JP2014231641A

JP2014231641A - コンビネーションプレス用熱交換器用アルミニウム合金フィン材

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Publication number: JP2014231641A
Application number: JP2014136351A
Authority: JP
Inventors: 大輔金田; Daisuke Kaneda; 梅田　秀俊; Hidetoshi Umeda; 秀俊梅田
Original assignee: Kobe Steel Ltd
Current assignee: Kobe Steel Ltd
Priority date: 2014-07-01
Filing date: 2014-07-01
Publication date: 2014-12-11

Abstract

【課題】耐カラー割れ性およびハンドリング性に優れたコンビネーションプレス用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：０.０１０〜０．４質量％、Ｃｕ：０．００５〜０．０５質量％を含有し、残部がＡｌおよび不可避的不純物からなり、Ａｌ純度が９９．３０質量％以上のアルミニウム合金からなるコンビネーションプレス用熱交換器用アルミニウム合金フィン材であって、前記コンビネーションプレス用熱交換器用アルミニウム合金フィン材の板厚が０．１１５ｍｍ未満であり、亜結晶粒の平均粒径が２．５μｍ以下および耐力が１３０ＭＰａを超え１５５ＭＰａ以下であることを特徴とするコンビネーションプレス用熱交換器用アルミニウム合金フィン材である。
【選択図】なし

Description

本発明は、熱交換器に用いられるコンビネーションプレス用熱交換器用アルミニウム合金フィン材に関する。

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。

１９７０年代のフィン材の開発の当初は、上記の３つの成形法のうち、ドロー方式が採用されており、張出し成形性に優れた軟質なアルミニウム合金が使用されていた。その後、薄肉化・高強度化の流れに対応するため、ドローレス方式の採用が増加し、しごき加工時の焼付き低減などのために、Ｍｎを含有する硬質なアルミニウム合金が使用され始めた。さらにその後、環境問題から、プレス油の有機溶剤洗浄の廃止が検討され、洗浄不要な揮発性プレスの使用が増加したこと、プレコートフィン材の使用が拡大したことなどを受けて、ドロー・ドローレス複合方式（コンビネーション方式）が採用されるようになり、薄肉であっても強度と成形性に優れた各種アルミニウム合金の開発が進んでいる。

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０．１５ｍｍ以下であり、金属間化合物の粒径、大傾角粒の最大の長さ、大傾角粒内の亜結晶粒の平均粒径等を所定に規定した、成形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。特許文献３には、板厚が０．１１ｍｍ未満であり、所定元素の含有量を所定に規定した、耐アベ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。また、特許文献４には、冷間圧延後の板厚が０．１１５ｍｍであり、所定元素を所定に規定した、ドローレスフィン用高強度アルミニウム合金薄板とその製造方法が開示されている。

特開２００６−１０４４８８号公報特許第４２７５５６０号公報特開２００５−１２６７９９号公報特開昭６４−８２４０号公報

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。また、素材の薄肉化に伴い、取り扱い時にフィン材が変形しやすくなることから、ハンドリング性の向上も求められている。

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。
ここで、特許文献１に記載のフィン材は、耐カラー割れ性の改善を図っている。しかし、Ｍｎを積極添加しているため、Ｍｎの含有量および製造条件によっては、粗大な金属間化合物、あるいは、固溶Ｍｎにより加工硬化しやすくなるという問題がある。そのため、耐カラー割れの改善には余地がある。

本発明は、前記問題点に鑑みてなされたものであり、コンビネーションプレス用のフィン材を対象として、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とハンドリング性に優れたコンビネーションプレス用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、本発明に係るコンビネーションプレス用熱交換器用アルミニウム合金フィン材は、Ｆｅ：０.０１０〜０．４質量％、Ｃｕ：０．００５〜０．０５質量％を含有し、残部がＡｌおよび不可避的不純物からなり、Ａｌ純度が９９．３０質量％以上のアルミニウム合金からなるコンビネーションプレス用熱交換器用アルミニウム合金フィン材であって、前記コンビネーションプレス用熱交換器用アルミニウム合金フィン材の板厚が０．１１５ｍｍ未満であり、亜結晶粒の平均粒径が２．５μｍ以下および耐力が１３０ＭＰａを超え１５５ＭＰａ以下であることを特徴とする。

このような構成によれば、Ｆｅを所定量添加することで、Ａｌ−Ｆｅ系金属間化合物が形成され、あるいは、アルミニウムマトリクス中に固溶して、プレス成形時における亜結晶粒が微細化されて加工硬化が抑制される。またＣｕを所定量添加することで、薄肉化した時のハンドリング性が確保される。またＡｌ純度を規定することで、金属間化合物の増加が抑制される。そして、亜結晶粒の平均粒径を２．５μｍ以下とすることで、０．１１５ｍｍ未満の板厚のフィン材での伸びが増加する。また、耐力を１３０ＭＰａを超え１５５ＭＰａ以下とすることで、薄肉化に伴うハンドリング性の低下が抑制される。

本発明に係るコンビネーションプレス用熱交換器用アルミニウム合金フィン材は、前記アルミニウム合金の化学成分について、Ｓｉ：０．２０質量％未満、Ｍｎ：０．０１５質量％未満、Ｃｒ：０．０１５質量％以下に抑制することを特徴とする。

このような構成によれば、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒを所定量以下または所定量未満に抑制することで、晶出物（すなわち金属間化合物）の粗大化が抑制される。

本発明に係るコンビネーションプレス用熱交換器用アルミニウム合金フィン材は、前記アルミニウム合金の化学成分について、さらに、Ｔｉ：０．０１〜０．０５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。

本発明に係るコンビネーションプレス用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。

コンビネーションプレス用熱交換器用アルミニウム合金フィン材の製造方法は、前記記載のコンビネーションプレス用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、前記アルミニウム合金の化学成分を有するアルミニウム合金鋳塊に、４５０〜５００℃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、１３５〜２１０℃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を生じさせることなく、０．１１５ｍｍ未満の板厚とされ、調質焼鈍工程により伸びが付与されるとともに亜結晶粒の微細化が促進される。

本発明に係るコンビネーションプレス用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し、ハンドリング性を向上させることができる。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、コンビネーションプレス用熱交換器用アルミニウム合金フィン材の製造方法は、耐カラー割れ性とハンドリング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。

ハンドリング性の評価方法を説明するための（ａ）斜視図および（ｂ）側面図である。

以下、本発明に係るコンビネーションプレス用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とＣｕを所定量含有し、残部がＡｌおよび不可避的不純物からなり、Ａｌ純度が９９．３０質量％以上のアルミニウム合金からなるコンビネーションプレス用としてのものである。そして、このフィン材の板厚が０．１１５ｍｍ未満であり、亜結晶粒の平均粒径を２．５μｍ以下および耐力を１３０ＭＰａを超え１５５ＭＰａ以下に規定したものである。また、アルミニウム合金に含まれる不可避的不純物のうち、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｃｒを所定量以下または所定量未満に抑制することが好ましい。さらに、必要に応じて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：０.０１０〜０．４質量％）
Ｆｅは、Ａｌ−Ｆｅ系金属間化合物を形成（あるいは、アルミニウムマトリクス中に固溶）して、プレス成形時における亜結晶粒を微細にすることができるために、加工硬化抑制に寄与する元素であり、カラー割れ不良を減少させる効果がある。また、アルミニウム合金板の亜結晶粒の大きさに寄与する効果や、強度を向上させる効果も有する。Ｆｅ含有量が０．０１０質量％未満では、前記の効果が得られずに、プレス成形で耐カラー割れ性に劣り、また、耐力が低くなりすぎてハンドリング性に劣る。一方、０．４質量％を超えると、粗大な金属間化合物が形成され、耐カラー割れ性が劣る。したがって、Ｆｅ含有量は、０．０１０〜０．４質量％とする。

（Ｃｕ：０．００５〜０．０５質量％）
薄肉化した時のハンドリング性を確保するために、さらにＣｕを添加する。その効果は、０．００５質量％以上の添加により得られる。一方で、Ｃｕ含有量が０．０５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、０．００５〜０．０５質量％とする。さらに好ましくは、０．０１〜０．０５質量％である。

（Ｓｉ：０．２０質量％未満（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０．２０質量％以上になると、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を含有する場合には、Ｓｉ含有量は、０．２０質量％未満、好ましくは０．１７質量％以下に抑制する。なお、０質量％まで抑制してもよい。

（Ｍｎ：０．０１５質量％未満（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％以上になると、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を含有する場合には、Ｍｎ含有量は、０．０１５質量％未満に抑制する。さらには、０．０１０質量％未満に抑制することが好ましく、０．００５質量％未満に抑制することがより好ましい。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を含有する場合には、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：０．０１〜０．０５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、０．０５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、０．０５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、０．０１〜０．０５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、Ｚｒ、Ｃｅ、Ｇａ、Ｖ、Ｎｉ等は、Ａｌ純度が、９９．３０質量％未満とならない範囲で、それぞれ０．０５質量％までの含有は許容される。

（Ａｌ純度：９９．３０質量％以上）
Ａｌ純度が、９９．３０質量％未満では、金属間化合物の増加に伴い、カラー割れが増加し、耐食性が低下する。したがって、Ａｌ純度は、９９．３０質量％以上とする。

（板厚：０．１１５ｍｍ未満）
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、０．１１５ｍｍ未満の板厚のフィン材を対象とする。したがって、フィン材の板厚は、０．１１５ｍｍ未満とする。本発明では、亜結晶粒の平均粒径を２．５μｍ以下に制約しており、薄肉となっても破壊の起点となる懸念は少ないため、本発明の特徴がより一層発揮できるという観点から、０．１００ｍｍ未満であることが好ましく、０．０９０ｍｍ以下であることがより好ましい。

（亜結晶粒の平均粒径：２．５μｍ以下）
０．１１５ｍｍ未満の板厚のフィン材での耐カラー割れ性向上のためには、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、亜結晶粒内に応力が集中し、割れの起点が増加し、耐カラー割れ性が低下する。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し、ハンドリング性の向上を図ることができる。

次に、亜結晶粒の平均粒径の測定方法について説明する。
まず、走査型電子顕微鏡（ＳＥＭ：Scanning Electron Microscopy）による画像の結晶組織を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、（登録商標））を用いることができる。
そして、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。

（耐力：１３０ＭＰａを超え１５５ＭＰａ以下）
本発明のフィン材は、コンビネーションプレス用としてのものであるため、耐力は１３０ＭＰａを超え１５５ＭＰａ以下とする。耐力が１３０ＭＰａ以下では、強度が不足し、薄肉化時のハンドリング性が低下する。一方、１５５ＭＰａを超えると、強度が高過ぎ、コンビネーションプレス成形の際にカラー割れが生じる。したがって、耐力は１３０ＭＰａを超え１５５ＭＰａ以下とする。なお、好ましくは１３０ＭＰａを超え１５０ＭＰａ以下、さらに好ましくは、１３０ＭＰａを超え１４０ＭＰａ以下である。
耐力の測定は、例えば、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、ＪＩＳＺ２２４１による引張試験を実施することで行なうことができる。

なお、亜結晶粒の平均粒径および耐力は、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）等、耐力は、各成分の含有量、均質化熱処理条件（温度と時間）、調質焼鈍条件（温度と時間）等により制御する。

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。

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。

（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、前記した化学成分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、前記アルミニウム合金の化学成分を有するアルミニウム合金鋳塊に、４５０〜５００℃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。さらに亜結晶粒径が大きくなる。一方、５００℃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。さらに、耐力が高くなる。また、固溶量の増加を招く。したがって、熱処理温度は、４５０〜５００℃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、亜結晶粒径が大きくなる。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する。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、１３５〜２１０℃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１３５℃未満では、充分な伸びが得られない。一方、２１０℃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ない。さらに、ハンドリング性が低くなる。したがって、調質焼鈍の温度は、１３５〜２１０℃、好ましくは１５０℃以上１８０℃未満とする。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。

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、コンビネーション方式による成形法によって成形加工される。
コンビネーション成形（コンビネーションプレス）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、コンビネーション方式による成形加工時のカラー割れの発生を抑制し、さらに、ハンドリング性を向上させることができる。

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．１〜１０、比較例Ｎｏ．１１〜２２）
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。この熱処理した鋳塊に、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．２３〜２８、比較例Ｎｏ．２９〜３６）
表２に示すアルミニウム合金（表１に対応する合金Ａ，Ｂ，Ｃ）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．３６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．３６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℃×３時間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．３１はフィン材を製造できなかったものである。

（実施例Ｎｏ．３７〜４０、比較例Ｎｏ．４１〜４４）
表２のＮｏ．２３と同様のフィン材であるＮｏ．３７、３８、表２のＮｏ．２８と同様のフィン材であるＮｏ．３９、４０、表２のＮｏ．３０と同様のフィン材であるＮｏ．４１、４２、表２のＮｏ．３３と同様のフィン材であるＮｏ．４３、４４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）

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．３１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．１６は、特許文献１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（表２の発明例１（但し、熱延終了温度および熱間圧延後の板厚（３．５ｍｍ）が異なる）、Ｎｏ．１３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る（表１の発明例４（但し、加工方式（ドロー加工）が異なる））。また、Ｎｏ．１７は、特許文献３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（表１の発明例３（但し、加工方式（ドローレス加工）が異なる））、Ｎｏ．３５は、特許文献４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る（表２の発明例１１（但し、冷間圧延後の板厚(０．１１５ｍｍ厚）が異なる））。

次に、フィン材の組織形態として、亜結晶粒の平均粒径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型電子顕微鏡（ＳＥＭ）による画像の結晶組織を、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、（登録商標））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。

〔引張強さ、０．２％耐力、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、０．２％耐力、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。

〔耐カラー割れ性評価〕
作製したフィン材に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、プレス成形品の４００個の穴に対して、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、１０％未満を(○)、１０％以上を（×）とした。そして、９０μｍおよび８０μｍのすべてにおいて（○）であったものを合格とした。

〔ハンドリング性評価〕
図１は、ハンドリング性の評価方法を説明するための（ａ）斜視図および（ｂ）側面図である。１０個の穴カラーを設けたフィン材１（２００ｍｍ長×２０ｍｍ幅）を１．６ｍｍピッチで多数積層し、外径７ｍｍ、内径６ｍｍの１０本の銅管２を各穴カラーに通し、銅管２の内側にビュレットを挿入して拡管することにより固定して、熱交換器を作製した。
底面が２０ｍｍ角のステンレス製ブロック３をロードセルに取り付け、熱交換器の側面に載せて、圧縮荷重をかけ、フィン材１が座屈を開始する荷重を測定した。
座屈を開始する荷重が、４５００Ｎ以上のとき、ハンドリング性が良好である(○)と判定し、４５００Ｎ未満のとき、ハンドリング性が良好ではない(×)と判定した。

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．１〜１０は、本発明の範囲を満たすため、耐カラー割れ性とハンドリング性に優れていた。

一方、比較例であるＮｏ．１１〜２２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．１１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、Ｆｅ含有量が下限値未満のため、亜結晶粒径が大きくなり、耐カラー割れ性とハンドリング性に劣った。Ｎｏ．１３は、Ｆｅ含有量が上限値を超えるため、また、Ａｌ純度が下限値未満のため、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．１４は、Ａｌ純度が下限値未満のため、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含有量が上限値を超えるため、加工硬化を招き、耐カラー割れ性に劣った。Ｎｏ．１６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．１７およびＮｏ．１８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、また、調質焼鈍の温度が上限値を超えるため、亜結晶粒径が大きくなり、さらに耐力が下限値未満となり、耐カラー割れ性とハンドリング性に劣った。

Ｎｏ．１９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．２０は、Ｔｉ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．２１は、Ｔｉ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、調質焼鈍の温度が上限値を超えるため、耐カラー割れ性とハンドリング性に劣った。Ｎｏ．２２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。

（製造方法による評価）
表２に示すように、実施例であるＮｏ．２３〜２８は、本発明の範囲を満たすため、耐カラー割れ性とハンドリング性に優れていた。

一方、比較例であるＮｏ．２９〜３６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．２９は、均質化熱処理の温度が下限値未満のため、亜結晶粒径が大きくなり、耐力が低く、ハンドリング性に劣った。Ｎｏ．３０は、均質化熱処理の温度が上限値を超えるため、亜結晶粒が大きくなり、耐カラー割れ性に劣った。

Ｎｏ．３１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．３２は、熱間仕上げ圧延の終了温度が上限値を超えるため、亜結晶粒が大きくなり、耐力が低く、耐カラー割れ性とハンドリング性に劣った。Ｎｏ．３３は、調質温度が上限値を超えるため、混粒組織となり、また、耐力が下限値未満となり、耐カラー割れ性とハンドリング性に劣った。

Ｎｏ．３４は、調質温度が下限値未満のため、耐力が上限値を超え、張出し工程で割れが発生した。Ｎｏ．３５は、均質化熱処理の温度が上限値を超えるため、亜結晶粒が大きくなり、耐カラー割れ性に劣った。Ｎｏ．３６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、耐力が下限値未満となり、耐カラー割れ性とハンドリング性に劣った。

（表面処理を施した場合の評価）
Ｎｏ．３７〜４４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。

３
なお、Ｎｏ．１６、１３、１７、３５のフィン材は、それぞれ特許文献１、特許文献２、特許文献３、特許文献４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、本発明に係るコンビネーションプレス用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。

１フィン材
２銅管
３ブロック

Claims

Ｆｅ：０.０１０〜０．４質量％、Ｃｕ：０．００５〜０．０５質量％を含有し、残部がＡｌおよび不可避的不純物からなり、Ａｌ純度が９９．３０質量％以上のアルミニウム合金からなるコンビネーションプレス用熱交換器用アルミニウム合金フィン材であって、
前記コンビネーションプレス用熱交換器用アルミニウム合金フィン材の板厚が０．１１５ｍｍ未満であり、亜結晶粒の平均粒径が２．５μｍ以下および耐力が１３０ＭＰａを超え１５５ＭＰａ以下であることを特徴とするコンビネーションプレス用熱交換器用アルミニウム合金フィン材。
前記アルミニウム合金の化学成分について、Ｓｉ：０．２０質量％未満、Ｍｎ：０．０１５質量％未満、Ｃｒ：０．０１５質量％以下に抑制することを特徴とする請求項１に記載のコンビネーションプレス用熱交換器用アルミニウム合金フィン材。
前記アルミニウム合金の化学成分について、さらに、Ｔｉ：０．０１〜０．０５質量％を含有することを特徴とする請求項１または請求項２に記載のコンビネーションプレス用熱交換器用アルミニウム合金フィン材。
前記コンビネーションプレス用熱交換器用アルミニウム合金フィン材の板厚が０．１００ｍｍ未満であることを特徴とする請求項１から請求項３のいずれか一項に記載のコンビネーションプレス用熱交換器用アルミニウム合金フィン材。
前記コンビネーションプレス用熱交換器用アルミニウム合金フィン材の板厚が０．０９０ｍｍ以下であることを特徴とする請求項１から請求項３のいずれか一項に記載のコンビネーションプレス用熱交換器用アルミニウム合金フィン材。
前記コンビネーションプレス用熱交換器用アルミニウム合金フィン材の板厚が８０μｍ以下であることを特徴とする請求項１から請求項３のいずれか一項に記載のコンビネーションプレス用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から請求項６のいずれか一項に記載のコンビネーションプレス用熱交換器用アルミニウム合金フィン材。