ^２）を併せて示す。

この結果から、合金１０（実施例）のフィン材の方が合金１１（比較例）のフィン材に比べ、フィン材連続成形に伴うバリ高さの平均値（直線の高さ：切片ｂ）およびその増加量（直線の勾配：ｘの係数ａ）が小さいことが判る。すなわち、本発明のフィン材は、金型の摩耗速度を低下させ金型を長寿命化する。更に、比較例である合金１１に対する本発明の実施例である合金１０の優位性は、金型の刃具材質が〈１〉ハイス鋼であっても〈２〉粉末ハイス鋼であっても明瞭に現われている。

以上の結果を纏めると、双ベルト式鋳造機によって薄スラブを連続して鋳造し、コイル状に巻き取った後、中間焼鈍を含む冷間圧延を施して所定厚さとしたフィン材において、Ｆｅ含有濃度範囲を１．１〜１．４％と低く抑えて、（Ｆｅ＋Ｍｎ）含有濃度を２．０％以下に限定することで、フィン材の金属組織中で観察される円相当径１μｍ以上の第２相粒子の単位面積当たり個数を６千個/ｍｍ^２以下とすることができ、金型の耐摩耗特性に優れた熱交換器用アルミニウム合金フィン材とすることができる。

適度のろう付け前強度を有し、しかもろう付け後には高い強度を有し、且つろう付け後の熱伝導率（導電率）の高い、耐エロージョン性に優れ、且つ成形時の金型摩耗をできるだけ低減できる熱交換器用アルミニウム合金フィン材およびその製造方法を提供することができる。

本発明によれば、ろう付け前に適度の強度を有し、ろう付け後の状態において強度、熱伝導率、耐エロージョン性に優れ、特に成形時の金型摩耗を大幅に低減できる熱交換器用アルミニウム合金フィン材およびその製造方法が提供される。

図1は、フィン材に金型加工により形成するルーバーの（１）平面図、（２）側面図、（３）断面図（（１）のIII―III断面）である。 図２は、図１（３）のＡ部において、（１）バリを示す顕微鏡写真および（２）バリ高さＨを示すスケッチである。 図３は、図１（３）のＢ部において、（１）バリを示す顕微鏡写真および（２）バリ高さＨを示すスケッチである。 図４は、本発明実施例の合金１０および比較例の合金１１のフィン材について、それぞれ２種類の刃具材質を用いて図１のルーバーを加工した際のプレス数（万回）に対する平均バリ高さ（μｍ）の推移を示すグラフである。 図５は、本発明を適用したアルミニウム合金フィン材を備える熱交換器の平面図である。

Claims (3)

1. 化学組成が、質量％で、Ｓｉ：０．８〜１．０％、Ｆｅ：１．１〜１．４％、Ｍｎ：０．６〜０．７％、Ｚｎ：０．５〜０．９％、但しＦｅ＋Ｍｎ：２．０％以下、残部Ａｌおよび不可避的不純物から成り、該不可避的不純物としてのＭｇ：０．０５％以下であり、
   固相線温度が６２０℃以上であり、
   ろう付け後の状態において、耐力４０ＭＰａ以上、導電率４９．５％ＩＡＣＳ以上、自然電位−７４０ｍＶ以下であり、
   金属組織中で観察される円相当径１μｍ以上の第２相粒子の単位面積当たり個数が６千個/ｍｍ^２以下である
   ことを特徴とする、高強度で且つ伝熱特性、犠牲腐食性、ろう付け性および金型の耐摩耗性に優れた熱交換器用アルミニウム合金フィン材。
2. 請求項１に記載の化学組成の溶湯を注湯して、双ベルト式鋳造機により厚さ５〜１５ｍｍの薄スラブを連続的に鋳造してロールに巻き取った後、第１次冷間圧延を施した後、３５０〜５５０℃で第１次中間焼鈍を施し、更に第２次冷間圧延を施した後、２５０〜４５０℃での第２次中間焼鈍を施し、最後に最終冷延率２０〜７５％の冷間圧延を行って最終板厚４０〜２００μｍとすることを特徴とする、熱交換器用アルミニウム合金フィン材の製造方法。
3. 請求項１に記載の熱交換器用アルミニウム合金フィン材を備える熱交換器。