JP4804901B2 - 熱交換器及び当該熱交換器用フィン材 - Google Patents

Description

本発明は腐食に対する耐久性に優れた熱交換器及びそれに用いるフィン材に関し、特に、カーエアコン用コンデンサ、エバポレータ、オイルクーラー、ラジエータなどの自動車用途において有用な熱交換器及びそれに用いるフィン材に関する。

アルミニウム合金は軽量で熱伝導性に優れていること、適切な処理により高耐食性が実現できること、ならびに、ブレージングシートを利用したろう付けによって効率的な接合が可能であることから、自動車用などの熱交換器用材料として重用されてきた。しかし、近年、自動車の高性能化或いは環境対応として、より軽量で高耐久性を有するように熱交換器の性能向上が求められており、これに対応できるアルミニウム合金材料技術が要求されている。

例えば、カーエアコンのコンデンサーやエバポレータに代表される熱交換器において、チューブ、フィンなどの薄肉化による軽量化がさらに進められ、また、防食効果の高いクロメートタイプの化成表面処理が環境面の規制により排除される傾向にある。さらに、融雪材の大量使用や大気汚染・酸性雨など腐食を促進する要因も高まっている。

このような自動車用熱交換器の一形態として、ろう材がクラッドされたブレージングシートをコルゲート成形したフィン材と、押出法等によって製造されるチューブとを組み合わせ、ろう付け接合したものが現用されている。このチューブは冷媒などの流体を流通させる目的のものであるから、孔食によるリークが生じると熱交換器として使用するには致命傷となる。チューブの孔食を抑制する有力な防食手法としては、溶射等の方法でチューブ表面にＺｎ濃縮層を形成することによって、電位的に卑な犠牲材の役割をこのＺｎ濃縮層に担わせる方法が一般に採用されている。また、フィンに若干の犠牲効果を持たせるために、Ｚｎ等をフィン材に添加することもチューブの耐食性確保の目的で実施されている。

この他に、フィン自体やチューブとの接合部の腐食によるフィンのはがれや欠落も、熱交換機能を低下させるため問題となる。フィンには実使用時に風や洗浄水流などによる外力も加わる場合があり、腐食がある程度進行した場合においてもフィンが破壊されないようにその強度が保持される必要がある。特にフィンを薄肉化する場合には、フィン自体と接合部の耐久性を確保するための技術的困難性が一層高まる。

チューブからのフィンはがれの防止方法が、下記特許文献１に示されている。この方法は、熱交換器のチューブ表面部、チューブ芯部、フィン及びフィン／チューブ接合部のフィレットの電位を各々Ａ、Ｂ、Ｃ、ＤとしてＡ≦Ｃ≦Ｄ＜Ｂの関係に規定することによって、フィレットの優先腐食を抑制してフィンはがれを防止するものである。チューブとしては、選定された組成のＡｌ−Ｍｎ−Ｃｕ系合金であって表面に２〜８ｇ／ｍ²のＺｎが溶射されたものが用いられ、フィンの皮材としては、Ｃｕ０．１〜０．３重量％及びＭｎ０．１〜０．３重量％を含有するろう材が用いられている。しかしながら、フィンの芯材の結晶等を示す内部組織に関しては、特に技術的な考慮がなされていない。
：特開２００４−１７００６１号公報

特許文献１には、接合部のはがれ同様に熱交換器の機能に悪影響を与える、フィン自体の腐食、特に粒界腐食の危険性の認識、ならびに、その対策に関しては何らの記載もない
。また、工業的なＺｎ溶射では、溶射部位及び処理チャンスによる溶射量のバラツキが生じるので、特許文献１の特許請求の範囲に規定されるＺｎ溶射量である２〜８ｇ／ｍ²を超える１０〜１１ｇ／ｍ²程度もの高溶射量部分が発生する可能性も高い。したがって、このような高Ｚｎ溶射量レベルにおいてさえ問題なく使用できるものでなければ、安定的な製品品質が得られる技術とは言えない。

本発明者らは、チューブへのＺｎ溶射量が多量となると、フィンはがれが発生し易くなるだけでなく、フィン自体の粒界腐食も促進されることを見出した。したがって、Ｚｎ溶射量の現実的なバラツキを許容するためには、フィンの粒界腐食による脆化の影響を受け難くすることが必要となる。

一方、下記特許文献２には、チューブ材へのろう付け接合性と粒界腐食性とに優れたフィン材（クラッドフィン材）、ならびに、これを用いた熱交換器が記載されている。粒界腐食性に関して、ろう付け後のフィン表面及び厚さ中心のＳｉ濃度を制御することによりフィンの耐粒界腐食性が向上できるとしている。この文献に記載される具体的なろう付け方法は必ずしも明確ではないが、４５０℃〜ろう付け温度（約６００℃）まで昇温し、ろうの凝固温度まで冷却する間のろう付け処理時間を１５分以内、好ましくは１０分以内とする方法が記載されている。この文献では、ろう付け前における芯材が繊維組織であり、かつ、ろう付け後の芯材組織の結晶粒が５０〜２５０μｍのフィンが用いられるが、芯材がこのような組織を有することは、フィンがチューブに良好に接合されるために必要な条件であるとしている。
：特開２００４−０８４０６０号公報

特許文献２ではさらに、実施例において、表面Ｚｎ処理した純アルミニウム系チューブとクラッドフィン材とを組み合わせた試験材を用いて腐蝕性等が評価されている。しかしながら、ろう付け後の耐食性に大きく影響する表面Ｚｎ量が特定されていない。また、クラッドフィン材のろう材に、０．１重量％以下のＣｕが含有されることが示されているものの、Ｃｕを含有させる具体的な理由が明確でなく、ろう付け接合部の耐食性に関する考慮はなされていない。

本発明の解決課題は、Ｚｎ濃縮表面を有するチューブとクラッドフィンとの組み合わせによってろう付けされる熱交換器について、フィン接合部及びフィン自体の耐久性ならびに腐食後の強度を確保することである。また、チューブのＺｎ溶射量が高めになった場合でも安定した特性を得ることも併せて解決課題とした。

本発明者らは、腐食環境に曝されてもフィン接合部及びフィン自体の耐久性や腐蝕後の強度に優れた熱交換器を実現するため、チューブ部材と組み合わせるフィン材のろう付け加熱前後の結晶組織についてその制御を種々試みた。これにより、特にフィン自体の粒界腐食を抑制してフィン強度を確保するためには、熱交換器の各部位の成分差やそれによる電位差の制御だけでなく、フィン芯材の結晶組織の制御が重要となることを見出し本発明を完成するに至った。

本発明は請求項１において、Ｍｎ０．５〜１．８重量％及びＺｎ０．５〜３．０重量％を含有し、Ｆｅ０．０５〜０．４重量％、Ｓｉ０．０５〜０．４重量％、Ｃｕ０．０５重量％以下、Ｔｉ０．００５〜０．３重量％及びＢ０．０２重量％以下から選択される１種又は２種以上を選択添加元素又は不純物として更に含有するアルミニウム合金の芯材と、前記芯材の両面に設けられＳｉ６．５〜１３．０重量％及びＣｕ０．１５〜０．６０重量％を含有し、Ｆｅ０．６重量％以下、Ｔｉ０．００５〜０．３重量％、Ｂ０．０２重量％以下及びＢｉ０．３重量％以下から選択される１種又は２種以上を選択添加元素又は不純物として更に含有するＡｌ−Ｓｉ系合金のろう材と、によって構成される３層クラッド材から成るフィン材と；Ｚｎ濃縮表面を有するアルミニウム合金チューブとをろう付けした熱交換器において、
ろう付け後のフィンの長手断面における前記芯材の再結晶粒の平均長さが１００〜１０００μｍであり、かつ、前記長手断面の厚さ方向における前記芯材の再結晶粒の平均個数が３．２個以下であることを特徴とするろう付け加熱後のフィンの耐食性に優れた熱交換器とした。

本発明は請求項２において、ろう付け前の前記長手断面の厚さ方向における前記芯材の母結晶粒の平均個数を３．４個以下とした。また、請求項３では、前記ろう材が、Ｍｎ０．０５〜０．３０重量％を更に含有するようにした。更に請求項４では、前記ろう材のＣｕ含有量を０．４０重量％を超え０．６０重量％以下とし、前記アルミニウム合金チューブのＺｎ濃縮表面におけるＺｎ溶射量を９〜１１ｇ／ｍ ^２ とした。

本発明は請求項５において、請求項１又は２に記載のろう付け加熱後のフィンの耐食性に優れた熱交換器に用いるフィン材であって、Ｍｎ０．５〜１．８重量％及びＺｎ０．５〜３．０重量％を含有し、Ｆｅ０．０５〜０．４重量％、Ｓｉ０．０５〜０．４重量％、Ｃｕ０．０５重量％以下、Ｔｉ０．００５〜０．３重量％及びＢ０．０２重量％以下から選択される１種又は２種以上を選択添加元素又は不純物として更に含有するアルミニウム合金の芯材と、前記芯材の両面に設けられＳｉ６．５〜１３．０重量％及びＣｕ０．１５〜０．６０重量％を含有し、Ｆｅ０．６重量％以下、Ｔｉ０．００５〜０．３重量％、Ｂ０．０２重量％以下及びＢｉ０．３重量％以下から選択される１種又は２種以上を選択添加元素又は不純物として更に含有するＡｌ−Ｓｉ系合金のろう材と、によって構成される３層クラッド材から成り、
当該フィン材の長手断面の厚さ方向における前記芯材の母結晶粒の平均個数が３．４個以下に加工調質されたことを特徴とするろう付け加熱後の耐食性に優れたフィン材とした。
また、請求項６では、前記ろう材が、Ｍｎ０．０５〜０．３０重量％を更に含有するようにした。更に請求項７では、前記ろう材のＣｕ含有量を０．４０重量％を超え０．６０重量％以下とした。

本発明の熱交換器では、フィンのろう材中にＣｕ０．１５〜０．６０重量％、或いは、これに加えてＭｎ０．０５〜０．３０重量％を更に含有させるようにした。チューブ表面からフィレットに拡散してくるＺｎによりフィレットの電位が卑になり過ぎるのを、電位を貴にするＣｕやＭｎの作用によって防止できる。

更に、ろう付け後のフィン長手断面における芯材の再結晶粒の平均長さを１００〜１０００μｍとしたので、結晶粒界を少なくすることにより粒界腐蝕の低減が図られる。また
、ろう付け後のフィン長手断面の厚さ方向における芯材の再結晶粒の平均個数を３．２個以下とした。これにより、フィン長手方向に延びる結晶粒界を少なくすることができ、粒界腐蝕の低減が図られる。

また、ろう付け前のフィン長手断面の厚さ方向における芯材母結晶粒の平均個数を３．４個以下としたことにより、ろう付け後のフィン芯材の結晶粒が粒界腐蝕を受け難くすることができる。

また、このような熱交換器に用いるフィン材として、加工調質によって、フィン長手断面の厚さ方向における芯材母結晶粒の平均個数を３．４個以下としたものとした。これにより、ろう付け後の芯材の結晶粒として粒界腐蝕を受け難いものが得られる。

Ａ．熱交換器用フィン材
まず、本発明に係る熱換器用フィン材について説明する。
本発明に係る熱換器用フィン材は、Ｍｎ０．５〜１．８重量％及びＺｎ０．５〜３．０重量％を含有するアルミニウム合金芯材と、この芯材の両面にクラッドされＳｉ６．５〜１３．０重量％及びＣｕ０．１５〜０．６０重量％を含有するＡｌ−Ｓｉ系合金ろう材で構成された３層クラッド材のブレージングシートから成る。このようなフィン材に代えて
、Ｍｎ０．５〜１．８重量％及びＺｎ０．５〜３．０重量％を含有するアルミニウム合金芯材と、この芯材の両面にクラッドされＳｉ６．５〜１３．０重量％、Ｃｕ０．１５〜０．６０重量％及びＭｎ０．０５〜０．３０重量％を含有するＡｌ−Ｓｉ系合金ろう材で構成された３層クラッド材のブレージングシートから成るようにしてもよい。これらいずれもブレージングシートの厚さは、０．０７〜０．１１ｍｍであるのが好ましい。

芯材中のＭｎはフィンの強度に寄与する成分であり、Ｍｎが０．５重量％未満ではブレージングシートの強度が低下し、フィンに座屈なども発生するため好ましくない。また、Ｍｎが１．８重量％を超えると、鋳造時に粗大な晶出物が形成され均一な金属組織状態が得られないため好ましくない。Ｍｎの含有量は、０．８〜１．６重量％とするのがさらに好ましい。
また、芯材中のＺｎはフィンの電位を卑側に変化させるための元素で、芯材とフィレットやチューブ表面との電位のバランスを整える作用を果たす。Ｚｎが０．５重量％未満ではフィンの電位を卑側に変化させる十分な効果が得られず、３．０重量％を超えるとフィンの自己耐食性が低下するので好ましくない。Ｚｎは０．９〜２．７重量％とするのがさらに好ましい。

ブレージングシートの芯材には、通常のＡｌ合金では不可避的に存在する不純物成分であるＦｅ及びＳｉが含有される。Ｆｅ、Ｓｉの含有量は、いずれも０．０５〜０．４重量％の範囲が好ましい。Ｆｅに関しては結晶粒をより成長させるために、０．２重量％以下であることがさらに好ましい。また、芯材には不純物成分としてのＣｕが、０．０５重量％以下含有されていてもよい。さらに芯材には、鋳塊組織の安定化のためにＡｌ合金に一般的に含有されるＴｉが、０．００５〜０．３重量％含有されていてもよい。同様に、Ｔｉとともに、０．０２重量％までのＢが含有されていてもよい。

ろう材に含有されるＳｉは融点を低下させる作用を有し、良好なろう流れに寄与する。Ｓｉ含有量は、６．５〜１３．０重量％が好ましい。６．５重量％未満では融点低下の十分な効果が得られず、１３．０重量％を超えると加工性の低下を招く。
チューブ材表面のＺｎは、フィンとの接合部のフィレットに拡散濃縮し、フィレットの電位を卑側に変化させ接合部の腐蝕を促進してしまう。ろう材に含有されるＣｕは電位を貴にする作用を有するので、拡散濃縮したＺｎによってフィレットの電位が卑になり過ぎるのを防止する。ろう材中のＣｕ含有量は０．１５〜０．６０重量％とするのが好ましい
。Ｃｕ含有量が０．１５重量％未満では、Ｚｎによってフィレットの電位が卑になり過ぎるのを防止できない。一方、Ｃｕ含有量が０．６０重量％を超えると、フィレットの電位が貴になり過ぎて相対的に電位が卑であるフィンとの電位差が大きくなり、フィンの腐蝕が過大となる。
また、溶射のバラツキなどによって、チューブ表面におけるＺｎ溶射量の多量な、例えば１０〜１１ｇ／ｍ^２程度にも及ぶ部位が発生する場合には、Ｚｎによるフィレット電位の卑側への変化が増加するので、これを防止するためにＣｕ含有量を０．３１〜０．６０重量％とするのが好ましい。
また、本発明のフィン用ブレージングシートのろう材にはＣｕとともにＭｎを添加することができる。ＭｎはＣｕの効果を補完して、Ｚｎの拡散でフィレットの電位が卑になり過ぎるのを抑制する作用を有する。Ｍｎ含有量が０．０５重量％未満では前記抑制作用の顕著な効果が得られず、Ｍｎ含有量が０．３０重量％を超えると、ろう付け時のろうの流動性が低下するため不適当である。

ブレージングシートのろう材は、５〜１５％のクラッド率で芯材の両面に設けられるのが好ましい。この範囲内であれば、フィンとチューブの接合が十分に強固となり、フィンやチューブの組成等の条件とあいまって、適正な電位のフィレットが形成され良好な耐食性が得られる。

ろう材にも不可避的に存在する不純物成分であるＦｅが含有されるが、０．６重量％以下とするのが好ましい。また、ろう材は、鋳塊組織の安定化のためにＡｌ合金に一般的に添加されるＴｉを、０．００５〜０．３重量％含有していてもよい。同様に、Ｔｉとともに０．０２重量％までのＢを含有していてもよい。さらにろう材には、ろうの流動性を向上させる目的で、０．３重量％以下のＢｉが添加されていてもよい。また、Ｓｉ粒子を微細にする目的で、０．１重量％以下のＮａ或いはＳｒを添加することもできる。

本発明のフィン材は以下のように製造される。
まず、ブレージングシートの構成要素となる芯材とろう材の合金スラブをそれぞれ通常の半連続鋳造法で鋳造する。その後、面削や予備熱間圧延などで厚さを調整し所定のクラッド率となるよう組み合わせた芯材とろう材を、熱間圧延でクラッド接合し３層材とする
。この熱間圧延の予備加熱は４００〜５４０℃で０．５〜１５時間保持する条件で行われることが望ましい。なお、芯材の均質化処理は、上記熱間圧延の予備加熱処理の前段階ととして予備加熱段階中で行なわれてもよく、また、４２０〜５６０℃で０．５〜２０時間保持する条件で面削前に予備加熱とは別途行ってもよい。

熱間圧延に続いて圧下率８５〜９７％の冷間圧延、温度３２０〜５００℃、保持時間０
．５〜１０時間の条件で中間焼鈍し、さらに圧下率１０〜６０％の最終冷間圧延を行い所定のフィン板厚及び加工調質状態とする。また、別の実施態様として、熱間圧延後の冷間圧延の途中に中間焼鈍を更に加えた工程、すなわち第一冷間圧延→第一中間焼鈍→第二冷間圧延→最終中間焼鈍→最終冷間圧延の工程としてもよい。この場合、第一冷間圧延と第二冷間圧延の総圧下率は８５〜９７％、第二冷間圧延の圧下率を１５〜８０％、第一中間焼鈍の条件を温度３２０〜５００℃、保持時間０．５〜１０時間とし、最終中間焼鈍の条件を同じく温度３２０〜５００℃、保持時間０．５〜１０時間、更に最終冷間圧延の圧下率１０〜６０％とするのが望ましい。

従来、繊維状組織を呈するフィン材の製造工程では、特許文献２にも記載されるように、フィン材製造時の焼鈍温度を再結晶温度より低い温度とする方式が採用されている。本発明において望ましいフィン材の製造工程では、最終冷間圧延直前の中間焼鈍で完全に再結晶させるとともに、その再結晶粒をできるだけ成長させた状態、具体的にはフィン長手断面の厚さ方向に数個の結晶粒しか存在しない状態として、その後に調質冷間圧延を行なうものである。中間焼鈍時の再結晶粒の成長は、熱間圧延前の均質化或いは予備加熱の条件、熱間圧延条件、中間焼鈍前の冷間圧延の圧下率、及び中間焼鈍条件を適宜選択することにより可能となる。
次に、このようにして成形されたブレージングシートは、さらに所定幅にスリットされ、コルゲート成形されてフィン形状とされる。

Ｂ．熱交換器用チューブ
次に、本発明に係る熱換器用チューブについて説明する。
チューブ材の表面は溶射によってＺｎ濃縮表面とするのが好ましいが、化学的なめっき法等の方法を用いてもよい。また、Ｚｎ濃縮の程度は、溶射などの表面付着量として３〜１１ｇ／ｍ^２の範囲が好ましい。なお、チューブ表面のＺｎ濃度が高過ぎると、Ｚｎがフィレットに拡散濃縮して接合部腐食を促進するだけでなく、フィンの芯材結晶粒界へのろう成分の進入とＳｉの粒界析出を助長しフィンの粒界腐食感受性を高めることになる。
なお、用いるチューブ材の基材合金は、純アルミニウム系、Ａｌ−Ｍｎ系、Ａｌ−Ｍｎ−Ｃｕ系などから選択できる。チューブは押出しにより製造される扁平形状で、内部に多穴流路を有するものが好適に用いられ、その表面に連続的に溶射によるＺｎ濃縮層が形成される。

また、チューブのＺｎ濃縮表面の形成方法として、クラッドにより表面にＺｎ０．７〜３％を含有するアルミニウム合金（例えば７０７２合金など）の犠牲材層を形成する方法を用いてもよい。これは、クラッド板を成形してチューブ状とするタイプのもの、あるいはクラッド押出し法によってチューブ状とするタイプのいずれを採用してもよい。

Ｃ．熱交換器
最後に、本発明に係る熱交換器について説明する。
本発明に係る熱交換器は、上記のようにして成形したフィン材を、これまた上記のようにして成形したチューブ及び他の部材と組み合わせ、これらをろう付けして製造される。
ろう付け方法としては、フラックスを用いるノコロックブレージング法が好適に用いられる。ろう付け操作における、４００℃からろう付け温度に達してろう凝固が終了するに至るまでの加熱工程と冷却工程に要する時間は、特に限定されるものではないが、７〜４０分が好適である。ただし、特に短時間処理のために、加熱工程における昇温速度を１５０℃／分以上とすると、ろう付け後のフィンの芯材結晶粒が微細になり、腐食後のフィン強度がかえって低下することになるので好ましくない。

このようにしてろう付けされたフィンの結晶組織は、以下の特徴を有する。
ろう付後のフィン長手断面において、フィン腐食後の強度確保のために芯材再結晶粒の平均長さが１００〜１０００μｍとするものである。フィン腐食は主に粒界腐食によって進行するが、再結晶粒の平均長さが１００μｍ未満では、フィン全体として存在する結晶粒界が多くなるのでフィン表面から容易に侵食されてしまい、腐食後の強度低下が顕著となるので不適当である。また、再結晶粒の平均長さが実質的に１０００μｍを超える均一な組織状態を工業的に安定して形成するのは困難である。

なお、ろう付け後における上記芯材再結晶粒の平均長さは、アルミニウム合金の結晶粒観察として一般的に行なわれるバーカー法によってフィン長手断面を光学顕微鏡観察し、観察長１００００μｍをその範囲に存在する芯材再結晶粒で除した値とした。ここで、フィン長手断面とは、ブレージングシートを成形する際の圧延方向をフィン長手方向とし、この方向に沿った断面を意味する。

フィン腐食後の強度確保のためには、ろう付後のフィンにおいてその長手断面の厚さ方向における芯材再結晶粒の平均個数が３．２個以下であることが更に必要である。厚さ方向に３．２個を超える数の再結晶粒が存在する結晶組織では、フィン長手方向に延びる結晶粒界が多くなるので、フィレットに集まった溶融ろうから成分の粒界浸入が広範囲に及び、Ｓｉの粒界拡散が助長され、これによって粒界腐食が促進される。また、厚さ方向に存在する結晶粒数が３．２個を超えると、粒界腐食が進行する過程において、多く存在する粒界３重点で特に腐食が進行したり、腐食粒界同士の離間距離が短いためこれらが合体したり、或いは、微細な結晶粒ごとに脱落又は溶解してより大きな空洞が形成されることにより極端な脆化が生じることになる。ろう付後のフィン長手断面の厚さ方向における芯材再結晶粒の平均個数が３．２個以下、好ましくは２．４個以下であると、粒界腐食の程度が軽微で腐食粒界同士が合体するようなことがなく、腐食後のフィン強度が確保される。
厚さ方向の芯材再結晶粒の平均個数は、フィン長手断面で観察長１００００μｍを５０等分するよう厚さ方向に沿って線分を引きその線分が通る結晶粒の個数を平均したものとした。

上記のような、ろう付け後の結晶粒組織が制御されたフィンを得るためには、ろう付前の長手断面の厚さ方向における芯材母結晶粒の平均個数が３．４個以下であるフィンを用いるのが好ましい。このようなフィンはろう付け前の状態において実質的に加工調質のもので、バーカー法による光顕観察において、厚さ方向に母結晶が数個存在する結晶組織のもの、或いは、部位により一つの母結晶が全厚を占めている結晶組織のものであり、いわゆる繊維状の組織を呈さないものである。この母結晶は、工程中の最後の再結晶機会に形成された結晶が、加工により歪を内包した状態で、一部加工帯による分断を受けているものである。この点で、母結晶粒は再結晶粒のようにほとんど歪を含まない一つの結晶とはいえないが、この母結晶中では大部分の面積が元の結晶粒で規定された結晶方位に近い範囲にあるため、バーカー法の偏光観察で同じ色調の領域として認識される。ろう付け時に、上記のような結晶組織において、Ｍｎを含む微細な析出物や固溶Ｍｎなどによって全く新しい結晶粒ができるための核形成が抑制されると、母結晶の旧粒界に接する等の成長に有利な条件下にある少数の亜結晶がそのまま成長するか、或いは、母結晶内の歪が連続的に回復するかして、母結晶粒の厚みと同程度の厚さを有し長手方向にも延びた再結晶粒が形成するものと考えられる。

フィン長手断面の厚さ方向における芯材母結晶粒の平均個数が３．４個を超える結晶組織の場合には、一つの母結晶が長手方向で短く分断されて別の結晶粒となるので、ろう付け後に上記のような所望の結晶組織が得られない。芯材母結晶粒の上記厚さ方向の平均個数は３．４個以下、好ましくは２．４個以下であれば、ろう付け後において、フィン長手断面における芯材再結晶粒の平均長さが１００〜１０００μｍであり、フィン長手断面の厚さ方向における芯材再結晶粒の平均個数が３．２個以下となる結晶組織が得られる。
なお、上記厚さ方向の母結晶粒の平均個数は、前述のろう付け後における再結晶粒の平均個数と同様の方法で測定したものである。

以下、本発明の実施例と比較例について説明する。

通常の半連続鋳造により表１に示す合金のスラブを鋳造した。Ｃ１〜Ｃ８はフィンのブレージングシートの芯材となる合金でＣ１〜Ｃ４が本発明に用いられる合金である。また、Ｓ１〜Ｓ１０はブレージングシートのろう材となる合金で、Ｓ１〜Ｓ４及びＳ７〜Ｓ９が本発明に用いられる合金である。

表２に示す組み合わせによるブレージングシートを、以下のようにして作製した。面削した芯材スラブと予備熱間圧延したろう材とを、所望のクラッド率となるような厚さ比率で総厚さが約５５０ｍｍとなるように組合せて重ねた。これを表３に示す条件の予備加熱の後に、熱間圧延してクラッド接合した。更に、表３の冷間圧延及び中間焼鈍条件によってフィンとなるブレージングシートを得た。表３の工程Ｂの予備加熱段階では前段階として５００℃で２時間の均質化処理が実施されており、工程Ｆの予備加熱段階では前段階として５７０℃で５時間の均質化処理が実施されており、これらの予備加熱段階は均質化処理を含む二段加熱方式を採用した。

このようにして作成したブレージングシートを、図１に示すように、フィン高さ８ｍｍ
、フィンピッチ２．５ｍｍ、フィン山数が上下各４山の全８山にコルゲート成形してフィン１を作製した。
一方、幅１６ｍｍで厚さ２ｍｍのＡｌ‐０．３％Ｃｕ合金から成るチューブ基材の表面に、溶射量６〜８ｇ／ｍ^２又は９〜１１ｇ／ｍ^２でＺｎをスプレー溶射して、図１に示す２本のチューブ２を作製した。

上記のようにして作製したフィン１の上部４山を一方のチューブ２に、下部４山を他方のチューブ２に、通常のＮＢろう付け方法を用いてろう付けして熱交換器を模したろう付け試料を作製した。ろう付けの加熱条件は、６００℃で保持時間を３分とした。４００℃からろう付け温度までの昇温時間、６００℃での保持時間、ならびに、ろう凝固温度までの冷却時間の合計時間は１８分とした。この際の４００℃から５５０℃の平均昇温速度は約４０℃／分であった。

ろう付け後は、まずフィン接合率を以下のようにして評価した。山数が上下各５０山（全１００山）のフィンを各山部においてチューブに接合し、次いで、これらの接合を機械的に剥がし、接合痕が存在していたものを良好な接合とし、これら良好な接合を示す山数の全山数（１００山）に対する割合をフィン接合率とした。

次いで、腐食試験として塩酸浸漬腐食試験とＳＷＡＡＴ試験を実施した。塩酸浸漬腐食試験は、２．５Ｖｏｌ％ＨＣｌ水溶液に２時間浸漬した。ＳＷＡＡＴ試験は、ｐＨ２．８〜３．０の人工海水を４９℃で３０分間スプレーし、次いで、４９℃で９８％以上の相対湿度下に９０分間曝すサイクルを、３６０サイクル（全７２０時間）繰返した。
腐食後は、まずフィンの接合率を上述のろう付け後の接合率と同様にして測定した。次いで、図１に示すように、上方チューブ２をＤ１で示される方向に、下方チューブ２をＤ１とは反対方向のＤ２で示される方向に引張治具３によって引っ張ることによりフィン破壊荷重を測定した。フィン破壊荷重は、フィン及び接合部が腐蝕による損傷を受けていない場合に高い値を示し、どちらかが顕著な腐食による損傷を受けていれば低い値を示す。
ろう付け前後のフィンの特性と、ろう付け後の腐蝕試験の結果を表４に示す。

表４に示すように、実施例１〜１３では、適正な合金組成の選択と、ろう付け後のフィン芯材の再結晶粒長さを１００μｍ以上、フィン長手断面の厚さ方向における芯材再結晶粒個数を３．２個以下としたことにより、腐食試験によってもフィン破壊荷重が高く、かつフィン接合率が高い結果が得られた。溶射によるＺｎ付着量が９〜１１ｇ／ｍ^２と多いチューブを使用した実施例４、７及び１３においても、良好な結果が得られた。このようなＺｎ付着量が高い場合には発明組成範囲中でも０．３１重量％以上のＣｕを添加、あるいはＣｕに加えて所定量のＭｎを添加することが、腐食試験後のフィン破壊荷重および接合率の維持に有効である。

また、Ｚｎ溶射量６〜８ｇ/ｍ^２のチューブでフィン厚さ０．０９ｍｍの熱交換器についての実施例１〜３、６、８〜１２について考察すると、ろう付け後におけるフィン長手断面の厚さ方向における芯材の再結晶粒の平均長さが１００〜２００μｍで、フィンの長手断面における厚さ方向の芯材の再結晶粒平均個数が２．７〜３．２個の範囲にある実施例８〜１０でも十分に高いフィン破壊荷重であるが、再結晶粒の上記平均長さが２００μｍ以上で上記厚さ方向の芯材の再結晶粒平均個数が２．４個以下の実施例１〜３、６、１１、１２ではフィン破壊荷重がさらに高い。このうちでも厚さ方向の芯材の再結晶粒平均個数が２．０個未満の実施例３ではフィン破壊荷重が特に高い。実施例５では、０．０７５ｍｍとフィン厚さ薄いが、上記厚さ方向の芯材の再結晶粒平均個数を２個未満としたことにより、高いフィン破壊荷重が得られている。なお、上記厚さ方向の芯材の再結晶粒平均個数が特に小さく良好な特性が得られた実施例３〜５に示す熱交換器は、表３に示す中間焼鈍を２回行う工程（Ｃ、Ｄ）により作製されたものである。

これに対し、比較例１及び比較例３では、ろう付け前の結晶組織が繊維状を呈し、元の母結晶粒が判別できなかった。また、ろう付け後の再結晶粒の平均長さが６０μｍ未満と短く、フィン長手断面の厚さ方向における芯材再結晶粒の平均個数が４個を超えて多数となり、その結果、粒界腐食、ならびに、粒界腐食の合体による腐食によって、フィン破壊荷重が３６Ｎ以下となりフィンの強度が失われている。比較例1、３では、最終冷間圧延前の中間焼鈍温度が低い条件（表３のＥ）のため、ろう付け前に結晶組織が繊維状となり
、ろう付け後の結晶粒が十分に成長しなかったためである。

比較例２、４では、ろう付け前における上記厚さ方向の母結晶粒の平均存在個数が５個を超えており、この場合においても、ろう付け後の再結晶粒の平均長さが９０μｍ未満と短く、上記厚さ方向の再結晶粒の平均個数が４個を超えて多数となった。その結果、粒界腐食、ならびに、粒界腐食の合体による腐食によって、フィン破壊荷重が４９Ｎ以下となりフィンの強度が失われている。比較例２、４では、熱間圧延前の予備加熱段階における均質化加熱温度が高い条件（表３のＦ）で作製されたため、ろう付け前の、フィン長手断面において厚さ方向の再結晶粒の平均個数が多く、結果としてろう付け後の再結晶粒が十分に成長しなかったものである。

比較例５では芯材のＭｎ含有量が０．３５重量％と少な過ぎるためフィン強度が低下し
、コルゲート成形したフィンの成形高さが不揃となり、その結果、初期のフィン接合率が６８％と低く、後の腐食試験を行うに値しなかった。

表４に示していないが、表２のＢＲ１４では芯材のＭｎ含有量が２．０５重量％と多過ぎるために、芯材中に粗大な晶出物が形成した。その結果、芯材において均質な結晶組織が形成されなかったため、熱交換器に使用するには不適当なフィンであるとしてろう付けを行なわなかった。

比較例６では、芯材のＺｎ含有量が０．４５重量％と少な過ぎてフィンの電位が貴となるため、フィンとチューブとの接合部の腐食により腐食後の接合率が２６％以下と低下した。なお、この場合は、フィンとしての強度は保たれていても接合部の強度が低いため、腐食後のフィン破壊荷重が１０Ｎ未満と低下した。比較例７では、芯材のＺｎ含有量が３．０７重量％と多過ぎてフィンの電位が極端に卑となるためフィンの腐食が進み、フィン破壊荷重が３８Ｎ以下と低下しフィン強度が失われている。

比較例８では、ろう材のＣｕ含有量が０．０９重量％と少な過ぎるのでＺｎ溶射チューブのＺｎがフィレット部に濃化し、フィレットが電位的に卑になり、腐食後の接合率が２０％以下と低下した。この場合も、腐食後のフィン破壊荷重が１０Ｎ未満と低下した。

比較例９では、ろう材のＣｕ含有量が０．６５重量％と多過ぎてフィレット部の電位が貴になり過ぎ、相対的に電位が卑のフィンの腐食が進み、フィン破壊荷重が３５Ｎ以下と低下しフィン強度が失われた。

合金組成、金属結晶組織を制御したフィンを用いて熱交換器を構成することにより、チューブの接合部及びフィン自体の耐食性・耐久性が良好となり、熱交換器の軽量化や表面処理の環境対応において有利となる。

フィン破壊荷重の測定方法を示す説明図

符号の説明

１ フィン
２ チューブ
３ 引張治具
Ｄ１、Ｄ２ 引張方向

Claims (7)

1. Ｍｎ０．５〜１．８重量％及びＺｎ０．５〜３．０重量％を含有し、Ｆｅ０．０５〜０．４重量％、Ｓｉ０．０５〜０．４重量％、Ｃｕ０．０５重量％以下、Ｔｉ０．００５〜０．３重量％及びＢ０．０２重量％以下から選択される１種又は２種以上を選択添加元素又は不純物として更に含有するアルミニウム合金の芯材と、前記芯材の両面に設けられＳｉ６．５〜１３．０重量％及びＣｕ０．１５〜０．６０重量％を含有し、Ｆｅ０．６重量％以下、Ｔｉ０．００５〜０．３重量％、Ｂ０．０２重量％以下及びＢｉ０．３重量％以下から選択される１種又は２種以上を選択添加元素又は不純物として更に含有するＡｌ−Ｓｉ系合金のろう材と、によって構成される３層クラッド材から成るフィン材と；Ｚｎ濃縮表面を有するアルミニウム合金チューブとをろう付けした熱交換器において、
   ろう付け後のフィンの長手断面における前記芯材の再結晶粒の平均長さが１００〜１０００μｍであり、かつ、前記長手断面の厚さ方向における前記芯材の再結晶粒の平均個数が３．２個以下であることを特徴とするろう付け加熱後のフィンの耐食性に優れた熱交換器。
2. ろう付け前の前記長手断面の厚さ方向における前記芯材の母結晶粒の平均個数が３．４個以下である、請求項１に記載のろう付け加熱後のフィンの耐食性に優れた熱交換器。
3. 前記ろう材が、Ｍｎ０．０５〜０．３０重量％を更に含有する、請求項１又は２に記載のろう付け加熱後のフィンの耐食性に優れた熱交換器。
4. 前記ろう材のＣｕ含有量が０．４０重量％を超え０．６０重量％以下であり、前記アルミニウム合金チューブのＺｎ濃縮表面におけるＺｎ溶射量が９〜１１ｇ／ｍ ^２ である、請求項１〜３のいずれか一項に記載のろう付け加熱後のフィンの耐食性に優れた熱交換器。
5. 請求項１又は２に記載のろう付け加熱後のフィンの耐食性に優れた熱交換器に用いるフィン材であって、Ｍｎ０．５〜１．８重量％及びＺｎ０．５〜３．０重量％を含有し、Ｆｅ０．０５〜０．４重量％、Ｓｉ０．０５〜０．４重量％、Ｃｕ０．０５重量％以下、Ｔｉ０．００５〜０．３重量％及びＢ０．０２重量％以下から選択される１種又は２種以上を選択添加元素又は不純物として更に含有するアルミニウム合金の芯材と、前記芯材の両面に設けられＳｉ６．５〜１３．０重量％及びＣｕ０．１５〜０．６０重量％を含有し、Ｆｅ０．６重量％以下、Ｔｉ０．００５〜０．３重量％、Ｂ０．０２重量％以下及びＢｉ０．３重量％以下から選択される１種又は２種以上を選択添加元素又は不純物として更に含有するＡｌ−Ｓｉ系合金のろう材と、によって構成される３層クラッド材から成り、
   当該フィン材の長手断面の厚さ方向における前記芯材の母結晶粒の平均個数が３．４個以下に加工調質されたことを特徴とするろう付け加熱後の耐食性に優れたフィン材。
6. 前記ろう材が、Ｍｎ０．０５〜０．３０重量％を更に含有する、請求項５に記載のろう付け加熱後の耐食性に優れたフィン材。
7. 前記ろう材のＣｕ含有量が０．４０重量％を超え０．６０重量％以下である、請求項５又は６に記載のろう付け加熱後の耐食性に優れたフィン材。

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