JP2015505905A - アルミニウムフィン合金およびその製造方法 - Google Patents

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Abstract

本発明は、ろう付け熱交換器内のフィン材料として使用するアルミニウム合金製品、より具体的には、ろう付け後の強度および伝導性が高いフィン材料に関する。本発明は、重量％でＦｅが０．８〜１．２５；Ｓｉが０．８〜１．２５；Ｍｎが０．７０〜１．５０；Ｃｕが０．０５〜０．５０；Ｚｎが２．５以下；その他の元素がそれぞれ０．０５以下であり、かつ合計０．１５以下；および残りがアルミニウムの組成を含むアルミニウム合金フィン材である。本発明はフィン材料の製造方法にも関する。【選択図】図１

Description

本発明は、ろう付け熱交換器内のフィン材料として使用するアルミニウム合金製品、より具体的には、ろう付け後の強度および伝導性が高く、たわみ抵抗性に優れたフィン材料に関する。本発明はこのほか、このようなフィン材料を製造する方法に関する。
自動車用ラジエータの製造には長年、アルミニウム合金が用いられており、このようなラジエータは通常、フィンとチューブを含み、チューブには冷却液が入っている。フィンとチューブは通常、ろう付け作業で接合する。フィン材料は通常、アルミニウム融液に添加する主な合金元素がマンガンである、いわゆる３ＸＸＸシリーズのアルミニウム合金から製造される（米国アルミニウム協会により出版され、２００１年１月に改訂された「Ｉｎｔｅｒｎａｔｉｏｎａｌ Ａｌｌｏｙ Ｄｅｓｉｇｎａｔｉｏｎｓ ａｎｄ Ｃｈｅｍｉｃａｌ Ｃｏｍｐｏｓｉｔｉｏｎ Ｌｉｍｉｔｓ ｆｏｒ Ｗｒｏｕｇｈｔ Ａｌｕｍｉｎｕｍ ａｎｄ Ｗｒｏｕｇｈｔ Ａｌｕｍｉｎｕｍ Ａｌｌｏｙｓ」を参照されたい；この開示は、この参照により本明細書に明確に組み込まれる）。
車両および部品の重量を軽くするという要求を満たすため、フィン材料の改善が常に必要とされている。軽量化を達成するため、様々な特性を最適化する必要がある。このことは主として、熱伝導性およびたわみ抵抗性を損なわずにフィン材料のろう付け後の強度を維持するか、向上させることを意味する。たわみ抵抗性とは、熱交換器ユニットのろう付け時にフィンが潰れる主な原因となる、ろう付けサイクル時の高温クリープに対する抵抗性のことである。熱交換器ユニットの伝熱性能に対しては、当然のことながら熱伝導性が直接影響を及ぼし、ユニットの構造的安定性には他の特性が不可欠である。上に挙げた特性に加えて、フィン材は腐食による劣化を回避しながらチューブに対する犠牲防食効果を示すものでなければならない。フィンが犠牲陽極の役割を果たすようフィンをチューブより電気的に陰性にすることがよく行われている。熱交換器の耐用期間中、この犠牲効果と伝熱性能を維持する必要性とのバランスをとる必要がある。フィンの腐食が速過ぎると、伝熱性能が低下する。
特許文献１（欧州特許出願公開第１９１８３９４号）には熱交換器のフィンとして使用するＡｌ−Ｍｎ箔の製造方法が記載されており、この方法では、次に挙げる組成の範囲内で合金を使用する（以下、組成の値をすべて重量％で表す）：Ｓｉが０．３〜１．５、Ｆｅが０．５以下、Ｃｕが０．３以下、Ｍｎが１．０〜２．０、Ｍｇが０．５以下、Ｚｎが４．０以下、ＩＶｂ族、Ｖｂ族またはＶＩｂ族の元素から各元素０．３以下でこれらの元素の合計が０．５以下、不可避な不純物および残りの部分がアルミニウム。合金は、圧延し、中間焼鈍を施し、再び冷間圧延した後、箔の再結晶を避けるため熱処理を施した双ロール鋳造物であり得る。ろう付け前とろう付け後の強度は報告されているが、導電率については明らかにされていない。
特許文献２（欧州特許出願公開第１６９３４７５号）にはＦｅが１．４〜１．８、Ｓｉが０．８〜１．０、Ｍｎが０．６〜０．９のアルミニウムフィン合金が記載されており、ここでは結晶粒の８０％超が再結晶化されるように表面粒組織が制御されている。この合金は双ロール鋳造法によって連続的に鋳造されたものである。たわみ抵抗性および導電率は優れているが、ろう付け後の強度が１４０ＭＰａ未満であった。微細組織は金属間化合物Ａｌ−Ｆｅ−Ｍｎ−Ｓｉの存在を特徴とするものである。
特許文献３（欧州特許出願公開第２０４８２５２号）にはＳｉが０．７〜１．４、Ｆｅが０．５〜１．４、Ｍｎが０．７〜１．４、Ｚｎが０．５〜２．５、その他の元素が０．０５以下、残りがアルミニウムの組成のアルミニウムフィン合金が記載されており、ここでは板製品は、ろう付け後の最大抗張力（ＵＴＳ）が１３０Ｍｐａ以上、降伏強度（ＹＳ）が４５Ｍｐａ以上、再結晶粒度が５００ｐｍ以上、導電率が４７ＩＡＣＳ以上である。この製品はベルト鋳造ストリップから製造され、鋳造ストリップの厚さは５〜１０ｍｍである。
特許文献４（米国特許出願公開第２００５／０１０６４１０号）には、コア材料がＳｉを０．１０〜１．５０、Ｆｅを０．１０〜０．６０、Ｃｕを１．００以下、Ｍｎを０．７０〜１．８０、Ｍｇを０．４０以下、Ｚｎを０．１０〜３．００、Ｔｉを０．３０以下、Ｚｒを０．３０以下、残りにＡｌおよび不純物を含有する合金からなり、クラッド層がＡｌ−Ｓｉ系合金であるクラッドフィン材料が記載されている。熱伝導性のデータは報告されていない。報告されているろう付け後の強度は１３６ＭＰａまたは１４５ＭＰａであったが、この値を示す実際の合金は明らかにされていない。
特許文献５（米国特許第６，６２０，２６５号）には、主要な合金元素としてＭｎを０．６〜１．８、Ｆｅを１．２〜２．０、Ｓｉを０．６〜１．２含むアルミニウム合金の双ロール鋳造法が記載されており、ここでは鋳造処理量が調節されており、冷間圧延の過程には完全な再結晶化を防ぐよう中間焼鈍の段階が少なくとも２段階含まれている。たわみ抵抗性および伝導性には優れているが、ろう付け後の強度は１４０ＭＰａ未満であった。
特許文献６（米国特許出願公開第２００５／０１５０６４２号）にはＳｉが約０．７〜１．２、Ｆｅが１．９〜２．４、Ｍｎが０．６〜１．０、Ｍｇが約０．５以下、Ｚｎが約２．５以下、Ｔｉが約０．１０以下、Ｉｎが約０．０３以下、残りがアルミニウムおよび不純物の組成を含むアルミニウムフィン材料が記載されている。このフィン材料は連続的に鋳造することが可能であり、導電率が４８％ＩＡＣＳ超、ろう付け後の強度が１２０ＭＰａ超である。ピーク温度から５００℃未満までの冷却速度が７０℃／分の商業規模でのろう付けサイクルの後、ろう付け後の強度は１３０Ｐａまたは１３１Ｐａであった。
特許文献７（米国特許第７，０１８，７２２号）には１つのコアと２つのクラッド層とを含むクラッドフィン材料が記載されており、このコアの組成は広い範囲から選択され、クラッド層はＡｌ−Ｓｉ合金から選択される。この発明は、コア表面のＳｉ濃度（０．８以上）とコア中央部のＳｉ濃度（０．７以下）との間に差が生じるように、コア層のＳｉ含有量を調節することに関するものである。機械的特性データまたは導電率データは報告されていない。
特許文献８（国際公開第０７／０１３３８０号）には、Ｓｉが０．８〜１．４、Ｆｅが０．１５〜０．７、Ｍｎが１．５〜３．０、Ｚｎが０．５〜２．５、残りが不純物およびアルミニウムの組成を含む、フィン材として使用するアルミニウム合金が記載されている。この合金は双ベルト鋳造法によって製造される。ろう付け後の強度レベルには優れているが、導電率は比較的低く、報告されている最大値が４５．８％ＩＡＣＳである。
特許文献９（米国特許第６，５９２，６８８号）にはＦｅを１．２〜１．８、Ｓｉを０．７〜０．９５、Ｍｎを０．３〜０．５、Ｚｎを０．３〜１．２、残りにＡｌを含有する連続鋳造合金が記載されている。ろう付け後の導電率は４９．８％ＩＡＣＳ超、ろう付け後の強度は１２７ＭＰ超であった。１４０ＭＰａを上回るろう付け後の強度を示した例は記載されいない。
特許文献１０（米国特許第６，６５，２９１号）にはフィン材料を製造する工程が記載されており、この工程は、Ｆｅが１．２〜２．４、Ｓｉが０．５〜１．１、Ｍｎが０．３〜０．６、Ｚｎが１．０以下、その他の元素が０．０５未満、残りがＡｌの組成の範囲内にある合金に適用可能なものである。この工程では、鋳造時の冷却速度をきわめて速くするともに冷間圧延および中間焼鈍の条件を調節するよう双ロール鋳造を行う。得られたフィン材料は導電率が４９％ｌＡＣＳ超、ろう付け後の強度が１２７ＭＰａ超であることが報告されている。
特許文献１１（米国特許第６，２３８，４９７号）にはアルミニウムフィン材料を製造する方法が記載されており、この方法はストリップの連続鋳造、任意選択で熱間圧延、次いで冷間圧延、中間焼鈍および追加の冷間圧延を含む。この方法はＦｅが１．６〜２．４、Ｓｉが０．７〜１．１、Ｍｎが０．３〜０．６、Ｚｎが０．３〜２．０、その他の元素が０．０５未満、残りがＡｌの組成の合金に適用可能なものである。得られたフィン材料は導電率が４９％ｌＡＣＳ超、ろう付け後の強度が１２７ＭＰａ超であることが報告されている。
欧州特許出願公開第１９１８３９４号 欧州特許出願公開第１６９３４７５号 欧州特許出願公開第２０４８２５２号 米国特許出願公開第２００５／０１０６４１０号 米国特許第６，６２０，２６５号 米国特許出願公開第２００５／０１５０６４２号 米国特許第７，０１８，７２２号 国際公開第０７／０１３３８０号 米国特許第６，５９２，６８８号 米国特許第６，６５，２９１号 米国特許第６，２３８，４９７号
特性のバランスは参考文献によって異なる。高い熱伝導性が得られる場合もあるが、これはろう付け後の強度を犠牲にするものである。状況がこれと逆の場合もある。
ろう付け後の強度および伝導性が高く、フィンの急速な劣化を回避しながら熱交換器のチューブに対する犠牲防食効果を確実に得るのに十分な耐食性能を有するフィン材料を提供するのが望ましいと考えられる。
本発明の１つの実施形態は、次に挙げる組成（値をすべて重量％で表す）を含むアルミニウムフィン材を提供する：
Ｆｅ ０．８〜１．２５；
Ｓｉ ０．８〜１．２５；
Ｍｎ ０．７〜１．５；
Ｃｕ ０．０５〜０．５；
Ｚｎ 任意選択、２．５以下；
その他の元素が存在する場合、それぞれ０．０５未満、合計０．１５未満；および
残りを構成するアルミニウム。
ろう付け後の実施例３の合金の最大抗張力（ＵＴＳ）に対するＦｅ、ＳｉおよびＣｕの効果を示すグラフである。
「その他の元素」という用語は不純物および微量元素を包含するとともに、産業界に典型的な計画的訓練の結果として存在し得る少量の細粒化添加物（例えば、ＴｉおよびＢ）を包含するものとする。
組成元素は次のような理由で選択されるものである。合金は、過剰な量の固溶強化元素を添加しなくてもろう付け後の強度が高くなるよう設計される。工程ならびに主要な合金化添加物、Ｆｅ、Ｓｉ、ＭｎおよびＣｕの組成の調節が適切なものであれば、最終標準厚さにおいて得られる微細組織は、高密度の微細な鋳放しの金属間粒子を示す。この粒子の大きさは、合金が直接チル（ＤＣ）鋳造物である場合の大きさに比して微細であるが、ろう付けサイクルの間に完全に溶解して固溶体の状態にならない程度の大きさが保たれるものである。これにより、導電率を低下させずに、粒子強化によってろう付け後の強度の増大がもたらされる。
鋳造時に単斜晶系のベータ粒が生じるためにはＦｅとＳｉの含有量を厳密に調節することが必要とされる。このような三元のＡｌ−Ｆｅ−Ｓｉ粒子では、その化学量論組成および結晶格子構造により、ＦｅからＭｎへの置換が起こらない。その結果、鋳造時にはＭｎの大部分が固溶体の状態にとどまり、少量のものが熱間圧延および中間焼鈍時に微細な分散質として沈降する。この微細組織の作用は、ろう付け作業で材料を６００℃まで加熱しても、Ｍｎの固溶体強化作用により材料の強度が保持されるというものである。
その結果、他のＡｌ−Ｆｅ−Ｓｉ金属間にＭｎが組み込まれる状況において、このような比較的低レベルのＭｎでも強化作用が予想以上に強いものとなる。言い換えると、ＦｅとＳｉの含有量が、鋳放し粒が主として立方晶系αのＡｌ−Ｆｅ−Ｓｉとなるレベルであれば、Ｆｅ原子がＭｎに置き換わることが可能であり、得られるろう付け後の強度は、合金中のＭｎレベルが同じであっても低くなる。立方晶系α粒は大きさが比較的大きいため、比較的短いろう付けサイクルでは再溶解して溶液中に溶け込むことができない。
このようにして、Ｍｎの添加量を最適化し有用な特性のバランスを得る。強度を得るのには十分であるが、電気伝導性および熱伝導性には悪影響を及ぼさない量のＭｎ（任意選択でＣｕと組み合わせて）を添加する。
ＦｅおよびＳｉの含有量はともに、０．８〜１．２５重量％になるよう選択する。０．８重量％未満になると、金属間粒子の数が少なすぎ、大きさが小さ過ぎるため、強度が不十分なものになる。１．２５重量％を超えると、フィン材の伝導性が低くなり過ぎる。ベータ相の形成が生じるようＦｅの含有量とＳｉの含有量が厳密に一致するのが理想的であり、両含有量がほぼ等しくなるのが好ましい。ほぼ等しいという表現を用いたのは、当業者には周知のことであるが、金属鋳造時に鋳造組成を毎回のように正確に調節するのは不可能であるからである。ＦｅとＳｉの含有量がともに０．９〜１．１重量％であるのが好ましく、ともに１．０重量％前後であればさらに好ましい。
Ｍｎ含有量は０．７〜１．５重量％になるよう選択する。含有量が０．７重量％未満になると強度が不十分なものになる。含有量が１．５重量％を超えると伝導性が低下する。Ｍｎ含有量が０．７重量％〜１．５重量％であれば、強度に大きな変化はみられず、伝導性はＭｎ含有量が低いほど高くなる。したがって、Ｍｎの好ましい範囲は０．７〜１．０重量％である。
少量のＣｕを添加すると、ろう付け後の強度が増大し、たわみ抵抗性を向上させる大きいパンケーキ状粒子の形成に寄与し得る。Ｃｕが０．５重量％を超えると腐食の問題が生じ得る。このような理由から、Ｃｕ含有量は０．０５〜０．５重量％に設定する。
Ｚｎはアルミニウム系合金の陽極電位に影響を及ぼすことが知られている。Ｚｎを添加すると、アルミニウム合金がさらに電気的に陰性（犠牲的）になる。熱交換器ユニットではフィン材料がチューブ材料の犠牲になることが好ましく、これはチューブ材料自体の組成によって左右される。実際問題として、このことは、フィンの電位がチューブよりも電気的に陰性である限り、一部の製造業者にはＺｎを添加していないフィン合金が必要になることを意味する。これに対して、チューブ材料の自由腐食電位が既に電気的に陰性であれば、フィンにＺｎを添加して電気的に陰性にし、犠牲的にすることが必要な場合がある。 Ｚｎ含有量が高過ぎる場合、例えば２．５重量％を超える場合、フィン材料の自己腐食が低下し、熱交換器ユニットの熱効率が急激に低下する。以上の理由から、Ｚｎは任意選択の元素であるが、２．５重量％以下の量で存在していてもよい。合金の導電率はＺｎの添加によってさらに向上し、合金の導電率が高い方（４８％ＩＡＣＳ超）が望ましい状況では、Ｚｎを０．２５〜２．５重量％の量で添加することができる。
組成および工程を制御することにより、０．０７ｍｍ未満の標準厚さに圧延する場合でも、材料のたわみ抵抗性を大きくすることができる。組み立てた熱交換器を制御雰囲気下でろう付けする場合、フィン材料、チューブ材料およびヘッダ材料が５９５〜６１０℃の範囲の温度に曝される。この温度では、アルミニウム成分がクリープし始める。ろう付けの時間は短くても、使用する材料の標準厚さ厚が薄く温度が超高温であれば、車両用フィン材にはクリープが何らかの問題となる。この高温クリープは「たわみ」とも呼ばれ、材料がこの種のクリープに抵抗する能力はたわみ抵抗性と呼ばれる。フィン材の標準厚さが小さくなるほど、フィン材がろう付け作業時のたわみに抵抗する能力が重要になる。等軸粒組織をもつフィン材料がクリープする傾向が強いのに対して、パンケーキ状の粒組織をもつフィン材料はこれより強いたわみ抵抗性を示す。本発明のＭｎ含有量は、粒組織の再結晶化を遅らせて、等軸粒が形成される傾向を抑えるものである。連続鋳造および最終標準厚さへの圧延後に存在する金属間化合物の微細分布により、粒子が圧延面で成長することは可能であっても、板厚全体にわたって成長することはできない。再結晶を遅らせ、粒子の圧延方向への成長を促進することにより、本発明の合金にパンケーキ状の粒組織と十分なたわみ抵抗性をもたせることが可能になる。
本発明のまた別の特徴は、厚さがわずか０．０５ｍｍのフィン材料に特性のバランスが得られることである。フィン材料は通常、０．０７ｍｍ前後の標準厚さで提供される。その差は小さいものであるが、百分率でみれば０．０２ｍｍの減少は相当なものであり、大きな軽量化がもたらされる。本発明の合金および工程により、比較的高い標準厚さでも所望の結果が得られるが、本発明によるフィン材の標準厚さは０．０７ｍｍ未満、あるいは０．０６ｍｍ未満、あるいは０．０５５ｍｍ未満であってもよい。
このように組成および組織を制御した結果、次のような特性のバランスを示す製品が開発された。６００℃でろう付け後、最大抗張力（ＵＴＳ）が１４０Ｍｐａ以上、導電率が４６％ＩＡＣＳ以上である。
本発明のまた別の実施形態の例では、フィン材を製造する方法が提供される。この方法は、本発明の合金を連続鋳造して４〜１０ｍｍ厚のストリップを形成する段階、任意選択で鋳放しストリップを熱間圧延して１〜５ｍｍ厚の板にする段階、鋳放しストリップまたは熱間圧延した板を冷間圧延して０．０７〜０．２０ｍｍ厚の板にする段階、中間板を３４０〜４５０℃で１〜６時間焼鈍する段階および中間板を冷間圧延して最終標準厚さ（０．０５〜０．１０ｍｍ）にする段階を含む。
熱間圧延を実施する場合、鋳放しストリップが約４００〜５５０℃の温度で熱間圧延工程に入るのが好ましい。ろう付け後の粒子の平均の大きさが１１０μｍを上回る、好ましくは２４０μｍを上回るよう、最終圧延段階の冷間圧延の量を調節することができる。０．０５ｍｍ厚のフィン材では通常、箔の厚さ方向にこのような大きさの粒子が３個存在する。このような「パンケーキ状」の粒子の有用性は、クリープ（またはたわみ）抵抗性において明白である。
鋳造手順において、平均冷却速度が遅過ぎると、鋳造時に形成される金属間粒子が大きくなり過ぎることにより、圧延上の問題が生じる。このほか、金属間化合物が、上記のようにろう付けサイクル時に再溶解することができない立方晶系α型になる。冷却速度が遅いのは一般に、ＤＣ鋳造およびそれに続く均質化である。鋳造時の冷却速度を速くするためには、連続ストリップ鋳造工程を用いるべきである。双ロール鋳造、ベルト鋳造およびブロック鋳造を含めた様々な代替工程が存在する。双ロール鋳造では、平均冷却速度が約１５００℃／秒を超えてはならない。ベルト鋳造およびブロック鋳造はともに、これより低い２５０℃／秒未満、より一般的には２００℃／秒未満の最大平均冷却速度で行うものである。連続鋳造工程では比較的多数の微細な金属間粒子が形成され、冷却速度が速いほど金属間化合物が微細なものになる。金属間化合物の大きさをさらに効率的に制御するのに好ましい代替工程は双ロール鋳造を用いることであり、この鋳造法では、冷却速度が２００℃／秒より速いことが好ましい。
以下の実施例は、実施形態の例を詳細に説明するものとして記載されるものである。以下、添付図面を参照する。 図１はろう付け後の実施例３の合金の最大抗張力（ＵＴＳ）に対するＦｅ、ＳｉおよびＣｕの効果を示すグラフである。
実施例１
表１（値をすべて重量％で表す）に示す組成の合金は、双ロール鋳造により６．０ｍｍの標準厚さにした後、多数の鋳造段階で冷間圧延して０．７８ｍｍにした。０．７８ｍｍ標準厚さの中間板を３５時間の総サイクル時間、最高炉温４２０℃で焼鈍した。この中間焼鈍の後、最終標準厚さ０．０５２ｍｍまで段階的に冷間圧延することによって、板の標準厚さをフィン材まで減少させ、調質Ｈ１８の材料を得た。４種類の合金を作製した。
Figure 2015505905
いずれの場合にも、不純物および微量元素として存在するその他の元素が０．０５未満であり、残りがＡｌであった。
試料ＡおよびＢは本発明による合金であり、試料ＣおよびＤは本発明の範囲外にある合金である。
次いで、最終標準厚さのフィン材を工業における典型的な制御雰囲気でのろう付け条件を模したろう付けサイクルに供した。このろう付けサイクルでは、５７０℃に予熱した制御雰囲気の炉に試料を置き、次いで温度を約１２分間で６００℃に上げ、３分間、６００℃に保った後、炉を５０℃／分で４００℃まで放冷し、その時点より後に試料を取り出し、室温まで放冷した。
この標準厚さの材料について、通常の方法で引張特性を測定し、ろう付け後の導電率をＪＩＳ−Ｎ０５０５に従って測定した。その結果を表２に示す。
Figure 2015505905
本発明による合金、ＡおよびＢは、高いろう付け後強度（１４０ＭＰａ超）と高い導電率（４６％ＩＡＣＳ以上）を兼ね備えていた。
実施例２
Ｚｎ添加を組み入れたまた別の２種類の合金組成を試験した。合金組成を表３に示す（値をすべて重量％で表す）。
Figure 2015505905
いずれの場合にも、不純物および微量元素として存在するその他の元素が０．０５未満であり、残りがＡｌであった。
各試料の合金は双ロール鋳造により６．０ｍｍの標準厚さにした。試料Ｅは中間標準厚さ０．７８ｍｍで熱間圧延後、３５時間の総サイクル時間、最高炉温４２０℃で中間焼鈍し、次いで最終標準厚さ０．０５２ｍｍまで冷間圧延し、調質Ｈ１８の材料を得た。
試料Ｆも調質Ｈ１８で得たが、中間焼鈍は標準厚さ０．３８ｍｍで熱間圧延後に実施し、中間焼鈍の温度および時間は試料Ｅと同じであった。
次いで、最終標準厚さのフィン材を実施例１に記載したものと同じろう付けサイクルに供した。
この標準厚さの材料について、通常の方法で引張特性を測定し、ろう付け後の導電率をＪＩＳ−Ｎ０５０５に従って測定した。その結果を表４に示す。
Figure 2015505905
Ｚｎの添加により導電率が向上したが、強度の低下は全く生じなかった。
実施例３
表５に記載する合金は２５ｍｍ×１５０ｍｍ×２００ｍｍの「ブックモールド」サイズに鋳造したものである。鋳塊を室温から５２５℃まで９時間かけて予熱し、５．５時間浸漬した。次いで、これを熱間圧延により５．８ｍｍの標準厚さにした後、冷間圧延により標準厚さ０．１ｍｍにした。
Figure 2015505905
いずれの場合にも、不純物および微量元素として存在するその他の元素が０．０５未満であり、残りがＡｌであった。
次いで、これらを実施例１および２に記載したものと同じ制御雰囲気でのろう付けサイクルに供し、ろう付け後のＵＴＳについて引張試験を実施した。その特性を表６に示す。
Figure 2015505905
図１は、Ｆｅ＋Ｓｉ含有量が増加すると、ろう付け後のＵＴＳも増大し、同じＦｅ＋Ｓｉ含有量でＣｕ含有量を増やすと、ろう付け後のＵＴＳも増大することを示している。

Claims (10)

  1. 次に挙げる重量％での組成：
    Ｆｅが０．８〜１．２５；
    Ｓｉが０．８〜１．２５；
    Ｍｎが０．７〜１．５；
    Ｃｕが０．０５〜０．５；
    Ｚｎが２．５以下；
    その他の元素がそれぞれ０．０５以下であり、かつ合計０．１５以下；および
    残りがアルミニウム
    を含む、アルミニウム合金フィン材。
  2. 前記Ｓｉの含有量が０．９〜１．１重量％であることを特徴とする、請求項１に記載の製品。
  3. 前記Ｍｎの含有量が０．９〜１．１重量％であることを特徴とする、請求項１または２に記載の製品。
  4. 前記Ｚｎの含有量が０．２５〜２．５重量％であることを特徴とする、請求項１、２または３に記載の製品。
  5. 前記アルミニウム合金フィン材が、６００℃でのろう付け後に１４０ＭＰａ以上の縦方向ＵＴＳと４６％ＩＡＣＳ以上の導電率とを有する、請求項１に記載の製品。
  6. アルミニウム合金フィン材の製造方法であって、
    ａ）次に挙げる重量％の組成：
    Ｆｅが０．８〜１．２５；
    Ｓｉが０．８〜１．２５；
    Ｍｎが０．７０〜１．５０；
    Ｃｕが０．０５〜０．５；
    Ｚｎが２．５以下；
    その他の未満がそれぞれ０．０５以下であり、かつ合計０．１５以下；および
    残りがアルミニウム
    を含むアルミニウム合金融液を連続鋳造する工程と、
    ｂ）前記連続鋳造した板を熱間圧延する工程と、
    ｃ）前記熱間圧延した板を中間焼鈍する工程と、
    ｄ）前記板を冷間圧延して標準箔厚さにする工程と
    を含む方法。
  7. 前記連続鋳造工程ａ）が双ロール鋳造工程であることを特徴とする、請求項７に記載の方法。
  8. 前記標準箔厚さが０．０７ｍｍ未満であることを特徴とする、請求項７または８に記載の方法。
  9. 前記標準箔厚さが０．０６ｍｍ未満であることを特徴とする、請求項７または８に記載の方法。
  10. 前記標準箔厚さが０．０５５ｍｍ未満であることを特徴とする、請求項７または８に記載の方法。
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