JP2015218343A - ろう付け性と耐サグ性に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 - Google Patents
ろう付け性と耐サグ性に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 Download PDFInfo
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Abstract
【課題】高強度を有しており、ろう付け性と耐サグ性に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する。【解決手段】質量％で、Ｓｉ：０．６〜１．６％、Ｆｅ：０．５〜１．２％、Ｍｎ：１．２〜２．６％、Ｚｎ：０．４〜３．０％、Ｃｕ：０．２％未満を含み、残部不可避的不純物とＡｌからなり、不純物としてのＭｇを０．０５％未満に限定し、ろう付け加熱前の抗張力が１６０〜２６０ＭＰａであり、ろう付け加熱前の抗張力と０．２％耐力との差が１０〜５０ＭＰａである熱交換器用アルミニウム合金フィン材。金属組織における円相当径３μｍ以上の第二相粒子の密度は７０〜２２０個／ｍｍ２である。上記成分組成を有するアルミニウム合金溶湯を、薄スラブ連続鋳造機を用いて厚み２〜１５ｍｍのスラブを連続的に鋳造し、前記スラブに熱間圧延を施すことなく直接ロールに巻き取った後、冷間圧延を施し、中間焼鈍を施して、最終冷延率１５〜５０％の冷間圧延を施した後、最終焼鈍を施す熱交換器用アルミニウム合金フィン材の製造方法。【選択図】なし
Description
本発明は、自動車用ラジエター等の熱交換器に用いられる、ろう付け性と耐サグ性に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に関するものである。
アルミニウム製熱交換器は、アルミニウム合金フィン材をコルゲート状に成形加工したものを、アルミニウム合金製の熱媒体用通路構成材料などにろう付けして製造される。このため、アルミニウム製熱交換器に使用されるアルミニウム合金フィン材として、成形性に優れるとともに、ろう付け加熱時に変形することのない、いわゆる耐サグ性に優れたものが要求されている。
ところで、アルミニウム合金フィン材を例えば扁平管にろう付けする際、フィン材が溶融したろう材によって浸食され、ろう付け後のフィン材の厚みが薄くなる、いわゆるエロージョンが発生することはよく知られている。最近では、アルミニウム合金フィン材の薄肉化が進んでおり、ろう付け時のエロージョンが激しい場合には、フィン材の厚み方向にろう材が貫通してしまうケースもある。アルミニウム合金フィン材には、上記の基本特性を満足するために、Ｓｉ、Ｍｎ、Ｆｅ等が添加されているが、最近では、合金組成や製造方法に工夫を凝らして、優れた耐エロージョン性および耐サグ性を備えるアルミニウム合金フィン材が開発されている。
例えば、特許文献１には、１．２ｍａｓｓ％を越え１．８ｍａｓｓ％以下のＦｅ、１．２ｍａｓｓ％を越え２．０ｍａｓｓ％以下のＳｉ、および０．３ｍａｓｓ％を超え０．９ｍａｓｓ％以下のＭｎを含有し、板厚０．１ｍｍ以下にて最後に行う中間焼鈍後に、表層から見た表面積の８０％以上が圧延方向に長さ１０ｍｍ以上の径を有する再結晶粒によって占められる結晶組織を持つアルミニウム合金を板厚圧下率３０％未満で冷間圧延して製造されたことを特徴とするブレージング用フィン材が記載されている。
これによると、薄肉化の際に必要である垂下量（熱交換器組み付け製造時の強度）、自己耐食性およびコルゲート形成性を改善し、ろう付け加熱後の引張強さと熱伝導性を向上できるとのことである。
これによると、薄肉化の際に必要である垂下量（熱交換器組み付け製造時の強度）、自己耐食性およびコルゲート形成性を改善し、ろう付け加熱後の引張強さと熱伝導性を向上できるとのことである。
さらに特許文献２には、ａ）Ｓｉを０．３〜１．５％、Ｆｅを≦０．５％、Ｃｕを≦０．３％、Ｍｎを１．０〜２．０％、Ｍｇを≦０．５％、より好ましくは≦０．３％、Ｚｎを≦４．０％、Ｎｉを≦０．５％、ＩＶｂ、Ｖｂ、又はＶＩｂ族由来の分散体形成元素をそれぞれ≦０．３％、及び不可避の不純物元素をそれぞれ０．０５％以下、全体量で０．１５％以下、残部アルミニウムを含む溶融物を鋳造し、インゴットを得るステップと、ｂ）５５０℃未満、好ましくは４００〜５２０℃、より好ましくは４５０〜５２０℃、特に４７０以上、最高５２０℃の温度でインゴットを予備加熱して、分散質粒子を形成するステップと、ｃ）熱間圧延してストリップを得るステップと、ｄ）ステップ（ｃ）で得られたストリップを全圧下率９０％以上、好ましくは＞９５％で冷間圧延して、第１の耐力値を有するストリップを得るステップと、ｅ）次いで、第２の耐力値が、ステップ（ｄ）の冷間圧延直後に得られた第１の耐力値より１０〜５０％低く、好ましくは１５〜４０％低く、０．２％耐力範囲が１００〜２００ＭＰａ、より好ましくは１２０〜１８０ＭＰａ、最も好ましくは１４０〜１８０ＭＰａにあるストリップが得られるような方法で、ストリップ合金が再結晶することなく、焼戻しすることにより材料を軟らかくするために、送出調質まで熱処理するステップとにより製造される、耐垂れ性ストリップが記載されている。
これによると、ろう付け中の高い耐垂れ性及び液体コアの低い浸透性のような優れたろう付け性能と、送出調質における優れた成形性の特有の組合せでろう付けした後に高強度が得られるとのことである。
これによると、ろう付け中の高い耐垂れ性及び液体コアの低い浸透性のような優れたろう付け性能と、送出調質における優れた成形性の特有の組合せでろう付けした後に高強度が得られるとのことである。
最近では、熱媒体流路となるチューブ材にフィン材をろう付けすることを前提に、腐食度を低減させた、強度、犠牲陽極効果、および耐食性に優れる熱交換器用のフィン材も開発されている。
例えば、特許文献３では、ろう材によりチューブ材と接合された放熱用のフィン材であって、前記フィン材が、Ｆｅ：０．５％（質量％、以下同様）以下、Ｓｉ：０．３〜１．２％、Ｍｎ：０．５〜１．７％、Ｚｎ：０．３〜１．５％を含有し、残部がＡｌと不可避不純物からなるＡｌ合金からなり、前記チューブ材が、Ｍｎ：０．３〜１．７％、Ｓｉ：０．３〜１．２％、Ｃｕ：０．１〜１．２％を含有し、残部がＡｌと不可避不純物からなるＡｌ合金からなり、ＳＷＡＡＴ液中でのフィン材単独の溶解減量が、同液中での等表面積のチューブ材との接触による溶解減量に対し、２０〜５０％の範囲にあり、かつ、前記フィン材の孔食電位が、前記チューブ材の孔食電位に対して卑であり、両者間の電位差が、５０〜１４０ｍＶの範囲にあることを特徴とする強度、犠牲陽極効果、および耐食性に優れるフィン材が記載されている。
これによると、Ｆｅの含有量を０．５％以下とすることにより、強度、耐食性、ろう付性を同時に向上させることができるとのことである。すなわち、特許文献３のアルミニウム合金フィン材では、Ｆｅ含有量が０．５％を超えると、鋳造時に生成するＡｌ−（Ｆｅ・Ｍｎ）−Ｓｉ等の金属間化合物が比較的粗大になりやすく、フィンの腐食速度を増大させる虞があり、さらにろう付け加熱時に形成する再結晶組織の結晶粒が細かくなるために耐エロージョン性が劣化して、ろう付け性が低下する。
例えば、特許文献３では、ろう材によりチューブ材と接合された放熱用のフィン材であって、前記フィン材が、Ｆｅ：０．５％（質量％、以下同様）以下、Ｓｉ：０．３〜１．２％、Ｍｎ：０．５〜１．７％、Ｚｎ：０．３〜１．５％を含有し、残部がＡｌと不可避不純物からなるＡｌ合金からなり、前記チューブ材が、Ｍｎ：０．３〜１．７％、Ｓｉ：０．３〜１．２％、Ｃｕ：０．１〜１．２％を含有し、残部がＡｌと不可避不純物からなるＡｌ合金からなり、ＳＷＡＡＴ液中でのフィン材単独の溶解減量が、同液中での等表面積のチューブ材との接触による溶解減量に対し、２０〜５０％の範囲にあり、かつ、前記フィン材の孔食電位が、前記チューブ材の孔食電位に対して卑であり、両者間の電位差が、５０〜１４０ｍＶの範囲にあることを特徴とする強度、犠牲陽極効果、および耐食性に優れるフィン材が記載されている。
これによると、Ｆｅの含有量を０．５％以下とすることにより、強度、耐食性、ろう付性を同時に向上させることができるとのことである。すなわち、特許文献３のアルミニウム合金フィン材では、Ｆｅ含有量が０．５％を超えると、鋳造時に生成するＡｌ−（Ｆｅ・Ｍｎ）−Ｓｉ等の金属間化合物が比較的粗大になりやすく、フィンの腐食速度を増大させる虞があり、さらにろう付け加熱時に形成する再結晶組織の結晶粒が細かくなるために耐エロージョン性が劣化して、ろう付け性が低下する。
確かに、通常のＤＣ鋳造スラブから通常の行程を経て製造されたアルミニウム合金製フィン材では、Ｆｅ含有量が０．５％を超えると、鋳造時に生成するＡｌ−（Ｆｅ・Ｍｎ）−Ｓｉ等の金属間化合物が比較的粗大になりやすく、ろう付け加熱時に形成する再結晶組織の結晶粒が細かくなるために耐エロージョン性が劣化して、ろう付け性が低下する傾向にある。しかしながら、近年では、アルミニウム製品のリサイクルによるスクラップ材の再利用が進んでおり、スクラップ配合率が高い場合には、Ｆｅ、Ｓｉ、Ｍｎ等の混入を避けることが困難になりつつある。したがって、Ｆｅ、Ｓｉ、Ｍｎ等の含有量が比較的高い組成においても、優れたろう付け性を発揮できるアルミニウム合金フィン材の開発が望まれている。
本願発明は、このような従来法における課題を解決するために案出されたものであり、熱交換器用のアルミニウム合金フィン材において、Ｆｅ含有量が０．５％以上の組成においても、低コストで、しかも優れたろう付け性と耐サグ性を有す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を目的とするものである。
例えば、固相線温度は、ろう付け加熱時にエロージョンを発生させるか否かの指標となり得るが、耐エロージョン性は、固相線温度のみによって決まるものではない。ろう付け性は、ろう付け前におけるフィン材の金属組織、すなわち、鋳造時に生成するＡｌ−（Ｆｅ・Ｍｎ）−Ｓｉ等の密度と粒径分布、マトリックスにおけるＭｎ固溶量、冷延焼鈍材であれば、焼鈍による加工組織の回復の度合い等の因子にも影響される。すなわち、これらの因子が複雑に絡み合って、ろう付け性に影響を及ぼすと考えられる。
ところで、フィン材に残存する集積した転位（結晶欠陥）や、ろう付け加熱時に生成する結晶粒界には、溶融したろう材が浸透してエロージョンを発生させる。したがって、ろう付け時に生成する再結晶粒の結晶粒径は、大きい方が耐エロージョン性に優れたフィン材であるといえる。ところが一方で、ろう付け時に生成する再結晶粒の結晶粒径が大きくなりすぎると、耐サグ性が低下することもよく知られている。つまり、フィン材の耐エロージョン性と耐サグ性の両方の特性を向上させるためには、ろう付け時に再結晶組織を発現させることは勿論のこと、再結晶粒の結晶粒径を適度なサイズに制御する技術が必要となる。
ところで、フィン材に残存する集積した転位（結晶欠陥）や、ろう付け加熱時に生成する結晶粒界には、溶融したろう材が浸透してエロージョンを発生させる。したがって、ろう付け時に生成する再結晶粒の結晶粒径は、大きい方が耐エロージョン性に優れたフィン材であるといえる。ところが一方で、ろう付け時に生成する再結晶粒の結晶粒径が大きくなりすぎると、耐サグ性が低下することもよく知られている。つまり、フィン材の耐エロージョン性と耐サグ性の両方の特性を向上させるためには、ろう付け時に再結晶組織を発現させることは勿論のこと、再結晶粒の結晶粒径を適度なサイズに制御する技術が必要となる。
このように、ろう付け時に生成する再結晶粒の結晶粒径を測定すれば、フィン材の耐エロージョン性について間接的に評価することが可能である。しかしながら、ろう付け加熱を想定したフィン材のみの加熱試験によって、金属組織を再結晶化させて再結晶粒の結晶粒径を測定する試験方法では、結果のバラツキが大きく再現性が良好ではない。
そこで、本発明者らは、ろう付け性と耐サグ性に優れたフィン材を開発する過程で、後述するように、コルゲート状のフィン材を用いて、ろう付け加熱試験を行い、ろう付け前の板厚に対するろう付け後の板厚（最小板厚）を測定して、板厚残存率を算出して、ろう付け性を評価することで、本願発明を完成させた。
なお、ろう付け性とは、広義には、例えば、溶融ろう材によるフィレットの形成状態なども含まれると解されるが、本明細書においては、特に断りのない限り、フィン材の耐エロージョン性と同義の取り扱いとする。
そこで、本発明者らは、ろう付け性と耐サグ性に優れたフィン材を開発する過程で、後述するように、コルゲート状のフィン材を用いて、ろう付け加熱試験を行い、ろう付け前の板厚に対するろう付け後の板厚（最小板厚）を測定して、板厚残存率を算出して、ろう付け性を評価することで、本願発明を完成させた。
なお、ろう付け性とは、広義には、例えば、溶融ろう材によるフィレットの形成状態なども含まれると解されるが、本明細書においては、特に断りのない限り、フィン材の耐エロージョン性と同義の取り扱いとする。
本発明のろう付け性と耐サグ性に優れた熱交換器用アルミニウム合金フィン材は、その目的を達成するために、質量％で、Ｓｉ：０．６〜１．６％、Ｆｅ：０．５〜１．２％、Ｍｎ：１．２〜２．６％、Ｚｎ：０．４〜３．０％、Ｃｕ：０．２％未満を含み、残部不可避的不純物とＡｌからなり、不純物としてのＭｇを０．０５％未満に限定し、ろう付け加熱前の抗張力が１６０〜２６０ＭＰａであり、ろう付け加熱前の抗張力と０．２％耐力との差が１０〜５０ＭＰａであることを特徴とする。さらに、ろう付け加熱前の０．２％耐力が１４０〜２２０ＭＰａであることが好ましい。また、金属組織における円相当径３μｍ以上の第二相粒子の密度は７０〜２２０個／ｍｍ２であることがさらに好ましい。
本発明のろう付け性と耐サグ性に優れた熱交換器用アルミニウム合金フィン材は、前記成分組成を有するアルミニウム合金溶湯を、薄スラブ連続鋳造機を用いて厚み２〜１５ｍｍのスラブを連続的に鋳造し、前記スラブに熱間圧延を施すことなく直接ロールに巻き取った後、冷間圧延を施し、中間焼鈍を施して、最終冷延率１５〜６０％の冷間圧延を施した後、最終焼鈍を施すことにより製造される。
本発明のろう付け性と耐サグ性に優れた熱交換器用アルミニウム合金フィン材は、前記成分組成を有するアルミニウム合金溶湯を、薄スラブ連続鋳造機を用いて厚み２〜１５ｍｍの薄スラブを連続的に鋳造するため、鋳造時の凝固速度がスラブ１/４厚み位置で４０〜１０００℃／秒と比較的速く、Ａｌ−（Ｆｅ・Ｍｎ）−Ｓｉ等の金属間化合物が均一に分散された鋳塊組織が得られる。この薄スラブに対して冷間圧延、中間焼鈍、最終圧延、最終焼鈍をこの順に施すことで、ろう付け加熱前の抗張力が１６０〜２６０ＭＰａ、ろう付け加熱前の抗張力と０．２％耐力との差が１０〜５０ＭＰａに調整されている。したがって、この冷延焼鈍材は、適度な強度を有するとともに、成形加工時のスプリングバック量が小さく、形状凍結性にも優れている。さらに、比較的低温で最終焼鈍処理を施して、最終冷延によって導入された加工歪を適度に回復させているため、ろう付け加熱によって再結晶化が完了して、粒径５００μｍ以上の再結晶粒からなる再結晶組織とすることができ、ろう付け性と耐サグ性に優れたアルミニウム合金フィン材を得ることができる。
したがって、本発明により、熱交換器用アルミニウム合金フィン材が効率よく生産されるとともに、ろう付け性と耐サグ性に優れたアルミニウム合金フィン材が廉価で提供される。
したがって、本発明により、熱交換器用アルミニウム合金フィン材が効率よく生産されるとともに、ろう付け性と耐サグ性に優れたアルミニウム合金フィン材が廉価で提供される。
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、「％」は「質量％」を意味する。
〔Ｓｉ：０．６〜１．６％〕
Ｓｉは、Ｆｅ、Ｍｎと共存して鋳造凝固時にＡｌ−（Ｆｅ・Ｍｎ）−Ｓｉ等の金属間化合物を生成し、また一部のＳｉはマトリックスに固溶して、強度を向上させるとともに、耐サグ性を高める。この効果を得るためには、０．６％以上のＳｉ含有量が必要である。Ｓｉの含有量が０．６％未満ではフィン材の高温強度が低下することで、耐サグ性が低下する。１．６％を超えると、フィン材の固相線温度が低下するため、ろう付け時にエロージョンが発生する。したがって、Ｓｉ含有量は、０．６〜１．６％の範囲に限定する。好ましいＳｉ含有量は、０．６〜１．５％の範囲である。さらに好ましいＳｉ含有量は、０．６％〜１．４％の範囲である。
〔Ｓｉ：０．６〜１．６％〕
Ｓｉは、Ｆｅ、Ｍｎと共存して鋳造凝固時にＡｌ−（Ｆｅ・Ｍｎ）−Ｓｉ等の金属間化合物を生成し、また一部のＳｉはマトリックスに固溶して、強度を向上させるとともに、耐サグ性を高める。この効果を得るためには、０．６％以上のＳｉ含有量が必要である。Ｓｉの含有量が０．６％未満ではフィン材の高温強度が低下することで、耐サグ性が低下する。１．６％を超えると、フィン材の固相線温度が低下するため、ろう付け時にエロージョンが発生する。したがって、Ｓｉ含有量は、０．６〜１．６％の範囲に限定する。好ましいＳｉ含有量は、０．６〜１．５％の範囲である。さらに好ましいＳｉ含有量は、０．６％〜１．４％の範囲である。
〔Ｆｅ：０．５〜１．２％〕
Ｆｅは、Ｍｎ、Ｓｉと共存して鋳造凝固時にＡｌ−（Ｆｅ・Ｍｎ）−Ｓｉ等の金属間化合物を生成し、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て、導電率（熱伝導率）を向上させる。さらに鋳造凝固時に生成したＡｌ−（Ｆｅ・Ｍｎ）−Ｓｉ等の金属間化合物のうち、円相当径３μｍ以上のものは、ろう付け加熱の際に再結晶の核生成サイトとして機能し、Ｍｎ系析出物の再結晶阻止作用とも相まって、再結晶粒の粒径が５００μｍ以上である再結晶組織を発現させることが可能となる。この効果を得るためには、０．５％以上のＦｅ含有量が必要である。Ｆｅ含有量が０．５％未満では、マトリックスのＭｎ固溶量を十分に低減させることができず、ろう付け加熱時の再結晶化が遅延して耐サグ性が低下するため、好ましくない。
Ｆｅ含有量が１．２％を超えると、鋳造凝固時に生成する円相当径３μｍ以上の金属間化合物の存在密度が高くなり、ろう付け加熱の際に、再結晶粒の結晶粒径が小さくなりすぎて、エロージョンが発生する。したがって、Ｆｅ含有量は、０．５〜１．２％の範囲に限定する。好ましいＦｅ含有量は、０．６〜１．２％の範囲である。さらに好ましいＦｅ含有量は、０．６〜１．１％の範囲である。
Ｆｅは、Ｍｎ、Ｓｉと共存して鋳造凝固時にＡｌ−（Ｆｅ・Ｍｎ）−Ｓｉ等の金属間化合物を生成し、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て、導電率（熱伝導率）を向上させる。さらに鋳造凝固時に生成したＡｌ−（Ｆｅ・Ｍｎ）−Ｓｉ等の金属間化合物のうち、円相当径３μｍ以上のものは、ろう付け加熱の際に再結晶の核生成サイトとして機能し、Ｍｎ系析出物の再結晶阻止作用とも相まって、再結晶粒の粒径が５００μｍ以上である再結晶組織を発現させることが可能となる。この効果を得るためには、０．５％以上のＦｅ含有量が必要である。Ｆｅ含有量が０．５％未満では、マトリックスのＭｎ固溶量を十分に低減させることができず、ろう付け加熱時の再結晶化が遅延して耐サグ性が低下するため、好ましくない。
Ｆｅ含有量が１．２％を超えると、鋳造凝固時に生成する円相当径３μｍ以上の金属間化合物の存在密度が高くなり、ろう付け加熱の際に、再結晶粒の結晶粒径が小さくなりすぎて、エロージョンが発生する。したがって、Ｆｅ含有量は、０．５〜１．２％の範囲に限定する。好ましいＦｅ含有量は、０．６〜１．２％の範囲である。さらに好ましいＦｅ含有量は、０．６〜１．１％の範囲である。
〔Ｍｎ：１．２〜２．６％〕
Ｍｎは、ろう付け加熱時にサブミクロンレベルのＡｌ６Ｍｎ、Ａｌ６（Ｆｅ・Ｍｎ）等のＭｎ系析出物としてマトリックスに高密度に析出し、ろう付け後のフィン材の強度を向上させる。また、このようなサブミクロンレベルのＭｎ系析出物は、ろう付け加熱時に転位や結晶粒界の移動を妨げて、金属組織の再結晶化を阻止するため、再結晶組織の結晶粒径を５００μｍ以上として、耐エロージョン性を確保することができる。この効果を得るためには、Ｍｎ含有量１．２％以上が必要である。Ｍｎ含有量が２．６％を超えると、Ｍｎ系析出物の再結晶阻止作用が強すぎて、ろう付け時の再結晶完了が遅延して耐サグ性が低下する。したがって、Ｍｎ含有量は、１．２〜２．６％の範囲に限定する。好ましいＭｎ含有量は、１．２〜２．５％の範囲である。さらに好ましいＭｎ含有量は、１．３〜２．５％の範囲である。
Ｍｎは、ろう付け加熱時にサブミクロンレベルのＡｌ６Ｍｎ、Ａｌ６（Ｆｅ・Ｍｎ）等のＭｎ系析出物としてマトリックスに高密度に析出し、ろう付け後のフィン材の強度を向上させる。また、このようなサブミクロンレベルのＭｎ系析出物は、ろう付け加熱時に転位や結晶粒界の移動を妨げて、金属組織の再結晶化を阻止するため、再結晶組織の結晶粒径を５００μｍ以上として、耐エロージョン性を確保することができる。この効果を得るためには、Ｍｎ含有量１．２％以上が必要である。Ｍｎ含有量が２．６％を超えると、Ｍｎ系析出物の再結晶阻止作用が強すぎて、ろう付け時の再結晶完了が遅延して耐サグ性が低下する。したがって、Ｍｎ含有量は、１．２〜２．６％の範囲に限定する。好ましいＭｎ含有量は、１．２〜２．５％の範囲である。さらに好ましいＭｎ含有量は、１．３〜２．５％の範囲である。
〔Ｚｎ：０．４〜３．０％〕
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含有量０．４％以上が必要である。Ｚｎ含有量が３．０％を超えると、フィン材の固相線温度が低下して、エロージョンを発生させてろう付け性が低下する。したがって、Ｚｎ含有量は、０．４〜３．０％の範囲に限定する。好ましいＺｎ含有量は、０．５〜３．０％である。さらに好ましいＺｎ含有量は０．５〜２．８％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含有量０．４％以上が必要である。Ｚｎ含有量が３．０％を超えると、フィン材の固相線温度が低下して、エロージョンを発生させてろう付け性が低下する。したがって、Ｚｎ含有量は、０．４〜３．０％の範囲に限定する。好ましいＺｎ含有量は、０．５〜３．０％である。さらに好ましいＺｎ含有量は０．５〜２．８％である。
〔Ｃｕ：０．２％未満〕
Ｃｕは、フィン材の強度を向上させることができ、積極的に添加することもできる。Ｃｕ含有量は、０．２％未満であれば、ろう付け性や耐サグ性に影響することはない。ただし、Ｃｕ含有量が０．２％以上であると、フィン材の固相線温度が低くなるため、ろう付け性が低下するおそれがある。このため、Ｃｕの含有量を０．２％未満に限定する。
Ｃｕは、フィン材の強度を向上させることができ、積極的に添加することもできる。Ｃｕ含有量は、０．２％未満であれば、ろう付け性や耐サグ性に影響することはない。ただし、Ｃｕ含有量が０．２％以上であると、フィン材の固相線温度が低くなるため、ろう付け性が低下するおそれがある。このため、Ｃｕの含有量を０．２％未満に限定する。
〔Ｍｇ：０．０５％未満〕
不純物としてのＭｇは、ろう付けに使用するフッ化物系のフラックスと反応して、広義の意味でのろう付け性を低下させるおそれがあるため、Ｍｇ含有量を０．０５％未満に限定する。Ｃｒ、Ｚｒ、Ｔｉ、Ｖは、微量でも材料の導電率（熱伝導率）を低下させるので、これらの元素の含有量はそれぞれ０．０５％以下であることが好ましい。
不純物としてのＭｇは、ろう付けに使用するフッ化物系のフラックスと反応して、広義の意味でのろう付け性を低下させるおそれがあるため、Ｍｇ含有量を０．０５％未満に限定する。Ｃｒ、Ｚｒ、Ｔｉ、Ｖは、微量でも材料の導電率（熱伝導率）を低下させるので、これらの元素の含有量はそれぞれ０．０５％以下であることが好ましい。
その他の不可避的不純物
不可避的不純物は原料地金、返り材等から不可避的に混入するもので、それらの許容できる好ましい含有量は、例えば、Ｎｉの０．２０％未満、Ｇａの０．０５％未満、Ｐｂ、Ｂｉ、Ｓｎ、Ｎａ、Ｃａ、Ｓｒについては、それぞれ０．０２％未満、その他の不純物元素は各０．０５％未満であって、この範囲で管理外元素を含有しても本発明の効果を妨げるものではない。
不可避的不純物は原料地金、返り材等から不可避的に混入するもので、それらの許容できる好ましい含有量は、例えば、Ｎｉの０．２０％未満、Ｇａの０．０５％未満、Ｐｂ、Ｂｉ、Ｓｎ、Ｎａ、Ｃａ、Ｓｒについては、それぞれ０．０２％未満、その他の不純物元素は各０．０５％未満であって、この範囲で管理外元素を含有しても本発明の効果を妨げるものではない。
次に、本発明の熱交換器用アルミニウム合金フィン材の特性および金属組織を限定した理由を説明する。
ろう付け加熱前の抗張力が１６０〜２６０ＭＰａ
最終板はコイルの状態であるが、スリットによる条割りを経たのち、金型成形することによって、例えば、コルゲート状の成形フィンとし、この成形フィン材を熱交換器用のチューブ材やろう材等と組み付けた後、加熱炉に挿入してろう付けする。
薄肉化の進む熱交換器用アルミニウム合金フィン材では、組み付け時の荷重による変形を防止するため、ろう付け加熱前の抗張力として、１６０ＭＰａ以上が必要である。また、ろう付け加熱前の抗張力が２６０ＭＰａを超えると、フィン材を金型成形する際の成形性が低下する。したがって、ろう付け加熱前の抗張力は、１６０〜２６０ＭＰａの範囲に規定する。
ろう付け加熱前の０．２％耐力が１４０〜２２０ＭＰａ
薄肉化の進む熱交換器用アルミニウム合金フィン材では、組み付け時の荷重による変形を防止するため、前述の抗張力と同様に、ろう付け加熱前の０．２％耐力として、１４０ＭＰａ以上が必要である。また、ろう付け加熱前の０．２％耐力が２２０ＭＰａを超えると、フィン材を金型成形する際の成形性が低下するおそれがある。したがって、ろう付け加熱前の０．２％耐力は、１４０〜２２０ＭＰａの範囲であることが好ましい。
ろう付け加熱前の抗張力が１６０〜２６０ＭＰａ
最終板はコイルの状態であるが、スリットによる条割りを経たのち、金型成形することによって、例えば、コルゲート状の成形フィンとし、この成形フィン材を熱交換器用のチューブ材やろう材等と組み付けた後、加熱炉に挿入してろう付けする。
薄肉化の進む熱交換器用アルミニウム合金フィン材では、組み付け時の荷重による変形を防止するため、ろう付け加熱前の抗張力として、１６０ＭＰａ以上が必要である。また、ろう付け加熱前の抗張力が２６０ＭＰａを超えると、フィン材を金型成形する際の成形性が低下する。したがって、ろう付け加熱前の抗張力は、１６０〜２６０ＭＰａの範囲に規定する。
ろう付け加熱前の０．２％耐力が１４０〜２２０ＭＰａ
薄肉化の進む熱交換器用アルミニウム合金フィン材では、組み付け時の荷重による変形を防止するため、前述の抗張力と同様に、ろう付け加熱前の０．２％耐力として、１４０ＭＰａ以上が必要である。また、ろう付け加熱前の０．２％耐力が２２０ＭＰａを超えると、フィン材を金型成形する際の成形性が低下するおそれがある。したがって、ろう付け加熱前の０．２％耐力は、１４０〜２２０ＭＰａの範囲であることが好ましい。
ろう付け加熱前の抗張力と０．２％耐力との差が１０〜５０ＭＰａ
金型成形時のスプリングバック量を低減させ、いわゆる形状凍結性を向上させるためには、ろう付け加熱前の抗張力と０．２％耐力との差を大きくしておくことが有利である。ろう付け加熱前の抗張力と０．２％耐力との差が１０ＭＰａ未満であると、フィンを成形する際のスプリングバック量が大きくなりすぎて、形状凍結性が低下する。ろう付け加熱前の抗張力と０．２％耐力との差が５０ＭＰａを超えると、結果的に抗張力が高くなりすぎて、成形性が低下する。したがって、ろう付け加熱前の抗張力と０．２％耐力との差（ＵＴＳ−ＹＳ）を１０〜５０ＭＰａの範囲に規定する。
金型成形時のスプリングバック量を低減させ、いわゆる形状凍結性を向上させるためには、ろう付け加熱前の抗張力と０．２％耐力との差を大きくしておくことが有利である。ろう付け加熱前の抗張力と０．２％耐力との差が１０ＭＰａ未満であると、フィンを成形する際のスプリングバック量が大きくなりすぎて、形状凍結性が低下する。ろう付け加熱前の抗張力と０．２％耐力との差が５０ＭＰａを超えると、結果的に抗張力が高くなりすぎて、成形性が低下する。したがって、ろう付け加熱前の抗張力と０．２％耐力との差（ＵＴＳ−ＹＳ）を１０〜５０ＭＰａの範囲に規定する。
金属組織における円相当径３μｍ以上の第二相粒子数が７０〜２２０個／ｍｍ ２
上記のような特性およびろう付け加熱時の優れたろう付け性と耐サグ性は、前記特定の成分組成を有する３０００系アルミニウム合金板の金属組織を細かく調整することにより発現される。
具体的には、金属組織における円相当径３μｍ以上の第二相粒子の密度を７０〜２２０個／ｍｍ２にすることが好ましい。金属組織における円相当径３μｍ以上の第二相粒子の密度が７０個／ｍｍ２未満である場合、ろう付け加熱時に生成される再結晶の核生成サイトの存在密度が低く、再結晶粒の粒径が大きくなりすぎて、ろう付け性は向上するものの、耐サグ性は低下する。また、金属組織における円相当径３μｍ以上の第二相粒子の密度が２２０個／ｍｍ２を超える場合、ろう付け加熱時に生成される再結晶の核生成サイトの存在密度が高く、再結晶粒の粒径が小さくなりすぎて、耐サグ性は向上するものの、ろう付け性は低下する。
また詳細は後記の実施例の記載に譲るとして、いずれにしても、前記特定の成分組成を有し、且つ上記のような金属組織を有していれば、最終焼鈍板として、抗張力が１６０〜２６０ＭＰａ、抗張力と０．２％耐力との差（ＵＴＳ−ＹＳ）が１０〜５０ＭＰａなる値を呈するとともに、ろう付け性と耐サグ性に優れた熱交換器用アルミニウム合金フィン材となる。
上記のような特性およびろう付け加熱時の優れたろう付け性と耐サグ性は、前記特定の成分組成を有する３０００系アルミニウム合金板の金属組織を細かく調整することにより発現される。
具体的には、金属組織における円相当径３μｍ以上の第二相粒子の密度を７０〜２２０個／ｍｍ２にすることが好ましい。金属組織における円相当径３μｍ以上の第二相粒子の密度が７０個／ｍｍ２未満である場合、ろう付け加熱時に生成される再結晶の核生成サイトの存在密度が低く、再結晶粒の粒径が大きくなりすぎて、ろう付け性は向上するものの、耐サグ性は低下する。また、金属組織における円相当径３μｍ以上の第二相粒子の密度が２２０個／ｍｍ２を超える場合、ろう付け加熱時に生成される再結晶の核生成サイトの存在密度が高く、再結晶粒の粒径が小さくなりすぎて、耐サグ性は向上するものの、ろう付け性は低下する。
また詳細は後記の実施例の記載に譲るとして、いずれにしても、前記特定の成分組成を有し、且つ上記のような金属組織を有していれば、最終焼鈍板として、抗張力が１６０〜２６０ＭＰａ、抗張力と０．２％耐力との差（ＵＴＳ−ＹＳ）が１０〜５０ＭＰａなる値を呈するとともに、ろう付け性と耐サグ性に優れた熱交換器用アルミニウム合金フィン材となる。
次に、上記のようなプレス成形用アルミニウム合金板を製造する方法の一例について簡単に紹介する。
溶解・溶製
溶解炉に原料を投入し、所定の溶解温度に到達したら、フラックスを適宜投入して攪拌を行い、さらに必要に応じてランス等を使用して炉内脱ガスを行った後、鎮静保持して溶湯の表面から滓を分離する。
この溶解・溶製では、所定の合金成分とするため、母合金等再度の原料投入も重要ではあるが、前記フラックス及び滓がアルミニウム合金溶湯中から湯面に浮上分離するまで、鎮静時間を十分に取ることが極めて重要である。鎮静時間は、通常３０分以上取ることが望ましい。
溶解・溶製
溶解炉に原料を投入し、所定の溶解温度に到達したら、フラックスを適宜投入して攪拌を行い、さらに必要に応じてランス等を使用して炉内脱ガスを行った後、鎮静保持して溶湯の表面から滓を分離する。
この溶解・溶製では、所定の合金成分とするため、母合金等再度の原料投入も重要ではあるが、前記フラックス及び滓がアルミニウム合金溶湯中から湯面に浮上分離するまで、鎮静時間を十分に取ることが極めて重要である。鎮静時間は、通常３０分以上取ることが望ましい。
溶解炉で溶製されたアルミニウム合金溶湯は、場合によって保持炉に一端移湯後、鋳造を行なうこともあるが、直接溶解炉から出湯し、鋳造する場合もある。より望ましい鎮静時間は４５分以上である。
必要に応じて、インライン脱ガス、フィルターを通してもよい。
インライン脱ガスは、回転ローターからアルミニウム溶湯中に不活性ガス等を吹き込み、溶湯中の水素ガスを不活性ガスの泡中に拡散させ除去するタイプのものが主流である。不活性ガスとして窒素ガスを使用する場合には、露点を例えば−６０℃以下に管理することが重要である。鋳塊の水素ガス量は、０．２０ｃｃ／１００ｇ以下に低減することが好ましい。
必要に応じて、インライン脱ガス、フィルターを通してもよい。
インライン脱ガスは、回転ローターからアルミニウム溶湯中に不活性ガス等を吹き込み、溶湯中の水素ガスを不活性ガスの泡中に拡散させ除去するタイプのものが主流である。不活性ガスとして窒素ガスを使用する場合には、露点を例えば−６０℃以下に管理することが重要である。鋳塊の水素ガス量は、０．２０ｃｃ／１００ｇ以下に低減することが好ましい。
鋳塊の水素ガス量が多い場合には、鋳塊の最終凝固部にポロシティが発生するおそれがあるため、冷間圧延工程における１パス当たりの圧下率を例えば２０％以上に規制してポロシティを潰しておくことが好ましい。また、鋳塊に過飽和に固溶している水素ガスは、冷間ロールの焼鈍等熱処理条件にもよるが、最終板のプレス成形後であっても、例えばスポット溶接時に析出して、スポットビードに多数のブローホールを発生させる場合もある。このため、より好ましい鋳塊の水素ガス量は、０．１５ｃｃ／１００ｇ以下である。
薄スラブ連続鋳造
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。
スラブの厚み２〜１５ｍｍ
薄スラブ連続鋳造機は、厚み２〜１５ｍｍの薄スラブを連続的に鋳造することが可能である。スラブ厚み２ｍｍ未満の場合には、鋳造が可能な場合であっても、最終板の板厚にもよるが、後述する最終圧延率７０〜９５％を実現することが困難となる。スラブ厚み１５ｍｍを超えると、スラブを直接ロールに巻き取ることが困難となる。このスラブ厚みの範囲であると、スラブの冷却速度は、スラブ厚さ１／４の付近で、４０〜１０００℃／秒程度となるため、Ａｌ−（Ｆｅ・Ｍｎ）−Ｓｉ等の金属間化合物が均一微細に生成する。これらの鋳造凝固時に生成する金属間化合物のうち、最終板において円相当径３μｍ以上のものは、ろう付け加熱時に発現する再結晶組織の再結晶の核生成サイトとして機能する。
薄スラブ連続鋳造機は、厚み２〜１５ｍｍの薄スラブを連続的に鋳造することが可能である。スラブ厚み２ｍｍ未満の場合には、鋳造が可能な場合であっても、最終板の板厚にもよるが、後述する最終圧延率７０〜９５％を実現することが困難となる。スラブ厚み１５ｍｍを超えると、スラブを直接ロールに巻き取ることが困難となる。このスラブ厚みの範囲であると、スラブの冷却速度は、スラブ厚さ１／４の付近で、４０〜１０００℃／秒程度となるため、Ａｌ−（Ｆｅ・Ｍｎ）−Ｓｉ等の金属間化合物が均一微細に生成する。これらの鋳造凝固時に生成する金属間化合物のうち、最終板において円相当径３μｍ以上のものは、ろう付け加熱時に発現する再結晶組織の再結晶の核生成サイトとして機能する。
冷間圧延
薄スラブ連続鋳造機を用いて、スラブを連続的に鋳造し、前記スラブに熱間圧延を施すことなく直接ロールに巻き取った後、冷間圧延を施す。このため、従来の半連続鋳造ＤＣスラブに必要となる面削工程、均質化処理工程、熱間圧延工程を省略することができる。薄スラブを直接巻き取ったロールは、冷延機に通され、通常何パスかの冷間圧延が施される。この際、冷間圧延によって導入される塑性歪により加工硬化が起こるため、必要に応じて、中間焼鈍処理が行なわれる。通常中間焼鈍は軟化処理でもあるので、材料にもよるがバッチ炉に冷延ロールを挿入し、３５０〜４５０℃の温度で、１時間以上の保持を行なってもよい。保持温度が３５０℃よりも低いと、軟化が促進されず、保持温度が４５０℃をこえると、コイル冷却に時間がかかりすぎて、生産性が低下するので、好ましくない。また、中間焼鈍は、連続焼鈍炉によって例えば４００℃〜５００℃の温度で３０秒以内保持してもよい。保持温度が４００℃よりも低いと、軟化が促進されず、保持温度が５００℃をこえても、軟化はそれ以上促進されず、むしろ板に熱歪が生じる可能性が高まるので、好ましくない。
薄スラブ連続鋳造機を用いて、スラブを連続的に鋳造し、前記スラブに熱間圧延を施すことなく直接ロールに巻き取った後、冷間圧延を施す。このため、従来の半連続鋳造ＤＣスラブに必要となる面削工程、均質化処理工程、熱間圧延工程を省略することができる。薄スラブを直接巻き取ったロールは、冷延機に通され、通常何パスかの冷間圧延が施される。この際、冷間圧延によって導入される塑性歪により加工硬化が起こるため、必要に応じて、中間焼鈍処理が行なわれる。通常中間焼鈍は軟化処理でもあるので、材料にもよるがバッチ炉に冷延ロールを挿入し、３５０〜４５０℃の温度で、１時間以上の保持を行なってもよい。保持温度が３５０℃よりも低いと、軟化が促進されず、保持温度が４５０℃をこえると、コイル冷却に時間がかかりすぎて、生産性が低下するので、好ましくない。また、中間焼鈍は、連続焼鈍炉によって例えば４００℃〜５００℃の温度で３０秒以内保持してもよい。保持温度が４００℃よりも低いと、軟化が促進されず、保持温度が５００℃をこえても、軟化はそれ以上促進されず、むしろ板に熱歪が生じる可能性が高まるので、好ましくない。
最終冷延率１５〜５０％
最終冷延率１５〜５０％の冷間圧延を施した後、最終焼鈍を施す。最終冷延率がこの範囲であれば、ろう付け加熱時に生成する平均結晶粒径を５００μｍ以上にして、ろう付け性と耐サグ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。最終冷延率が１５％未満であると、冷間圧延時に蓄積される加工歪量が小さすぎて、最終焼鈍による回復とも相まって、ろう付け加熱時の再結晶化に必要な駆動力が得られず、ろう付け性および耐サグ性が低下する。最終冷延率が５０％を超えると、冷間圧延時に蓄積される加工歪量が大きすぎて、最終焼鈍による回復が遅延していまい、ろう付け加熱時の再結晶化が不十分となり、ろう付け性および耐サグ性が低下する。したがって、最終冷延率は、１５〜５０％の範囲に限定する。
なお、最終焼鈍を施さない冷延まま材の場合、抗張力と０．２％耐力との差が１０ＭＰａ未満となり、形状凍結性が低下するとともに、後述するように、ろう付け性および耐サグ性が低下するため好ましくない。
最終冷延率１５〜５０％の冷間圧延を施した後、最終焼鈍を施す。最終冷延率がこの範囲であれば、ろう付け加熱時に生成する平均結晶粒径を５００μｍ以上にして、ろう付け性と耐サグ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。最終冷延率が１５％未満であると、冷間圧延時に蓄積される加工歪量が小さすぎて、最終焼鈍による回復とも相まって、ろう付け加熱時の再結晶化に必要な駆動力が得られず、ろう付け性および耐サグ性が低下する。最終冷延率が５０％を超えると、冷間圧延時に蓄積される加工歪量が大きすぎて、最終焼鈍による回復が遅延していまい、ろう付け加熱時の再結晶化が不十分となり、ろう付け性および耐サグ性が低下する。したがって、最終冷延率は、１５〜５０％の範囲に限定する。
なお、最終焼鈍を施さない冷延まま材の場合、抗張力と０．２％耐力との差が１０ＭＰａ未満となり、形状凍結性が低下するとともに、後述するように、ろう付け性および耐サグ性が低下するため好ましくない。
最終焼鈍
バッチ焼鈍炉により、保持温度１２０〜２００℃で１〜８時間保持
最終冷間圧延の後に行なわれる最終焼鈍は、焼鈍炉によって保持温度１２０〜２００℃で１〜８時間保持するバッチ処理が好ましい。保持温度が１２０℃未満であると、焼鈍処理中に適度な回復をさせることが困難となり、ろう付け加熱時の再結晶化が遅延してしまい、ろう付け性および耐サグ性が低下する。保持温度が２００℃を超えると、焼鈍処理中に回復が進みすぎて、ろう付け加熱時に生成する再結晶粒の粒径が大きくなりすぎるため、耐サグ性が低下する。
保持時間が１時間未満であると、コイルの実体温度が所定の温度に到達せず焼鈍処理が不十分となるおそれがある。保持時間が８時間を超えると、処理に時間がかかりすぎ、生産性が低下する。
バッチ焼鈍炉により、保持温度１２０〜２００℃で１〜８時間保持
最終冷間圧延の後に行なわれる最終焼鈍は、焼鈍炉によって保持温度１２０〜２００℃で１〜８時間保持するバッチ処理が好ましい。保持温度が１２０℃未満であると、焼鈍処理中に適度な回復をさせることが困難となり、ろう付け加熱時の再結晶化が遅延してしまい、ろう付け性および耐サグ性が低下する。保持温度が２００℃を超えると、焼鈍処理中に回復が進みすぎて、ろう付け加熱時に生成する再結晶粒の粒径が大きくなりすぎるため、耐サグ性が低下する。
保持時間が１時間未満であると、コイルの実体温度が所定の温度に到達せず焼鈍処理が不十分となるおそれがある。保持時間が８時間を超えると、処理に時間がかかりすぎ、生産性が低下する。
連続焼鈍炉により、保持温度１５０〜２７０℃で５〜６０秒保持
最終焼鈍は、焼鈍炉によるバッチ処理であってもよいが、連続焼鈍炉によって１５０〜２７０℃の保持温度で５〜６０秒間保持する連続焼鈍処理がより好ましい。
保持温度が１５０℃未満であると、焼鈍処理中に適度な回復をさせることが困難となり、ろう付け加熱時の再結晶化が遅延してしまい、ろう付け性および耐サグ性が低下する。保持温度が２７０℃を超えると、焼鈍処理中に回復が進みすぎて、ろう付け加熱時に生成する再結晶粒の粒径が大きくなりすぎるため、耐サグ性が低下する。
保持時間が５秒未満であると、コイルの実体温度が所定の温度に到達せず焼鈍処理が不十分となるおそれがある。保持時間が６０秒を超えると、処理に時間がかかりすぎ、生産性が低下する。
最終焼鈍は、焼鈍炉によるバッチ処理であってもよいが、連続焼鈍炉によって１５０〜２７０℃の保持温度で５〜６０秒間保持する連続焼鈍処理がより好ましい。
保持温度が１５０℃未満であると、焼鈍処理中に適度な回復をさせることが困難となり、ろう付け加熱時の再結晶化が遅延してしまい、ろう付け性および耐サグ性が低下する。保持温度が２７０℃を超えると、焼鈍処理中に回復が進みすぎて、ろう付け加熱時に生成する再結晶粒の粒径が大きくなりすぎるため、耐サグ性が低下する。
保持時間が５秒未満であると、コイルの実体温度が所定の温度に到達せず焼鈍処理が不十分となるおそれがある。保持時間が６０秒を超えると、処理に時間がかかりすぎ、生産性が低下する。
いずれにしても、本発明の製造方法において最終焼鈍は必須の工程であり、この最終焼鈍によって金属組織に適度な回復をもたらして、ろう付け加熱時に結晶粒径５００μｍ以上の再結晶粒組織を発現させることができ、ろう付け性と耐サグ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。いずれにしても、本発明において、所定の条件下で最終焼鈍を行うことにより、最終冷間圧延により導入された加工歪を適度に回復させることが可能となり、ろう付け加熱時のろう付け性および耐サグ性が向上する。
以上のような通常の連続鋳造工程および製板工程を経ることにより、ろう付け性と耐サグ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。
以上のような通常の連続鋳造工程および製板工程を経ることにより、ろう付け性と耐サグ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。
薄スラブ連続鋳造シミュレート材（ＳＣＣ材）の作製
表１に示した２３水準の組成（実施例１〜９、比較例１〜１４）に配合された各種インゴット各５ｋｇを＃２０坩堝内に挿入し、この坩堝を小型電気炉で加熱しインゴットを溶解した。次いで、溶湯中にランスを挿入して、Ｎ２ガスを流量１．０Ｌ／ｍｉｎで５分間吹き込んで脱ガス処理を行なった。その後３０分間の鎮静を行なって溶湯表面に浮上した滓を攪拌棒にて除去した。次に坩堝を小型電気炉から取り出して、溶湯を内寸法２００×２００×１６ｍｍの水冷金型に流し込み、薄スラブを作製した。坩堝中の溶湯から採取した各供試材（実施例１〜９、比較例１〜１４）のディスクサンプルは、発光分光分析によって組成分析を行なった。その結果を表１に示す。この薄スラブの両面を３ｍｍずつ面削加工して、厚さ１０ｍｍとした後、均質化処理、熱間圧延を施すことなく、冷間圧延を施して板厚０．１ｍｍ、０．０８３ｍｍ、０．０７１ｍｍ、０．０５９ｍｍ、０．０５５ｍｍの冷延材とし、アニーラーに挿入して、４００℃×２ｈｒｓ保持して中間焼鈍を施した。さらにこれら中間焼鈍材を最終板厚０．０５０ｍｍまで冷間圧延した。この場合の最終冷延率は、それぞれ５０％、４０％、３０％、１５％、１０％であった。
表１に示した２３水準の組成（実施例１〜９、比較例１〜１４）に配合された各種インゴット各５ｋｇを＃２０坩堝内に挿入し、この坩堝を小型電気炉で加熱しインゴットを溶解した。次いで、溶湯中にランスを挿入して、Ｎ２ガスを流量１．０Ｌ／ｍｉｎで５分間吹き込んで脱ガス処理を行なった。その後３０分間の鎮静を行なって溶湯表面に浮上した滓を攪拌棒にて除去した。次に坩堝を小型電気炉から取り出して、溶湯を内寸法２００×２００×１６ｍｍの水冷金型に流し込み、薄スラブを作製した。坩堝中の溶湯から採取した各供試材（実施例１〜９、比較例１〜１４）のディスクサンプルは、発光分光分析によって組成分析を行なった。その結果を表１に示す。この薄スラブの両面を３ｍｍずつ面削加工して、厚さ１０ｍｍとした後、均質化処理、熱間圧延を施すことなく、冷間圧延を施して板厚０．１ｍｍ、０．０８３ｍｍ、０．０７１ｍｍ、０．０５９ｍｍ、０．０５５ｍｍの冷延材とし、アニーラーに挿入して、４００℃×２ｈｒｓ保持して中間焼鈍を施した。さらにこれら中間焼鈍材を最終板厚０．０５０ｍｍまで冷間圧延した。この場合の最終冷延率は、それぞれ５０％、４０％、３０％、１５％、１０％であった。
次にこれら冷延材の一部をアニーラーに挿入して、１５０℃×１ｈｒ保持し、最終焼鈍を施し、その後供試材を取り出して空冷した。このようにして得られた最終板（供試材）を薄スラブ連続鋳造シミュレート材（ＳＣＣ材）として、その化学組成および製板条件を表１，表２に示す。
次に、このようにして得られた最終板（各供試材）について、金属組織の評価を行い、さらに諸特性の測定、評価を行った。
金属組織における第二相粒子数の測定
得られた最終板の圧延方向に平行な縦断面（ＬＴ方向に垂直な断面）を切り出して、熱可塑性樹脂に埋め込んで鏡面研磨し、フッ化水素酸水溶液にてエッチングを施して、金属組織観察を行った。ミクロ金属組織を光学顕微鏡にて写真撮影し（１視野当たりの面積；０．０２６ｍｍ２、各試料８視野撮影）、写真の画像解析を行い、単位面積当たりの円相当径３μｍ以上の第二相粒子数を測定した。画像解析による測定結果を、表３，表４に示す。
金属組織における第二相粒子数の測定
得られた最終板の圧延方向に平行な縦断面（ＬＴ方向に垂直な断面）を切り出して、熱可塑性樹脂に埋め込んで鏡面研磨し、フッ化水素酸水溶液にてエッチングを施して、金属組織観察を行った。ミクロ金属組織を光学顕微鏡にて写真撮影し（１視野当たりの面積；０．０２６ｍｍ２、各試料８視野撮影）、写真の画像解析を行い、単位面積当たりの円相当径３μｍ以上の第二相粒子数を測定した。画像解析による測定結果を、表３，表４に示す。
引張試験による抗張力、０．２％耐力の測定
得られた最終板（各供試材）の特性評価は、引張り試験の抗張力、０．２％耐力によって行った。
具体的には、得られた供試材より、引張り方向が圧延方向に対して平行になるように平行部の幅を１５ｍｍ、標点距離を５０ｍｍの試験片を採取し、引張り速度３ｍｍ／ｍｉｎの条件下で引張り試験を行って、抗張力、０．２％耐力を求めた。なお、これら引張り試験は、各供試材につき各３回（ｎ＝３）行い、各供試材の抗張力、０．２％耐力についてはその平均値（ｎ＝３）で算出した。
最終板において、抗張力が１６０〜２６０ＭＰａであった供試材を強度良好とし、抗張力が１６０ＭＰａ未満であった供試材を強度不足とし、抗張力が２６０ＭＰａを超えた供試材を強度超過とした。
抗張力と０．２％耐力との差が１０〜５０ＭＰａであった供試材を形状凍結性良好とし、抗張力と０．２％耐力との差が１０ＭＰａ未満であった供試材を形状凍結性不良とした。評価結果を表３，表４に示す。
得られた最終板（各供試材）の特性評価は、引張り試験の抗張力、０．２％耐力によって行った。
具体的には、得られた供試材より、引張り方向が圧延方向に対して平行になるように平行部の幅を１５ｍｍ、標点距離を５０ｍｍの試験片を採取し、引張り速度３ｍｍ／ｍｉｎの条件下で引張り試験を行って、抗張力、０．２％耐力を求めた。なお、これら引張り試験は、各供試材につき各３回（ｎ＝３）行い、各供試材の抗張力、０．２％耐力についてはその平均値（ｎ＝３）で算出した。
最終板において、抗張力が１６０〜２６０ＭＰａであった供試材を強度良好とし、抗張力が１６０ＭＰａ未満であった供試材を強度不足とし、抗張力が２６０ＭＰａを超えた供試材を強度超過とした。
抗張力と０．２％耐力との差が１０〜５０ＭＰａであった供試材を形状凍結性良好とし、抗張力と０．２％耐力との差が１０ＭＰａ未満であった供試材を形状凍結性不良とした。評価結果を表３，表４に示す。
耐サグ性の評価試験
得られた最終板（各供試材）について、ろう付けを想定した高温加熱時のサグ量の測定を行った。各供試材について長さ１４０ｍｍ×幅１５ｍｍに切断した試験片を作製した。これらの試験片を鉄鋼製の台から水平に、長さ５０ｍｍ分だけ突き出るように固定し、鉄鋼製の台に固定されたそれぞれの試験片先端の高さを測定した。次に試験片を６００℃×３分間加熱保持した後、室温まで冷却した。鉄鋼製の台に固定されたそれぞれの試験片先端の高さを再度測定し、加熱前、加熱後における試験片先端の高さの差をサグ量（ｍｍ）として算出した。
サグ量が２０ｍｍ未満であった供試材を耐サグ性良好とし、サグ量が２０ｍｍ以上であった供試材を耐サグ性不良とした。評価結果を表３，表４に示す。
得られた最終板（各供試材）について、ろう付けを想定した高温加熱時のサグ量の測定を行った。各供試材について長さ１４０ｍｍ×幅１５ｍｍに切断した試験片を作製した。これらの試験片を鉄鋼製の台から水平に、長さ５０ｍｍ分だけ突き出るように固定し、鉄鋼製の台に固定されたそれぞれの試験片先端の高さを測定した。次に試験片を６００℃×３分間加熱保持した後、室温まで冷却した。鉄鋼製の台に固定されたそれぞれの試験片先端の高さを再度測定し、加熱前、加熱後における試験片先端の高さの差をサグ量（ｍｍ）として算出した。
サグ量が２０ｍｍ未満であった供試材を耐サグ性良好とし、サグ量が２０ｍｍ以上であった供試材を耐サグ性不良とした。評価結果を表３，表４に示す。
ろう付け性の評価試験
得られた最終板（各供試材）について、ろう付け性の評価試験を行った。各供試材について長さ１４０ｍｍ×幅２０ｍｍに切断した試験片を作製した。この試験片を波板形状に成形したコルゲート状フィンを０．２５ｍｍ厚さのブレージングシート（４０４５合金ろう材、８％クラッド率）の上に載置し、６００℃×３分間加熱保持した後、室温まで冷却した。ろう付け後のコルゲート状フィンとブレージングシートを熱可塑性樹脂に埋め込み、鏡面研磨して光学顕微鏡にて観察し写真撮影した。ろう付けされたフィン材の断面のうち最薄部を測定して、これを残存板厚とした。さらに残存板厚／元板厚×１００として、板厚残存率（％）を算出した。
板厚残存率が６０％以上であった供試材をろう付け性良好とし、板厚残存率が６０％未満であった供試材をろう付け性不良とした。評価結果を表３，表４に示す。
なお、全ての実施例、比較例について、Ｍｇは０．０５質量％未満であったため、フラックスとの反応による不具合はなく、広義のろう付け性は良好であった。
得られた最終板（各供試材）について、ろう付け性の評価試験を行った。各供試材について長さ１４０ｍｍ×幅２０ｍｍに切断した試験片を作製した。この試験片を波板形状に成形したコルゲート状フィンを０．２５ｍｍ厚さのブレージングシート（４０４５合金ろう材、８％クラッド率）の上に載置し、６００℃×３分間加熱保持した後、室温まで冷却した。ろう付け後のコルゲート状フィンとブレージングシートを熱可塑性樹脂に埋め込み、鏡面研磨して光学顕微鏡にて観察し写真撮影した。ろう付けされたフィン材の断面のうち最薄部を測定して、これを残存板厚とした。さらに残存板厚／元板厚×１００として、板厚残存率（％）を算出した。
板厚残存率が６０％以上であった供試材をろう付け性良好とし、板厚残存率が６０％未満であった供試材をろう付け性不良とした。評価結果を表３，表４に示す。
なお、全ての実施例、比較例について、Ｍｇは０．０５質量％未満であったため、フラックスとの反応による不具合はなく、広義のろう付け性は良好であった。
各供試材の金属組織評価結果
各供試材の金属組織評価結果を示す表３における実施例１〜９は、本発明の組成範囲内であり、円相当径３μｍ以上の第二相粒子の密度（個/ｍｍ２）は、基準値を満足していた。また、各供試材の金属組織評価結果を示す表４における比較例１〜５も、本発明の組成範囲内であり、円相当径３μｍ以上の第二相粒子の密度（個/ｍｍ２）は、基準値を満足していた。すなわち、具体的には、円相当径３μｍ以上の第二相粒子の密度：７０〜２２０（個/ｍｍ２）の要件を満足していた。
各供試材の金属組織評価結果を示す表３における実施例１〜９は、本発明の組成範囲内であり、円相当径３μｍ以上の第二相粒子の密度（個/ｍｍ２）は、基準値を満足していた。また、各供試材の金属組織評価結果を示す表４における比較例１〜５も、本発明の組成範囲内であり、円相当径３μｍ以上の第二相粒子の密度（個/ｍｍ２）は、基準値を満足していた。すなわち、具体的には、円相当径３μｍ以上の第二相粒子の密度：７０〜２２０（個/ｍｍ２）の要件を満足していた。
比較例６は、Ｍｎ含有量が３．４質量％と高く本発明の組成範囲外であったため、円相当径３μｍ以上の第二相粒子の密度が２４３個／ｍｍ２であり、基準値を満たしていなかった。
比較例７は、Ｍｎ含有量が１．０質量％と低く本発明の組成範囲外であったため、円相当径３μｍ以上の第二相粒子の密度が９個／ｍｍ２であり、基準値を満たしていなかった。
比較例９は、Ｓｉ含有量が０．３質量％と低く本発明の組成範囲外であったため、円相当径３μｍ以上の第二相粒子の密度が６３個／ｍｍ２であり、基準値を満たしていなかった。
比較例１０は、Ｆｅ含有量が１．５質量％と高く本発明の組成範囲外であったため、円相当径３μｍ以上の第二相粒子の密度が２９６個／ｍｍ２であり、基準値を満たしていなかった。
比較例１１は、Ｆｅ含有量が０．２質量％と低く本発明の組成範囲外であったため、円相当径３μｍ以上の第二相粒子の密度が２６個／ｍｍ２であり、基準値を満たしていなかった。
比較例１３は、Ｍｎ含有量が０．８質量％と低く本発明の組成範囲外であったため、円相当径３μｍ以上の第二相粒子の密度が９個／ｍｍ２であり、基準値を満たしていなかった。
比較例７は、Ｍｎ含有量が１．０質量％と低く本発明の組成範囲外であったため、円相当径３μｍ以上の第二相粒子の密度が９個／ｍｍ２であり、基準値を満たしていなかった。
比較例９は、Ｓｉ含有量が０．３質量％と低く本発明の組成範囲外であったため、円相当径３μｍ以上の第二相粒子の密度が６３個／ｍｍ２であり、基準値を満たしていなかった。
比較例１０は、Ｆｅ含有量が１．５質量％と高く本発明の組成範囲外であったため、円相当径３μｍ以上の第二相粒子の密度が２９６個／ｍｍ２であり、基準値を満たしていなかった。
比較例１１は、Ｆｅ含有量が０．２質量％と低く本発明の組成範囲外であったため、円相当径３μｍ以上の第二相粒子の密度が２６個／ｍｍ２であり、基準値を満たしていなかった。
比較例１３は、Ｍｎ含有量が０．８質量％と低く本発明の組成範囲外であったため、円相当径３μｍ以上の第二相粒子の密度が９個／ｍｍ２であり、基準値を満たしていなかった。
比較例８，１２，１４は、本発明の組成範囲外であったが、円相当径３μｍ以上の第二相粒子の密度が７０〜２２０個／ｍｍ２の範囲内であり、基準値を満たしていた。金属顕微鏡で観察される第二相粒子は、金属間化合物の種類が特定されているわけではないので、本発明の組成範囲外の供試材であっても、円相当径３μｍ以上の第二相粒子の密度が７０〜２２０個／ｍｍ２の範囲内となる場合もある。
比較例８は、Ｓｉ含有量が１．７と高く本発明の組成範囲外であったが、円相当径３μｍ以上の第二相粒子の密度が１８７個／ｍｍ２であり、基準値を満たしていた。
比較例１２は、Ｃｕ含有量が０．５と高く本発明の組成範囲外であったが、円相当径３μｍ以上の第二相粒子の密度が８３個／ｍｍ２であり、基準値を満たしていた。
比較例１４は、Ｚｎ含有量が３．３と高く本発明の組成範囲外であったが、円相当径３μｍ以上の第二相粒子の密度が８３個／ｍｍ２であり、基準値を満たしていた。
比較例８は、Ｓｉ含有量が１．７と高く本発明の組成範囲外であったが、円相当径３μｍ以上の第二相粒子の密度が１８７個／ｍｍ２であり、基準値を満たしていた。
比較例１２は、Ｃｕ含有量が０．５と高く本発明の組成範囲外であったが、円相当径３μｍ以上の第二相粒子の密度が８３個／ｍｍ２であり、基準値を満たしていた。
比較例１４は、Ｚｎ含有量が３．３と高く本発明の組成範囲外であったが、円相当径３μｍ以上の第二相粒子の密度が８３個／ｍｍ２であり、基準値を満たしていた。
各供試材の特性評価結果
強度、形状凍結性の評価
供試材の特性評価結果を示す表３における実施例１〜９は、本発明の組成範囲内であり、抗張力、抗張力と０．２％耐力との差（ＵＴＳ−ＹＳ）とも、基準値を満足しており、強度良好（○）、形状凍結性良好（○）であった。すなわち、具体的には、抗張力：１６０〜２６０ＭＰａ、抗張力と０．２％耐力との差（ＵＴＳ−ＹＳ）：１０〜５０Ｐａの基準値を満足していた。
強度、形状凍結性の評価
供試材の特性評価結果を示す表３における実施例１〜９は、本発明の組成範囲内であり、抗張力、抗張力と０．２％耐力との差（ＵＴＳ−ＹＳ）とも、基準値を満足しており、強度良好（○）、形状凍結性良好（○）であった。すなわち、具体的には、抗張力：１６０〜２６０ＭＰａ、抗張力と０．２％耐力との差（ＵＴＳ−ＹＳ）：１０〜５０Ｐａの基準値を満足していた。
供試材の特性評価結果を示す表４における比較例１は、本発明の組成範囲内であったが、最終冷延率１５％の冷延まま材であったため、（ＵＴＳ−ＹＳ）は基準値を満足していたものの、抗張力は１５５ＭＰａであり基準値を満足しておらず、強度不足（×）、形状凍結性良好（○）であった。
比較例２は、本発明の組成範囲内であったが、最終冷延率３０％の冷延まま材であったため、抗張力は基準値を満足していたものの、（ＵＴＳ−ＹＳ）は５ＭＰａであり基準値を満足しておらず、強度良好（○）、形状凍結性不良（×）であった。
比較例３は、本発明の組成範囲内であったが、最終冷延率４０％の冷延まま材であったため、抗張力は基準値を満足していたものの、（ＵＴＳ−ＹＳ）は６ＭＰａであり基準値を満足しておらず、強度良好（○）、形状凍結性不良（×）であった。
比較例４は、本発明の組成範囲内であったが、本発明の規定範囲未満である最終冷延率１０％の冷延焼鈍材であったため、（ＵＴＳ−ＹＳ）は基準値を満足していたものの、抗張力は１５４ＭＰａであり基準値を満足しておらず、強度不足（×）、形状凍結性良好（○）であった。
比較例５は、本発明の組成範囲内であったが、本発明の規定範囲を超える最終冷延率６０％の冷延焼鈍材であったため、（ＵＴＳ−ＹＳ）は基準値を満足していたものの、抗張力は２６５ＭＰａであり基準値を満足しておらず、強度超過（×）、形状凍結性良好（○）であった。
比較例２は、本発明の組成範囲内であったが、最終冷延率３０％の冷延まま材であったため、抗張力は基準値を満足していたものの、（ＵＴＳ−ＹＳ）は５ＭＰａであり基準値を満足しておらず、強度良好（○）、形状凍結性不良（×）であった。
比較例３は、本発明の組成範囲内であったが、最終冷延率４０％の冷延まま材であったため、抗張力は基準値を満足していたものの、（ＵＴＳ−ＹＳ）は６ＭＰａであり基準値を満足しておらず、強度良好（○）、形状凍結性不良（×）であった。
比較例４は、本発明の組成範囲内であったが、本発明の規定範囲未満である最終冷延率１０％の冷延焼鈍材であったため、（ＵＴＳ−ＹＳ）は基準値を満足していたものの、抗張力は１５４ＭＰａであり基準値を満足しておらず、強度不足（×）、形状凍結性良好（○）であった。
比較例５は、本発明の組成範囲内であったが、本発明の規定範囲を超える最終冷延率６０％の冷延焼鈍材であったため、（ＵＴＳ−ＹＳ）は基準値を満足していたものの、抗張力は２６５ＭＰａであり基準値を満足しておらず、強度超過（×）、形状凍結性良好（○）であった。
比較例６〜１４は、本発明の組成範囲外であったが、冷延焼鈍材であったため、抗張力、（ＵＴＳ−ＹＳ）ともに基準値を満足しており、強度良好（○）、形状凍結性良好（○）であった。
耐サグ性、ろう付け性の評価
供試材の特性評価結果を示す表３における実施例１〜９は、本発明の組成範囲内であり、サグ量（ｍｍ）、板厚残存率（％）ともに基準値を満足しており、耐サグ性良好（○）、ろう付け性良好（○）であった。すなわち、具体的には、サグ量：２０ｍｍ未満、板厚残存率：６０％以上の要件を満足していた。
供試材の特性評価結果を示す表３における実施例１〜９は、本発明の組成範囲内であり、サグ量（ｍｍ）、板厚残存率（％）ともに基準値を満足しており、耐サグ性良好（○）、ろう付け性良好（○）であった。すなわち、具体的には、サグ量：２０ｍｍ未満、板厚残存率：６０％以上の要件を満足していた。
供試材の特性評価結果を示す表４における比較例１〜３は、本発明の組成範囲内であったが、最終冷延率１５〜４０％の冷延まま材であったため、サグ量、板厚残存率ともに基準値を満足しておらず、耐サグ性不良（×）、ろう付け性不良（×）であった。冷延まま材では、冷間圧延による加工歪の蓄積によって転位（結晶欠陥）が導入されているため、ろう付け加熱時に溶融したろう材が、集積した転位を通じてフィン材の内部に浸透してしまったと考えられる。
比較例４は、本発明の組成範囲内であったが、本発明の規定範囲未満である最終冷延率１０％の冷延焼鈍材であったため、サグ量、板厚残存率ともに基準値を満足しておらず、耐サグ性不良（×）、ろう付け性不良（×）であった。最終冷延率が１０％であったため、冷間圧延時に蓄積される加工歪量が小さすぎて、最終焼鈍による回復とも相まって、ろう付け加熱時の再結晶化に必要な駆動力が得られず、再結晶組織が得られなかったと考えられる。
比較例５は、本発明の組成範囲内であったが、本発明の規定範囲を超える最終冷延率６０％の冷延焼鈍材であったため、サグ量、板厚残存率ともに基準値を満足しておらず、耐サグ性不良（×）、ろう付け性不良（×）であった。最終冷延率が６０％であったため、冷間圧延時に蓄積される加工歪量が大きすぎて、最終焼鈍による回復が遅延していまい、ろう付け加熱時の再結晶化が不十分であったと考えられる。
比較例５は、本発明の組成範囲内であったが、本発明の規定範囲を超える最終冷延率６０％の冷延焼鈍材であったため、サグ量、板厚残存率ともに基準値を満足しておらず、耐サグ性不良（×）、ろう付け性不良（×）であった。最終冷延率が６０％であったため、冷間圧延時に蓄積される加工歪量が大きすぎて、最終焼鈍による回復が遅延していまい、ろう付け加熱時の再結晶化が不十分であったと考えられる。
比較例６は、Ｍｎ含有量が３．４質量％と高く、本発明の組成範囲外であったため、最終冷延率３０％の冷延焼鈍材であったにも拘らず、板厚残存率は基準値を満足していたが、サグ量は基準値を満足しておらず、耐サグ性不良（×）、ろう付け性良好（○）であった。Ｍｎ含有量が３．４質量％と高かったため、ろう付け加熱の際、再結晶の核生成サイトとなる金属間化合物の存在密度は高かったものの、Ｍｎ系析出物の再結晶阻止作用が強まったことで、再結晶粒の粒径が大きくなりすぎたと考えられる。
比較例７は、Ｍｎ含有量が１．０質量％と低く、本発明の組成範囲外であったため、最終冷延率３０％の冷延焼鈍材であったにも拘らず、サグ量は基準値を満足していたが、板厚残存率は基準値を満足しておらず、耐サグ性良好（○）、ろう付け性不良（×）であった。Ｍｎ含有量が１．０質量％と低かったため、ろう付け加熱の際、再結晶の核生成サイトとなる金属間化合物の存在密度は低かったものの、Ｍｎ系析出物の再結晶阻止作用が弱まったことで、再結晶粒の粒径が小さくなりすぎたと考えられる。
比較例７は、Ｍｎ含有量が１．０質量％と低く、本発明の組成範囲外であったため、最終冷延率３０％の冷延焼鈍材であったにも拘らず、サグ量は基準値を満足していたが、板厚残存率は基準値を満足しておらず、耐サグ性良好（○）、ろう付け性不良（×）であった。Ｍｎ含有量が１．０質量％と低かったため、ろう付け加熱の際、再結晶の核生成サイトとなる金属間化合物の存在密度は低かったものの、Ｍｎ系析出物の再結晶阻止作用が弱まったことで、再結晶粒の粒径が小さくなりすぎたと考えられる。
比較例８は、Ｓｉ含有量が１．７質量％と高く、本発明の組成範囲外であったため、最終冷延率３０％の冷延焼鈍材であったにも拘らず、サグ量、板厚残存率ともに基準値を満足しておらず、耐サグ性不良（×）、ろう付け性不良（×）であった。Ｓｉ含有量が１．７質量％と高かったため、フィン材の固相線温度が低下していたと考えられる。
比較例９は、Ｓｉ含有量が０．３質量％と低く、本発明の組成範囲外であったため、最終冷延率３０％の冷延焼鈍材であったにも拘らず、板厚残存率は基準値を満足していたが、サグ量は基準値を満足しておらず、耐サグ性不良（×）、ろう付け性良好（○）であった。Ｓｉ含有量が０．３質量％と低かったため、フィン材の高温強度が低下していたと考えられる。
比較例９は、Ｓｉ含有量が０．３質量％と低く、本発明の組成範囲外であったため、最終冷延率３０％の冷延焼鈍材であったにも拘らず、板厚残存率は基準値を満足していたが、サグ量は基準値を満足しておらず、耐サグ性不良（×）、ろう付け性良好（○）であった。Ｓｉ含有量が０．３質量％と低かったため、フィン材の高温強度が低下していたと考えられる。
比較例１０は、Ｆｅ含有量が１．５質量％と高く、本発明の組成範囲外であったため、最終冷延率３０％の冷延焼鈍材であったにも拘らず、サグ量は基準値を満足していたが、板厚残存率は基準値を満足しておらず、耐サグ性良好（○）、ろう付け性不良（×）であった。Ｆｅ含有量が１．５質量％と高く、ろう付け加熱の際、再結晶の核生成サイトとなる金属間化合物の存在密度が高すぎて、再結晶粒の粒径が小さくなりすぎたと考えられる。
比較例１１は、Ｆｅ含有量が０．２質量％と低く、本発明の組成範囲外であったため、最終冷延率４０％の冷延焼鈍材であったにも拘らず、板厚残存率は基準値を満足していたが、サグ量は基準値を満足しておらず、耐サグ性不良（×）、ろう付け性良好（○）であった。Ｆｅ含有量が０．２質量％と低く、ろう付け加熱の際、再結晶の核生成サイトとなる金属間化合物の存在密度が低すぎて、再結晶粒の粒径が大きくなりすぎたと考えられる。
比較例１１は、Ｆｅ含有量が０．２質量％と低く、本発明の組成範囲外であったため、最終冷延率４０％の冷延焼鈍材であったにも拘らず、板厚残存率は基準値を満足していたが、サグ量は基準値を満足しておらず、耐サグ性不良（×）、ろう付け性良好（○）であった。Ｆｅ含有量が０．２質量％と低く、ろう付け加熱の際、再結晶の核生成サイトとなる金属間化合物の存在密度が低すぎて、再結晶粒の粒径が大きくなりすぎたと考えられる。
比較例１２は、Ｃｕ含有量が０．５質量％と高く、本発明の組成範囲外であったため、最終冷延率４０％の冷延焼鈍材であったにも拘らず、サグ量は基準値を満足していたが、板厚残存率は基準値を満足しておらず、耐サグ性良好（○）、ろう付け性不良（×）であった。Ｃｕ含有量が０．５質量％と高かったため、フィン材の固相線温度が低下していたと考えられる。
比較例１３は、Ｍｎ含有量が０．８質量％と低く、本発明の組成範囲外であったため、最終冷延率１５％の冷延焼鈍材であったにも拘らず、サグ量は基準値を満足していたが、板厚残存率は基準値を満足しておらず、耐サグ性良好（○）、ろう付け性不良（×）であった。Ｍｎ含有量が０．８質量％と低かったため、ろう付け加熱の際、再結晶の核生成サイトとなる金属間化合物の存在密度は低かったものの、Ｍｎ系析出物の再結晶阻止作用が弱まったことで、再結晶粒の粒径が小さくなりすぎたと考えられる。
比較例１４は、Ｚｎ含有量が３．３質量％と高く、本発明の組成範囲外であったため、最終冷延率３０％の冷延焼鈍材であったにも拘らず、サグ量は基準値を満足していたが、板厚残存率は基準値を満足しておらず、耐サグ性良好（○）、ろう付け性不良（×）であった。Ｚｎ含有量が３．３質量％と高かったため、フィン材の固相線温度が低下していたと考えられる。
比較例１３は、Ｍｎ含有量が０．８質量％と低く、本発明の組成範囲外であったため、最終冷延率１５％の冷延焼鈍材であったにも拘らず、サグ量は基準値を満足していたが、板厚残存率は基準値を満足しておらず、耐サグ性良好（○）、ろう付け性不良（×）であった。Ｍｎ含有量が０．８質量％と低かったため、ろう付け加熱の際、再結晶の核生成サイトとなる金属間化合物の存在密度は低かったものの、Ｍｎ系析出物の再結晶阻止作用が弱まったことで、再結晶粒の粒径が小さくなりすぎたと考えられる。
比較例１４は、Ｚｎ含有量が３．３質量％と高く、本発明の組成範囲外であったため、最終冷延率３０％の冷延焼鈍材であったにも拘らず、サグ量は基準値を満足していたが、板厚残存率は基準値を満足しておらず、耐サグ性良好（○）、ろう付け性不良（×）であった。Ｚｎ含有量が３．３質量％と高かったため、フィン材の固相線温度が低下していたと考えられる。
以上のことから、前記特定の成分組成を有し、且つ上記のような金属組織を有していれば、最終焼鈍板として、抗張力が１６０〜２６０ＭＰａ、（ＵＴＳ−ＹＳ）が１０〜５０ＭＰａなる値を呈する、ろう付け性と耐サグ性に優れた熱交換器用アルミニウム合金フィン材となることがわかる。
Claims (4)
- 質量％で、Ｓｉ：０．６〜１．６％、Ｆｅ：０．５〜１．２％、Ｍｎ：１．２〜２．６％、Ｚｎ：０．４〜３．０％、Ｃｕ：０．２％未満を含み、残部不可避的不純物とＡｌからなり、不純物としてのＭｇを０．０５％未満に限定し、ろう付け加熱前の抗張力が１６０〜２６０ＭＰａであり、ろう付け加熱前の抗張力と０．２％耐力との差が１０〜５０ＭＰａであることを特徴とする、ろう付け性と耐サグ性に優れた熱交換器用アルミニウム合金フィン材。
- さらに、ろう付け加熱前の０．２％耐力が１４０〜２２０ＭＰａであることを特徴とする請求項１に記載のろう付け性と耐サグ性に優れた熱交換器用アルミニウム合金フィン材。
- 金属組織における円相当径３μｍ以上の第二相粒子の密度が７０〜２２０個／ｍｍ２であることを特徴とする請求項１又は請求項２に記載のろう付け性と耐サグ性に優れた熱交換器用アルミニウム合金フィン材。
- 請求項１に記載の成分組成を有するアルミニウム合金溶湯を、薄スラブ連続鋳造機を用いて厚み２〜１５ｍｍのスラブを連続的に鋳造し、前記スラブに熱間圧延を施すことなく直接ロールに巻き取った後、冷間圧延を施し、中間焼鈍を施して、最終冷延率１５〜５０％の冷間圧延を施した後、最終焼鈍を施すことを特徴とする、ろう付け性と耐サグ性に優れた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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