JP2015014033A - 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

Abstract

【課題】コルゲート成形性が良好であり、かつ、ろう付加熱後に優れた強度を有し、特に自動車用熱交換器のフィンとして好適に使用できるアルミニウム合金フィン材を提供する。
【解決手段】Ｓｉ：０．５〜１．５質量％、Ｆｅ：０．１〜１．０質量％、Ｍｎ：０．８〜１．８質量％、Ｚｎ：０．４〜２．５質量％を含有し、残部がＡｌ及び不可避的不純物からなり、
ろう付加熱前の金属組織は、円相当径０．１μｍ未満の第２相粒子の密度が１×１０^７個／ｍｍ^２未満であり、かつ、円相当径０．１μｍ以上の第２相粒子の密度が５×１０^４個／ｍｍ^２以上であるとともに、
ろう付加熱前の引張強さＴＳ_Ｂ（Ｎ／ｍｍ^２）、ろう付加熱後の引張強さＴＳ_Ａ（Ｎ／ｍｍ^２）とフィン材の板厚ｔ（μｍ）が、０．４≦（ＴＳ_Ｂ−ＴＳ_Ａ）／ｔ≦２．１の関係を満たし、
板厚が１５０μｍ以下であるコルゲート成形性およびろう付加熱後の強度に優れた熱交換器用アルミニウム合金フィン材。
【選択図】なし

Description

本発明は、特にラジエータ、ヒーターコア、コンデンサ、インタークーラ等の熱交換器用フィン材として好適に使用されるコルゲート成形性およびろう付加熱後の強度に優れた熱交換器用アルミニウム合金フィン材及びその製造方法に関する。

アルミニウム合金は軽量かつ高熱伝導性を備えているため、自動車用熱交換器、例えば、ラジエータ、コンデンサ、エバポレータ、ヒーターコア、インタークーラ等に用いられている。
このような熱交換器では、例えばコルゲート成形によって波形に成形されたアルミニウム合金のフィンをろう付接合して使用することが従来から行われている。アルミニウム合金フィン材としては、熱伝導性に優れるＪＩＳ１０５０合金等の純アルミニウム系合金や、強度および耐座屈性に優れるＪＩＳ３００３合金等のＡｌ−Ｍｎ系合金が一般的に用いられてきた。
ところで、近年は熱交換器に対して軽量化、小型化及び高性能化の要求が高まってきている。これに伴い、ろう付接合されるアルミニウム合金フィン材についても、薄肉で、かつ、ろう付加熱後の強度、熱伝導性及び耐食性等の特性が優れていることが特に望まれている。

しかしながら、フィン材の薄肉化が進むにつれて、同時に高強度化も要求されるようになっており、それに伴ってろう付加熱前の強度が上昇し、コルゲート成形によってフィンに加工する際に所定の寸法が出にくくなるという問題が生じる。

特許文献１には、双ベルト式連続鋳造圧延法により鋳造し、ろう付加熱前の金属組織がファイバー組織である板厚が４０〜２００μｍの高強度アルミニウム合金フィン材が提案されている。しかし、中間焼鈍時に再結晶させず、ろう付加熱前の金属組織がファイバー組織としており、素材状態でのひずみ量が多くなる。その結果、素材強度が高くなり、薄肉のフィン材をコルゲート加工する際に、所定の寸法精度が得られず、熱交換器の性能が低下する恐れがある。

特許文献２には、双ロール式連続鋳造圧延法により鋳造した後、最終の冷間圧延率を６０％以上とし、最終板厚のフィン材に最終焼鈍を行う板厚０．２ｍｍ未満の耐垂下性フィン材が提案されている。しかし、ろう付加熱時の垂下を抑制するために６０％以上の圧延率で最終冷間圧延を行い、さらに最終焼鈍でろう付加熱前の素材強度を調整しており、焼鈍をすることでコイル幅方向のフラットネスが非常に悪くなり、仕上げのスリット工程における品質や生産性を大きく低下させる。

特許文献３には、連続鋳造圧延法により鋳造し、ろう付加熱前の組織に占める繊維状組織の割合が９０％以上もしくは１０％以下であり、ろう付加熱前のアルミニウム合金材表面における円相当径０．１〜５μｍの分散粒子の密度を規定した最終板厚０．１ｍｍ以下の成形性と耐エロージョン性に優れた自動車熱交換器用高強度アルミニウム合金材が提案されている。しかし、ろう付加熱前の組織において繊維状組織の割合が規定されており、前述したように繊維状組織が残存すると素材強度が高くなって、コルゲート成形性が低下する恐れがある。また、仮に繊維状組織が全く残らない再結晶組織であった場合、中間焼鈍の温度を高温化する必要があるため、焼鈍時に第２相粒子が粗大化して疎な分布になってしまい、ろう付加熱後の強度が低下する。

特許文献４には、連続鋳造圧延法により鋳造し、１回目の焼鈍を４５０〜６００℃の温度で１〜１０ｈ行う最終板厚０．１ｍｍ以下の耐エロージョン性に優れた自動車熱交換器用高強度アルミニウム合金材の製造方法が提案されている。しかし、中間焼鈍が高温で行われるため、前述したように焼鈍時に第２相粒子が粗大化して疎な分布になってしまい、ろう付加熱後の強度が低下する。

特許文献５には、双ベルト式連続鋳造法により鋳造し、第１次中間焼鈍を２５０〜５５０℃、第２次中間焼鈍を３６０〜５５０℃の温度で行う最終板厚４０〜２００μｍの熱交換器用アルミニウム合金フィン材が提案されている。しかし、ろう付加熱前の金属組織が規定されておらず、素材強度が高くなってコルゲート成形性を低下させる可能性がある。
また、特許文献１、５では、鋳造方法に双ベルト式連続鋳造圧延法を採用しているが、双ベルト方式はその鋳造方式の違いから双ロール方式に比べて鋳造時の冷却速度が遅くなるという特徴がある。そのため、例えばＦｅを含有する合金を鋳造すると、Ｆｅはアルミへの固溶度が非常に低いため、鋳造時にそのほとんどが晶出してアルミ中にＡｌ−Ｆｅ系の第２相粒子（例えば、Ａｌ−Ｆｅ−Ｓｉ、Ａｌ−Ｆｅ−Ｍｎ、Ａｌ−Ｆｅ−Ｍｎ−Ｓｉ系化合物）を形成する。したがって、このような元素を含有する合金を鋳造した際に、第２相粒子が粗大に晶出してしまい、コルゲート成形時に金型の摩耗を早める可能性が高く、工業上好ましくない。

特開２００７−３１７７８号公報 特開２００８−１９００２７号公報 特開２００８−３０８７６０号公報 特開２００８−３０８７６１号公報 特開２００８−３８１６６号公報

本発明はかかる問題点に鑑みてなされたものであって、コルゲート成形性が良好であり、かつ、ろう付加熱後に優れた強度を有し、特に自動車用熱交換器のフィンとして好適に使用できるアルミニウム合金フィン材及びその製造方法を提供することを目的とする。

本発明者らは上記課題について研究した結果、特定の合金組成を有するフィン材の金属組織を制御し、かつ、フィン材の板厚とろう付加熱前の強度の比率を調整することで、その目的に適合するフィン材が得られることを見出し、この知見に基づき本発明をなすに至った。
すなわち、上記課題は以下の手段により解決された。
（１）Ｓｉ：０．５〜１．５％（質量％、以下同じ）、Ｆｅ：０．１〜１．０％、Ｍｎ：０．８〜１．８％、Ｚｎ：０．４〜２．５％を含有し、残部がＡｌ及び不可避的不純物からなり、
ろう付加熱前の金属組織は、円相当径０．１μｍ未満の第２相粒子の密度が１×１０^７個／ｍｍ^２未満であり、且つ円相当径０．１μｍ以上の第２相粒子の密度が５×１０^４個／ｍｍ^２以上であるとともに、
ろう付加熱前の引張強さＴＳ_Ｂ（Ｎ／ｍｍ^２）、ろう付加熱後の引張強さＴＳ_Ａ（Ｎ／ｍｍ^２）とフィン材の板厚ｔ（μｍ）が、０．４≦（ＴＳ_Ｂ―ＴＳ_Ａ）／ｔ≦２．１の関係を満たし、
板厚が１５０μｍ以下であることを特徴とするコルゲート成形性およびろう付加熱後の強度に優れた熱交換器用アルミニウム合金フィン材。
（２）Ｓｉ：０．５〜１．５％、Ｆｅ：０．１〜１．０％、Ｍｎ：０．８〜１．８％、Ｚｎ：０．４〜２．５％を含有し、残部がＡｌ及び不可避的不純物からなるアルミニウム合金素材を双ロール式連続鋳造圧延法で鋳造後、少なくとも１回以上の中間焼鈍工程を含み、その１回目の焼鈍は２段階の異なる保持温度で行い、１段階目の保持温度よりも２段階目の保持温度が高く、１段階目の保持温度は３００〜４５０℃、２段階目の保持温度は４３０〜５８０℃であり、前記中間焼鈍を行った後、最終の冷間圧延における圧延率を２０〜６０％とする、ろう付加熱前の金属組織において、円相当径０．１μｍ未満の第２相粒子の密度が１×１０^７個／ｍｍ^２未満であり、且つ円相当径０．１μｍ以上の第２相粒子の密度が５×１０^４個／ｍｍ^２以上であるとともに、ろう付加熱前の引張強さＴＳ_Ｂ（Ｎ／ｍｍ^２）、ろう付加熱後の引張強さＴＳ_Ａ（Ｎ／ｍｍ^２）とフィン材の板厚ｔ（μｍ）が、０．４≦（ＴＳ_Ｂ―ＴＳ_Ａ）／ｔ≦２．１の関係を満たし、板厚が１５０μｍ以下である熱交換器用アルミニウム合金フィン材の製造方法。
（３）２段目の焼鈍の保持が終了してから２５０℃までの冷却速度を５０℃／時間以下とすることを特徴とする（２）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。

本発明によれば、コルゲート成形性が良好であり、かつ、ろう付加熱後に優れた強度を有し、薄肉で特に自動車用熱交換器のフィンとして好適に使用できる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。

実施例で作製した、コルゲート成形された供試材を模式的に示した斜視図である。

（合金組成）
先ず本発明のアルミニウム合金フィン材の成分元素の添加理由及び添加範囲について説明する。％は特に断らない限り質量％とする。
Ｓｉは、Ｆｅ、ＭｎとともにＡｌ−Ｆｅ−Ｓｉ系、Ａｌ−Ｍｎ−Ｓｉ系、Ａｌ−Ｆｅ−Ｍｎ−Ｓｉ系化合物を形成することによる分散強化、又は、マトリクス中に固溶することによる固溶強化によって強度向上に寄与する。
本発明におけるＳｉの含有量は、０．５０〜１．５％である。Ｓｉの含有量がこの範囲内であれば上記の効果が得られる。また、Ｓｉの含有量が多すぎると、材料の固相線温度（融点）が低下してろう付け時に溶融の可能性が高まるとともに、マトリクス中の固溶量が多くなるため熱伝導率が低下する。より好ましいＳｉの含有量は、０．８０〜１．４％である。

Ｆｅは、高温強度を高め、ろう付け加熱時の変形を防止する効果がある。双ロール式鋳造圧延法を使用すると、Ｓｉ、Ｍｎとともに形成されるＡｌ−Ｆｅ−Ｓｉ系、Ａｌ−Ｆｅ−Ｍｎ系、Ａｌ−Ｆｅ−Ｍｎ−Ｓｉ系化合物が微細に分散し、分散強化として強度向上に寄与する。また、Ｆｅは、ろう付け時の核発生を抑える役割によりろう付け後の結晶粒を粗大化させ、ろう拡散を抑制する効果がある。本発明におけるＦｅの含有量は、０．１０〜１．０％である。Ｆｅの含有量が少なすぎるとその効果が不十分であり、高純度のアルミ地金を使用しなければならず、コスト高になる。また、Ｆｅの含有量が多すぎると、鋳造時に巨大金属間化合物が生成し、塑性加工性を低下させるとともに、コルゲート成形時に金型を摩耗させる。また、カソードサイトが多くなることにより、腐食起点が増えるため自己耐食性が低下する。より好ましいＦｅの含有量は、０．２０〜０．９０％である。
Ｍｎは、Ｓｉ、ＦｅとともにＡｌ−Ｍｎ−Ｓｉ、Ａｌ−Ｆｅ−Ｍｎ−Ｓｉ系化合物を形成することによる分散強化、または、マトリクス中に固溶することによる固溶強化によって強度向上に寄与する。さらに、Ｓｉ固溶量を低下させる効果があるため、材料の固相線温度（融点）を上げてろう付時の溶融を抑制することができる。本発明におけるＭｎの含有量は、０．８０〜１．８％である。Ｍｎの含有量が少なすぎると上記の目的の効果が不十分となる。また、Ｍｎの含有量が多すぎると、鋳造時に巨大金属間化合物が生成して塑性加工性を低下させるとともに、マトリクス中の固溶量が多くなるため熱伝導率が低下する。より好ましいＭｎの含有量は、１．０〜１．６％である。
Ｚｎは、フィンの自然電位を卑にし、犠牲防食効果を向上させる効果がある。本発明におけるＺｎの含有量は、０．４０〜２．５％である。Ｚｎの含有量が少なすぎると上記の効果が小さくなる。また、Ｚｎの含有量が多すぎると、腐食速度が速くなり、フィンの自己耐食性が低下する。さらに、Ｚｎの含有量が多すぎると、マトリクス中のＺｎの固溶量が多くなるため熱伝導性が低下する。より好ましいＺｎの含有量は、０．５０〜１．５％である。
また、本発明のフィン材に含有される残部Ａｌと不可避的不純物とは、不可避的不純物は各々が０．０５％以下であり、総量で０．１５％以下が好ましい。

（ろう付加熱前の金属組織）
本発明のアルミニウム合金フィン材のろう付加熱前の金属組織について説明する。
円相当径０．１μｍ未満の微細な第２相粒子（例えば、Ａｌ−Ｍｎ、Ａｌ−Ｍｎ−Ｓｉ、Ａｌ−Ｆｅ−Ｓｉ、Ａｌ−Ｆｅ−Ｍｎ−Ｓｉ系化合物）は、ろう付加熱時のフィンにおいて、再結晶の核発生を抑制する作用がある。そのため、それら第２相粒子の密度が高い場合には再結晶が起こりづらくなる。そして、ろうが溶融する前に再結晶が完了せずにフィンにろうが浸透してエロージョンが発生する。このようなエロージョンを抑制するためには、ろう付加熱時のフィンの再結晶の駆動力を高めることが有効である。そのためにはフィン材製造時の最終冷間圧延率を上げることが対応策としてあげられる。しかしながら、最終冷間圧延率を上げると、材料中に導入されるひずみ量が多くなってろう付加熱前の強度が高くなり、コルゲート成形性が低下する。したがって、本発明における円相当径０．１μｍ未満の第２相粒子の密度は、１×１０^７個／ｍｍ^２未満である。より好ましい密度は、５×１０^６個／ｍｍ^２未満である。なお、本発明において「第２相」とは母相でない相をいい、第２相粒子とは母相でない上記のような金属間化合物の粒子をいう。

円相当径０．１μｍ以上の第２相粒子（例えば、Ａｌ−Ｍｎ、Ａｌ−Ｍｎ−Ｓｉ、Ａｌ−Ｆｅ−Ｓｉ、Ａｌ−Ｆｅ−Ｍｎ−Ｓｉ系化合物）は、比較的そのサイズが大きいため、ろう付加熱時に固溶して消失しにくい。そのため、ろう付加熱後にもフィン中に第２相粒子が残存することから、分散強化によってろう付加熱後のフィン強度を高める作用がある。したがって、本発明における円相当径０．１μｍ以上の第２相粒子の密度は、５×１０^４個／ｍｍ^２以上である。より好ましい密度は、１×１０^５個／ｍｍ^２以上である。この好ましい円相当径０．１μｍ以上の第２相粒子の密度は１×１０^５個／ｍｍ^２以上１×１０^７個／ｍｍ^２以下である。
円相当径０．１μｍ未満の第２相粒子の密度は、フィン材の透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）観察を行うことで調べた。等厚干渉縞から観察部の膜厚を測定し、膜厚が０．１〜０．３μｍの箇所でのみＴＥＭ観察を行った。また、円相当径０．１μｍ以上の第２相粒子の密度は、フィン材断面のＳＥＭ観察を行うことで調べた。ＴＥＭ、ＳＥＭ写真を画像解析することで、ろう付加熱前の第２相粒子の密度を求めた。
本発明におけるろう付加熱前の組織は再結晶組織からなり、かつ、その結晶粒径は１０００μｍ以下であることが好ましい。中間焼鈍で再結晶せず、ファイバー組織が残存した場合、加熱前のフィン材の強度が高くなり、コルゲート成形性が低下する。また、中間焼鈍で形成された再結晶粒の結晶粒径は１０００μｍ以下が好ましい。結晶粒径が１０００μｍを超えると、コルゲート成形した際のフィン山部の頂点付近に結晶粒界が存在した場合に、結晶粒界でフィンが折れ曲がり、最終的に得られるフィンの山高さバラツキが大きくなる。また、フィン材を製造する上で、材料のフラットネスが悪くなることで圧延性を阻害し、フィン材の品質および生産性が低下する。より好ましい結晶粒径は５００μｍ以下である。

（引張強さと板厚）
本発明のフィン材のろう付加熱前の引張強さＴＳ_Ｂ（Ｎ／ｍｍ^２）、ろう付加熱後の引張強さＴＳ_Ａ（Ｎ／ｍｍ^２）とフィン材の板厚ｔ（μｍ）の関係について説明する。
フィン材を所定のＲを有する波形フィンにコルゲートする際に、成形したフィン山部におけるひずみ量は波形成形時のＲとフィン材板厚によって決まる。フィン板厚方向におけるひずみ分布は、最表層は大きく、板厚中心に近づくほど小さくなる。そのため、表層近傍は塑性変形し、板厚中心部近傍は弾性変形することになる。この塑性変形領域の割合が小さいと、成形形状が凍結できず成形したフィン山がスプリングバックし、所定の形状が出なくなる。
フィン山部のＲが一定の場合、フィン材の板厚が薄くなるほどフィン山部の最表層のひずみ量は小さくなるため、ろう付加熱前のフィン材の強度が高いとフィン板厚方向における塑性変形領域の割合は小さくなる。そのため、良好なコルゲート成形を行うためには、フィン材板厚が薄い場合はろう付加熱前のフィン材の強度を下げる必要がある。
一方、ろう付加熱後の強度、すなわちＯ材状態における強度とろう付加熱前の強度差である（ＴＳ_Ｂ−ＴＳ_Ａ）があまりにも小さいと、ろう付加熱前のフィン材に導入されたひずみ量が小さくなっていることになる。素材状態でのひずみ量が小さいと、ろう付加熱時の再結晶の駆動力が小さくなり、再結晶温度が高温化する、あるいは再結晶が十分に完了せず、溶融ろうによってエロージョンが発生する。

したがって、本発明におけるろう付加熱前の引張強さＴＳ_Ｂ（Ｎ／ｍｍ^２）、ろう付加熱後の引張強さＴＳ_Ａ（Ｎ／ｍｍ^２）とフィン材の板厚ｔ（μｍ）が、
０．４≦（ＴＳ_Ｂ―ＴＳ_Ａ）／ｔ≦２．１ 式１
の関係を満足することが好ましい。
上記式１の関係を満足するには、合金素材の合金組成を上記のようなに設定することが挙げられる。さらに上述のように、ろう付加熱前の合金素材について、金属組織が再結晶組織を有し、かつその結晶粒径を１０００μｍ以下とすること、所定の冷間圧延率によってひずみを存在させることで成形性、ろう付性が良好なフィン材を得ることができる。ろう付時のフィンのエロージョンを抑制するためには、コルゲート成形した後のフィンに存在するひずみ量が必要以上あるかどうかが重要となる。コルゲート成形後のフィンのひずみ量は、合金素材におけるひずみ量である（ＴＳ_Ｂ−ＴＳ_Ａ）と、コルゲート成形時に導入されるひずみ量の和となる。板厚ｔが小さくなるほど、コルゲート成形フィンの表層ひずみ量は小さくなるため、（ＴＳ_Ｂ―ＴＳ_Ａ）／ｔの値がエロージョン抑制に対して重要な指標となることを見出した。
ろう付加熱後については、中間焼鈍の保持温度（焼鈍温度）を少なくとも２段階とし、後段を前段より高温で行い、０．１μｍ以上の第２相粒子の密度を上げることにより、その強度を低くならないようにすることができる。この２段階の焼鈍を行うことによって、（ＴＳ_Ｂ−ＴＳ_Ａ）の値が小さくてもフィンのエロージョンが発生せず、成形性が良好なフィン材を得ることができ、ろう付加熱前およびろう付加熱後の強度について上記式１を満たすフィン材を調製できる。
（ＴＳ_Ｂ−ＴＳ_Ａ）／ｔが０．４より小さいと、ろう付加熱時の再結晶の駆動力が小さくてエロージョンが発生する。（ＴＳ_Ｂ−ＴＳ_Ａ）／ｔが２．１より大きいと、コルゲート成形した際に、フィン山部の板厚方向における塑性変形領域の割合が小さくなってスプリングバックが発生し、コルゲート成形性が低下する。より好ましい（ＴＳ_Ｂ−ＴＳ_Ａ）／ｔの範囲は、０．５〜２．０である。
本発明の熱交換器用アルミニウム合金フィン材の板厚は、１５０μｍ以下であり、４０〜１００μｍが好ましく、４０〜８０μｍがより好ましい。本発明において特に薄肉にできる点で特徴がある。

（製造方法）
次に、本発明のアルミニウム合金フィン材の製造方法について説明する。
先ず、上述の成分組成を有するアルミニウム合金素材を溶解し、双ロール式連続鋳造圧延法により板状鋳塊を作製する。双ロール式連続鋳造圧延法とは、耐火物製の給湯ノズルから一対の水冷ロール間にアルミニウム溶湯を供給し、薄板を連続的に鋳造圧延する方法であり、ハンター法や３Ｃ法などが知られている。
双ロール式連続鋳造圧延法では、鋳造時の冷却速度がＤＣ（Ｄｉｒｅｃｔ Ｃｈｉｌｌ）鋳造法や双ベルト式連続鋳造法に比べて数倍〜数百倍大きい。例えば、ＤＣ鋳造法の場合の冷却速度が０．５〜２０℃／秒であるのに対し、双ロール式連続鋳造圧延法の場合の冷却速度は１００〜１０００℃／秒である。そのため、鋳造時に生成するＡｌ−Ｆｅ−Ｓｉ系、Ａｌ−Ｆｅ−Ｍｎ系、Ａｌ−Ｆｅ−Ｍｎ−Ｓｉ系化合物などの晶出物が、ＤＣ鋳造法や双ベルト式連続鋳造圧延法に比べて微細かつ密に分散する特徴がある。この高密度に分散した晶出物は、ＭｎやＳｉなどマトリクス中に固溶している元素の析出を促進し、強度及び熱伝導性の向上に寄与する。また、フィン材をコルゲート成形する際に金型を摩耗させるような数μｍオーダーの粗大な晶出物がほとんど出ないという利点もある。

双ロール式連続鋳造圧延法で鋳造する際の溶湯温度は、６８０〜８００℃の範囲が好ましい。溶湯温度は、給湯ノズル直前にあるヘッドボックスの温度である。溶湯温度が低すぎると、給湯ノズル内に巨大な金属間化合物が生成し、それらが板状鋳塊に混入することで冷間圧延時の板切れの原因となる。溶湯温度が高すぎると、鋳造時にロール間でアルミが十分に凝固せず、正常な板状鋳塊が得られない。より好ましい溶湯温度は７００〜７５０℃である。
続いて、得られた板状鋳塊を最終板厚に圧延加工する工程中に少なくとも１回以上の中間焼鈍を行う。該１回以上行われる中間焼鈍の１回目の中間焼鈍は、異なる２段階の保持温度からなり、１段階目の保持温度よりも２段階目の保持温度が高い条件で行われるものである。温度差は８０〜１５０℃あることが好ましい。

フィン材に焼鈍を施すと、その実施温度によってフィン材中に析出する第２相粒子の分散状態が変わる。低温で焼鈍すれば、フィン材中には微細かつ密に分布した第２相粒子の析出が起こり、高温で焼鈍すれば、フィン材中には粗大かつ疎に分布した第２相粒子の析出が起こる。そのため、低温で焼鈍すれば、ろう付加熱時の再結晶を阻害する微細な第２相粒子が多数析出し、フィンのエロージョンが発生しやすくなる。高温で焼鈍すれば、ろう付加熱時の再結晶を阻害する微細な第２相粒子はほとんど析出しないが、第２相粒子の分散密度が低くなり、ろう付加熱後の強度が低下する。
そこで、本発明では少なくとも１回目の中間焼鈍で２段階の温度で保持することとする。まず１段階目の低温での保持においてフィン材中に微細な第２相粒子を多数析出させる。次に、２段階目の高温での保持において、１段階目で析出した微細な第２相粒子を粗大化させ、再結晶を阻害する０．１μｍ未満の微細な第２相粒子の密度を下げ、かつ、０．１μｍ以上の第２相粒子の密度を上げることで、ろう付加熱後に強度が低下しない金属組織を得ることができる。
１段階目の保持温度は３００〜４５０℃の範囲とする。低すぎると、焼鈍中の第２相粒子の析出がほとんど起こらず、高すぎると１段階目ですでに粗大な第２相粒子が疎に析出してしまい、ろう付加熱後の強度が低下する。より好ましい温度は、３５０〜４３０℃の範囲である。
２段階目の保持温度は１段階目より高い温度であって、４３０〜５８０℃の範囲とする。低すぎると、１段階目の焼鈍で析出した第２相粒子の粗大化が起こらず、再結晶を阻害する第２相粒子が多数分散し、エロージョンが発生する。高すぎると、１段階目で析出させた第２相粒子が再固溶してしまい、最終的に得られる第２相粒子の分布が粗大かつ疎な分布となり、ろう付加熱後の強度が低下する。より好ましい温度は、４５０〜５５０℃の範囲である。

１段階目、２段階目の保持時間はいずれも１〜１０時間が好ましい。保持時間が短すぎると所望の金属組織が得られず、長すぎると効果が飽和するため生産性の点から好ましくない。より好ましい保持時間は、２〜５時間である。
２回目以降の焼鈍を行う場合は、特に条件は規定しないが、フィン材として使用するアルミニウム合金の再結晶温度以上の温度で焼鈍することが好ましく、焼鈍温度は３００〜５００℃、保持時間は１〜５時間が好ましい。より好ましい条件は、焼鈍温度が３５０〜４５０℃、保持時間が１〜３時間である。
１回目の中間焼鈍が終わった後、少なくとも１回以上の冷間圧延を行い、適宜焼鈍を行った後、１５０μｍ以下の最終板厚まで冷間圧延を行うが、最後の中間焼鈍を行ってから最終板厚まで圧延する際のトータル圧延率である最終冷間圧延率は２０〜６０％とする。最終冷間圧延率が低すぎると、ろう付加熱時の再結晶の駆動力が不足し、再結晶が十分に起こらずにエロージョンが発生する。高すぎると、圧延で導入されるひずみ量が多すぎてろう付加熱前のフィン材の強度が高くなり、コルゲート成形性が低下する。より好ましい最終冷間圧延率は、２５〜５０％である。

最終冷間圧延率をコントロールするためには少なくとも１回以上の中間焼鈍が必要であるが、中間焼鈍を１回のみ実施する場合は、鋳造後の板厚から中間焼鈍を実施する板厚までのトータル冷間圧延率が非常に高くなる。このように冷間圧延率が高いと、圧延で材料が硬くなることによってコイルエッジ部での割れが起こる場合があり、その割れの度合いが大きいと圧延中に板切れの恐れがある。板切れを抑制するには、冷間圧延工程の途中にトリミング工程を入れるか、中間焼鈍を入れて材料を軟らかくすることが有効である。エッジ割れ抑制のために中間焼鈍を実施する場合には、例えば１回目の焼鈍を比較的板厚の厚いところで実施し、その後冷間圧延を行い、最終冷間圧延率をコントロールするための２回目の中間焼鈍を実施し、さらに冷間圧延で最終板厚まで圧延する工程としてもよい。
１回目の焼鈍の２段階目の保持が終了してから２５０℃までの冷却速度は５０℃／時間以下とする。双ロール式連続鋳造圧延法で鋳造した場合、鋳造時の冷却速度がＤＣ鋳造法や双ベルト式連続鋳造圧延法に比べて非常に大きいため、鋳造後のＭｎやＳｉの固溶度が高い。このように初期固溶度が高いため、冷却速度によって焼鈍後のフィン材のＭｎやＳｉの固溶度が大きく変わる。冷却速度を５０℃／時間以下とすることで、２段階目の焼鈍で形成された第２相粒子がさらに成長して、ＭｎやＳｉの固溶度を下げることができる。冷却速度が高すぎると、焼鈍後のフィン材のＭｎやＳｉの固溶度が高くなり、固溶したＭｎやＳｉがその後の工程中に微細に析出することで再結晶を阻害する微細な第２相粒子が析出してしまい、エロージョンが発生する。より好ましい焼鈍後の冷却速度は４０℃／時間以下である。

次に、本発明を実施例に基づいてさらに詳細に説明するが、本発明はこれに制限されるものではない。
先ず、表１に示す合金組成を有するアルミニウム合金を、表２に示す製造方法でそれぞれ製造した。なお、表１の合金組成において、「−」は検出限界以下であることを示すものであり、「残部」は不可避的不純物を含む。
双ロール式連続鋳造圧延法により鋳造した試験材については、得られた板状鋳塊を冷間圧延し、所定の板厚においてバッチ式焼鈍炉で中間焼鈍を行い、最終板厚まで冷間圧延してフィン材（調質：Ｈ１ｎ）を作製した。
ＤＣ鋳造法により鋳造した試験材については、作製した鋳塊に均質化処理を行わず、５００℃まで加熱した後、熱間圧延により所望の厚さまで圧延し、板材を作製した。続いて、得られた板材を冷間圧延し、所定の板厚においてバッチ式焼鈍炉で中間焼鈍を行い、最終板厚まで冷間圧延してフィン材（調質：Ｈ１ｎ）を作製した。

そして、作製した各フィン材を供試材（試験材Ｎｏ．１〜４８）とし、ろう付け加熱を行った。その後、各供試材に対して、強度、導電率、ろう付け性及び耐食性に関する評価を下記に示す方法で行い、それらの結果を表３、４に示した。ここで、導電率の測定は、フィン材の熱伝導性を評価するためのものであり、アルミニウム合金の場合は、導電率が高ければ高いほど、熱伝導性も良いと判断できる。なお、本明細書において、「ろう付け加熱」とは、フィン材が実際にろう付けされると仮定した温度及び時間を加熱条件として、特段の説明が無ければ供試材単体に対して加熱を行うことをいう。

〔ａ〕ろう付加熱前の第２相粒子密度（個／ｍｍ^２）：
円相当径０．１μｍ未満の第２相粒子の密度は、フィン材の透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）観察を行うことで調べた。等厚干渉縞から観察部の膜厚を測定し、膜厚が０．１〜０．３μｍの箇所でのみＴＥＭ観察を行った。また、円相当径０．１μｍ以上の第２相粒子の密度は、フィン材断面のＳＥＭ観察を行うことで調べた。ＴＥＭ、ＳＥＭ写真を画像解析することで、ろう付加熱前の第２相粒子の密度を求めた。
観察は各サンプル３視野ずつ行い、それぞれの視野のＴＥＭ、ＳＥＭ写真を画像解析することで、ろう付加熱前の第２相粒子の密度を求めた。表記した密度は、各３視野より求めた値の平均値とした。

〔ｂ〕コルゲート成形性：
供試材を１６ｍｍ幅にスリットし、フィン山高さ５ｍｍ、フィン山の間隔が２．５ｍｍになるようにコルゲート成形機を調整し、各供試材をコルゲート成形し、１００山のフィンを作製した。その後、フィン山高さを測定し、山高さばらつきによりフィン高さが５ｍｍ±１０％以上のフィン山が１０山以上あった場合を「×」、あるいは、フィン山の平均間隔を測定し、スプリングバックによりフィン山の平均間隔が２．７５ｍｍ以上であった場合を「×」とし、それ以外をコルゲート成形性が良好「○」とした。

〔ｃ〕ろう付加熱前の結晶粒径（μｍ）：
供試材の表面（Ｌ−ＬＴ面）を電解研磨し、バーカーエッチングを行った後、光学顕微鏡で結晶粒組織を観察した。光学顕微鏡写真に対角線を２本引き、交差した結晶粒の数を数える交線法で結晶粒径を測定した。
〔ｄ〕ろう付後の引張強さ（Ｎ／ｍｍ^２）：
供試材を６００℃×３ｍｉｎでろう付加熱した後、５０℃／分の冷却速度で冷却し、その後室温で１週間放置してサンプルとした。そして、各サンプルに対し、引張速度１０ｍｍ／ｍｉｎ、ゲージ長５０ｍｍの条件で、ＪＩＳ Ｚ２２４１に従って、常温にて引張試験を実施した。

〔ｅ〕導電率（％ＩＡＣＳ）：
供試材を６００℃×３ｍｉｎでろう付け加熱した後、５０℃／分の冷却速度で冷却してサンプルとした。そして、各サンプルに対し、２０℃の恒温槽内で、ＪＩＳ Ｈ０５０５に従って、電気抵抗を測定することにより導電率を求めた。なお、単位の％ＩＡＣＳは、本明細書ではＪＩＳ Ｈ０５０５に規定された導電率を表す。
〔ｆ〕フィンのろう拡散と溶融の有無：
図１に示すような、コルゲート成形された供試材（フィン１１）と、ＪＩＳ３００３を心材１３とし、その片面にＪＩＳ４０４５のろう材１４を１０％クラッドした板厚０．３ｍｍのブレージングシート１２と、をそれぞれ用意した。その後、供試材１１とブレージングシート１２のろう材１４側の面とを合わせて図１に示す評価用コア１０を形成し、この評価用コア１０に対して６００℃×３ｍｉｎのろう付け加熱を行った。評価用コア１０に対して断面のミクロ観察を行い、フィンのろう拡散や溶融発生の有無を確認した。評価としては、ろう拡散及び溶融がともに無いものは良好「○」とし、ろう拡散及び溶融のいずれか又は両方が有るものは「×」とした。

〔ｇ〕自己耐食性評価（腐食減少量（％）測定）：
供試材を６００℃×３ｍｉｎでろう付け加熱した後、５０℃／ｍｉｎの冷却速度で冷却してサンプルとした。そして、各サンプルに対し、ＪＩＳ Ｚ２３７１に従って、２００時間の塩水噴霧試験を行った後、その腐食減少量を測定した。
〔ｈ〕自然電位（ｍＶ）：
供試材を６００℃×３ｍｉｎでろう付け加熱した後、５０℃／ｍｉｎの冷却速度で冷却してサンプルとした。そして、各サンプルに対し、２５℃の５％ＮａＣｌ水溶液中でフィンの自然電位（ｖｓ Ａｇ／ＡｇＣｌ）を測定して評価した。評価としては、自然電位が−７２０ｍＶよりも卑であれば良好「○」とし、−７２０ｍＶよりも貴であれば「×」とした。

（注）ＧＣ発生：鋳造時に巨大金属間化合物が発生した。

上記の結果から以下のことが分かる。
試験材Ｎｏ．１６、４０、４２、４４、４６は、ろう付加熱前の引張強さが高いことによってコルゲート成形時にフィンが所定の間隔に縮まらなかったり、ろう付加熱前の結晶粒が所定サイズよりも大きいことに起因してフィンの山高さがばらついたりして、本発明例よりもコルゲート成形性に劣る結果となった。
試験材Ｎｏ．１４、１８、３７、３８、３９、４１、４３、４７は、ろう付加熱後の引張強さが低く、十分でなかった。
試験材Ｎｏ．１５、１６、１８、４５〜４８は、Ｓｉなどの融点を下げる元素の添加量が多いことによる溶融、ろう付加熱時の再結晶の駆動力不足によるろう拡散、ろう付加熱後の結晶が微細になることによるろう拡散が発生し、本発明例よりもろう付性に劣る結果となった。
試験材Ｎｏ．２１はＺｎ添加量が多いことにより腐食速度が速くなり、腐食減少量が多い結果となった。
試験材Ｎｏ．２０はＺｎ量が少ないことでフィンの自然電位を十分に卑にすることができなかった。
試験材Ｎｏ．１７、１９は、Ｆｅ、Ｍｎの添加量が多いことで鋳造時に巨大金属間化合物が発生した。
これに対して、本発明例である、試験材Ｎｏ．１〜１３、２２〜３６は、ろう付加熱前の結晶粒径が１０００μｍ以下でコルゲート成形性が良好であり、ろう付加熱後の強度は１２０Ｎ／ｍｍ^２以上と高かった。また、ろう拡散やフィン溶融もなくろう付性は良好であり、腐食減少量も４．０％未満であった。さらに自然電位も−７２０ｍＶより卑になっており、犠牲防食効果が確保される結果となった。

１０ 評価用コア
１１ フィン材
１２ ブレージングシート
１３ 心材
１４ ろう材

Claims (3)

1. Ｓｉ：０．５〜１．５質量％、Ｆｅ：０．１〜１．０質量％、Ｍｎ：０．８〜１．８質量％、Ｚｎ：０．４〜２．５質量％を含有し、残部がＡｌ及び不可避的不純物からなり、
   ろう付加熱前の金属組織は、円相当径０．１μｍ未満の第２相粒子の密度が１×１０^７個／ｍｍ^２未満であり、かつ、円相当径０．１μｍ以上の第２相粒子の密度が５×１０^４個／ｍｍ^２以上であるとともに、
   ろう付加熱前の引張強さＴＳ_Ｂ（Ｎ／ｍｍ^２）、ろう付加熱後の引張強さＴＳ_Ａ（Ｎ／ｍｍ^２）とフィン材の板厚ｔ（μｍ）が、０．４≦（ＴＳ_Ｂ−ＴＳ_Ａ）／ｔ≦２．１の関係を満たし、
   板厚が１５０μｍ以下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。
2. Ｓｉ：０．５〜１．５質量％、Ｆｅ：０．１〜１．０質量％、Ｍｎ：０．８〜１．８質量％、Ｚｎ：０．４〜２．５質量％を含有し、残部がＡｌ及び不可避的不純物からなるアルミニウム合金素材を双ロール式連続鋳造圧延法で鋳造後、少なくとも１回以上の中間焼鈍工程を含み、その１回目の焼鈍は２段階の異なる保持温度で行い、１段階目の保持温度よりも２段階目の保持温度が高く、１段階目の保持温度は３００〜４５０℃、２段階目の保持温度は４３０〜５８０℃であり、前記中間焼鈍を行った後、最終の冷間圧延における圧延率を２０〜６０％とする、ろう付加熱前の金属組織において、円相当径０．１μｍ未満の第２相粒子の密度が１×１０^７個／ｍｍ^２未満であり、かつ、円相当径０．１μｍ以上の第２相粒子の密度が５×１０^４個／ｍｍ^２以上であるとともに、ろう付加熱前の引張強さＴＳ_Ｂ（Ｎ／ｍｍ^２）、ろう付加熱後の引張強さＴＳ_Ａ（Ｎ／ｍｍ^２）とフィン材の板厚ｔ（μｍ）が、０．４≦（ＴＳ_Ｂ−ＴＳ_Ａ）／ｔ≦２．１の関係を満たし、板厚が１５０μｍ以下である熱交換器用アルミニウム合金フィン材の製造方法。
3. 焼鈍終了から２５０℃までの冷却速度を５０℃／時間以下とすることを特徴とする請求項２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。

Images