JP2012072484A - 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 - Google Patents
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Abstract
【課題】成形加工時におけるカラー割れの発生を抑制することができる耐カラー割れ性に優れた熱交換器用アルミニウム合金フィン材を提供する。
【解決手段】Ｆｅ：０．２０〜１．０質量％、Ｃｕ：０．０２〜０．１質量％を含有し、Ｓｉ：０．１５質量％以下、Ｍｎ：０．０１５質量％以下、Ｃｒ：０．０１５質量％以下に抑制し、残部がＡｌおよび不可避的不純物からなる熱交換器用アルミニウム合金フィン材であって、前記熱交換器用アルミニウム合金フィン材の厚みが０．１ｍｍ以下であり、亜結晶粒の平均粒径が２．５μｍ以下およびβ−Ｆｉｂｅｒの体積分率が８０％以上であることを特徴とする。
【選択図】なし
【解決手段】Ｆｅ：０．２０〜１．０質量％、Ｃｕ：０．０２〜０．１質量％を含有し、Ｓｉ：０．１５質量％以下、Ｍｎ：０．０１５質量％以下、Ｃｒ：０．０１５質量％以下に抑制し、残部がＡｌおよび不可避的不純物からなる熱交換器用アルミニウム合金フィン材であって、前記熱交換器用アルミニウム合金フィン材の厚みが０．１ｍｍ以下であり、亜結晶粒の平均粒径が２．５μｍ以下およびβ−Ｆｉｂｅｒの体積分率が８０％以上であることを特徴とする。
【選択図】なし
Description
本発明は、熱交換器に用いられ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に関する。
近年、空調器等の熱交換器に用いる熱交換器用アルミニウム合金フィン材（以下、適宜、フィン材という）においても、フロン規制に沿った新冷媒への切り替えや、空調器自身のコンパクト化や軽量化あるいは高性能化等により、益々薄肉化が図られ、板厚が０．１５ｍｍ以下、最近では０．０９ｍｍ程度にまで薄肉化されている。
ここで、フィン材の成形法には、ドロー方式、ドローレス方式およびドロー・ドローレス複合方式（コンビネーション方式）がある。ドロー方式は、張出し工程、絞り工程、打ち抜き(ピアス)および穴広げ工程（バーリング）、リフレア工程からなり、ドローレス方式は、打ち抜きおよび穴広げ工程、しごき（アイアニング）工程、リフレア工程からなり、コンビネーション方式は、主に、張出し工程、絞り工程、打ち抜きおよび穴広げ工程、しごき工程、リフレア工程からなる。
これら何れの成形法においても、銅管における管用穴カラーを成形するためのピアス＆バーリング成形とリフレア成形は、フィン材にとって必要不可欠な成形工程である。ただし、これらの成形は、板厚が０．１５ｍｍ以下にまで薄肉化されたフィン材にとって、過酷な成形となる。そのため、このような薄肉化に対応して、加工性を向上させたフィン材が開発されている。
例えば、特許文献１には、板厚が０．１２ｍｍ以下であり、Ｓｉ、Ｆｅを所定の比率で所定量含有するとともに、最大結晶粒径が３０μｍ以下である、ドロー成形によるフィンの加工性に優れたアルミニウム合金フィン材が開示されている。また、特許文献２には、板厚が０．１１ｍｍ未満であり、Ｆｅ、Ｔｉを所定量含有し、Ｓｉ、Ｃｕを所定量以下に規制するとともに、伸び率を所定に規定した、耐アベック性、スタック性に優れた熱交換器用アルミニウム合金フィン材が開示されている。
しかしながら、従来のフィン材においては、以下のような問題がある。
前記した従来の技術では、加工性の向上が図られてはいるものの、近年においては、熱交換器のさらなるコンパクト化や軽量化、高性能化に加え、より加工のし易いフィン材の供給が期待されていることから、さらなる加工性の向上が求められている。
前記した従来の技術では、加工性の向上が図られてはいるものの、近年においては、熱交換器のさらなるコンパクト化や軽量化、高性能化に加え、より加工のし易いフィン材の供給が期待されていることから、さらなる加工性の向上が求められている。
また、成形中には、しばしばカラー割れと言われる割れが生じることがある。すなわち、ピアス＆バーリング工程時に加工端面に微細な亀裂が生じ、これによって最終リフレア成形時にカラー割れとなる。このようなカラー割れが生じた場合、フィン成形された成形品のカラー穴に銅管を通してその銅管を拡管する際に、積層したフィンの間隔が極端に狭くなってしまうという、所謂アベック現象が生じ易くなる。そして、このアベック現象により、熱交換器の通風抵抗が増大するという問題がある。すなわち、カラー割れは、フィンの外観を損ねるだけではなく、熱交換器としての性能低下等の不具合が生じ、製品としての価値を低下させてしまうという問題がある。したがって、このようなカラー割れの発生をより抑制することができるフィン材の開発が求められている。
本発明は、前記問題点に鑑みてなされたものであり、成形加工時におけるカラー割れの発生を抑制することができる耐カラー割れ性に優れた熱交換器用アルミニウム合金フィン材を提供することを課題とする。
すなわち、本発明に係る熱交換器用アルミニウム合金フィン材は、Ｆｅ：０．２０〜１．０質量％、Ｃｕ：０．０２〜０．１質量％を含有し、Ｓｉ：０．１５質量％以下、Ｍｎ：０．０１５質量％以下、Ｃｒ：０．０１５質量％以下に抑制し、残部がＡｌおよび不可避的不純物からなる熱交換器用アルミニウム合金フィン材であって、前記熱交換器用アルミニウム合金フィン材の厚みが０．１ｍｍ以下であり、亜結晶粒の平均粒径が２．５μｍ以下およびβ−Ｆｉｂｅｒの体積分率が８０％以上であることを特徴とする。
このような構成によれば、Ｆｅ、Ｃｕを所定量添加することで、固溶強化により強度が向上する。さらに亜結晶粒が微細化され、伸びが向上し、またβ−Ｆｉｂｅｒが十分に生成する。また、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒを所定量以下に抑制することで、晶出物（すなわち金属間化合物）の粗大化が抑制される。そして、亜結晶粒の平均粒径を２．５μｍ以下、β−Ｆｉｂｅｒの体積分率を８０％以上とすることで、フィン材の耐カラー割れ性が向上する。
本発明に係る熱交換器用アルミニウム合金フィン材は、さらに、Ｔｉ：０．０１〜０．０８質量％を含有することを特徴とする。
このような構成によれば、Ｔｉを所定量添加することで、鋳塊組織が微細化される。
このような構成によれば、Ｔｉを所定量添加することで、鋳塊組織が微細化される。
本発明に係る熱交換器用アルミニウム合金フィン材は、フィン材表面に表面処理皮膜を備えたものであってもよい。表面処理皮膜としては、耐食性皮膜や親水性皮膜、潤滑性皮膜等が挙げられる。
このような構成によれば、耐食性や親水性、成形性等、使用環境や用途等に応じた特性を向上させることができる。
このような構成によれば、耐食性や親水性、成形性等、使用環境や用途等に応じた特性を向上させることができる。
本発明に係る熱交換器用アルミニウム合金フィン材の製造方法は、前記記載の熱交換器用アルミニウム合金フィン材（表面処理皮膜を備えないもの）の製造方法であって、前記の化学成分を有するアルミニウム合金鋳塊に、４５０〜５１０℃の温度で１時間以上の熱処理を施す熱処理工程と、前記熱処理後に、熱間仕上げ圧延の終了温度が２５０℃以上３００℃未満となる条件で熱間圧延を施す熱間圧延工程と、前記熱間圧延後に、冷間加工率９６％以上の冷間加工を施す冷間加工工程と、前記冷間加工後に、１６０〜２５０℃の温度で１〜６時間保持する調質焼鈍を施す調質焼鈍工程と、を行うことを特徴とする。
このような製造方法によれば、熱処理工程により鋳塊の組織が均質化され、熱間圧延工程により、熱延板で再結晶組織となることなく圧延される。そして、冷間加工工程により、調質焼鈍後に亜結晶粒の粗大化や、β−Ｆｉｂｅｒの生成不足を生じさせることなく、０．１ｍｍ以下の厚みとされ、調質焼鈍工程により充分に組織が回復する。これらにより、亜結晶粒の平均粒径が２．５μｍ以下、β−Ｆｉｂｅｒの体積分率が８０％以上となる。
本発明に係る熱交換器用アルミニウム合金フィン材は、成形加工したときのカラー割れを抑制することができる。そのため、フィンの外観を損ねることや、熱交換器としての性能低下等の不具合を防止することができる。
また、本発明に係る熱交換器用アルミニウム合金フィン材の製造方法は、耐カラー割れ性に優れた熱交換器用アルミニウム合金フィン材を製造することができる。
以下、本発明に係る熱交換器用アルミニウム合金フィン材（以下、適宜、フィン材という）およびフィン材の製造方法を実現するための形態について説明する。
＜フィン材＞
本発明に係るフィン材は、Ｆｅ、Ｃｕを所定量含有し、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒを所定量以下に抑制し、残部がＡｌおよび不可避的不純物からなるものである。そして、このフィン材の厚みが０．１ｍｍ以下であり、亜結晶粒の平均粒径を２．５μｍ以下およびβ−Ｆｉｂｅｒの体積分率を８０％以上に規定したものである。また、必要に応じて、さらにＴｉを所定量含有してもよい。
以下、各構成について、まず、化学成分について説明した後、その他の構成について説明する。
本発明に係るフィン材は、Ｆｅ、Ｃｕを所定量含有し、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒを所定量以下に抑制し、残部がＡｌおよび不可避的不純物からなるものである。そして、このフィン材の厚みが０．１ｍｍ以下であり、亜結晶粒の平均粒径を２．５μｍ以下およびβ−Ｆｉｂｅｒの体積分率を８０％以上に規定したものである。また、必要に応じて、さらにＴｉを所定量含有してもよい。
以下、各構成について、まず、化学成分について説明した後、その他の構成について説明する。
（Ｆｅ：０．２０〜１．０質量％）
Ｆｅは、固溶強化による強度向上や耐食性の向上、亜結晶粒の微細化による伸びの向上のために添加する元素である。Ｆｅ含有量が０．２０質量％未満では、これらの効果が得られない。一方、１．０質量％を超えると、耐食性が低下する他、晶出物（金属間化合物）が粗大化し、これが成形加工時の応力集中点となり、割れの起点となる。したがって、Ｆｅ含有量は、０．２０〜１．０質量％とする。
Ｆｅは、固溶強化による強度向上や耐食性の向上、亜結晶粒の微細化による伸びの向上のために添加する元素である。Ｆｅ含有量が０．２０質量％未満では、これらの効果が得られない。一方、１．０質量％を超えると、耐食性が低下する他、晶出物（金属間化合物）が粗大化し、これが成形加工時の応力集中点となり、割れの起点となる。したがって、Ｆｅ含有量は、０．２０〜１．０質量％とする。
（Ｃｕ：０．０２〜０．１質量％）
Ｃｕは、固溶強化による強度向上や、亜結晶粒の微細化による伸びの向上、β−Ｆｉｂｅｒの生成を十分にするために微量添加する元素である。Ｃｕ含有量が０．０２質量％未満では、これらの効果が得られない。一方、０．１質量％を超えると、加工硬化を招き、耐アベック性を低下させる他、耐カラー割れ性および耐食性の低下を招く。したがって、Ｃｕ含有量は、０．０２〜０．１質量％とする。より好ましくは、０．０３１〜０．０６質量％、さらに好ましくは、０．０４〜０．０６質量％である。
Ｃｕは、固溶強化による強度向上や、亜結晶粒の微細化による伸びの向上、β−Ｆｉｂｅｒの生成を十分にするために微量添加する元素である。Ｃｕ含有量が０．０２質量％未満では、これらの効果が得られない。一方、０．１質量％を超えると、加工硬化を招き、耐アベック性を低下させる他、耐カラー割れ性および耐食性の低下を招く。したがって、Ｃｕ含有量は、０．０２〜０．１質量％とする。より好ましくは、０．０３１〜０．０６質量％、さらに好ましくは、０．０４〜０．０６質量％である。
（Ｓｉ：０．１５質量％以下（０質量％を含む））
Ｓｉは、不可避的不純物として混入する元素であるが、Ｓｉ含有量が０．１５質量％を超えると、晶出物（金属間化合物）が粗大化し、これが成形加工時の応力集中点となり、割れの起点となる。したがって、Ｓｉ含有量は、０．１５質量％以下とする。なお、０質量％まで抑制してもよい。
Ｓｉは、不可避的不純物として混入する元素であるが、Ｓｉ含有量が０．１５質量％を超えると、晶出物（金属間化合物）が粗大化し、これが成形加工時の応力集中点となり、割れの起点となる。したがって、Ｓｉ含有量は、０．１５質量％以下とする。なお、０質量％まで抑制してもよい。
（Ｍｎ：０．０１５質量％以下（０質量％を含む））
Ｍｎは、不可避的不純物として混入する元素であるが、Ｍｎ含有量が０．０１５質量％を超えると、晶出物（金属間化合物）が粗大化し、これが成形加工時の応力集中点となり、割れの起点となる。したがって、Ｍｎ含有量は、０．０１５質量％以下に抑制する。なお、０質量％まで抑制してもよい。
Ｍｎは、不可避的不純物として混入する元素であるが、Ｍｎ含有量が０．０１５質量％を超えると、晶出物（金属間化合物）が粗大化し、これが成形加工時の応力集中点となり、割れの起点となる。したがって、Ｍｎ含有量は、０．０１５質量％以下に抑制する。なお、０質量％まで抑制してもよい。
（Ｃｒ：０．０１５質量％以下（０質量％を含む））
Ｃｒは、不可避的不純物として混入する元素であるが、Ｃｒ含有量が０．０１５質量％を超えると、晶出物（金属間化合物）が粗大化し、これが成形加工時の応力集中点となり、割れの起点となる。したがって、Ｃｒ含有量は、０．０１５質量％以下に抑制する。なお、０質量％まで抑制してもよい。
Ｃｒは、不可避的不純物として混入する元素であるが、Ｃｒ含有量が０．０１５質量％を超えると、晶出物（金属間化合物）が粗大化し、これが成形加工時の応力集中点となり、割れの起点となる。したがって、Ｃｒ含有量は、０．０１５質量％以下に抑制する。なお、０質量％まで抑制してもよい。
（Ｔｉ：０．０１〜０．０８質量％）
Ｔｉは、鋳塊組織の微細化のために、Ａｌ−Ｔｉ−Ｂ中間合金として添加しても良い。すなわち、Ｔｉ：Ｂ＝５：１あるいは５：０．２の割合としたＡｌ−Ｔｉ−Ｂ鋳塊微細化剤を、ワッフルあるいはロッドの形態で溶湯（スラブ凝固前における、溶解炉、介在物フィルター、脱ガス装置、溶湯流量制御装置へ投入された、いずれかの段階での溶湯）へ添加してもよく、Ｔｉ量で、０．０８質量％までの含有は許容される。Ｔｉ含有量が０．０１質量％未満では、鋳塊組織微細化の効果が得られない。一方、０．０８質量％を超えると、晶出物（金属間化合物）が粗大化し、これが成形加工時の応力集中点となり、割れの起点となる。したがって、Ｔｉを添加する場合には、Ｔｉ含有量は、０．０１〜０．０８質量％とする。
Ｔｉは、鋳塊組織の微細化のために、Ａｌ−Ｔｉ−Ｂ中間合金として添加しても良い。すなわち、Ｔｉ：Ｂ＝５：１あるいは５：０．２の割合としたＡｌ−Ｔｉ−Ｂ鋳塊微細化剤を、ワッフルあるいはロッドの形態で溶湯（スラブ凝固前における、溶解炉、介在物フィルター、脱ガス装置、溶湯流量制御装置へ投入された、いずれかの段階での溶湯）へ添加してもよく、Ｔｉ量で、０．０８質量％までの含有は許容される。Ｔｉ含有量が０．０１質量％未満では、鋳塊組織微細化の効果が得られない。一方、０．０８質量％を超えると、晶出物（金属間化合物）が粗大化し、これが成形加工時の応力集中点となり、割れの起点となる。したがって、Ｔｉを添加する場合には、Ｔｉ含有量は、０．０１〜０．０８質量％とする。
（残部：Ａｌおよび不可避的不純物）
フィン材の成分は前記の他、残部がＡｌおよび不可避的不純物からなるものである。なお、不可避的不純物として、前記したＳｉ、Ｍｎ、Ｃｒの他、例えば、地金や中間合金に含まれている、通常知られている範囲内のＭｇ、Ｚｎ、Ｇａ、Ｖ、Ｎｉ等は、それぞれ０．０１５質量％までの含有は許容される。
フィン材の成分は前記の他、残部がＡｌおよび不可避的不純物からなるものである。なお、不可避的不純物として、前記したＳｉ、Ｍｎ、Ｃｒの他、例えば、地金や中間合金に含まれている、通常知られている範囲内のＭｇ、Ｚｎ、Ｇａ、Ｖ、Ｎｉ等は、それぞれ０．０１５質量％までの含有は許容される。
（厚み：０．１ｍｍ以下）
本発明は、近年における熱交換器のコンパクト化や軽量化、高性能化等の要請により、フィン材の薄肉化を図る観点から、０．１ｍｍ以下の厚みのフィン材を対象とする。したがって、フィン材の厚みは、０．１ｍｍ以下とする。
本発明は、近年における熱交換器のコンパクト化や軽量化、高性能化等の要請により、フィン材の薄肉化を図る観点から、０．１ｍｍ以下の厚みのフィン材を対象とする。したがって、フィン材の厚みは、０．１ｍｍ以下とする。
（亜結晶粒の平均粒径：２．５μｍ以下）
０．１ｍｍ以下の厚みのフィン材での伸びの増加のためには、合金中の亜結晶粒の平均粒径を２．５μｍ以下とすることが必要である。亜結晶粒の平均粒径が２．５μｍを超えると、フィン材の伸びが十分に得られない。したがって、亜結晶粒の平均粒径は、２．５μｍ以下とする。なお、下限値は特に規定しないが、０μｍであってもよい（すなわち、亜結晶粒を含まなくてもよい）。この様な範囲にすることにより、固溶Ｍｎや固溶Ｃｕ等により加工硬化するような場合であっても、カラー割れの発生を抑制することができる。
０．１ｍｍ以下の厚みのフィン材での伸びの増加のためには、合金中の亜結晶粒の平均粒径を２．５μｍ以下とすることが必要である。亜結晶粒の平均粒径が２．５μｍを超えると、フィン材の伸びが十分に得られない。したがって、亜結晶粒の平均粒径は、２．５μｍ以下とする。なお、下限値は特に規定しないが、０μｍであってもよい（すなわち、亜結晶粒を含まなくてもよい）。この様な範囲にすることにより、固溶Ｍｎや固溶Ｃｕ等により加工硬化するような場合であっても、カラー割れの発生を抑制することができる。
（β−Ｆｉｂｅｒの体積分率：８０％以上）
β−Ｆｉｂｅｒとは、面心立方金属の圧延集合組織であり、Ｃｕ方位，Ｓ方位，Ｂｒａｓｓ方位の総和をいう。
０．１ｍｍ以下の厚みのフィン材での伸びの増加のためには、合金中のβ−Ｆｉｂｅｒの体積分率を８０％以上とすることが必要である。β−Ｆｉｂｅｒの体積分率が８０％未満では、フィン材のランクフォード値の低下に伴い、カラー割れが発生する。なお、上限値は特に規定しないが、１００％であってもよい。
β−Ｆｉｂｅｒとは、面心立方金属の圧延集合組織であり、Ｃｕ方位，Ｓ方位，Ｂｒａｓｓ方位の総和をいう。
０．１ｍｍ以下の厚みのフィン材での伸びの増加のためには、合金中のβ−Ｆｉｂｅｒの体積分率を８０％以上とすることが必要である。β−Ｆｉｂｅｒの体積分率が８０％未満では、フィン材のランクフォード値の低下に伴い、カラー割れが発生する。なお、上限値は特に規定しないが、１００％であってもよい。
次に、亜結晶粒の平均粒径およびβ−Ｆｉｂｅｒの体積分率の測定方法について説明する。
まず、走査電子顕微鏡（ＳＥＭ：Scanning Electron Microscopy-Electron）組織をＥＢＳＤ（Electron Back Scattered Diffraction Pattern）法により方位解析する。ＥＢＳＤ法は、試料に電子線を照射し、その際に生じる反射電子菊池線回折を利用して結晶方位を特定するものである。また、結晶方位解析には、例えば、ＴＳＬ社製ＯＩＭ（Orientation Imaging Microscopy. TM）を用いることができる。この結晶方位解析によりβ−Ｆｉｂｅｒの体積分率を算出する。
また、亜結晶粒の平均粒径は、このＳＥＭ／ＥＢＳＤ測定データにより結晶粒の数を算出し、フィン材の全面積を結晶粒の数で除し、各結晶粒の面積を円と近似した場合の直径を亜結晶粒の平均粒径と定義する。
まず、走査電子顕微鏡（ＳＥＭ：Scanning Electron Microscopy-Electron）組織をＥＢＳＤ（Electron Back Scattered Diffraction Pattern）法により方位解析する。ＥＢＳＤ法は、試料に電子線を照射し、その際に生じる反射電子菊池線回折を利用して結晶方位を特定するものである。また、結晶方位解析には、例えば、ＴＳＬ社製ＯＩＭ（Orientation Imaging Microscopy. TM）を用いることができる。この結晶方位解析によりβ−Ｆｉｂｅｒの体積分率を算出する。
また、亜結晶粒の平均粒径は、このＳＥＭ／ＥＢＳＤ測定データにより結晶粒の数を算出し、フィン材の全面積を結晶粒の数で除し、各結晶粒の面積を円と近似した場合の直径を亜結晶粒の平均粒径と定義する。
なお、亜結晶粒の平均粒径およびβ−Ｆｉｂｅｒの体積分率は、成分組成と、後記する製造条件により制御することができる。具体的には、亜結晶粒の平均粒径は、各成分の含有量、均質化熱処理条件（温度と時間）、熱間仕上げ圧延終了温度、冷間加工率、調質焼鈍条件（温度と時間）により制御する。また、β−Ｆｉｂｅｒの体積分率は、各成分の含有量、均質化熱処理条件（温度と時間）、熱間仕上げ圧延終了温度、冷間加工率、調質焼鈍条件（温度と時間）により制御する。
本発明に係るフィン材は、フィン材表面に表面処理皮膜を備えたものであってもよい。なお、フィン材表面とは、フィン材の片面もしくは両面を意味する。
（表面処理皮膜）
表面処理皮膜としては、使用環境や用途に応じ、化成皮膜や樹脂皮膜、無機皮膜が挙げられ、これらを組み合わせ（化成皮膜上に樹脂皮膜、無機皮膜を設け）てもよい。また、樹脂皮膜、無機皮膜としては、耐食性樹脂皮膜、親水性樹脂皮膜、親水性無機皮膜、潤滑性樹脂皮膜等が挙げられ、これらを適宜組み合わせてもよい。
（表面処理皮膜）
表面処理皮膜としては、使用環境や用途に応じ、化成皮膜や樹脂皮膜、無機皮膜が挙げられ、これらを組み合わせ（化成皮膜上に樹脂皮膜、無機皮膜を設け）てもよい。また、樹脂皮膜、無機皮膜としては、耐食性樹脂皮膜、親水性樹脂皮膜、親水性無機皮膜、潤滑性樹脂皮膜等が挙げられ、これらを適宜組み合わせてもよい。
化成皮膜としては、例えばリン酸クロメートが挙げられる。耐食性樹脂皮膜としては、エポキシ系、ウレタン系、アクリル系、ポリエステル系等の樹脂が挙げられ、その膜厚は、０．５〜５μｍが好ましい。親水性皮膜としては、水ガラス系の無機物、ポリアクリル酸またはポリアクリル酸塩を含有するような樹脂、スルホン酸基またはスルホン酸基誘導体を含有するような樹脂等が挙げられ、その膜厚は、０．０５〜１０μｍが好ましい。潤滑性樹脂皮膜としてはポリエーテルポリオールを含有する樹脂などが挙げられ、その膜厚は、０．１〜１０μｍが好ましい。
耐食性樹脂皮膜、親水性樹脂皮膜、親水性無機皮膜、潤滑性樹脂皮膜のうち２種以上を組み合わせる場合には、耐食性樹脂皮膜の表面側に親水性樹脂皮膜が設けられ、親水性樹脂皮膜、親水性無機皮膜の表面側に潤滑性樹脂皮膜が設けられることが好ましい。
＜フィン材の製造方法＞
本発明に係るフィン材の製造方法は、前記したフィン材の製造方法であって、熱処理工程と、熱間圧延工程と、冷間加工工程と、調質焼鈍工程と、を行うものである。さらに必要に応じて、鋳塊作製工程や表面処理工程を含んでもよい。
以下、各工程について説明する。
本発明に係るフィン材の製造方法は、前記したフィン材の製造方法であって、熱処理工程と、熱間圧延工程と、冷間加工工程と、調質焼鈍工程と、を行うものである。さらに必要に応じて、鋳塊作製工程や表面処理工程を含んでもよい。
以下、各工程について説明する。
（鋳塊作製工程）
鋳塊作製工程は、アルミニウム合金を溶解、鋳造してアルミニウム合金鋳塊を作製する工程である。
鋳塊作製工程では、前記した組成を有するアルミニウム合金を溶解した溶湯から、所定形状の鋳塊を作製する。アルミニウム合金を溶解、鋳造する方法は、特に限定されるものではなく、従来公知の方法を用いればよい。例えば、真空誘導炉を用いて溶解し、連続鋳造法や、半連続鋳造法を用いて鋳造することができる。
鋳塊作製工程は、アルミニウム合金を溶解、鋳造してアルミニウム合金鋳塊を作製する工程である。
鋳塊作製工程では、前記した組成を有するアルミニウム合金を溶解した溶湯から、所定形状の鋳塊を作製する。アルミニウム合金を溶解、鋳造する方法は、特に限定されるものではなく、従来公知の方法を用いればよい。例えば、真空誘導炉を用いて溶解し、連続鋳造法や、半連続鋳造法を用いて鋳造することができる。
（熱処理工程）
熱処理工程は、前記の化学成分を有するアルミニウム合金鋳塊に、４５０〜５１０℃の温度で１時間以上の熱処理（均質化熱処理）を施す工程である。
熱処理温度が４５０℃未満では、鋳塊の組織の均質化が不十分となる。また、熱間加工性の低下を招く。さらに亜結晶粒の平均粒径が大きくなり、また、β−Ｆｉｂｅｒの体積分率が小さくなる。一方、５１０℃を超えると、加熱中で微細化する微細金属間化合物が粗大化し、亜結晶粒が粗大化して伸びが低下する。また、固溶量の増加を招く。したがって、熱処理温度は、４５０〜５１０℃とする。また、熱処理は保持時間１時間以上であれば前記効果を得られるため、特に上限を規定する必要はない。一方で、１０時間を超えると効果が飽和することから、経済的には、熱処理時間は１〜２４時間以内が好ましい。
熱処理工程は、前記の化学成分を有するアルミニウム合金鋳塊に、４５０〜５１０℃の温度で１時間以上の熱処理（均質化熱処理）を施す工程である。
熱処理温度が４５０℃未満では、鋳塊の組織の均質化が不十分となる。また、熱間加工性の低下を招く。さらに亜結晶粒の平均粒径が大きくなり、また、β−Ｆｉｂｅｒの体積分率が小さくなる。一方、５１０℃を超えると、加熱中で微細化する微細金属間化合物が粗大化し、亜結晶粒が粗大化して伸びが低下する。また、固溶量の増加を招く。したがって、熱処理温度は、４５０〜５１０℃とする。また、熱処理は保持時間１時間以上であれば前記効果を得られるため、特に上限を規定する必要はない。一方で、１０時間を超えると効果が飽和することから、経済的には、熱処理時間は１〜２４時間以内が好ましい。
（熱間圧延工程）
熱間圧延工程は、前記熱処理後に、熱間仕上げ圧延の終了温度が２５０℃以上３００℃未満となる条件で熱間圧延を施す工程である。
熱間仕上げ圧延の終了温度が２５０℃未満では、材料の圧延性が低下し、圧延自体が困難となったり、板厚制御が難しくなったりして、生産性が低下する。一方、３００℃以上では、熱延板で再結晶組織となるために、調質焼鈍後に繊維状の同一結晶方位群が生成し、ピアス＆バーリング工程時にくびれを生じる。また、β−Ｆｉｂｅｒの体積分率が小さくなる。したがって、熱間仕上げ圧延の終了温度は、２５０℃以上３００℃未満とする。より好ましくは、２６０〜２９０℃である。
熱間圧延工程は、前記熱処理後に、熱間仕上げ圧延の終了温度が２５０℃以上３００℃未満となる条件で熱間圧延を施す工程である。
熱間仕上げ圧延の終了温度が２５０℃未満では、材料の圧延性が低下し、圧延自体が困難となったり、板厚制御が難しくなったりして、生産性が低下する。一方、３００℃以上では、熱延板で再結晶組織となるために、調質焼鈍後に繊維状の同一結晶方位群が生成し、ピアス＆バーリング工程時にくびれを生じる。また、β−Ｆｉｂｅｒの体積分率が小さくなる。したがって、熱間仕上げ圧延の終了温度は、２５０℃以上３００℃未満とする。より好ましくは、２６０〜２９０℃である。
（冷間加工工程）
冷間加工工程は、前記熱間圧延後に、冷間加工率９６％以上の冷間加工（冷間圧延）を施す工程である。
熱間圧延終了後、冷間加工を１回、あるいは複数回行なって、フィン材を所望の最終板厚とする。ただし、冷間加工率が９６％未満では、調質焼鈍後に亜結晶粒が粗大化し、さらにβ−Ｆｉｂｅｒの生成が不十分となる。したがって、冷間加工における冷間加工率は、９６％以上とする。ここで、冷間加工の途中で中間焼鈍を行なった場合、冷間加工率は中間焼鈍後から最終板厚までの加工率である。よって、中間焼鈍を行なうと、９６％以上の冷間加工率とすることが困難となることから、中間焼鈍は行なわない。なお、冷間加工率は高いほど好ましいため、上限は特に設けない。
冷間加工工程は、前記熱間圧延後に、冷間加工率９６％以上の冷間加工（冷間圧延）を施す工程である。
熱間圧延終了後、冷間加工を１回、あるいは複数回行なって、フィン材を所望の最終板厚とする。ただし、冷間加工率が９６％未満では、調質焼鈍後に亜結晶粒が粗大化し、さらにβ−Ｆｉｂｅｒの生成が不十分となる。したがって、冷間加工における冷間加工率は、９６％以上とする。ここで、冷間加工の途中で中間焼鈍を行なった場合、冷間加工率は中間焼鈍後から最終板厚までの加工率である。よって、中間焼鈍を行なうと、９６％以上の冷間加工率とすることが困難となることから、中間焼鈍は行なわない。なお、冷間加工率は高いほど好ましいため、上限は特に設けない。
（調質焼鈍工程）
調質焼鈍工程は、前記冷間加工後に、１６０〜２５０℃の温度で１〜６時間保持する調質焼鈍（仕上げ焼鈍）を施す工程である。
調質焼鈍の温度が１６０℃未満では、充分な組織の回復効果が得られない。一方、２５０℃を超えると、焼鈍後に再結晶粒を生じ、これを起点に割れが生じる。また、亜結晶粒の微細化が促進されず、さらにβ−Ｆｉｂｅｒの生成が不十分となる。したがって、調質焼鈍の温度は、１６０〜２５０℃とする。
調質焼鈍工程は、前記冷間加工後に、１６０〜２５０℃の温度で１〜６時間保持する調質焼鈍（仕上げ焼鈍）を施す工程である。
調質焼鈍の温度が１６０℃未満では、充分な組織の回復効果が得られない。一方、２５０℃を超えると、焼鈍後に再結晶粒を生じ、これを起点に割れが生じる。また、亜結晶粒の微細化が促進されず、さらにβ−Ｆｉｂｅｒの生成が不十分となる。したがって、調質焼鈍の温度は、１６０〜２５０℃とする。
ここで、フィン材をドローレス成形に用いる場合には、調質焼鈍の温度の上限は、２１０℃とすることが好ましい。ドローレス成形の場合には、調質焼鈍の温度が２１０℃を超えると、コンビネーション成形の場合に比べ、成形性がやや低下する傾向にあるが、２１０℃以下であれば、２１０℃を超えた場合よりも成形性がより向上するためである。したがって、ドローレス成形用の場合には、１６０〜２１０℃とすることが好ましい。
なお、調質焼鈍は１時間以上行うことが通常であり、６時間を超えると効果が飽和することから、保持時間は１〜６時間とする。
なお、調質焼鈍は１時間以上行うことが通常であり、６時間を超えると効果が飽和することから、保持時間は１〜６時間とする。
（表面処理工程）
表面処理工程は、調質焼鈍後のフィン材に表面処理を施す工程である。
表面処理工程において、化成皮膜を形成する場合には、通常の塗布型または反応型の薬剤を用いた化成処理によって行うことができる。耐食性樹脂皮膜、親水性樹脂皮膜、潤滑性樹脂皮膜等の樹脂皮膜を形成する場合には、ロールコーターを用いた塗布、乾燥によって行うことができる。
表面処理工程は、調質焼鈍後のフィン材に表面処理を施す工程である。
表面処理工程において、化成皮膜を形成する場合には、通常の塗布型または反応型の薬剤を用いた化成処理によって行うことができる。耐食性樹脂皮膜、親水性樹脂皮膜、潤滑性樹脂皮膜等の樹脂皮膜を形成する場合には、ロールコーターを用いた塗布、乾燥によって行うことができる。
なお、本発明を行うにあたり、前記各工程に悪影響を与えない範囲において、前記各工程の間あるいは前後に、他の工程を含めてもよい。例えば、ごみ等の異物を除去する異物除去工程や、鋳塊に面削を施す面削工程や、調質焼鈍工程や表面処理工程の後に、フィン材として必要な、機械加工を適宜施す機械加工工程等を含めてもよい。
そして、このようにして製造されたフィン材は、各成形法に応じて成形加工されるが、本発明のフィン材は、特にドローレス成形またはコンビネーション成形に好適である。
ドローレス成形は、第１工程で打ち抜きおよび穴広げ加工（ピアス＆バーリング成形）、第２、第３工程でしごき加工、第４工程でリフレア加工を施すものである。また、コンビネーション成形は、第１工程で張出し、第２工程で絞り成形、第３工程で打ち抜きおよび穴広げ加工（ピアス＆バーリング成形）、第４工程でしごき加工、第５工程でリフレア加工を施すものである。そして、本発明のフィン材は、耐カラー割れ性に優れるため、これら成形加工時のカラー割れの発生を抑制することができる。
ドローレス成形は、第１工程で打ち抜きおよび穴広げ加工（ピアス＆バーリング成形）、第２、第３工程でしごき加工、第４工程でリフレア加工を施すものである。また、コンビネーション成形は、第１工程で張出し、第２工程で絞り成形、第３工程で打ち抜きおよび穴広げ加工（ピアス＆バーリング成形）、第４工程でしごき加工、第５工程でリフレア加工を施すものである。そして、本発明のフィン材は、耐カラー割れ性に優れるため、これら成形加工時のカラー割れの発生を抑制することができる。
以上、本発明を実施するための形態について述べてきたが、以下に、本発明の効果を確認した実施例を、本発明の要件を満たさない比較例と対比して具体的に説明する。なお、本発明はこの実施例に限定されるものではない。
〔供試材作製〕
（実施例Ｎｏ．１〜１１、比較例Ｎｏ．１２〜２０）
表１に示す組成のアルミニウム合金を、溶解、鋳造して鋳塊とし、この鋳塊に面削を施した後に、４８０℃にて４時間の均質化熱処理を施した。この均質化した鋳塊に、熱間仕上げ圧延の終了温度を２７０℃となるように制御して熱間圧延を施し、板厚３．０ｍｍの熱間圧延板とした。さらに、それぞれ９７．０％または９７.３％程度の冷間加工率で冷間圧延を施して板厚を９０μｍおよび８０μｍとした後、表１に示す温度および保持時間の調質焼鈍を施してフィン材とした。
（実施例Ｎｏ．１〜１１、比較例Ｎｏ．１２〜２０）
表１に示す組成のアルミニウム合金を、溶解、鋳造して鋳塊とし、この鋳塊に面削を施した後に、４８０℃にて４時間の均質化熱処理を施した。この均質化した鋳塊に、熱間仕上げ圧延の終了温度を２７０℃となるように制御して熱間圧延を施し、板厚３．０ｍｍの熱間圧延板とした。さらに、それぞれ９７．０％または９７.３％程度の冷間加工率で冷間圧延を施して板厚を９０μｍおよび８０μｍとした後、表１に示す温度および保持時間の調質焼鈍を施してフィン材とした。
（実施例Ｎｏ．２１〜２６、比較例Ｎｏ．２７〜３３）
表２に示すアルミニウム合金（表１に対応する合金Ａ，Ｂ，Ｄ）を、溶解、鋳造して鋳塊とし、この鋳塊に面削を施した後に、均質化熱処理、熱間圧延を施し、板厚３．０ｍｍの熱間圧延板とした。さらに、Ｎｏ．３３以外は、それぞれ９７．０％または９７.３％程度の冷間加工率で冷間圧延を施して板厚を９０μｍおよび８０μｍとした後、調質焼鈍を施してフィン材とした。Ｎｏ．３３は、板厚３．０ｍｍの熱間圧延板に５０％の冷間加工率で冷間圧延を施した後、バッチ炉を用いて３６０℃×３ｈの中間焼鈍を実施した。その後さらに、それぞれ９４．０％または９４.７％程度の冷間加工率で冷間圧延を施して板厚を９０μｍおよび８０μｍとした後、調質焼鈍を施してフィン材とした。均質化熱処理、熱間仕上げ圧延の終了温度、調質焼鈍の条件は、表２に示すとおりである。なお、Ｎｏ．２９はフィン材を製造できなかったものである。
表２に示すアルミニウム合金（表１に対応する合金Ａ，Ｂ，Ｄ）を、溶解、鋳造して鋳塊とし、この鋳塊に面削を施した後に、均質化熱処理、熱間圧延を施し、板厚３．０ｍｍの熱間圧延板とした。さらに、Ｎｏ．３３以外は、それぞれ９７．０％または９７.３％程度の冷間加工率で冷間圧延を施して板厚を９０μｍおよび８０μｍとした後、調質焼鈍を施してフィン材とした。Ｎｏ．３３は、板厚３．０ｍｍの熱間圧延板に５０％の冷間加工率で冷間圧延を施した後、バッチ炉を用いて３６０℃×３ｈの中間焼鈍を実施した。その後さらに、それぞれ９４．０％または９４.７％程度の冷間加工率で冷間圧延を施して板厚を９０μｍおよび８０μｍとした後、調質焼鈍を施してフィン材とした。均質化熱処理、熱間仕上げ圧延の終了温度、調質焼鈍の条件は、表２に示すとおりである。なお、Ｎｏ．２９はフィン材を製造できなかったものである。
（実施例Ｎｏ．３４〜３７、比較例Ｎｏ．３８〜４１）
表２のＮｏ．２１と同様のフィン材であるＮｏ．３４、３５、表２のＮｏ．２２と同様のフィン材であるＮｏ．３６、３７、表２のＮｏ．２７と同様のフィン材であるＮｏ．３８、３９、表２のＮｏ．３２と同様のフィン材であるＮｏ．４０、４１に対して以下の表面処理（Ｎｏ.１〜４）を行った。
表２のＮｏ．２１と同様のフィン材であるＮｏ．３４、３５、表２のＮｏ．２２と同様のフィン材であるＮｏ．３６、３７、表２のＮｏ．２７と同様のフィン材であるＮｏ．３８、３９、表２のＮｏ．３２と同様のフィン材であるＮｏ．４０、４１に対して以下の表面処理（Ｎｏ.１〜４）を行った。
Ｎｏ．１：特開２０１０−２２３５２０号公報の比較例１と同じ条件の表面処理（化成皮膜、親水性皮膜、潤滑性皮膜をこの順に備える）
Ｎｏ．２：特許第３３８３９１４号公報の実施例１と同じ条件の表面処理（化成皮膜、親水性皮膜、潤滑性樹脂皮膜をこの順に備える）
Ｎｏ．３：特開２００８−２２４２０４号公報の実施例１と同じ条件の表面処理（化成皮膜、耐食性樹脂皮膜、親水性皮膜をこの順に備える）
Ｎｏ．４：特開２０１０−２２３５１４号公報の比較例２１と同じ条件の表面処理（化成皮膜、耐食性樹脂皮膜をこの順に備える）
Ｎｏ．２：特許第３３８３９１４号公報の実施例１と同じ条件の表面処理（化成皮膜、親水性皮膜、潤滑性樹脂皮膜をこの順に備える）
Ｎｏ．３：特開２００８−２２４２０４号公報の実施例１と同じ条件の表面処理（化成皮膜、耐食性樹脂皮膜、親水性皮膜をこの順に備える）
Ｎｏ．４：特開２０１０−２２３５１４号公報の比較例２１と同じ条件の表面処理（化成皮膜、耐食性樹脂皮膜をこの順に備える）
成分組成を表１に、製造条件を表２、３に示す。なお、表中、本発明の範囲を満たさないものは、数値に下線を引いて示し、成分を含有しないものは、「−」で示す。なお、Ｎｏ．２９はフィン材を製造できなかったものであるため、調質焼鈍の欄に「−」と記す。また、Ｎｏ．１９（合金Ｃ）は、特許文献２の記載に基づくアルミニウム合金フィン材に基づくものであり、Ｎｏ．２０（合金Ｄ）は、製造条件は異なるが特許文献１の記載に基づくアルミニウム合金フィンに基づくものである。また、Ｎｏ．３２は、特許文献１の記載に基づくアルミニウム合金板である。
次に、フィン材の組織形態として、亜結晶粒の平均粒径およびβ−Ｆｉｂｅｒの体積分率を以下の方法により測定した。さらに、強度および伸びを以下の方法により測定した。
〔亜結晶粒の平均粒径〕
亜結晶粒の平均粒径は、観察倍率１，０００倍で試料表面を撮影した走査電子顕微鏡（ＳＥＭ）組織を、測定間隔０．１０μｍにてＥＢＳＤ法により方位解析したデータを基に、ＴＳＬ社製ＯＩＭ（Orientation Imaging Microscopy. TM）ソフト上で自動計算することにより算出した。すなわち、フィン材の全面積をＳＥＭ／ＥＢＳＤ測定データによりカウントされた結晶粒の数で除し、各結晶粒の面積を円と近似した場合の直径を亜結晶粒の平均粒径と定義した。なお、結晶粒の数は、隣接結晶粒間の方位差が２°以内の結晶粒界に囲まれた結晶粒を一つの結晶粒としてカウントした。
亜結晶粒の平均粒径は、観察倍率１，０００倍で試料表面を撮影した走査電子顕微鏡（ＳＥＭ）組織を、測定間隔０．１０μｍにてＥＢＳＤ法により方位解析したデータを基に、ＴＳＬ社製ＯＩＭ（Orientation Imaging Microscopy. TM）ソフト上で自動計算することにより算出した。すなわち、フィン材の全面積をＳＥＭ／ＥＢＳＤ測定データによりカウントされた結晶粒の数で除し、各結晶粒の面積を円と近似した場合の直径を亜結晶粒の平均粒径と定義した。なお、結晶粒の数は、隣接結晶粒間の方位差が２°以内の結晶粒界に囲まれた結晶粒を一つの結晶粒としてカウントした。
〔β−Ｆｉｂｅｒの体積分率〕
β−Ｆｉｂｅｒの体積分率は、観察倍率１，０００倍で試料表面を撮影した走査電子顕微鏡（ＳＥＭ）組織を、測定間隔０．１０μｍにてＥＢＳＤ法により方位解析したデータを基に、ＴＳＬ社製ＯＩＭ（Orientation Imaging Microscopy. TM）ソフト上で自動計算することにより算出した。すなわち、試料表面を撮影した総視野：２ｍｍ×２ｍｍ以上の面積に占める、Ｂｒａｓｓ方位、Ｓ方位、Ｃｕ方位の体積分率を合計したものをβ−Ｆｉｂｅｒの体積分率と定義した。なお、各方位は、理想方位から１５°以内を同一方位成分として解析した。
β−Ｆｉｂｅｒの体積分率は、観察倍率１，０００倍で試料表面を撮影した走査電子顕微鏡（ＳＥＭ）組織を、測定間隔０．１０μｍにてＥＢＳＤ法により方位解析したデータを基に、ＴＳＬ社製ＯＩＭ（Orientation Imaging Microscopy. TM）ソフト上で自動計算することにより算出した。すなわち、試料表面を撮影した総視野：２ｍｍ×２ｍｍ以上の面積に占める、Ｂｒａｓｓ方位、Ｓ方位、Ｃｕ方位の体積分率を合計したものをβ−Ｆｉｂｅｒの体積分率と定義した。なお、各方位は、理想方位から１５°以内を同一方位成分として解析した。
〔強度および伸び〕
フィン材から、引張方向が圧延方向と平行になるようにＪＩＳ５号による引張試験片を切り出した。この試験片で、ＪＩＳＺ２２４１による引張試験を実施し、引張強さ、および、伸びを測定した。なお、本実施例および比較例の評価における引張速度は５ｍｍ／ｍｉｎで行った。
フィン材から、引張方向が圧延方向と平行になるようにＪＩＳ５号による引張試験片を切り出した。この試験片で、ＪＩＳＺ２２４１による引張試験を実施し、引張強さ、および、伸びを測定した。なお、本実施例および比較例の評価における引張速度は５ｍｍ／ｍｉｎで行った。
〔評価〕
作製したフィン材にドローレス成形およびコンビネーション成形によりプレス成形を実施し、耐カラー割れ性を評価した。
耐カラー割れ性評価は、プレス成形品４００穴に対して、カラー部に生じた割れを目視にてカウントすることで評価した。
「割れ数／４００×１００（％）」を発生率とし、発生率が５％未満を（◎）、５％以上１０％未満を（○）、１０％以上２０％未満を（△）、２０％以上を（×）とした。そして、ドローレス成形の９０μｍおよび８０μｍ、コンビネーション成形の９０μｍおよび８０μｍのすべてにおいて（◎）、（○）、（△）のいずれかであったものを合格とした。
作製したフィン材にドローレス成形およびコンビネーション成形によりプレス成形を実施し、耐カラー割れ性を評価した。
耐カラー割れ性評価は、プレス成形品４００穴に対して、カラー部に生じた割れを目視にてカウントすることで評価した。
「割れ数／４００×１００（％）」を発生率とし、発生率が５％未満を（◎）、５％以上１０％未満を（○）、１０％以上２０％未満を（△）、２０％以上を（×）とした。そして、ドローレス成形の９０μｍおよび８０μｍ、コンビネーション成形の９０μｍおよび８０μｍのすべてにおいて（◎）、（○）、（△）のいずれかであったものを合格とした。
測定結果および評価結果を表１〜３に示す。なお、表中、本発明の範囲を満たさないものは、数値に下線を引いて示し、フィン材の製造ができないために、測定および評価ができなかったものは、「−」で示す。
（成分による評価）
表１に示すように、実施例であるＮｏ．１〜１１は、本発明の範囲を満たすため、耐カラー割れ性に優れていた。
表１に示すように、実施例であるＮｏ．１〜１１は、本発明の範囲を満たすため、耐カラー割れ性に優れていた。
一方、比較例であるＮｏ．１２〜２０は、本発明の範囲を満たさないため、以下の結果となった。
Ｎｏ．１２は、Ｓｉ含有量が上限値を超えるため、粗大な金属間化合物が増加し、耐カラー割れ性に劣った。
Ｎｏ．１２は、Ｓｉ含有量が上限値を超えるため、粗大な金属間化合物が増加し、耐カラー割れ性に劣った。
Ｎｏ．１３は、Ｆｅ含有量が下限値未満のため、亜結晶粒の平均粒径が上限値を超え、耐カラー割れ性に劣った。Ｎｏ．１４は、Ｆｅ含有量が上限値を超えるため、粗大な金属間化合物が増加し、耐カラー割れ性に劣った。
Ｎｏ．１５は、Ｃｕ含有量が下限値未満のため、亜結晶粒の平均粒径が上限値を超え、また、β−Ｆｉｂｅｒの体積分率が下限値未満となり、耐カラー割れ性に劣った。Ｎｏ．１６は、Ｃｕ含有量が上限値を超えるため、加工硬化し、耐カラー割れ性に劣った。
Ｎｏ．１７は、Ｍｎ含有量が上限値を超えるため、粗大な金属間化合物が増加し、耐カラー割れ性に劣った。Ｎｏ．１８は、Ｃｒ含有量が上限値を超えるため、粗大な金属間化合物が増加し、耐カラー割れ性に劣った。
Ｎｏ．１９は、Ｔｉ含有量が上限値を超えるため、金属間化合物が粗大化し、耐カラー割れ性に劣った。Ｎｏ．２０は、Ｃｕを含有しておらず、また、調質焼鈍温度が高かったことから、亜結晶粒の平均粒径が上限値を超え、また、β−Ｆｉｂｅｒの体積分率が下限値未満となり、耐カラー割れ性に劣った。
（製造方法による評価）
表２に示すように、実施例であるＮｏ．２１〜２６は、本発明の範囲を満たすため、耐カラー割れ性に優れていた。
表２に示すように、実施例であるＮｏ．２１〜２６は、本発明の範囲を満たすため、耐カラー割れ性に優れていた。
一方、比較例であるＮｏ．２７〜３３は、本発明の範囲を満たさないため、以下の結果となった。
Ｎｏ．２７は、均質化熱処理の温度が下限値未満のため、亜結晶粒の平均粒径が上限値を超え、また、β−Ｆｉｂｅｒの体積分率が下限値未満となり、耐カラー割れ性に劣った。Ｎｏ．２８は、均質化熱処理の温度が上限値を超えるため、亜結晶粒の平均粒径が上限値を超え、耐カラー割れ性に劣った。
Ｎｏ．２７は、均質化熱処理の温度が下限値未満のため、亜結晶粒の平均粒径が上限値を超え、また、β−Ｆｉｂｅｒの体積分率が下限値未満となり、耐カラー割れ性に劣った。Ｎｏ．２８は、均質化熱処理の温度が上限値を超えるため、亜結晶粒の平均粒径が上限値を超え、耐カラー割れ性に劣った。
Ｎｏ．２９は、熱間仕上げ圧延の終了温度が下限値未満のため、圧延自体が困難であり、フィン材の製造ができなかった。Ｎｏ．３０は、熱間仕上げ圧延の終了温度が上限値を超えるため、β−Ｆｉｂｅｒの体積分率が下限値未満となり、耐カラー割れ性に劣った。Ｎｏ．３１は、調質焼鈍の温度が上限値を超えるため、亜結晶粒の平均粒径が上限値を超え、また、β−Ｆｉｂｅｒの体積分率が下限値未満となり、耐カラー割れ性に劣った。
Ｎｏ．３２は、均質化熱処理の温度が上限値を超え、熱間仕上げ圧延の終了温度が下限値未満であり、調質焼鈍の温度が上限値を超えるため、亜結晶粒の平均粒径が上限値を超え、また、β−Ｆｉｂｅｒの体積分率が下限値未満となり、耐カラー割れ性に劣った。なお、圧延はかろうじて行なうことができた。Ｎｏ．３３は、中間焼鈍を行なったため、冷間加工率が下限値未満となったものである。そのため、亜結晶粒の平均粒径が上限値を超え、また、β−Ｆｉｂｅｒの体積分率が下限値未満となり、耐カラー割れ性に劣った。
（表面処理を施した場合の評価）
Ｎｏ．３４〜４１における表面処理を施したフィン材の耐カラー割れ性は、表面処理を実施していないフィン材と同様の結果となった。
Ｎｏ．３４〜４１における表面処理を施したフィン材の耐カラー割れ性は、表面処理を実施していないフィン材と同様の結果となった。
なお、Ｎｏ．１９、２０、３２のフィン材は、それぞれ特許文献２、特許文献１、特許文献１に記載された従来のアルミニウム合金フィン材を想定したものである。本実施例で示すように、これら従来のアルミニウム合金フィン材は、前記の評価において一定の水準を満たさないものである。従って、本実施例によって、本発明に係る熱交換器用アルミニウム合金フィン材が従来のアルミニウム合金フィン材と比較して、優れていることが客観的に明らかとなった。
以上、本発明に係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について実施の形態および実施例を示して詳細に説明したが、本発明の趣旨は前記した内容に限定されるものではない。なお、本発明の内容は、前記した記載に基づいて広く改変・変更等することができることはいうまでもない。
すなわち、本発明に係る熱交換器用アルミニウム合金フィン材は、Ｆｅ：０．２０〜１．０質量％、Ｃｕ：０．０２〜０．１質量％を含有し、Ｓｉ：０．１５質量％以下、Ｍｎ：０．００５質量％以下、Ｃｒ：０．０１５質量％以下に抑制し、残部がＡｌおよび不可避的不純物からなる熱交換器用アルミニウム合金フィン材であって、前記熱交換器用アルミニウム合金フィン材の厚みが０．０９ｍｍ以下であり、亜結晶粒の平均粒径が２．５μｍ以下およびβ−Ｆｉｂｅｒの体積分率が８０％以上であることを特徴とする。
このような製造方法によれば、熱処理工程により鋳塊の組織が均質化され、熱間圧延工程により、熱延板で再結晶組織となることなく圧延される。そして、冷間加工工程により、調質焼鈍後に亜結晶粒の粗大化や、β−Ｆｉｂｅｒの生成不足を生じさせることなく、０．０９ｍｍ以下の厚みとされ、調質焼鈍工程により充分に組織が回復する。これらにより、亜結晶粒の平均粒径が２．５μｍ以下、β−Ｆｉｂｅｒの体積分率が８０％以上となる。
Claims (4)
- Ｆｅ：０．２０〜１．０質量％、Ｃｕ：０．０２〜０．１質量％を含有し、Ｓｉ：０．１５質量％以下、Ｍｎ：０．０１５質量％以下、Ｃｒ：０．０１５質量％以下に抑制し、残部がＡｌおよび不可避的不純物からなる熱交換器用アルミニウム合金フィン材であって、
前記熱交換器用アルミニウム合金フィン材の厚みが０．１ｍｍ以下であり、
亜結晶粒の平均粒径が２．５μｍ以下およびβ−Ｆｉｂｅｒの体積分率が８０％以上であ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。 - さらに、Ｔｉ：０．０１〜０．０８質量％を含有することを特徴とする請求項１に記載の熱交換器用アルミニウム合金フィン材。
- フィン材表面に表面処理皮膜を備えることを特徴とする請求項１または請求項２に記載の熱交換器用アルミニウム合金フィン材。
- 請求項１または請求項２に記載の熱交換器用アルミニウム合金フィン材の製造方法であって、
前記の化学成分を有するアルミニウム合金鋳塊に、４５０〜５１０℃の温度で１時間以上の熱処理を施す熱処理工程と、
前記熱処理後に、熱間仕上げ圧延の終了温度が２５０℃以上３００℃未満となる条件で熱間圧延を施す熱間圧延工程と、
前記熱間圧延後に、冷間加工率９６％以上の冷間加工を施す冷間加工工程と、
前記冷間加工後に、１６０〜２５０℃の温度で１〜６時間保持する調質焼鈍を施す調質焼鈍工程と、を行う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。
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