JP2016121393A - 強度、導電性、ろう付性に優れる熱交換器用アルミニウム合金フィン材、該熱交換器用アルミニウム合金フィン材の製造方法および該熱交換器用アルミニウム合金フィン材を備える熱交換器 - Google Patents
強度、導電性、ろう付性に優れる熱交換器用アルミニウム合金フィン材、該熱交換器用アルミニウム合金フィン材の製造方法および該熱交換器用アルミニウム合金フィン材を備える熱交換器 Download PDFInfo
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Abstract
【課題】強度、導電性、ろう付性に優れる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】質量％で、Ｍｎ：１．２〜２．０％、Ｃｕ：０．０５〜０．２０％、Ｓｉ：０．５〜１．３０％、Ｆｅ：０．０５〜０．５％、Ｚｎ：１．０〜３．０％、を含有し、残部がＡｌと不可避不純物からなる組成を有し、所望により、さらに、質量％で、Ｔｉ：０．０１〜０．２０％、Ｃｒ：０．０１〜０．２０％、Ｍｇ：０．０１〜０．２０％のうち、１種または２種以上を含有するアルミニウム合金からなり、ろう付加熱後において、引張強さが１４０ＭＰａ以上、耐力が５０ＭＰａ以上、導電率が４２％ＩＡＣＳ以上、平均結晶粒径が１５０μｍ以上７００μｍ未満、電位が−８００ｍＶ以上−７２０ｍＶ以下である。
【選択図】なし
【解決手段】質量％で、Ｍｎ：１．２〜２．０％、Ｃｕ：０．０５〜０．２０％、Ｓｉ：０．５〜１．３０％、Ｆｅ：０．０５〜０．５％、Ｚｎ：１．０〜３．０％、を含有し、残部がＡｌと不可避不純物からなる組成を有し、所望により、さらに、質量％で、Ｔｉ：０．０１〜０．２０％、Ｃｒ：０．０１〜０．２０％、Ｍｇ：０．０１〜０．２０％のうち、１種または２種以上を含有するアルミニウム合金からなり、ろう付加熱後において、引張強さが１４０ＭＰａ以上、耐力が５０ＭＰａ以上、導電率が４２％ＩＡＣＳ以上、平均結晶粒径が１５０μｍ以上７００μｍ未満、電位が−８００ｍＶ以上−７２０ｍＶ以下である。
【選択図】なし
Description
本発明は、自動車用熱交換器に用いられる強度、導電性、ろう付性に優れるアルミニウム合金フィン材、該熱交換器用アルミニウム合金フィン材の製造方法および該熱交換器用アルミニウム合金フィン材を備える熱交換器に関する。
自動車熱交換器用フィン材には、ろう付後の高強度、高導電率、ろう付性が求められている。しかし、これらの特性がいずれもトレードオフの関係にあるため、従来は全ての特性を満足させることが難しいとされている。過去には、例えば特許文献１や特許文献２において、ろう付後の強度と導電性に優れるフィン材が提案されている。特許文献１や特許文献２で提案されているフィン材は、鋳造時のスラブ冷却速度が例えば数十℃／ｓ以上など非常に速く、溶湯から直接薄板を作製する連続鋳造圧延法（ＣＣ法）を基にした製造方法によって作製されている。
一方で、例えば鋳造時のスラブ冷却速度が１０℃／ｓ以下の半連続鋳造法（ＤＣ法）を用いたフィン材では、鋳造時に連続鋳造ほどの微細な晶出物が得られず、晶出物サイズは１μｍ以上と粗大化しやすい。この場合、材料中に存在する粗大な晶出物がろう付加熱時に再結晶の核生成サイトとなることで結晶粒が微細化しやすく、結晶粒界を起点としたろう侵食が起こり易くなり、ろう付性に劣る。
また、半連続鋳造法では鋳造によって得られた鋳塊を偏析の均質化等を目的に一般的に均質化処理と呼ばれる５００℃前後の高温での熱処理が負荷される。さらに、熱間圧延前に圧延時の変形抵抗の低減やクラックの発生を抑制するため５００℃以上の均熱処理が必須となる。
また、半連続鋳造法では鋳造によって得られた鋳塊を偏析の均質化等を目的に一般的に均質化処理と呼ばれる５００℃前後の高温での熱処理が負荷される。さらに、熱間圧延前に圧延時の変形抵抗の低減やクラックの発生を抑制するため５００℃以上の均熱処理が必須となる。
しかし、ＤＣ法による材料に適用される熱処理により、鋳造時に過飽和に固溶した添加元素の析出が生じるが、熱処理温度が５００℃以上の高温の場合、第二相粒子が粗大化しやすく、強度低下への影響が避けられない。
以上のように最も一般的な鋳造法であるＤＣ法では、高強度、高導電、ろう付性を両立することは難しい。
このような問題に対し、例えば特許文献３では、Ｍｎ、Ｓｉ、Ｆｅの組成比や金属間化合物の種類や分散状態を規定することでＤＣ法でありながらろう付後の高強度と高導電率を達成するフィン材が提案されている。しかし、これらフィン材はろう付後の導電率は４８％ＩＡＣＳ程度と高いものの、ろう付後の強度は１３０ＭＰａ程度に留まっており、十分な特性ではない。
以上のように最も一般的な鋳造法であるＤＣ法では、高強度、高導電、ろう付性を両立することは難しい。
このような問題に対し、例えば特許文献３では、Ｍｎ、Ｓｉ、Ｆｅの組成比や金属間化合物の種類や分散状態を規定することでＤＣ法でありながらろう付後の高強度と高導電率を達成するフィン材が提案されている。しかし、これらフィン材はろう付後の導電率は４８％ＩＡＣＳ程度と高いものの、ろう付後の強度は１３０ＭＰａ程度に留まっており、十分な特性ではない。
本発明は、上記事情を背景としてなされたものであり、ろう付後の導電率は４２％ＩＡＣＳ以上を確保しつつ、更なる強度向上と結晶粒粗大化によるろう付性を向上したアルミニウム合金フィン材および熱交換器を提供することを目的とする。
ここでアルミニウム強化機構として、添加元素による「固溶強化」、熱処理により極微細な多数の硬質粒子を分散させる「析出強化」、結晶粒を微細化させる「結晶粒微細化強化」などが一般的に考えられる。しかし、固溶強化は導電率の低下を招き、結晶粒微細化強化はろう付性の低下を招く問題がある。本発明では強化機構として「析出強化」に着目した。「析出強化」は微細な第二相粒子が転位の強固な障害物となることで強度向上に寄与するとともに、添加元素の固溶度が低下するため比抵抗が減少して導電率が向上する。また、これら微細な第二相粒子は再結晶の核生成サイトとなり難いことや再結晶時の転位や粒界の移動速度を抑制することで再結晶を遅延させて粗大化させる効果もある。
これら析出強化を最大限生かすために理想的な第二相粒子の分散状態を得る目的で半連続鋳造法（ＤＣ法）における製造工程中の「均質化処理」、熱間圧延前の「均熱処理」に着目した。
これら析出強化を最大限生かすために理想的な第二相粒子の分散状態を得る目的で半連続鋳造法（ＤＣ法）における製造工程中の「均質化処理」、熱間圧延前の「均熱処理」に着目した。
つまり、本発明は、材料内の微細金属間化合物の分散状態に着目して、最適化学成分、最適製造工程により、従来にない微細で密な第二相粒子を安定的に存在させることで析出強化による高強度化、固溶量低減による高導電性、微細析出による結晶粒粗大化の両立を高いレベルで達成し、これまで半連続鋳造法において、化学成分の適正化のみでは達成できなかった強度、導電性、ろう付性に優れるフィン材を得るに至ったものである。
すなわち、本発明の熱交換器用アルミニウム合金フィン材のうち、第１の本発明は、質量％で、Ｍｎ：１．２〜２．０％、Ｃｕ：０．０５〜０．２０％、Ｓｉ：０．５〜１．３０％、Ｆｅ：０．０５〜０．５％、Ｚｎ：１．０〜３．０％、を含有し、残部がＡｌと不可避不純物からなる組成を有するアルミニウム合金からなり、ろう付加熱後において、引張強さが１４０ＭＰａ以上、耐力が５０ＭＰａ以上、導電率が４２％ＩＡＣＳ以上、平均結晶粒径が１５０μｍ以上７００μｍ未満、電位が−８００ｍＶ以上−７２０ｍＶ以下であることを特徴とする。
第２の本発明の熱交換器用アルミニウム合金フィン材は、前記第１の本発明において、前記アルミニウム合金が、さらに、質量％で、Ｔｉ：０．０１〜０．２０％、Ｃｒ：０．０１〜０．２０％、Ｍｇ：０．０１〜０．２０％のうち、１種または２種以上を含有することを特徴とする。
第３の本発明の熱交換器用アルミニウム合金フィン材は、前記第１または第２の本発明において、ろう付後の１１５℃における高温強度において、引張強さが９０ＭＰａ以上、耐力が４０ＭＰａ以上であることを特徴とする。
第４の本発明の熱交換器用アルミニウム合金フィン材は、前記第１〜第３の本発明のいずれかにおいて、ろう付前の導電率が４５％ＩＡＣＳ以上であり、ろう付前に円相当径が１．０μｍ以上の晶出物が５．０×１０４個／ｍｍ２未満で且つ０．０１〜０．１０μｍのＡｌ−Ｍｎ系、Ａｌ−Ｍｎ−Ｓｉ系およびＡｌ−Ｆｅ−Ｓｉ系第二相粒子が５．０×１０４個／ｍｍ２以上存在することを特徴とする。
第５の本発明の熱交換器用アルミニウム合金フィン材は、前記第１〜第４の本発明のいずれかにおいて、ろう付加熱後に円相当径が０．０１〜０．１０μｍのＡｌ−Ｍｎ系、Ａｌ−Ｍｎ−Ｓｉ系およびＡｌ−Ｆｅ−Ｓｉ系第二相粒子が１．０×１０４個／ｍｍ２以上存在することを特徴とする。
第６の本発明の熱交換器用アルミニウム合金フィン材は、前記第１〜第５の本発明のいずれかにおいて、板厚が８０μｍ以下であることを特徴とする。
第７の本発明の熱交換器用アルミニウム合金フィン材は、前記第１〜第６の本発明のいずれかにおいて、ろう付加熱に対する再結晶の開始から終了までの温度範囲が３５０℃〜５５０℃であることを特徴とする。
第８の本発明の熱交換器用アルミニウム合金フィン材の製造方法は、前記第１または第２の本発明に記載の組成を有するアルミニウム合金溶湯を半連続鋳造法により鋳造する工程と、前記工程で得られた鋳塊を処理温度３５０℃〜４８０℃、処理時間１〜１０時間で均質化処理する工程と、熱間圧延前に前記均質化処理の温度および処理時間以下で均熱処理を実施する工程とを有することを特徴とする。
第９の本発明の熱交換器は、前記第１〜第７の本発明のいずれかに記載の熱交換器用アルミニウム合金フィン材を備えることを特徴とする。
以下に、本発明で規定する組成等の限定理由について説明する。なお、以下における各成分の含有量はいずれも質量％で示される。
Ｍｎ：１．２〜２．０％
Ｍｎは、Ａｌ−（Ｍｎ、Ｆｅ）−Ｓｉ系金属間化合物を析出させ、分散強化によるろう付後の強度を得るために含有させる。ただし、１．２％未満であると、Ａｌ−（Ｍｎ、Ｆｅ）−Ｓｉ系金属間化合物による分散強化の効果が小さく、所望のろう付後強度が得られない。一方、２．０％を越えるとＭｎの固溶量が大きくなり、所望のろう付後導電性が得られないので熱伝導性に劣る。またＡｌ−（Ｍｎ、Ｆｅ）系の粗大な金属間化合物が増加し、フィン成形時の切断加工性が低下する。なお、同様の理由で下限を１．５％、上限を１．８％とするのが望ましい。
Ｍｎは、Ａｌ−（Ｍｎ、Ｆｅ）−Ｓｉ系金属間化合物を析出させ、分散強化によるろう付後の強度を得るために含有させる。ただし、１．２％未満であると、Ａｌ−（Ｍｎ、Ｆｅ）−Ｓｉ系金属間化合物による分散強化の効果が小さく、所望のろう付後強度が得られない。一方、２．０％を越えるとＭｎの固溶量が大きくなり、所望のろう付後導電性が得られないので熱伝導性に劣る。またＡｌ−（Ｍｎ、Ｆｅ）系の粗大な金属間化合物が増加し、フィン成形時の切断加工性が低下する。なお、同様の理由で下限を１．５％、上限を１．８％とするのが望ましい。
Ｃｕ：０．０５〜０．２０％
Ｃｕは金属間化合物を形成し、分散強化および固溶強化により強度が向上する。ただし、含有量が０．０５％未満であると、分散強化および固溶強化への影響が小さく、強度が向上する効果が小さい。一方、Ｃｕ含有量が、０．２０％を超えるとマトリクスへの固溶度が増加し、ろう付後の導電性が低下して熱伝導性が低下するとともに、フィン単体の耐食性が低下する。なお、同様の理由で下限を０．０６％、上限を０．１５％とするのが望ましい。
Ｃｕは金属間化合物を形成し、分散強化および固溶強化により強度が向上する。ただし、含有量が０．０５％未満であると、分散強化および固溶強化への影響が小さく、強度が向上する効果が小さい。一方、Ｃｕ含有量が、０．２０％を超えるとマトリクスへの固溶度が増加し、ろう付後の導電性が低下して熱伝導性が低下するとともに、フィン単体の耐食性が低下する。なお、同様の理由で下限を０．０６％、上限を０．１５％とするのが望ましい。
Ｓｉ：０．５〜１．３０％
Ｓｉは、Ａｌ−（Ｍｎ、Ｆｅ）−Ｓｉ系金属間化合物を析出させ、分散強化によるろう付後の強度を得るために含有させる。ただし、０．５％未満の含有では、Ａｌ−（Ｍｎ、Ｆｅ）−Ｓｉ系金属間化合物による分散強化の効果が小さく、所望のろう付後強度が得られない。一方、１．３０％を超えて含有するとＳｉの固溶量が大きくなり、所望のろう付後導電性が得られないので熱伝導性に劣る。またＳｉの固溶量が大きくなるため、固相線温度（融点）が低下し、ろう付時に著しいろう侵食が生じやすくなる。なお、同様の理由で下限を０．７％、上限を１．２％とするのが望ましい。
Ｓｉは、Ａｌ−（Ｍｎ、Ｆｅ）−Ｓｉ系金属間化合物を析出させ、分散強化によるろう付後の強度を得るために含有させる。ただし、０．５％未満の含有では、Ａｌ−（Ｍｎ、Ｆｅ）−Ｓｉ系金属間化合物による分散強化の効果が小さく、所望のろう付後強度が得られない。一方、１．３０％を超えて含有するとＳｉの固溶量が大きくなり、所望のろう付後導電性が得られないので熱伝導性に劣る。またＳｉの固溶量が大きくなるため、固相線温度（融点）が低下し、ろう付時に著しいろう侵食が生じやすくなる。なお、同様の理由で下限を０．７％、上限を１．２％とするのが望ましい。
Ｆｅ：０．０５〜０．５％
Ｆｅは、Ａｌ−（Ｍｎ、Ｆｅ）−Ｓｉ系およびＡｌ−（Ｍｎ、Ｆｅ）系金属間化合物を析出させ、分散強化によるろう付後の強度を得るために含有させる。ただし、０．０５％未満の含有では、Ａｌ−（Ｍｎ、Ｆｅ）−Ｓｉ系およびＡｌ−（Ｍｎ、Ｆｅ）系金属間化合物による分散強化の効果が小さく、所望のろう付後強度が得られない。また、相対的にＡｌ−Ｍｎ−Ｓｉ系の微細な金属間化合物の割合が増加し、これらが約６００℃のろう付時に再固溶しやすいため、ろう付後導電性が低下し、熱伝導性が低下する。一方、０．５％を越えて含有すると、鋳造時の晶出物が粗大化し、製造性（圧延性）が低下する。また、金属間化合物が粗大化することでフィン成形時の金型磨耗性が大きく低下する。なお、同様の理由で下限を０．１０％、上限を０．３５％とするのが望ましい。
Ｆｅは、Ａｌ−（Ｍｎ、Ｆｅ）−Ｓｉ系およびＡｌ−（Ｍｎ、Ｆｅ）系金属間化合物を析出させ、分散強化によるろう付後の強度を得るために含有させる。ただし、０．０５％未満の含有では、Ａｌ−（Ｍｎ、Ｆｅ）−Ｓｉ系およびＡｌ−（Ｍｎ、Ｆｅ）系金属間化合物による分散強化の効果が小さく、所望のろう付後強度が得られない。また、相対的にＡｌ−Ｍｎ−Ｓｉ系の微細な金属間化合物の割合が増加し、これらが約６００℃のろう付時に再固溶しやすいため、ろう付後導電性が低下し、熱伝導性が低下する。一方、０．５％を越えて含有すると、鋳造時の晶出物が粗大化し、製造性（圧延性）が低下する。また、金属間化合物が粗大化することでフィン成形時の金型磨耗性が大きく低下する。なお、同様の理由で下限を０．１０％、上限を０．３５％とするのが望ましい。
Ｚｎ：１．０〜３．０％
Ｚｎは、アルミニウム合金の電位を卑にする作用があり、犠牲陽極効果を得るために含有させる。ただし、１．０％未満の含有では、電位が十分に卑とならないため、所望の犠牲陽極効果が得られず、組み合わされるチューブの腐食深さが大きくなる。一方、３．０％を超えて含有すると電位が過剰に卑となり、フィン単体の耐食性が低下する。なお、同様の理由で下限を１．２％、上限を２．２％とするのが望ましい。
Ｚｎは、アルミニウム合金の電位を卑にする作用があり、犠牲陽極効果を得るために含有させる。ただし、１．０％未満の含有では、電位が十分に卑とならないため、所望の犠牲陽極効果が得られず、組み合わされるチューブの腐食深さが大きくなる。一方、３．０％を超えて含有すると電位が過剰に卑となり、フィン単体の耐食性が低下する。なお、同様の理由で下限を１．２％、上限を２．２％とするのが望ましい。
Ｔｉ：０．０１〜０．２０％、Ｃｒ：０．０１〜０．２０％、Ｍｇ：０．０１〜０．２０％のうち、１種または２種以上
Ｔｉ、Ｃｒ、Ｍｇは金属間化合物を形成し、分散強化および固溶強化により強度が向上するので、所望により１種以上を含有する。ただし、それぞれ含有量が下限未満であると、分散強化および固溶強化への影響が小さく、強度が向上する効果が小さい。Ｔｉ、Ｃｒがそれぞれの上限を超えると、鋳造時の晶出物が粗大化し、製造性が低下する。また、Ｍｇは、上限を超えるとろう付性を低下させる。
したがって、それぞれの含有量を上記範囲に定める。なお、同様の理由でＴｉ、Ｃｒ、Ｍｇ：下限０．０３％、上限０．１５％とするのが望ましい。
Ｔｉ、Ｃｒ、Ｍｇは金属間化合物を形成し、分散強化および固溶強化により強度が向上するので、所望により１種以上を含有する。ただし、それぞれ含有量が下限未満であると、分散強化および固溶強化への影響が小さく、強度が向上する効果が小さい。Ｔｉ、Ｃｒがそれぞれの上限を超えると、鋳造時の晶出物が粗大化し、製造性が低下する。また、Ｍｇは、上限を超えるとろう付性を低下させる。
したがって、それぞれの含有量を上記範囲に定める。なお、同様の理由でＴｉ、Ｃｒ、Ｍｇ：下限０．０３％、上限０．１５％とするのが望ましい。
ろう付後の引張強さが１４０ＭＰａ以上
部材の薄肉化に伴い、高強度材が求められている。フィン材のろう付後強度が低いと車載搭載時に熱交換器に負荷される繰り返しの振動や冷却水の膨張、圧縮により、フィン破断が生じやすくなる。このような破断部ではフィンのチューブ膨張、圧縮を抑制する効果が得られず、チューブは太鼓状に膨張して、早期の破断つまり内部冷却水の漏れにつながる。これまでの実績ではフィン板厚が８０μｍ以下となった場合でもろう付後の引張強さ１４０ＭＰａ以上有していれば、市場でのフィン破断を大幅に軽減できることが分かっている。
部材の薄肉化に伴い、高強度材が求められている。フィン材のろう付後強度が低いと車載搭載時に熱交換器に負荷される繰り返しの振動や冷却水の膨張、圧縮により、フィン破断が生じやすくなる。このような破断部ではフィンのチューブ膨張、圧縮を抑制する効果が得られず、チューブは太鼓状に膨張して、早期の破断つまり内部冷却水の漏れにつながる。これまでの実績ではフィン板厚が８０μｍ以下となった場合でもろう付後の引張強さ１４０ＭＰａ以上有していれば、市場でのフィン破断を大幅に軽減できることが分かっている。
ろう付後の耐力が５０ＭＰａ以上
耐力は弾性限度を示しており、ろう付後の耐力が低い場合、車載搭載時の繰り返し振動により、フィン破断に至らなくても、塑性変形を生じて原形を留めず、複数段のフィンが変形する事でコア収縮が生じる。フィン板厚が８０μｍ以下となった場合でもろう付後の耐力５０ＭＰａ以上有していれば、上記影響を軽減できることが分かっている。
耐力は弾性限度を示しており、ろう付後の耐力が低い場合、車載搭載時の繰り返し振動により、フィン破断に至らなくても、塑性変形を生じて原形を留めず、複数段のフィンが変形する事でコア収縮が生じる。フィン板厚が８０μｍ以下となった場合でもろう付後の耐力５０ＭＰａ以上有していれば、上記影響を軽減できることが分かっている。
ろう付後の導電率が４２％ＩＡＣＳ以上
所望の熱伝導性を確保するため、ろう付後の導電率を４２％ＩＡＣＳ以上とする。
所望の熱伝導性を確保するため、ろう付後の導電率を４２％ＩＡＣＳ以上とする。
ろう付後の平均結晶粒径が１５０μｍ以上７００μｍ未満
ろう付後の平均結晶粒径が１５０μｍ未満と細かいと結晶粒界を経路としたろう侵食（エロージョン）が起こりやすく、フィンの座屈を生じやすくなる。一方で平均結晶粒径が粗大で、７００μｍ以上の場合、所謂ホールペッチの関係により、耐力低下への影響が大きくなる。特に薄肉材の場合には、ろう付性と高強度化を考慮した最適結晶粒径範囲とする必要がある。
ろう付後の平均結晶粒径が１５０μｍ未満と細かいと結晶粒界を経路としたろう侵食（エロージョン）が起こりやすく、フィンの座屈を生じやすくなる。一方で平均結晶粒径が粗大で、７００μｍ以上の場合、所謂ホールペッチの関係により、耐力低下への影響が大きくなる。特に薄肉材の場合には、ろう付性と高強度化を考慮した最適結晶粒径範囲とする必要がある。
ろう付後の電位が−８００ｍＶ以上−７２０ｍＶ以下
フィン材の電位が−８００ｍＶ未満の場合、接合される他部材に対して電位が過度に卑（低い）なため、ガルバニック腐食により、フィンの腐食が加速化してしまう。フィンの電位が−７２０ｍＶ超の場合、接合される他部材に対して電位が十分に卑（低い）ではないため、犠牲陽極効果が得られず、例えばチューブ材の腐食が加速してしまう。
フィン材の電位が−８００ｍＶ未満の場合、接合される他部材に対して電位が過度に卑（低い）なため、ガルバニック腐食により、フィンの腐食が加速化してしまう。フィンの電位が−７２０ｍＶ超の場合、接合される他部材に対して電位が十分に卑（低い）ではないため、犠牲陽極効果が得られず、例えばチューブ材の腐食が加速してしまう。
板厚が８０μｍ以下
軽量化達成のため、フィン材の板厚は８０μｍ以下が望ましく、強度向上の効果が顕著になる。下限としては２５μｍである。
軽量化達成のため、フィン材の板厚は８０μｍ以下が望ましく、強度向上の効果が顕著になる。下限としては２５μｍである。
ろう付後の１１５℃における高温強度において、引張強さが９０ＭＰａ以上、耐力が４０ＭＰａ以上
ラジエータ等の熱交換器では市場での使用時に最大１１５℃程度まで上昇する。アルミニウム部材は高温となるほど材料強度は低下するため、実環境では高温での強度レベルも重要となる。仮にろう付後の常温強度が高くても、高温強度が低い場合にはその効果は半減する。
ラジエータ等の熱交換器では市場での使用時に最大１１５℃程度まで上昇する。アルミニウム部材は高温となるほど材料強度は低下するため、実環境では高温での強度レベルも重要となる。仮にろう付後の常温強度が高くても、高温強度が低い場合にはその効果は半減する。
ろう付前の導電率が４５％ＩＡＣＳ（Ｉｎｔｅｒｎａｔｉｏｎａｌ Ａｎｎｅａｌｅｄ Ｃｏｐｐｅｒ Ｓｔａｎｄａｒｄ）以上
本発明における各添加元素の固溶度はろう付前の状態においても高く、約６００℃のろう付に供するとさらに固溶度が増加する。固溶度が高いほど導電性は低下するので、ろう付前のアルミニウム合金フィン材の導電率が４５％ＩＡＣＳ未満であると、所望のろう付後導電性を確保できなくなり、したがって、所望の熱伝導性が確保できなくなる。また、ろう付前導電率が４５％ＩＡＣＳ未満では、各添加元素の析出量が小さいため、各化合物による分散強化の効果が小さく、所望のろう付後強度が得られない。なお、同様の理由で下限を４８％ＩＡＣＳとするのが望ましい。上限としては現実的には５８％ＩＡＣＳである。
本発明における各添加元素の固溶度はろう付前の状態においても高く、約６００℃のろう付に供するとさらに固溶度が増加する。固溶度が高いほど導電性は低下するので、ろう付前のアルミニウム合金フィン材の導電率が４５％ＩＡＣＳ未満であると、所望のろう付後導電性を確保できなくなり、したがって、所望の熱伝導性が確保できなくなる。また、ろう付前導電率が４５％ＩＡＣＳ未満では、各添加元素の析出量が小さいため、各化合物による分散強化の効果が小さく、所望のろう付後強度が得られない。なお、同様の理由で下限を４８％ＩＡＣＳとするのが望ましい。上限としては現実的には５８％ＩＡＣＳである。
ろう付前に円相当径が１．０μｍ以上の晶出物が５．０×１０４個／ｍｍ２未満で且つ０．０１〜０．１０μｍのＡｌ−Ｍｎ系およびＡｌ−Ｍｎ−Ｓｉ系、Ａｌ−Ｆｅ−Ｓｉ系第二相粒子が５．０×１０４個／ｍｍ２以上
ろう付前の金属間化合物の分散状態は主にろう付時の再結晶挙動に大きな影響を及ぼす。円相当径で１．０μｍ以上の粗大な晶出物の存在割合が多いとそれらが再結晶の核生成サイトとなることでろう付時に再結晶が促進され、結晶粒径が微細となる（ろう付性が低下する）。一方で円相当径が０．０１〜０．１０μｍの微細な第二相粒子は再結晶サイトへの転移や亜粒界の集積を抑制するため、再結晶が遅延して、結晶粒が粗大化する（ろう付性が向上する）。
ろう付前の金属間化合物の分散状態は主にろう付時の再結晶挙動に大きな影響を及ぼす。円相当径で１．０μｍ以上の粗大な晶出物の存在割合が多いとそれらが再結晶の核生成サイトとなることでろう付時に再結晶が促進され、結晶粒径が微細となる（ろう付性が低下する）。一方で円相当径が０．０１〜０．１０μｍの微細な第二相粒子は再結晶サイトへの転移や亜粒界の集積を抑制するため、再結晶が遅延して、結晶粒が粗大化する（ろう付性が向上する）。
再結晶温度（３５０〜５５０℃）
ろう付加熱における再結晶温度範囲はフィンのろう付性に大きく影響する。一般的にろう付加熱は６００℃付近の温度範囲で為されるが、常温からの昇温過程において３５０℃以下の低温側では昇温速度が大きく、６００℃に近づく高温側ほど昇温速度は低下する。ここで前者の温度範囲では昇温速度が大きいために、熱交換器の各部材で温度差が生じ、実温度の上がりやすい薄肉のフィンが膨張し、フィンとチューブとの間で熱応力が発生する。さらにこの温度範囲でフィンの再結晶が進むとフィン強度が低下して熱応力に耐えらずに座屈を引き起こしてろう付不良となりやすい問題がある。そこでろう付加熱時の再結晶開始温度を３５０℃以上とすることが望ましい。一方で再結晶の終了温度が５５０℃以上の場合、再結晶時の組織変化と高温クリープの増大によりサグ性が大きく低下する。そこでろう付加熱時の再結晶温度範囲は３５０℃〜５５０℃とするのが望ましい。
なお再結晶の開始温度とはろう付前（素材）に比べて耐力値が２０％以上低下し始める温度であり、終了温度とはろう付加熱後に比べて耐力値が＋２０％以内まで低下し始める温度と定義する。
ろう付加熱における再結晶温度範囲はフィンのろう付性に大きく影響する。一般的にろう付加熱は６００℃付近の温度範囲で為されるが、常温からの昇温過程において３５０℃以下の低温側では昇温速度が大きく、６００℃に近づく高温側ほど昇温速度は低下する。ここで前者の温度範囲では昇温速度が大きいために、熱交換器の各部材で温度差が生じ、実温度の上がりやすい薄肉のフィンが膨張し、フィンとチューブとの間で熱応力が発生する。さらにこの温度範囲でフィンの再結晶が進むとフィン強度が低下して熱応力に耐えらずに座屈を引き起こしてろう付不良となりやすい問題がある。そこでろう付加熱時の再結晶開始温度を３５０℃以上とすることが望ましい。一方で再結晶の終了温度が５５０℃以上の場合、再結晶時の組織変化と高温クリープの増大によりサグ性が大きく低下する。そこでろう付加熱時の再結晶温度範囲は３５０℃〜５５０℃とするのが望ましい。
なお再結晶の開始温度とはろう付前（素材）に比べて耐力値が２０％以上低下し始める温度であり、終了温度とはろう付加熱後に比べて耐力値が＋２０％以内まで低下し始める温度と定義する。
ろう付加熱後に円相当径が０．０１〜０．１０μｍのＡｌ−Ｍｎ系およびＡｌ−Ｍｎ−Ｓｉ系、Ａｌ−Ｆｅ−Ｓｉ系第二相粒子が１．０×１０４個／ｍｍ２以上
ろう付後の金属間化合物の分散状態は、主に材料強度に大きく影響する。円相当径が０．０１〜０．１０μｍの微細な第二相粒子による析出強化が期待できる。
ろう付後の金属間化合物の分散状態は、主に材料強度に大きく影響する。円相当径が０．０１〜０．１０μｍの微細な第二相粒子による析出強化が期待できる。
処理温度３５０℃〜４８０℃、処理時間１〜１０時間で均質化処理
所定条件の処理により、理想とする各金属間化合物の分散状態がマトリクスに均一に得られる。上記範囲より低温あるいは短時間の場合は、均質化処理において十分な析出が進まず、その後の熱処理工程で不均一な析出が進むので好ましくない。また上記範囲より高温側あるいは長時間側では第二相粒子が粗大化し易く、所望の金属間化合物の分散状態を得られない。
所定条件の処理により、理想とする各金属間化合物の分散状態がマトリクスに均一に得られる。上記範囲より低温あるいは短時間の場合は、均質化処理において十分な析出が進まず、その後の熱処理工程で不均一な析出が進むので好ましくない。また上記範囲より高温側あるいは長時間側では第二相粒子が粗大化し易く、所望の金属間化合物の分散状態を得られない。
熱間圧延前の均熱処理を均質化処理の温度および処理時間以下で実施する
所定条件の処理により、理想とする各金属間化合物の分散状態がマトリクスに均一に得られる。その結果、本成分範囲の合金では強度、導電性、ろう付性に優れる特性を達成できる。均熱処理の温度、時間が均質化処理よりも高い、長い場合、均質化処理で得られた金属間化合物の分散状態が、その後の均熱処理の影響によって維持できなくなることが分かった。
所定条件の処理により、理想とする各金属間化合物の分散状態がマトリクスに均一に得られる。その結果、本成分範囲の合金では強度、導電性、ろう付性に優れる特性を達成できる。均熱処理の温度、時間が均質化処理よりも高い、長い場合、均質化処理で得られた金属間化合物の分散状態が、その後の均熱処理の影響によって維持できなくなることが分かった。
以上説明したように、本発明の熱交換器用アルミニウム合金フィン材は、質量％で、Ｍｎ：１．２〜２．０％、Ｃｕ：０．０５〜０．２０％、Ｓｉ：０．５〜１．３０％、Ｆｅ：０．０５〜０．５％、Ｚｎ：１．０〜３．０％、を含有し、残部がＡｌと不可避不純物からなる組成を有するアルミニウム合金からなり、ろう付加熱後の引張強さが１４０ＭＰａ以上、耐力が５０ＭＰａ以上、導電率が４２％ＩＡＣＳ以上、平均結晶粒径が１５０μｍ以上７００μｍ未満、電位が−８００ｍＶ以上−７２０ｍＶ以下であり、半連続鋳造法（ＤＣ法）で作製されるので、強度、導電性、ろう付性に優れる特性を有する。
以下に、本発明の一実施形態を説明する。
本発明のフィン材は、例えば常法により製造することができ、本発明組成に調製してアルミニウム合金を溶製する。該溶製は半連続鋳造法によって行うことができる。得られたアルミニウム合金鋳塊に対しては、所定条件で均質化処理を行う。すなわち、均質化処理条件は、処理温度３５０℃〜４８０℃、処理時間１〜１０時間とする。その後、均熱処理、熱間圧延、冷間圧延などを経て板厚８０μｍ以下で、質別Ｈ１４のフィン材（供試材）を得ることができる。均熱処理は均質化処理の温度および処理時間以下とし、温度３５０〜４８０℃、保持時間１〜１０時間とするのが望ましい。冷間圧延では、７５％以上で冷間圧延を行い、温度３００〜４００℃にて中間焼鈍を行い、その後圧延率２０〜４５％の最終圧延を行うことができる。中間焼鈍は行わないものとしてもよい。
本発明のフィン材は、例えば常法により製造することができ、本発明組成に調製してアルミニウム合金を溶製する。該溶製は半連続鋳造法によって行うことができる。得られたアルミニウム合金鋳塊に対しては、所定条件で均質化処理を行う。すなわち、均質化処理条件は、処理温度３５０℃〜４８０℃、処理時間１〜１０時間とする。その後、均熱処理、熱間圧延、冷間圧延などを経て板厚８０μｍ以下で、質別Ｈ１４のフィン材（供試材）を得ることができる。均熱処理は均質化処理の温度および処理時間以下とし、温度３５０〜４８０℃、保持時間１〜１０時間とするのが望ましい。冷間圧延では、７５％以上で冷間圧延を行い、温度３００〜４００℃にて中間焼鈍を行い、その後圧延率２０〜４５％の最終圧延を行うことができる。中間焼鈍は行わないものとしてもよい。
上記冷間圧延などによって得られるフィン材は、その後、必要に応じてコルゲート加工などを施すことができる。コルゲート加工は、回転する２つの金型の間を通すことによって行うことができ、良好に加工を行うことを可能とし、優れた成形性を示す。
上記で得られたフィン材は、熱交換器の構成部材として、他の構成部材（チューブやヘッダーなど）と組み合わせて、ろう付に供される。なお、ろう付における条件（ろう付温度、雰囲気、フラックスの使用の有無、ろう材の種別など）は特に限定されるものではなく、常法により行うことができる。
上記で作製された熱交換器は、自動車などの用途に使用される。該熱交換器のフィン部は、上記で得られたフィン材を使用しているので、薄肉化されつつも高強度と高熱伝導性を兼ね備えたものとなっている。
上記で作製された熱交換器は、自動車などの用途に使用される。該熱交換器のフィン部は、上記で得られたフィン材を使用しているので、薄肉化されつつも高強度と高熱伝導性を兼ね備えたものとなっている。
以下に、本発明の一実施例を比較例と比較しつつ説明する。
表１に示す組成（残部Ａｌ＋不可避不純物）を有するアルミニウム合金ろう材を、半連続鋳造法により溶解、鋳造した。なお、スラグの冷却速度は、０．５〜３．５℃／秒であった。さらに、得られた鋳塊に対し、表２に示す条件にて均質化処理を行った（昇温速度は、２５〜７５℃／時、冷却速度は、２０〜５０℃／時とした）。その後、表２に示す条件にて均熱処理を行い（昇温速度は、２５〜７５℃／時、冷却速度は、２０〜５０℃／時とした）、熱間圧延、冷間圧延の順に処理を行った。
表１に示す組成（残部Ａｌ＋不可避不純物）を有するアルミニウム合金ろう材を、半連続鋳造法により溶解、鋳造した。なお、スラグの冷却速度は、０．５〜３．５℃／秒であった。さらに、得られた鋳塊に対し、表２に示す条件にて均質化処理を行った（昇温速度は、２５〜７５℃／時、冷却速度は、２０〜５０℃／時とした）。その後、表２に示す条件にて均熱処理を行い（昇温速度は、２５〜７５℃／時、冷却速度は、２０〜５０℃／時とした）、熱間圧延、冷間圧延の順に処理を行った。
冷間圧延工程では７５％以上で冷間圧延を行った後、３５０℃にて６時間の中間焼鈍を行い、その後圧延率４０％の最終圧延を行い、板厚０．０６μｍ、質別Ｈ１４の板材（供試材）を得た。得られた供試材について、下記に示す方法によって、伝導率、円相当径が１．０μｍ以上の晶出物および円相当径が０．０１〜０．１０μｍの第二相粒子の個数密度を算出し、表２に示した。また、下記に示す条件によってろう付相当加熱を行い、加熱後のフィン材について、下記に示す方法によって、引張強度、耐力、伝導率、結晶粒径、電位、高温引張、高温耐力、および、円相当径が０．０１〜０．１０μｍの第二相粒子の個数密度の評価を行った。
（ろう付処理）
室温から６００℃まで平均昇温速度４０℃／分で昇温し、６００℃で３分保持後、１００℃／分の降温速度で降温冷却する熱処理の条件でろう付相当加熱を行った。
室温から６００℃まで平均昇温速度４０℃／分で昇温し、６００℃で３分保持後、１００℃／分の降温速度で降温冷却する熱処理の条件でろう付相当加熱を行った。
（導電率）
ろう付け前およびろう付け後において、ＪＩＳ Ｈ−０５０５記載の導電率測定方法により、ダブルブリッジ式導電率計にて測定した。
ろう付け前およびろう付け後において、ＪＩＳ Ｈ−０５０５記載の導電率測定方法により、ダブルブリッジ式導電率計にて測定した。
（素材の化合物の分布状態）
ろう付前後の供試材について、晶出物（円相当径が１．０μｍ以上）および第二相粒子（円相当径が０．０１〜０．１０μｍ）の個数密度（個／μｍ２）を透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）によって測定した。測定方法は、ろう付前は素材に４００℃×１５秒のソルトバス焼鈍を行って変形ひずみを除去して化合物を観察しやすくした後、通常の方法で機械研磨、および電解研磨によって薄膜を作製し、透過型電子顕微鏡にて晶出物については３０００倍、第二相粒子については３００００倍でそれぞれ写真撮影した。３０００倍は１視野が５０μｍ×５０μｍを計５０視野、３００００倍は１視野が５μｍ×５μｍを計５視野について写真撮影し、画像解析によって分散粒子のサイズおよび個数密度を計測した。
ろう付前後の供試材について、晶出物（円相当径が１．０μｍ以上）および第二相粒子（円相当径が０．０１〜０．１０μｍ）の個数密度（個／μｍ２）を透過型電子顕微鏡（ＴＥＭ）によって測定した。測定方法は、ろう付前は素材に４００℃×１５秒のソルトバス焼鈍を行って変形ひずみを除去して化合物を観察しやすくした後、通常の方法で機械研磨、および電解研磨によって薄膜を作製し、透過型電子顕微鏡にて晶出物については３０００倍、第二相粒子については３００００倍でそれぞれ写真撮影した。３０００倍は１視野が５０μｍ×５０μｍを計５０視野、３００００倍は１視野が５μｍ×５μｍを計５視野について写真撮影し、画像解析によって分散粒子のサイズおよび個数密度を計測した。
（再結晶温度）
ろう付加熱を想定して常温から〜６００℃まで一定の速度１００℃／ｍｉｎで昇温し、各温度に到達後、常温まで冷却した。その後ＪＩＳ５号試験片を作製して引張試験を実施し、耐力を測定した。引張速度は１５ｍｍ／分とした。ろう付前耐力に比べて耐力値が２０％以上低下し始める温度を再結晶開始温度とし、ろう付加熱後耐力に比べて耐力値が＋２０％以内まで低下し始める温度を再結晶終了温度とし、表２に示した。
ろう付加熱を想定して常温から〜６００℃まで一定の速度１００℃／ｍｉｎで昇温し、各温度に到達後、常温まで冷却した。その後ＪＩＳ５号試験片を作製して引張試験を実施し、耐力を測定した。引張速度は１５ｍｍ／分とした。ろう付前耐力に比べて耐力値が２０％以上低下し始める温度を再結晶開始温度とし、ろう付加熱後耐力に比べて耐力値が＋２０％以内まで低下し始める温度を再結晶終了温度とし、表２に示した。
（ろう付後強度）
ろう付相当加熱を行った供試材に、圧延方向と平行にサンプルを切り出してＪＩＳ１３号Ｂ形状の試験片を作製し、常温で引張試験を実施し、引張強さ及び耐力を測定した。引張速度は３ｍｍ／分とした。高温強度も同様に、当該ろう付処理を実施したサンプルを用いて、試験温度１１５℃にて引張試験及び耐力を実施した。高温引張試験時の引張速度は１ｍｍ／分とした。
ろう付相当加熱を行った供試材に、圧延方向と平行にサンプルを切り出してＪＩＳ１３号Ｂ形状の試験片を作製し、常温で引張試験を実施し、引張強さ及び耐力を測定した。引張速度は３ｍｍ／分とした。高温強度も同様に、当該ろう付処理を実施したサンプルを用いて、試験温度１１５℃にて引張試験及び耐力を実施した。高温引張試験時の引張速度は１ｍｍ／分とした。
（自然電位）
ろう付相当熱処理を施したフィン材から電位測定用のサンプルを切り出して５０℃に加熱した５％ＮａＯＨ溶液中に３０秒浸漬、その後、３０％ＨＮＯ３溶液中に６０秒浸漬、さらに水道水、イオン交換水で洗浄し、乾燥させずにそのまま２５℃の５％ＮａＣｌ溶液（酢酸にてｐＨ３に調整）にて６０ｍｉｎ浸漬後の自然電位（参照電極は銀塩化銀電極（飽和））を測定した。
ろう付相当熱処理を施したフィン材から電位測定用のサンプルを切り出して５０℃に加熱した５％ＮａＯＨ溶液中に３０秒浸漬、その後、３０％ＨＮＯ３溶液中に６０秒浸漬、さらに水道水、イオン交換水で洗浄し、乾燥させずにそのまま２５℃の５％ＮａＣｌ溶液（酢酸にてｐＨ３に調整）にて６０ｍｉｎ浸漬後の自然電位（参照電極は銀塩化銀電極（飽和））を測定した。
（結晶粒径）
ろう付相当熱処理を施した供試材について、塩酸、フッ酸、硝酸の混合液にてサンプル表面をエッチングすることで結晶粒を露出させ、撮影された表面結晶粒組織写真を用いて、直線切断法により結晶粒径を測定した。
ろう付相当熱処理を施した供試材について、塩酸、フッ酸、硝酸の混合液にてサンプル表面をエッチングすることで結晶粒を露出させ、撮影された表面結晶粒組織写真を用いて、直線切断法により結晶粒径を測定した。
本発明の実施例は比較例に比べ、いずれも高強度、高伝導率、高ろう付性を示したのに対し、比較例では高強度、高伝導率、及び、高ろう付性のすべてを満たすことはできなかった。なお、比較例２では、フィン材を製造することができず、比較例４では、ろう付相当加熱を行った時に局部的に溶解し、評価できなかった。
以上本発明について上記実施形態および実施例に基づいて説明を行ったが、本発明の範囲を逸脱しない限りは、前記実施形態および前記実施例に適宜の変更を行うことができる。
Claims (9)
- 質量％で、Ｍｎ：１．２〜２．０％、Ｃｕ：０．０５〜０．２０％、Ｓｉ：０．５〜１．３０％、Ｆｅ：０．０５〜０．５％、Ｚｎ：１．０〜３．０％、を含有し、残部がＡｌと不可避不純物からなる組成を有するアルミニウム合金からなり、ろう付加熱後において、引張強さが１４０ＭＰａ以上、耐力が５０ＭＰａ以上、導電率が４２％ＩＡＣＳ以上、平均結晶粒径が１５０μｍ以上７００μｍ未満、電位が−８００ｍＶ以上−７２０ｍＶ以下であることを特徴とする強度、導電性、ろう付性に優れる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が、さらに、質量％で、Ｔｉ：０．０１〜０．２０％、Ｃｒ：０．０１〜０．２０％、Ｍｇ：０．０１〜０．２０％のうち、１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１に記載の強度、導電性、ろう付性に優れる熱交換器用アルミニウム合金フィン材。
- ろう付後の１１５℃における高温強度において、引張強さが９０ＭＰａ以上、耐力が４０ＭＰａ以上であることを特徴とする請求項１または２に記載の強度、導電性、ろう付性に優れる熱交換器用アルミニウム合金フィン材。
- ろう付前の導電率が４５％ＩＡＣＳ以上であり、ろう付前に円相当径が１．０μｍ以上の晶出物が５．０×１０４個／ｍｍ２未満で且つ０．０１〜０．１０μｍのＡｌ−Ｍｎ系、Ａｌ−Ｍｎ−Ｓｉ系およびＡｌ−Ｆｅ−Ｓｉ系第二相粒子が５．０×１０４個／ｍｍ２以上存在することを特徴とする請求項１〜３のいずれか１項に記載の強度、導電性、ろう付性に優れた熱交換器用アルミニウム合金フィン材。
- ろう付加熱後に円相当径が０．０１〜０．１０μｍのＡｌ−Ｍｎ系、Ａｌ−Ｍｎ−Ｓｉ系およびＡｌ−Ｆｅ−Ｓｉ系第二相粒子が１．０×１０４個／ｍｍ２以上存在することを特徴とする請求項１〜４のいずれか１項に記載の強度、導電性、ろう付性に優れた熱交換器用アルミニウム合金フィン材。
- 板厚が８０μｍ以下であることを特徴とする請求項１〜５のいずれか１項に記載の強度、導電性、ろう付性に優れる熱交換器用アルミニウム合金フィン材。
- ろう付加熱に対する再結晶の開始から終了までの温度範囲が３５０℃〜５５０℃であることを特徴とする請求項１〜６のいずれか１項に記載の強度、導電性、ろう付性に優れる熱交換器用アルミニウム合金フィン材。
- 請求項１または２に記載の組成を有するアルミニウム合金溶湯を半連続鋳造法により鋳造する工程と、前記工程で得られた鋳塊を処理温度３５０℃〜４８０℃、処理時間１〜１０時間で均質化処理する工程と、熱間圧延前に前記均質化処理の温度および処理時間以下で均熱処理を実施する工程とを有することを特徴とする、強度、導電性、ろう付性に優れ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１〜７のいずれかに記載の熱交換器用アルミニウム合金フィン材を備えることを特徴とする熱交換器。
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