JP2014047384A - 高強度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】３５〜５０μｍの薄肉で、コルゲート加工時のスプリングバックが小さく、フィン成形が容易な適度のろう付け前強度を有し、ろう付け後強度が高く、耐エロージョン性、自己耐食性、犠牲陽極効果にも優れた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。
【解決手段】質量％で、Ｓｉ：０．９〜１．２％、Ｆｅ：０．８〜１．１％、Ｍｎ：１．１〜１．４％、Ｚｎ：０．９〜１．１％を含み、不純物としてのＭｇを０．０５％以下、Ｃｕを０．０３％以下、（〔Ｓｉ〕＋〔Ｆｅ〕＋２〔Ｍｎ〕）／３を１．４％〜１．６％に限定し、残部不可避的不純物とＡｌからなり、板厚３５〜５０μｍ、ろう付け前抗張力２１５ＭＰａ以下、固相線温度６２０℃以上、ろう付後抗張力１４０ＭＰａ以上、ろう付け後導電率４５％ＩＡＣＳ以上、ろう付け後自然電位−７３０ｍＶ〜−７６０ｍＶであるフィン材。熱延、冷延、中間焼鈍、最終冷延を規定した製造方法。
【選択図】なし
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【選択図】なし
Description
本発明は、アルミニウム製熱交換器に用いる高強度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。
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、Ｓｉ、Ｚｎ等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、ろう付け前の抗張力が低く、ろう付け後の抗張力及び熱伝導度が高い熱交換器用高強度アルミニウム合金フィンが開発されている。
特許文献１には、フィン材に要求される上記諸特性を満足し、薄肉化が可能なフィン材を製造するため、特定の組成を有するアルミニウム合金溶湯を双ロール式連続鋳造圧延法によりアルミニウム合金板に形成し、冷間圧延、２回以上の中間焼鈍を施すブレージング用アルミニウム合金フィン材の製造方法が開示されている。
特許文献１で提案されているフィン材は、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。しかしながら、薄肉化されたフィン材はスプリングバック量が大きくなる傾向にあり、コルゲート成形する場合に所定のフィンピッチが得られなくなることが懸念された。
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％以下を含有し、残部Ａｌおよび不可避的不純物からなり、最大径で０．１〜１．０μｍの金属間化合物が１１万個／ｍｍ２以上存在し、ろう付け後の結晶粒径が１５０μｍ以上であるアルミニウム合金製フィン材が開示されている。
特許文献２に記載のフィン材は、ろう付け後の導電率５０％ＩＡＣＳ以上で、優れた熱伝導性を示すが、Ｆｅ：２．０ｗｔ％を超え２．８ｗｔ％以下であり、双ベルト鋳造機のように凝固冷却速度の比較的速い場合であっても、鋳造時に粗大なＡｌ−（Ｆｅ・Ｍｎ）−Ｓｉ系晶出物が生成して板材の製造が困難となるおそれがある。
特許文献３には、フィン材に要求される上記諸特性を満足し、薄肉化が可能なフィン材を製造するため、特定の組成を有するアルミニウム合金溶湯を双ベルト式連続鋳造法によりアルミニウム合金スラブを鋳造し、冷間圧延、中間焼鈍を施すブレージング用アルミニウム合金フィン材の製造方法が開示されている。
また、熱交換器用フィン材は、フィン材と他の熱交換器用部材とをろう付けする前に、コルゲート加工等によって、所定の形状に成形される。この際、フィン材の金属組織中に存在する硬度の高い第２相粒子によって成形用金型の摩耗が進行し、金型の寿命が短くなるという問題があった。
特許文献４には、この金型摩耗特性を改善するため、フィン材の金属組織中に存在する１μｍ以上の第２相粒子の単位面積当たり個数を規定する技術が開示されている。
しかしながら、さらなるフィン材の薄肉化、高抗張力化を図ると、前述のようにコルゲート加工の際にスプリングバックが生じやすくなり、成形性が低下するという問題が懸念された。
本発明の目的は、最終板厚３５〜５０μｍである薄肉化されたフィン材であっても、コルゲート加工時のスプリングバック量が小さく、フィン成形が容易な適度のろう付け前強度を有するとともに、ろう付け後には高い強度を有し、且つ耐エロージョン性、自己耐食性、犠牲陽極効果にも優れた薄肉の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にある。
発明者らが鋭意検討した結果、合金組成を適切な範囲に規定して、製造方法として、連続薄スラブ鋳造機で薄スラブを鋳造し、規定した条件下で熱間圧延、冷間圧延、焼鈍を適宜組み合わせて行なうことにより、最終板厚３５〜５０μｍである薄肉化されたフィン材であっても、コルゲート加工時のスプリングバックが抑制されて成形性に優れ、上記諸特性を有す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得ることができた。
すなわち、上記の目的を達成するために、本発明によれば、質量％で、Ｓｉ：０．９〜１．２％、Ｆｅ：０．８〜１．１％、Ｍｎ：１．１〜１．４％、Ｚｎ：０．９〜１．１％を含み、さらに不純物としてのＭｇを０．０５％以下、Ｃｕを０．０３％以下、（〔Ｓｉ〕＋〔Ｆｅ〕＋２〔Ｍｎ〕）／３の含有濃度を１．４％〜１．６％に限定し、残部不可避的不純物とＡｌからなり、最終板厚３５〜５０μｍ、ろう付け前の抗張力が２１５ＭＰａ以下、固相線温度６２０℃以上であり、ろう付後の抗張力が１４０ＭＰａ以上、ろう付け後の導電率４５％ＩＡＣＳ以上、且つろう付け後の自然電位−７３０ｍＶ〜−７６０ｍＶ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が提供される。
また、上記の本発明のフィン材を製造する方法（第１の製造方法）は、上記記載の組成の溶湯を注湯して、薄スラブ連続鋳造機を用いて、厚さ３〜２０ｍｍの薄スラブを連続して鋳造して、熱間圧延機により０.５〜５ｍｍに圧延し、ロールに巻き取った後、板厚０．０５〜０．１ｍｍまで冷間圧延し、保持温度２５０〜４５０℃で中間焼鈍を施し、最終冷延率２５〜５０％の冷間圧延を施して最終板厚３５〜５０μｍとすることを特徴とする。
更に、上記の本発明のフィン材を製造する方法（第２の製造方法）は、上記記載の組成の溶湯を注湯して、薄スラブ連続鋳造機を用いて、厚さ３〜１０ｍｍの薄スラブを連続して鋳造してロールに巻き取った後、第１段の冷間圧延を施して板厚１．０〜６．０ｍｍとし、３００〜５００℃で第１次中間焼鈍を施し、更に第２段の冷間圧延を施して板厚０．０５〜０．１ｍｍとし、２５０〜４５０℃での第２次中間焼鈍を施し、最終冷延率２５〜５０％の冷間圧延を施して最終板厚３５〜５０μｍとすることを特徴とする。
本発明の熱交換器用アルミニウム合金フィン材は、化学組成上の特徴として、従来のフィン材に対して（〔Ｓｉ〕＋〔Ｆｅ〕＋２〔Ｍｎ〕）／３の含有濃度を１．４％〜１．６％に限定することで、最終板厚３５〜５０μｍである薄肉化されたフィン材であっても、コルゲート加工時のスプリングバック量が小さく、フィン成形が容易な適度のろう付け前強度を有するとともに、ろう付け後には高い強度を有し、且つ耐エロージョン性、自己耐食性、犠牲陽極効果にも優れた薄肉のフィン材とすることができる。
本発明のフィン材の製造方法は、本発明のフィン材組成の溶湯を用いて、連続薄スラブ鋳造機で薄スラブとし、規定した条件で熱間圧延、冷間圧延、焼鈍を適宜組み合わせて行なうことにより、上記の諸条件を備えたフィン材を製造することができる。
本発明の熱交換器用アルミニウム合金フィン材の組成を限定した理由を説明する。本願明細書において、特に限定のない限り、含有量を表示する「％」は「質量％」を意味するものとする。
〔Ｓｉ：０．９〜１．２％〕
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、同時にＭｎの固溶量を減少させて熱伝導率を向上させる。Ｓｉの含有濃度が０．９％未満ではその効果が十分でなく、１．２％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おそれが高まる。したがって、Ｓｉ含有濃度は０．９〜１．２％に限定する。好ましくは、Ｓｉ含有濃度は０．９５〜１．１５％の範囲である。より好ましいＳｉ含有濃度は０．９５％〜１．１％の範囲である。
〔Ｓｉ：０．９〜１．２％〕
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、同時にＭｎの固溶量を減少させて熱伝導率を向上させる。Ｓｉの含有濃度が０．９％未満ではその効果が十分でなく、１．２％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おそれが高まる。したがって、Ｓｉ含有濃度は０．９〜１．２％に限定する。好ましくは、Ｓｉ含有濃度は０．９５〜１．１５％の範囲である。より好ましいＳｉ含有濃度は０．９５％〜１．１％の範囲である。
〔Ｆｅ：０．８〜１．１％〕
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含有濃度０．８％以上が必要である。Ｆｅ含有濃度が０．８％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含有濃度が１．１％を超えると、ろう付け前の抗張力が高くなりすぎて、スプリングバック量を抑制できず成形性が低下する。したがって、Ｆｅ含有濃度は０．８〜１．１％に限定する。好ましいＦｅ含有濃度は０．８５〜１．０５％である。より好ましいＦｅ含有濃度は０．９〜１．０％である。
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含有濃度０．８％以上が必要である。Ｆｅ含有濃度が０．８％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含有濃度が１．１％を超えると、ろう付け前の抗張力が高くなりすぎて、スプリングバック量を抑制できず成形性が低下する。したがって、Ｆｅ含有濃度は０．８〜１．１％に限定する。好ましいＦｅ含有濃度は０．８５〜１．０５％である。より好ましいＦｅ含有濃度は０．９〜１．０％である。
〔Ｍｎ：１．１〜１．４％〕
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２００μｍ以上となり、耐エロージョン性を確保できる。この効果を得るためにはＭｎ含有濃度１．１％以上が必要である。ただしＭｎ含有濃度が１．４％を超えると、ろう付け前の抗張力が高くなりすぎて、スプリングバック量を抑制できず成形性が低下する。したがって、Ｍｎ含有濃度は１．１〜１．４％に限定する。好ましいＭｎ含有濃度は１．２〜１．４％である。さらに好ましいＭｎ含有濃度は１．２〜１．３５％である。
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２００μｍ以上となり、耐エロージョン性を確保できる。この効果を得るためにはＭｎ含有濃度１．１％以上が必要である。ただしＭｎ含有濃度が１．４％を超えると、ろう付け前の抗張力が高くなりすぎて、スプリングバック量を抑制できず成形性が低下する。したがって、Ｍｎ含有濃度は１．１〜１．４％に限定する。好ましいＭｎ含有濃度は１．２〜１．４％である。さらに好ましいＭｎ含有濃度は１．２〜１．３５％である。
〔Ｚｎ：０．９〜１．１％〕
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。この効果を得るためにはＺｎ含有濃度０．９％以上が必要である。ただし、Ｚｎ含有濃度が１．１％を超えると材料の自己耐食性が劣化し、Ｚｎの固溶によって熱伝導率が低下する。したがって、Ｚｎ含有濃度は０．９〜１．１％に限定する。好ましいＺｎ含有濃度は０．９５〜１．１％である。より好ましいＺｎ含有濃度は０．９５〜１．０５％である。
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。この効果を得るためにはＺｎ含有濃度０．９％以上が必要である。ただし、Ｚｎ含有濃度が１．１％を超えると材料の自己耐食性が劣化し、Ｚｎの固溶によって熱伝導率が低下する。したがって、Ｚｎ含有濃度は０．９〜１．１％に限定する。好ましいＺｎ含有濃度は０．９５〜１．１％である。より好ましいＺｎ含有濃度は０．９５〜１．０５％である。
〔Ｍｇ：０．０５wt％以下〕
Ｍｇは、ろう付け性に影響し、含有濃度が０．０５wt％を超えると、ろう付け性を害するおそれがある。特にフッ化物系フラックスを用いたろう付けの場合、フラックスの成分中のフッ素（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。したがって、不可避的不純物のうち特にＭｇの含有濃度を０．０５％以下に限定する。
Ｍｇは、ろう付け性に影響し、含有濃度が０．０５wt％を超えると、ろう付け性を害するおそれがある。特にフッ化物系フラックスを用いたろう付けの場合、フラックスの成分中のフッ素（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。したがって、不可避的不純物のうち特にＭｇの含有濃度を０．０５％以下に限定する。
〔（〔Ｓｉ〕＋〔Ｆｅ〕＋２〔Ｍｎ〕）／３の含有濃度を１．４％〜１．６％に限定し〕
本発明の熱交換器用アルミニウム合金フィン材は、化学組成上の特徴として、従来のフィン材に対して（〔Ｓｉ〕＋〔Ｆｅ〕＋２〔Ｍｎ〕）／３の含有濃度を１．４％〜１．６％に限定することで、最終板厚３５〜５０μｍである薄肉化されたフィン材であっても、コルゲート加工時のスプリングバック量が小さく、フィン成形が容易な適度のろう付け前強度を有するとともに、ろう付け後には高い強度を有し、且つ耐エロージョン性、自己耐食性、犠牲陽極効果にも優れた薄肉のフィン材とすることができる。
（〔Ｓｉ〕＋〔Ｆｅ〕＋２〔Ｍｎ〕）／３の含有濃度が１．４％未満であると、ろう付け後のフィン材の抗張力が１４０ＭＰａ未満となり、ろう付け後の強度が不足する。また、（〔Ｓｉ〕＋〔Ｆｅ〕＋２〔Ｍｎ〕）／３の含有濃度が１．６％を超えると、ろう付け前のフィン材の抗張力が２１５ＭＰａを超えてしまうため、フィンの成形性が低下する。
本発明の熱交換器用アルミニウム合金フィン材は、化学組成上の特徴として、従来のフィン材に対して（〔Ｓｉ〕＋〔Ｆｅ〕＋２〔Ｍｎ〕）／３の含有濃度を１．４％〜１．６％に限定することで、最終板厚３５〜５０μｍである薄肉化されたフィン材であっても、コルゲート加工時のスプリングバック量が小さく、フィン成形が容易な適度のろう付け前強度を有するとともに、ろう付け後には高い強度を有し、且つ耐エロージョン性、自己耐食性、犠牲陽極効果にも優れた薄肉のフィン材とすることができる。
（〔Ｓｉ〕＋〔Ｆｅ〕＋２〔Ｍｎ〕）／３の含有濃度が１．４％未満であると、ろう付け後のフィン材の抗張力が１４０ＭＰａ未満となり、ろう付け後の強度が不足する。また、（〔Ｓｉ〕＋〔Ｆｅ〕＋２〔Ｍｎ〕）／３の含有濃度が１．６％を超えると、ろう付け前のフィン材の抗張力が２１５ＭＰａを超えてしまうため、フィンの成形性が低下する。
〔Ｃｕを０．０３％以下〕
Ｍｇ以外の不純物成分については、Ｃｕは材料の電位を貴にするため０．０３％以下に限定する。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、これらの元素の含有濃度はそれぞれ０．０５％以下に限定する。
Ｍｇ以外の不純物成分については、Ｃｕは材料の電位を貴にするため０．０３％以下に限定する。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、これらの元素の含有濃度はそれぞれ０．０５％以下に限定する。
〔最終板厚３５〜５０μｍ〕
薄肉軽量化のため、最終板厚は、５０μｍ以下に制限する。また、最終板厚３５μｍ未満では、フィンろう付け後の熱交換器自体の強度不足を招来する。したがって、フィン材の最終板厚は３５〜５０μｍに限定する。
薄肉軽量化のため、最終板厚は、５０μｍ以下に制限する。また、最終板厚３５μｍ未満では、フィンろう付け後の熱交換器自体の強度不足を招来する。したがって、フィン材の最終板厚は３５〜５０μｍに限定する。
〔ろう付け前の抗張力が２１５ＭＰａ以下〕
抗張力が２１５ＭＰａを超えると、板厚３５〜５０μｍの薄肉フィン材の場合、フィン成形時のスプリングバックが大きくなって所定のフィン形状が得られなくなる。したがって、フィン材の抗張力は２１５ＭＰａ以下に限定する。
抗張力が２１５ＭＰａを超えると、板厚３５〜５０μｍの薄肉フィン材の場合、フィン成形時のスプリングバックが大きくなって所定のフィン形状が得られなくなる。したがって、フィン材の抗張力は２１５ＭＰａ以下に限定する。
〔固相線温度６２０℃以上〕
固相線温度が６２０℃未満の場合、ろう付け時にエロージョンが発生する可能性が高まるため、好ましくない。したがって、固相線温度は６２０℃以上に限定する。
固相線温度が６２０℃未満の場合、ろう付け時にエロージョンが発生する可能性が高まるため、好ましくない。したがって、固相線温度は６２０℃以上に限定する。
〔ろう付け後の抗張力１４０ＭＰａ以上〕
本願発明のフィン材は、チューブ等にろう付けされて熱交換器として使用される。このため、熱交換器全体として所定の要求強度を満足させる必要があり、ろう付け後の抗張力を１４０ＭＰａ以上に限定する。
本願発明のフィン材は、チューブ等にろう付けされて熱交換器として使用される。このため、熱交換器全体として所定の要求強度を満足させる必要があり、ろう付け後の抗張力を１４０ＭＰａ以上に限定する。
〔ろう付け後の導電率４５％ＩＡＣＳ以上〕
本願発明のフィン材は、チューブ等にろう付けされて熱交換器として使用される。このため、チューブ内を流れる熱媒体からの熱をフィンを通して伝導させ、効率良く放熱させる必要があり、ろう付け後の導電率を４５％ＩＡＣＳ以上に限定する。
本願発明のフィン材は、チューブ等にろう付けされて熱交換器として使用される。このため、チューブ内を流れる熱媒体からの熱をフィンを通して伝導させ、効率良く放熱させる必要があり、ろう付け後の導電率を４５％ＩＡＣＳ以上に限定する。
〔ろう付け後の自然電位−７３０ｍＶ〜−７６０ｍＶ〕
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−７３０ｍＶ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。また、ろう付け後の自然電位−７６０ｍＶ未満であると電位が卑になりすぎて、フィン材の自己耐食性が低下するため好ましくない。したがって、好ましいろう付け後の自然電位は、−７３０ｍＶ〜−７６０ｍＶの範囲である。より好ましいろう付け後の自然電位は、−７４０ｍＶ〜−７６０ｍＶの範囲である。
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−７３０ｍＶ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。また、ろう付け後の自然電位−７６０ｍＶ未満であると電位が卑になりすぎて、フィン材の自己耐食性が低下するため好ましくない。したがって、好ましいろう付け後の自然電位は、−７３０ｍＶ〜−７６０ｍＶの範囲である。より好ましいろう付け後の自然電位は、−７４０ｍＶ〜−７６０ｍＶの範囲である。
次に、本発明における薄スラブの鋳造条件、中間焼鈍条件、最終冷延率、最終焼鈍条件の意義および限定理由を以下に説明する。
〔薄スラブ連続鋳造機を用いて、〕
薄スラブ連続鋳造機は、双ベルト鋳造機、双ロール鋳造機の双方を含むものとする。
双ベルト鋳造機は、エンドレスベルトを備え上下に対峙する一対の回転ベルト部と、当該一対の回転ベルト部の間に形成されるキャビティーと、前記回転ベルト部の内部に設けられた冷却手段とを備え、耐火物からなるノズルを通して前記キャビティー内に金属溶湯が供給されて連続的に薄スラブを鋳造するものである。
双ロール鋳造機は、エンドレスロールを備え上下に対峙する一対の回転ロール部と、当該一対の回転ロール部の間に形成されるキャビティーと、前記回転ロール部の内部に設けられた冷却手段とを備え、耐火物からなるノズルを通して前記キャビティー内に金属溶湯が供給されて連続的に薄スラブを鋳造するものである。
〔薄スラブ連続鋳造機を用いて、〕
薄スラブ連続鋳造機は、双ベルト鋳造機、双ロール鋳造機の双方を含むものとする。
双ベルト鋳造機は、エンドレスベルトを備え上下に対峙する一対の回転ベルト部と、当該一対の回転ベルト部の間に形成されるキャビティーと、前記回転ベルト部の内部に設けられた冷却手段とを備え、耐火物からなるノズルを通して前記キャビティー内に金属溶湯が供給されて連続的に薄スラブを鋳造するものである。
双ロール鋳造機は、エンドレスロールを備え上下に対峙する一対の回転ロール部と、当該一対の回転ロール部の間に形成されるキャビティーと、前記回転ロール部の内部に設けられた冷却手段とを備え、耐火物からなるノズルを通して前記キャビティー内に金属溶湯が供給されて連続的に薄スラブを鋳造するものである。
第１の製造方法において、薄スラブ連続鋳造機を用いて、厚さ３〜２０ｍｍの薄スラブを連続して鋳造して、熱間圧延機により圧延し、ロールに巻き取った後、板厚０．０５〜０．１ｍｍまで冷間圧延し、保持温度２５０〜４５０℃で中間焼鈍を施し、冷延率２５〜５０％の冷間圧延を施して最終板厚３５〜５０μｍとすることを特徴とする。
〔スラブ厚み３〜２０ｍｍ〕
第１の製造方法においては、鋳造するスラブの厚さは３〜２０ｍｍ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、均一組織でしかも本発明範囲の組成であると粗大な化合物の少なく、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。薄スラブ厚さが３ｍｍ未満であると、単位時間当たりに連続薄板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。厚さが２０ｍｍを超えると、板厚中央部における冷却速度が遅くなり、粗大な金属間化合物が析出（晶出）して、フィン材の抗張力の低下を招来する。よってスラブ厚さを３〜２０ｍｍに限定する。
第１の製造方法においては、鋳造するスラブの厚さは３〜２０ｍｍ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、均一組織でしかも本発明範囲の組成であると粗大な化合物の少なく、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。薄スラブ厚さが３ｍｍ未満であると、単位時間当たりに連続薄板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。厚さが２０ｍｍを超えると、板厚中央部における冷却速度が遅くなり、粗大な金属間化合物が析出（晶出）して、フィン材の抗張力の低下を招来する。よってスラブ厚さを３〜２０ｍｍに限定する。
薄スラブ連続鋳造機を用いて、厚み３〜２０ｍｍの薄スラブを鋳造する場合、薄スラブ１/４厚みの位置におけるスラブ冷却速度は、２０〜１０００℃/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Ａｌ−（Ｆｅ・Ｍｎ）−Ｓｉなどの粗大な金属間化合物の晶出を抑制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めることができる。
第１の製造方法において、鋳造した薄スラブをさらに熱間圧延して、コイルに巻き取る。
特に鋳造スラブの厚みが１０ｍｍを超える場合には、熱間圧延機によって熱延して厚みを１０ｍｍ以下にした後でないと、コイルに巻き取ることが困難となる。勿論、鋳造スラブ厚みが３〜１０ｍｍの場合であっても、例えば、熱間圧延機により圧下率５〜１０％程度のスキンパス圧延を行えば、表面の平胆度を改善することができ、コイルの表面品質も向上する。
特に鋳造スラブの厚みが１０ｍｍを超える場合には、熱間圧延機によって熱延して厚みを１０ｍｍ以下にした後でないと、コイルに巻き取ることが困難となる。勿論、鋳造スラブ厚みが３〜１０ｍｍの場合であっても、例えば、熱間圧延機により圧下率５〜１０％程度のスキンパス圧延を行えば、表面の平胆度を改善することができ、コイルの表面品質も向上する。
〔保持温度２５０〜４５０℃で中間焼鈍を施し〕
中間焼鈍の保持温度は２５０〜４５０℃に限定する。中間焼鈍の保持温度が２５０℃未満の場合、十分な軟化状態を得ることができない。しかし、中間焼鈍の保持温度が４５０℃を超えると、ろう付け時に析出する固溶Ｍｎの多くが高温での中間焼鈍時に比較的大きなＡｌ−（Ｆｅ・Ｍｎ）−Ｓｉ系化合物として析出してしまうため、ろう付け時の再結晶阻止作用が弱まって再結晶粒径が２００μｍ未満となり、耐サグ性と耐エロージョン性が低下する。
中間焼鈍の保持温度は２５０〜４５０℃に限定する。中間焼鈍の保持温度が２５０℃未満の場合、十分な軟化状態を得ることができない。しかし、中間焼鈍の保持温度が４５０℃を超えると、ろう付け時に析出する固溶Ｍｎの多くが高温での中間焼鈍時に比較的大きなＡｌ−（Ｆｅ・Ｍｎ）−Ｓｉ系化合物として析出してしまうため、ろう付け時の再結晶阻止作用が弱まって再結晶粒径が２００μｍ未満となり、耐サグ性と耐エロージョン性が低下する。
中間焼鈍の保持時間は特に限定する必要はないが１〜５時間の範囲とすることが好ましい。中間焼鈍の保持時間が１時間未満の場合、コイル全体の温度が不均一なまま保持時間が経過する可能性があり、板中における均一な再結晶組織の得られないリスクがあり、好ましくない。中間焼鈍の保持時間が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ため、好ましくない。
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℃／時間以上とすることが好ましい。中間焼鈍処理時の昇温速度および冷却速度が３０℃／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ため、好ましくない。
〔最終冷延率２５〜５０％の冷間圧延〕
最終冷延率は２５〜５０％に限定する。最終冷延率が２５％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。最終冷延率が５０％を超えると、製品強度が高くなり過ぎて、スプリングバック量が大きくなり、フィン成形において所定のフィン形状を得ることが困難になる。
最終冷延率は２５〜５０％に限定する。最終冷延率が２５％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。最終冷延率が５０％を超えると、製品強度が高くなり過ぎて、スプリングバック量が大きくなり、フィン成形において所定のフィン形状を得ることが困難になる。
第２の製造方法において、上記記載の組成の溶湯を注湯して、薄スラブ連続鋳造機を用いて、厚さ３〜１０ｍｍの薄スラブを連続して鋳造してロールに巻き取った後、第１段の冷間圧延を施して板厚１．０〜６．０ｍｍとし、３００〜５００℃で第１次中間焼鈍を施し、更に第２段の冷間圧延を施して板厚０．０５〜０．１ｍｍとし、２５０〜４５０℃での第２次中間焼鈍を施し、最終冷延率２５〜５０％の冷間圧延を施して最終板厚３５〜５０μｍとすることを特徴とする。
〔スラブ厚み３〜１０ｍｍ〕
第２の製造方法においては、鋳造するスラブの厚さは３〜１０ｍｍに限定する。この厚さであると板厚中央部の凝固速度もさらに速く、均一組織でしかも本発明範囲の組成であると粗大な化合物の少なく、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。薄スラブ厚さが３ｍｍ未満であると、単位時間当たりに連続薄板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。厚さが１０ｍｍを超えると、鋳造スラブをそのまま巻き取ることが困難となる。よってスラブ厚さを３〜１０ｍｍに限定する。
第２の製造方法においては、鋳造するスラブの厚さは３〜１０ｍｍに限定する。この厚さであると板厚中央部の凝固速度もさらに速く、均一組織でしかも本発明範囲の組成であると粗大な化合物の少なく、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。薄スラブ厚さが３ｍｍ未満であると、単位時間当たりに連続薄板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。厚さが１０ｍｍを超えると、鋳造スラブをそのまま巻き取ることが困難となる。よってスラブ厚さを３〜１０ｍｍに限定する。
薄スラブ連続鋳造機を用いて、厚み３〜１０ｍｍの薄スラブを鋳造する場合、薄スラブ１/４厚みの位置におけるスラブ冷却速度は、４０〜１０００℃/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Ａｌ−（Ｆｅ・Ｍｎ）−Ｓｉなどの粗大な金属間化合物の晶出を抑制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めることができる。
第２の製造方法において、鋳造スラブ厚みが３〜１０ｍｍであり、そのままコイルに巻き取ることも可能であるが、例えば、熱間圧延機により圧下率５〜１０％程度のスキンパス圧延を行うこともできる。このようにすれば、表面の平胆度を改善することができ、コイルの表面品質も向上する。
〔第１次中間焼鈍条件〕
第１次中間焼鈍の保持温度は３００〜５００℃が好ましい。第１次中間焼鈍の保持温度が３００℃未満の場合、十分な軟化状態を得ることができない。第１次中間焼鈍の保持温度が５００℃を超えると、マトリックス中の固溶Ｍｎが高温での中間焼鈍時にＡｌ−（Ｆｅ・Ｍｎ）−Ｓｉ系化合物として析出してしまうため、ろう付け時の再結晶阻止作用が弱まって再結晶粒径が２００μｍ未満となり、耐サグ性と耐エロージョン性が低下する。
第１次中間焼鈍の保持温度は３００〜５００℃が好ましい。第１次中間焼鈍の保持温度が３００℃未満の場合、十分な軟化状態を得ることができない。第１次中間焼鈍の保持温度が５００℃を超えると、マトリックス中の固溶Ｍｎが高温での中間焼鈍時にＡｌ−（Ｆｅ・Ｍｎ）−Ｓｉ系化合物として析出してしまうため、ろう付け時の再結晶阻止作用が弱まって再結晶粒径が２００μｍ未満となり、耐サグ性と耐エロージョン性が低下する。
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、１〜５時間の範囲とすることが好ましい。第１次中間焼鈍の保持時間が１時間未満では、コイル全体の温度が不均一なままで、板中における均一な軟化状態の得られない可能性があるので好ましくない。第１次中間焼鈍の保持時間が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ため、好ましくない。
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℃／時間以上とすることが好ましい。第１次中間焼鈍処理時の昇温速度および冷却速度が３０℃／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ので、好ましくない。
〔第２次中間焼鈍条件〕
第２次中間焼鈍の保持温度は２５０〜４５０℃が好ましい。第２次中間焼鈍の保持温度が２５０℃未満の場合、十分な軟化状態を得ることができない。しかし、第２次中間焼鈍の保持温度が４５０℃を超えると、マトリックス中の固溶Ｍｎが高温での中間焼鈍時にＡｌ−（Ｆｅ・Ｍｎ）−Ｓｉ系化合物として析出してしまうため、ろう付け時の再結晶阻止作用が弱まって、再結晶粒径が２００μｍ未満となり、ろう付け時の耐サグ性と耐エロージョン性が低下する。
第２次中間焼鈍の保持温度は２５０〜４５０℃が好ましい。第２次中間焼鈍の保持温度が２５０℃未満の場合、十分な軟化状態を得ることができない。しかし、第２次中間焼鈍の保持温度が４５０℃を超えると、マトリックス中の固溶Ｍｎが高温での中間焼鈍時にＡｌ−（Ｆｅ・Ｍｎ）−Ｓｉ系化合物として析出してしまうため、ろう付け時の再結晶阻止作用が弱まって、再結晶粒径が２００μｍ未満となり、ろう付け時の耐サグ性と耐エロージョン性が低下する。
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、１〜５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１時間未満では、コイル全体の温度が不均一なままで、板中における均一な再結晶組織の得られない可能性があるので好ましくない。第２次中間焼鈍の保持時間が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ため、好ましくない。
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、３０℃／時間以上とすることが好ましい。第２次中間焼鈍処理時の昇温速度および冷却速度が３０℃／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ので、好ましくない。
〔最終冷延率２５〜５０％の冷間圧延〕
最終冷延率は２５〜５０％に限定する。最終冷延率が２５％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。最終冷延率が５０％を超えると、製品強度が高くなり過ぎて、スプリングバック量が大きくなり、フィン成形において所定のフィン形状を得ることが困難になる。
最終冷延率は２５〜５０％に限定する。最終冷延率が２５％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。最終冷延率が５０％を超えると、製品強度が高くなり過ぎて、スプリングバック量が大きくなり、フィン成形において所定のフィン形状を得ることが困難になる。
この板材は、所定幅にスリッティングした後コルゲート加工して、作動流体通路用材料、例えば、ろう材を被覆した３００３合金などからなるクラッド板からなる偏平管と
交互に積層し、ろう付け接合することにより熱交換器ユニットとする。
交互に積層し、ろう付け接合することにより熱交換器ユニットとする。
[実施例１]
表１に示した合金１〜合金１０の組成の溶湯を＃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。各合金溶湯を内寸法２００×２００×１６ｍｍの水冷金型に鋳込み、薄スラブを作製した。この薄スラブの両面に各３ｍｍの面削を施した後、第１段の冷間圧延を施して板厚４．０ｍｍとし、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。更に第２段の冷間圧延を施して板厚０．０８ｍｍとし、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、冷間圧延率３７．５％の冷間圧延を施して最終板厚５０μｍのフィン材（調質：Ｈ１４）とした。
表１に示した合金１〜合金１０の組成の溶湯を＃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。各合金溶湯を内寸法２００×２００×１６ｍｍの水冷金型に鋳込み、薄スラブを作製した。この薄スラブの両面に各３ｍｍの面削を施した後、第１段の冷間圧延を施して板厚４．０ｍｍとし、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。更に第２段の冷間圧延を施して板厚０．０８ｍｍとし、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、冷間圧延率３７．５％の冷間圧延を施して最終板厚５０μｍのフィン材（調質：Ｈ１４）とした。
上記得られた合金１〜合金１２の組成のフィン材について、下記（１）〜（３）の試験測定を行った。
（１）ろう付け加熱前の抗張力（ＭＰａ）
ろう付け加熱せずに、抗張力を測定した。
（１）ろう付け加熱前の抗張力（ＭＰａ）
ろう付け加熱せずに、抗張力を測定した。
（２）ろう付け加熱後の諸特性
下記ろう付け加熱条件で加熱冷却後、以下の特性を測定した。
〔ろう付け加熱条件〕
実際のろう付け加熱の条件を想定して、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]抗張力（ＭＰａ）
[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。
下記ろう付け加熱条件で加熱冷却後、以下の特性を測定した。
〔ろう付け加熱条件〕
実際のろう付け加熱の条件を想定して、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]抗張力（ＭＰａ）
[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。
（３）固相線温度測定
示差熱分析によって固相線温度を測定した。
示差熱分析によって固相線温度を測定した。
表２に、上記合金１〜合金１２の組成のフィン材について、（１）〜（３）の測定結果をまとめて示す。
合金１（発明例）の組成のフィン材は、本願発明の組成範囲内であるため、固相線温度が６２０℃以上でろう付け性が良好であり、ろう付前の抗張力が２１５ＭＰａ以下であり、ろう付後の抗張力が１４０ＭＰａ以上、ろう付け後の導電率４５％ＩＡＣＳ以上、ろう付け後の自然電位−７３０ｍＶ〜−７６０ｍＶであった。
合金２（比較例）の組成のフィン材は、Ｓｉの含有濃度が低すぎるため、ろう付け後の抗張力が１４０ＭＰａ未満で低くなりすぎた。
合金３（比較例）の組成のフィン材は、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。
合金４（比較例）の組成のフィン材は、Ｆｅ含有濃度が低すぎるため、ろう付け後の抗張力が１４０ＭＰａ未満で低くなりすぎた。
合金５（比較例）の組成のフィン材は、Ｆｅ含有濃度が高すぎるため、ろう付け前の抗張力が２１５ＭＰａを超えて高くなりすぎた。
合金６（比較例）の組成のフィン材は、Ｍｎ含有濃度が低すぎるため、ろう付け後の抗張力が１４０ＭＰａ未満で低くなりすぎた。
合金７（比較例）の組成のフィン材は、Ｍｎ含有濃度が高すぎるため、ろう付け前の抗張力が２１５ＭＰａを超えて高くなりすぎた。
合金８（比較例）の組成のフィン材は、Ｚｎ含有濃度が低すぎるため、ろう付け後の自然電位が−７３０ｍＶを上回った。
合金９（比較例）の組成のフィン材は、Ｚｎ含有濃度が高すぎるため、ろう付け後の自然電位が−７６０ｍＶを下回った。
合金１０（比較例）の組成のフィン材は、Ｃｕ含有濃度が高すぎるため、ろう付け後の自然電位が−７３０ｍＶを上回った。
合金１１（比較例）の組成のフィン材は、（〔Ｓｉ〕＋〔Ｆｅ〕＋２〔Ｍｎ〕）／３の含有濃度が１．４％未満であるため、ろう付け後の抗張力が１４０ＭＰａ未満で低くなりすぎた。
合金１２（比較例）の組成のフィン材は、（〔Ｓｉ〕＋〔Ｆｅ〕＋２〔Ｍｎ〕）／３の含有濃度が１．６％を超えるため、ろう付け前の抗張力が２１５ＭＰａを超えて高くなりすぎた。
[実施例２]
表３に示す合金１３の組成の溶湯を、双ベルト鋳造機を用いて、スラブ厚さ１７ｍｍで薄スラブを連続鋳造し、熱間圧延機により、厚さ１ｍｍまで圧延後、コイルに巻き取った。その後、０．０８ｍｍまで冷間圧延し、保持温度３００℃で中間焼鈍を施し、冷延率４４％の冷間圧延を施して最終板厚４５μｍとした。
次に表３に示す合金１４〜合金２０の組成の溶湯を、双ベルト鋳造機を用いて、スラブ厚さ９ｍｍで薄スラブを連続鋳造し、スキンパス圧延後、コイルに巻き取った。その後、第１段の冷間圧延を施して板厚２．０ｍｍとし、保持温度４００℃で第１次中間焼鈍を施した。更に第２段の冷間圧延を施して板厚０．０８ｍｍとし、保持温度３００℃で第２次中間焼鈍を施し、冷間圧延率４４％の冷間圧延を行って最終板厚４５μｍのフィン材（調質：Ｈ１４）とした。
表３に示す合金１３の組成の溶湯を、双ベルト鋳造機を用いて、スラブ厚さ１７ｍｍで薄スラブを連続鋳造し、熱間圧延機により、厚さ１ｍｍまで圧延後、コイルに巻き取った。その後、０．０８ｍｍまで冷間圧延し、保持温度３００℃で中間焼鈍を施し、冷延率４４％の冷間圧延を施して最終板厚４５μｍとした。
次に表３に示す合金１４〜合金２０の組成の溶湯を、双ベルト鋳造機を用いて、スラブ厚さ９ｍｍで薄スラブを連続鋳造し、スキンパス圧延後、コイルに巻き取った。その後、第１段の冷間圧延を施して板厚２．０ｍｍとし、保持温度４００℃で第１次中間焼鈍を施した。更に第２段の冷間圧延を施して板厚０．０８ｍｍとし、保持温度３００℃で第２次中間焼鈍を施し、冷間圧延率４４％の冷間圧延を行って最終板厚４５μｍのフィン材（調質：Ｈ１４）とした。
上記得られた合金１３〜合金２０の組成のフィン材について、下記（１）〜（３）の試験測定を行った。
（１）ろう付け前のスプリングバック量の評価
上記得られた合金１３〜２０の組成のフィン材についてフィン単板の曲げ試験（Ｖブロック法）を行った。
曲げ角度：９０°
押金具先端曲率半径：R1.0ｍｍ
評価方法：曲げ試験後のフィンの角度を測定し、曲げ角度９０°からの戻り角度をスプリングバック量として評価した。なお、本願明細書において、スプリングバック量（戻り角度）が８°以下の場合、成形性が良好であると判定し、スプリングバック量（戻り角度）が８°を超える場合、成形性が不良であると判定した。
（１）ろう付け前のスプリングバック量の評価
上記得られた合金１３〜２０の組成のフィン材についてフィン単板の曲げ試験（Ｖブロック法）を行った。
曲げ角度：９０°
押金具先端曲率半径：R1.0ｍｍ
評価方法：曲げ試験後のフィンの角度を測定し、曲げ角度９０°からの戻り角度をスプリングバック量として評価した。なお、本願明細書において、スプリングバック量（戻り角度）が８°以下の場合、成形性が良好であると判定し、スプリングバック量（戻り角度）が８°を超える場合、成形性が不良であると判定した。
（２）ろう付け加熱前の抗張力（ＭＰａ）
ろう付け加熱せずに、抗張力を測定した。
ろう付け加熱せずに、抗張力を測定した。
（３）ろう付け加熱後の抗張力（ＭＰａ）
下記ろう付け加熱条件で加熱冷却後、抗張力を測定した。
〔ろう付け加熱条件〕
実際のろう付け加熱の条件を想定して、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。
下記ろう付け加熱条件で加熱冷却後、抗張力を測定した。
〔ろう付け加熱条件〕
実際のろう付け加熱の条件を想定して、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。
表４に、上記合金１３〜合金２０の組成のフィン材について、（１）〜（３）の測定結果をまとめて示す。
合金１３（発明例）の組成のフィン材は、本願発明の組成範囲内であるため、ろう付前の抗張力が２１５ＭＰａ以下であり、スプリングバック量が８°以下と小さく、フィン成形が容易なろう付け前強度を有している。
合金１４（発明例）の組成のフィン材は、本願発明の組成範囲内であるため、ろう付前の抗張力が２１５ＭＰａ以下であり、スプリングバック量が８°以下と小さく、フィン成形が容易なろう付け前強度を有している。
合金１５（比較例）の組成のフィン材は、ろう付け前の抗張力が２１５ＭＰａ以下であり、スプリングバック量が８°以下と小さく、フィン成形が容易なろう付け前強度を有しているが、Ｆｅ含有濃度が低すぎるため、ろう付け後の抗張力が１４０ＭＰａ未満で低くなりすぎた。
合金１６（比較例）の組成のフィン材は、ろう付け前の抗張力が２１５ＭＰａ以下であり、スプリングバック量が８°以下と小さく、フィン成形が容易なろう付け前強度を有しているが、Ｍｎ含有濃度が低すぎるため、ろう付け後の抗張力が１４０ＭＰａ未満で低くなりすぎた。
合金１７（比較例）の組成のフィン材は、Ｆｅ含有濃度が高すぎるため、ろう付け前の抗張力が２１５ＭＰａを超えて高くなりすぎており、スプリングバック量が８°を超え、フィン成形が容易なろう付け前強度を有していない。
合金１８（比較例）の組成のフィン材は、Ｍｎ含有濃度が高すぎるため、ろう付け前の抗張力が２１５ＭＰａを超えて高くなりすぎており、スプリングバック量が８°を超え、フィン成形が容易なろう付け前強度を有していない。
合金１９（比較例）の組成のフィン材は、ろう付前の抗張力が２１５ＭＰａ以下であり、スプリングバック量が８°以下と小さく、フィン成形が容易なろう付け前強度を有しているが、（〔Ｓｉ〕＋〔Ｆｅ〕＋２〔Ｍｎ〕）／３の含有濃度が１．４％未満であるため、ろう付け後の抗張力が１４０ＭＰａ未満で低くなりすぎた。
合金２０（比較例）の組成のフィン材は、（〔Ｓｉ〕＋〔Ｆｅ〕＋２〔Ｍｎ〕）／３の含有濃度が１．６％を超えているため、ろう付前の抗張力が２１５ＭＰａを超えて高くなりすぎており、スプリングバック量が８°を超え、フィン成形が容易なろう付け前強度を有していない。
以上説明したとおり、薄スラブ連続鋳造機を用いて、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最終板厚３５〜５０μｍとするフィン材において、Ｓｉ：０．９〜１．２％、Ｆｅ：０．８〜１．１％、Ｍｎ：１．１〜１．４％、Ｚｎ：０．９〜１．１％を含み、さらに不純物としてのＭｇを０．０５％以下、Ｃｕを０．０３％以下、（〔Ｓｉ〕＋〔Ｆｅ〕＋２〔Ｍｎ〕）／３の含有濃度を１．４％〜１．６％に限定することで、スプリングバック量が小さく、フィン成形が容易な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、且つ金型摩耗特性、耐エロージョン性、自己耐食性、犠牲陽極効果にも優れる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。
Claims (3)
- 質量％で、Ｓｉ：０．９〜１．２％、Ｆｅ：０．８〜１．１％、Ｍｎ：１．１〜１．４％、Ｚｎ：０．９〜１．１％を含み、さらに不純物としてのＭｇを０．０５％以下、Ｃｕを０．０３％以下、（〔Ｓｉ〕＋〔Ｆｅ〕＋２〔Ｍｎ〕）／３の含有濃度を１．４％〜１．６％に限定し、残部不可避的不純物とＡｌからなり、
最終板厚３５〜５０μｍ、ろう付け前の抗張力が２１５ＭＰａ以下、固相線温度６２０℃以上であり、ろう付後の抗張力が１４０ＭＰａ以上、ろう付け後の導電率４５％ＩＡＣＳ以上、且つろう付け後の自然電位−７３０ｍＶ〜−７６０ｍＶ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。 - 請求項１に記載の組成の溶湯を注湯して、薄スラブ連続鋳造機を用いて、厚さ３〜２０ｍｍの薄スラブを連続して鋳造して、熱間圧延機により０.５〜５ｍｍに圧延し、ロールに巻き取った後、板厚０．０５〜０．１ｍｍまで冷間圧延し、保持温度２５０〜４５０℃で中間焼鈍を施し、最終冷延率２５〜５０％の冷間圧延を施して最終板厚３５〜５０μｍ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。
- 請求項１に記載の組成の溶湯を注湯して、薄スラブ連続鋳造機を用いて、厚さ３〜１０ｍｍの薄スラブを連続して鋳造してロールに巻き取った後、第１段の冷間圧延を施して板厚１．０〜６．０ｍｍとし、３００〜５００℃で第１次中間焼鈍を施し、更に第２段の冷間圧延を施して板厚０．０５〜０．１ｍｍとし、２５０〜４５０℃での第２次中間焼鈍を施し、最終冷延率２５〜５０％の冷間圧延を施して最終板厚３５〜５０μｍ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の製造方法。
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