JP5382285B2

JP5382285B2 - 高強度及び耐垂れ性フィン材

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Publication number: JP5382285B2
Application number: JP2007265815A
Authority: JP
Inventors: オスカーソンアンダース; エクストロームハンス−エリック; ウェスターガードリチャード; タンゲンスティアン
Original assignee: サパヒートトランスファーエービー
Priority date: 2006-10-13
Filing date: 2007-10-11
Publication date: 2014-01-08
Anticipated expiration: 2027-10-11
Also published as: NO20075282L; PL2551364T5; CN101407874A; EP1918394A2; US10131970B2; EP2551364B1; ES2573670T3; ZA200708751B; US9493861B2; HUE028148T2; HUE033457T2; CN101407874B; EP1918394B2; JP2008190027A; PL1918394T3; US20100012229A1; CA2607784C; HK1130849A1; RU2007137999A; EP1918394B1

Description

発明の詳細な説明

［背景］
本発明は、ろう付けすることにより、部材作製用のＡｌＭｎストリップ又はシートを製造する方法、及び該方法により得られる製品に関する。特に、この方法は、熱交換器に使用されるフィン材に関する。フィンは、用途に応じて、ろう付け被覆して、又はろう付け被覆しないで送出することができる。

今日の課題は、自動車市場用の軽量部材を製造することである。したがって、多くの研究が、他の製品特性及び製造特性を損なうことなく、その代わりにしばしば改良して、より薄いストリップを使用することにより、熱交換器の重量を軽減することに向けられている。これを行うことを可能にするため、現在使用されている合金と比較して、ろう付け後の強度が高いがそれでもなお適当な腐食特性を有する、新規の材料を作製することが必要である。フィンに関して、これは、フィンが熱交換器の他の部品と比較して腐食電位が低いことにより、通常犠牲となりがちであることを意味する。増加したフィンの強度は、真空ろう付け用のストリップにこれまで使用されていたＭｇのような特定の合金化元素の使用を制限する、最新のＣＡＢ焼却炉内で実現されなければならない。フィンは、製造業者にとって取り扱い易くなければならず、ろう付けの前に、常に僅かに変形しているので、送出状態における成形性になんらかの要件を課す。フィンストリップは、５０〜２００μｍの薄さで常に送出され、細いストリップに切断されるので、完全に軟らかくアニールした場合は、取り扱いが非常に困難となる。したがって、ストリップは、成形性制限された半硬状態で、通常送出される。

ろう付け後の強度が高いレベルに達することは、ろう付け中の耐垂れ性及び液体コアの浸透（liquid core penetration）耐性、又はストリップからフィンを形成する際に必要な成形性として表されるろう付け性能を危険にさらすことなくしては、非常に困難である。新規材料によりこれらの必要性が確実に満たされた場合にのみ、ろう付け後の強度が高くて、薄くなったフィンを使用することが可能になり、それによって、今日使用されている製品と比較して、重量が低減されるであろう。
［従来技術］

ＳＥ−Ｃ２−５１０２７２から知られるこれまでの方法では、Ｆｅ≦０．７％、Ｍｎ１．４〜２．０％、Ｓｉ０．５〜１．５％、Ｍｇ≦０．５％、Ｃｕ≦０．１％、Ｚｎ≦２．５％、Ｚｒ０．０５〜０．３％、不可避の不純物元素を除き、残部アルミニウムを含む合金が使用されている。鋳造インゴットを５５０℃以下で１２時間未満、予備加熱した後、熱間圧延、続いて冷間圧延、中間アニール、及び送出調質Ｈ１４まで最終冷間圧延する。ろう付け後、材料は強度が５０ＭＰａでしかない。厚さ０．１ｍｍストリップのろう付け中の耐垂れ性は１４ｍｍであったが、これは使用された方法が非常に良いと考えられる。しかし、送出時のストリップは、伸び率Ａ_５０ｍｍが１．５％でしかなく、ろう付け中の浸透は認められなかった。

熱交換器用ストリップ又はシートの製造方法は、Ｆｅ≦０．５％、Ｍｎ１．０〜１．８％、Ｓｉ０．３〜１．２％、Ｍｇ≦０．３％、Ｃｕ≦０．１％、Ｚｎ≦０．１％、Ｔｉ≦０．１％、Ｃｒ＋Ｚｒ０．０５〜０．４％、Ｓｎ≦０．１５％、残部アルミニウム、及び不可避の不純物を含み、％Ｓｎ／％Ｓｉ率が≧０．０３である合金が記載されている、米国特許出願第６７４３３９６号で知られている。インゴットを鋳造し、続いて初期圧延温度５２０℃未満まで最大１２時間予備加熱し、最終熱間圧延温度２５０℃以上で、厚さ２〜１０ｍｍまで熱間圧延する。中間アニールをしないで、続く冷間圧延を、最終厚さ５０μｍ〜５００μｍまで行う。最終アニールは少なくとも３００℃の温度で行うが、これは材料を完全に、又は実質的に再結晶化させるという意味である。ろう付け後、０．２％耐力値が６０ＭＰａ以上に達する。この文書には、ろう付け中の垂れ又は液体コアの浸透に関して何も述べられてなく、送出規格における成形性が記載されてない。該特許には、フィンのろう付け後の強度及び耐食性にしか焦点が当てられていない。前記発明者による特許の記述によれば、最終アニール温度が高いとすると、通常、完全又は部分的な再結晶構造になるであろう。

「高」強度のＡｌ−Ｍｎ合金は、米国特許出願第４２３５６２８号で知られているが、ろう付け後の０．２％耐力値は５０ＭＰａでしかない。合金組成は、Ｍｎ０．８〜２％、Ｓｉ１．４〜３％、Ｆｅ０．２〜１％、Ｃｕ０〜０．２％、Ｍｇ０〜０．２％、及び残部は、不純物が最大０．２％までのＡｌである。材料は、最後に４５０℃超の温度でアニールする。ろう付け中の耐垂れ性又は液体コアの浸透に関して、何も述べられていない。シリコン含有量が高ければ、ろう付け中、合金が液体コアの浸透に対して必ず脆弱になるであろう。

日本特許第０８２４６１１７号では、Ｍｎ０．６〜１．６％、Ｓｉ０．０５〜０．８％、Ｃｕ０．１〜１．０％、Ｍｇ０．０５〜０．５％、及びＣｒ、Ｔｉ、又はＺｒが最大０．３％までを含む合金が開示されている。インゴットの鋳造、５００℃未満の予備加熱後の熱間圧延、次いで冷間圧延、アニール、及び２０〜８０％比での最終冷間圧延により加工する材料に関し、大きさ０．０２〜０．２μｍ小粒子の数密度間隔が記載されている。該材料は、犠牲表面層を有するチューブとしており、したがって、フィンの必要条件及び適用には不適当である。

日本特許第０３２８７７３８号では、特定のアルミニウム組成物、及び調質Ｈ１４又はＨ２４に至る方法を使用し、処理中に中間アニールを用いることにより、耐垂れ性材料が得られる。該材料は、真空ろう付けに使用され、ＣＡＢ焼却炉でのろう付けに許容できない、多量のＭｇ０．３〜１．５％を含む。Ｍｇ含有量が高くない場合は、この材料は、ろう付け後の高強度に必要な所望の微細構造を付与しないことになる。Ｍｇ含有量がこのように高い材料では、今日の熱交換器の製造業者が必要とする液体コアの浸透性が低くなることはない。ろう付け中の液体コアの浸透に対する脆弱性、又は送出規格における成形性について、何も記載されていない。Ｍｎ含有量が低すぎても、より薄い材料へと規格を下げる場合に必要である、より高い強度を達成することができない。

ろう付けされた交換器では、フィンを犠牲にすることにより、チューブ及びプレートの穿孔が腐食されるのを避けるため、通常、フィン、チューブ、プレート、及びヘッダーの異なる部品に、異なる合金を選択することが必要である。これは、フィンをＺｎの合金とすることによって、他の部品と比較して、腐食電位を適当なレベルにまで低下させるために、よく行われることである。これに続き、チューブ及びプレートに使用される材料には、腐食電位を上昇させるために、Ｍｎ及びＣｕの添加が通常行われる。これは、フィンの最適な組成及び加工が、チューブ又はプレートの加工とは全く異なる理由の１つである。

製造業者が規格を下げる必要がある場合、アルミニウムストリップの特性が特定の用途では不適当であることが、これまでの公知の方法に従って製造された材料の実地試験で示されてきた。このことは、ストリップからフィンを製造するのに必要な成形性と共に、優れた耐垂れ性、及び材料の液体コアの低い浸透性が組み合わされたろう付け後の強度に特にあてはまる。

ろう付け中に材料を再結晶させるための正味駆動力を非常に正確に制御することにより、ろう付け中の優れた耐垂れ性、及び液体コアの低い浸透性と共に、ろう付け後の顕著な強度の組合せを得られることが判明した。再結晶化のための正味駆動力は、粒子の数密度により付与された制動圧（retarding pressure）を引いた、蓄積された圧延変形により作り出される駆動力である。

得られた材料は、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を得た。該フィン材は、犠牲フィン材によりチューブを保護することができるように、チューブのような熱交換器の他の部品に応じて調整することが可能な、腐食電位を有する。該材料を使用して、任意のろう付け法、特に、雰囲気制御ろう付け法（ＣＡＢ）により、製品を作製できる。
［発明の詳細な説明］

本発明は、ろう付け中の高い耐垂れ性及び液体コアの非常に低い浸透性として表される非常に優れたろう付け性能と、ならびに送出されたストリップ状態における適度に優れた成形特性と組み合わされた比較的高い強度をろう付け後に有するアルミニウムストリップの製造方法を目的とする。シートは、ＣＡＢろう付けにより製造された、熱交換器内のフィンに適用するものであるが、真空ろう付けによっても製造できる。

これは、圧延スラブが、（重量％で）Ｓｉを０．３〜１．５％、Ｆｅを≦０．５％、Ｃｕを≦０．３％、Ｍｎを１．０〜２．０％、Ｍｇを≦０．５％、Ｚｎを≦４．０％、ＩＶｂ、Ｖｂ、又はＶＩｂ元素族由来の元素をそれぞれ≦０．３％、合計で≦０．５％、及び不可避の不純物元素を合計で０．１５％以下、単独で０．０５％以下、ならびにその残部としてアルミニウムを含む溶融物から製造され、熱間圧延前の圧延スラブが、予備加熱温度５５０℃未満、好ましくは４００〜５２０℃、より好ましくは４５０〜５２０℃、特に４７０超、最高５２０℃で予備加熱され、分散質粒子（過飽和固溶体から沈殿した粒子）の数と大きさを制御し、その後予備加熱した圧延スラブを熱間圧延してホットストリップにする本発明に従った方法により、ＡｌＭｎシートの製造を実現する。以下、合金化元素の全ての量は、重量％で示される。通常、ストリップ厚の熱間圧延の全圧下率（total hot rolling height reduction of the strip thickness）は、＞９５％である。ホットストリップの出口規格は、２〜１０ｍｍの範囲である。ストリップは、熱間圧延後、又は冷間圧延した厚さ０．５ｍｍ超の時点で、アニールをしてよい。その後ストリップを冷間圧延して、全圧下率が９０％以上、好ましくは９５％超、最も好ましくは９７．５％超のストリップとし、その冷間圧延したストリップを熱処理して、１００〜２００ＭＰａの範囲、より好ましくは１２０〜１８０ＭＰａの範囲、最も好ましくは１４０〜１８０ＭＰａの範囲において、０．２％耐力に対し、冷間圧延された状態の耐力値の５０〜９０％である耐力値（完全に軟らかくアニールされていない）を得る。ストリップ材料は、粒子の数密度が１〜２０×１０^６の範囲、好ましくは１．３〜１０×１０^６の範囲、最も好ましくは１．４〜７×１０^６粒子／ｍｍ^２を備える微細構造を有する材料であり、該粒子は、相当直径が５０〜４００ｎｍの範囲である。これら微粒子の多数は、熱間圧延前の予備加熱中に発生する。粒子密度を測定した方法の説明を、実施例１に記述する。

別法として、同じ合金組成物を、例えば、欧州特許第１２５０４６８号に記載されているような双ロール式ストリップ鋳造によって、連続鋳造によりストリップに鋳造することができる。鋳造ままのストリップをさらに圧延して中間規格体を形成し、次いでアニールし、再度、６０％以上、好ましくは７５％以上の圧下率で冷間圧延して、第１の耐力値を有する最終規格のフィンストック材料を得る。フィンストック材料を、第２次冷間圧延直後に得た耐力値より１０〜５０％低い、好ましくは１５〜４０％低い第２の耐力値を有するストリップを得、したがって、得られる０．２％耐力が、１００〜２００ＭＰａ、好ましくは１２０〜１８０ＭＰａ、より好ましくは１２０〜１６０ＭＰａになるような方法で、ストリップ合金を再結晶させ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。このとき、ストリップ材料は、直径が５０〜４００ｎｍの範囲であり、粒子の数密度が１×１０^６〜２０×１０^６、１．３×１０^６〜１０×１０^６、好ましくは１．４×１０^６〜７×１０^６粒子／ｍｍ^２の範囲である粒子を含む微細構造を有する。粒子の大多数は、中間アニール中に発生している。

冷間圧延を終えたストリップの通常厚さは、０．２ｍｍ未満、好ましくは０．１５ｍｍ未満、最も好ましくは０．１０ｍｍ未満である。該材料だけが、焼戻し状態、例えば、Ｈ２２、Ｈ２４の状態、又はＨ２６の状態（ひずみ硬化し、再アニールをして、それぞれ硬さが１／４、１／２、及び３／４）の所望の性質を有している。アニール処理は、コイルで、又は適宜調節した温度を使用する連続アニール炉で、再アニールとして行う。

本発明は、ストリップの適当な送出特性と組み合わせて、ろう付け後の所望の特性、及びろう付け中の性能をもたらすために、全処理中の微細構造の発生を調整するのに使用される溶融物の組成に基づく。特に、ろう付け中の優れた耐垂れ性、及び液体コアの低い浸透性、ならびにフィン形成前の送出状態における比較的優れた成形性と組み合わせたろう付け後の高強度が、本発明の焦点である。ろう付け後の０．２％耐力値は、６０ＭＰａ以上であり、通常約７０ＭＰａである。厚さ０．１ｍｍ未満のストリップに対し実施例１で明記したように測定した場合、該材料の耐垂れ性は≦３５ｍｍ、より好ましくは≦３０ｍｍ、最も好ましくは≦２５ｍｍである。ろう付け中、過度の液体コアの浸透は起こらない。破断伸度として測定される成形性Ａ_５０ｍｍは、通常３％超である。常にコイルは、送出前にかなり細いストリップに切断されるので、全ての機械的性質は、圧延方向で測定され決定される。

高度の変形は、多数の小粒子が再結晶の駆動圧を抑制する一方、駆動力を増加する。駆動力は、増加した圧下率、特に冷圧率と共に増加するが、最終の調質アニール中の回復により減少することになる。このタイプの合金及び処理に関する送出状態における強度は、駆動力に比例する。小粒子の数は、主に化学組成との組合せで、熱間圧延前に、５５０℃未満、好ましくは４００〜５２０℃、より好ましくは４５０〜５２０℃、特に４７０〜５２０℃まで予備加熱することにより制御されるべきである。粒子の数密度は、再結晶を妨げる制動圧に比例する。駆動力及び制動圧を定量的に制御して、上記の各種段階で優れた材料特性をもたらすことが、極度に重要である。本発明で請求した範囲内で工程を制御することにより、材料特性の高い再現性がもたらされる。

分散質粒子及び固溶体中のＭｎは、ろう付け後の強度を増加する。さらに、制御された数の粒子中のＭｎは、これら粒子が大きな再結晶粒の形成につながるろう付け加熱中の再結晶プロセスを制御するので、耐垂れ性及び液体コアの浸透性を制御するのに有益である。１．０以上〜２．０％以下の、本発明に従ってもたらされる溶融物の含有量により、本発明によるストリップの強度が維持される。最適化特性は、Ｍｎ含有量が、１．３％以上で１．８％以下、さらにより好ましくはＭｎ含有量が、１．４〜１．７％であるならば、確実に実現できる。

Ｆｅは、主に凝固中に形成される大きな金属間構成粒子の形成の危険性を増加させるため、悪影響を及ぼす。その際、Ｆｅは材料中のＭｎの量及び使用を制限する。したがって、Ｆｅを０．５％、好ましくは０．３％までに制限する。

Ｓｉは、Ｍｎの溶解度を減少させ、Ｍｎと結合した高密度の分散質粒子を発生させる。これにより、高強度及び優れた耐垂れ性が促進される。一部のＳｉは固溶体にも存在する。固溶体中及び分散質粒子中で共に、Ｓｉは強度を増加させる。Ｓｉの量が多すぎる場合は、ろう付け中の液体コアの浸透の危険性が増加する。コアのＳｉ含有量は、０．３〜１．５％、好ましくは０．５〜１．１％、最も好ましくは０．６５〜０．９５％であるべきである。ろう付け被覆される材料に関して、Ｓｉ含有量は、０．３〜１．５％、好ましくは０．４〜１．１％、最も好ましくは０．４５〜０．９％であるべきで、他の全成分の含有量は、非被覆材と同じである。

ＩＶｂ、Ｖｂ、又はＶＩｂ元素族、あるいはこれら元素の組合せを、本発明に従った合金に添加することにより、これら元素の一部が微細分散質粒子の数密度を増加させることになるので、強度及び耐垂れ性をさらに改善することができる。凝固中に形成される粗い構成粒子の形成を避けるために、これら分散体形成元素の個々の含有量は０．３％未満であり、これらの元素の合計は≦０．５％であるべきである。こうした粒子は、本発明に従って製造したストリップの成形性及び強度に、負の影響を及ぼす。ＩＶｂ、Ｖｂ、又はＶＩｂ元素族の含有量は、好ましくは０．０５〜０．２％の範囲であるべきである。これらの族由来の分散体形成元素として、Ｚｒを≦０．３％、好ましくは０．０５〜０．２％、より好ましくは０．１〜０．２％の範囲で使用するのが好ましい。さらに、Ｍｎ及びＦｅとの組合せで、Ｃｒは非常に粗い構成粒子の原因となり得る。したがって、本発明に従って使用する合金においては、Ｃｒを添加する場合は、Ｍｎ含有量を減らさなければならない。

本発明に従って使用する合金においては、Ｃｕの含有量は０．３％以下、好ましくは０．１％未満に制限される。Ｃｕにより強度が増加されるが、フィン材には望ましくない陽の腐食電位の原因ともなる。陽の腐食電位により、ろう付け熱交換器内で、他材料との組合せの可能性が制限される。さらに、腐食挙動は、特に粒間腐食に関しては、Ｃｕ含有量の増加と共に悪化する。

少量のＭｇを、強度を増加させる元素として、本発明に従って使用する合金に添加してもよい。しかし、Ｍｇは、ＣＡＢでのろう付け性に非常に強い負の影響を及ぼすので、マグネシウムの含有量は０．５％以下、好ましくは０．３％未満、最も好ましくは０．１％未満にまで制限する。Ｍｇにより、ろう付け温度で材料が初期溶融する危険性がさらに増大する。

Ｚｎを添加してフィン材の腐食電位を低下させ、したがって、フィンを犠牲にすることによりチューブにカソード防食をもたらすことができる。フィンに調節可能なＺｎ含有量を使用することにより、チューブ及びフィン間の腐食電位における差異を選択して、各用途に適切なレベルにすることができる。使用されるＺｎ含有量は、通常４．０％まで制限され、より好ましくは０．５〜２．８％である。

Ｓｎの量は、圧延時の問題を避けるために、好ましくは０．００９％未満を保持すべきである。

本発明に従って製造されたストリップのろう付けでは、ストリップの片側又は両側に被覆する場合、厚さが各側のストリップの全厚みの３％〜２０％である被覆層を使用するのが、機械的強度に有利であろう。かかる合金は、例えば、ＡＡ４３４３、ＡＡ４０４５、又はＡＡ４０４７などのＡｌ−Ｓｉ（Ｓｉ７〜１３％）ベースの通常のろう付け合金、ならびに工業的に純粋なＡｌ合金（ＡＡ１ＸＸＸ、Ｓｉ０〜０．５％）、及びこれら合金（Ｓｉ０．５〜７％、又はＳｉ０．６〜６．５％）の改良合金、Ｓｉ含有量１、２、３、４、５、又は６％のＳｉを有するＡｌ合金などの改良合金ベースの通常の保護用被覆材でよい。この場合、圧延被覆により、被覆を施すのが好ましい。
［実施例］
［実施例１］

Ｓｉ０．８〜０．９％、Ｆｅ０．２％、Ｍｎ１．６％、Ｚｒ０．１１〜０．１２％、Ｚｎ１．５〜１．６％、及び他の元素がそれぞれ０．０５％未満の組成を有する、材料Ａ１及びＡ２の２種インゴットを、５５０℃未満でＤＣ鋳造の予備加熱をし、冷間圧延前に、合計熱間圧下率９９％で熱間圧延した。材料Ａ１を最終規格まで直接冷間圧延し、異なる温度でアニールした。一部の材料を調質Ｏにまで完全に軟らかくアニールし、一部は調質Ｈ２４まで回復アニールし、一部はアニールを全くせず調質Ｈ１８にした。材料Ａ２を再結晶アニールした後、調質Ｈ１４まで最終冷間圧延した。全試料を熱処理にさらし、６００℃でろう付けの模擬実験をした。
特性を表１に示す。

耐垂れ性を、下記方法に従って測定した：材料を、図１に示すように、特別な器具に載せる。幅１５ｍｍの試料を、圧延方向と交差して切り、圧延方向に沿って少なくとも９０ｍｍ切り取った。４試料を器具に載せる。片持ばりの長さは６０ｍｍ、片持ばりの自由端は、測定台の表面を越えて５４ｍｍであった。
器具を炉に入れ、下記サイクルに従って温度を上げた：
２０℃−＞４００℃／２５分＋４００℃／５分＋４００℃−＞６００℃／１３分＋６００℃／１０分
最後に６００℃で浸漬した後、直ちに試料を取り外した。

表１：材料Ａ１及びＡ２の特性。耐垂れ性は、長さ６０ｍｍの片持ばりを使用して測定した。

その結果は、送出調質Ｈ１４と比較して、中間アニールをしない調質Ｏ、Ｈ２４、及びＨ１８の方がはるかに高いろう付け後強度を得ることを示している。
［実施例２］

Ｓｉ０．８％、Ｆｅ０．２％、Ｍｎ１．６％、Ｚｒ０．１２％、Ｚｎ１．６％、及び他の元素がそれぞれ０．０５％未満の組成を有する、全く同じ荷電の３種インゴットは、ろう付け中の送出成形性及び耐垂れ性を改善するため、熱間圧延前に、異なる温度で予備加熱した。異なるインゴットの最終温度及び総加熱時間は、Ｂ１が４５７℃／１１時間、Ｂ２が４９０℃／１５時間、Ｂ３が５４０℃／２１時間であった。各材料は、熱間圧延、冷間圧延、及び調質Ｈ２４にまで回復アニールをした。最終ストリップ０．１ｍｍの特性を、表２に示す。

表２：材料Ｂに関して測定した特性。耐垂れ性は、長さ６０ｍｍの片持ばりを使用して測定した。

結果は、送出時の調質における成形性、及びろう付け中の耐垂れ性の最も良い組合せを実現するために、熱間圧延前の予備加熱に最適な温度及び時間があることを示している。送出０．２％耐力が１９７ＭＰａから１７５ＭＰａに低減することより、ろう付け中の耐垂れ性が有意に改善される。
［実施例３］

下記組成を有する材料Ｃのろう付け被覆ストリップに対して、送出調質の効果を調べた。

コアＭｎ＝１．６％、Ｓｉ＝０．８％、Ｆｅ＝０．２％、Ｚｎ＝１．５％、Ｚｒ＝０．１１％、他の元素はそれぞれ０．０５％未満。ろう付け被覆Ｓｉ＝７．７％、Ｆｅ＝０．１％、他の元素はそれぞれ０．０５％未満。材料は、各側に１０％被覆する。被覆は、熱間圧延中に行った。

材料をＤＣ鋳造後、５５０℃未満で予備加熱、４ｍｍまで熱間圧延、最終厚さ０．１０ｍｍまで冷間圧延した。Ｈ１４状態の材料を、中間規格０．１７ｍｍに、完全に軟らかくアニールした。この実施例の全ての試料を、同一母材コイルから取り出す。各試料は、異なる部分でコイルを切り取ることにより、取り出すことも可能である。

材料の粒子密度を測定するため、ストリップの縦断、ＮＤ−ＲＤ面に、各断片を切り取った。最後の調製段階で、コロイド状シリカ０．０４μｍを含むＳｔｒｕｅｒｓＯＰ−Ｓ懸濁液を使用し、各断片を機械的に研磨した。粒子の横断面積を、画像解析システム、ＯｘｆｏｒｄＩｎｓｔｒｕｍｅｎｔｓのＩＭＱｕａｎｔ／Ｘを使用して、ＦＥＧ−ＳＥＭ、ＰｈｉｌｉｐｓＸＬ３０Ｓで測定した。

測定の画像は、顕微鏡の「インレンズ」検出器を使用し、後方散乱方式で記録した。（ＳＥＭ表示に対して）×４００００倍の倍率で測定した。情報深さ（information depth）を最小にし、後方散乱画像に優れた空間分解能を得るために、低加速電圧３ｋＶを使用した。通常の灰色諧調度の閾値を使用して粒子を検出した。試料中粒子の数及び分布を表す結果を得るため、測定画像フレームを、横断面一面に広げた。ストリップ試料の厚さ（ＮＤ）方向上に、均一に分布している少なくとも７つの位置で測定した。縦方向の各画像フレーム間の距離は、少なくとも１５μｍであった。１０００超の粒子が測定された。各粒子の面積Ａを測定し、相当粒子直径を√（４Ａ／π）として算出する。

試料は、ろう付け前、大きさが５０〜４００ｎｍの範囲内の粒子の、数密度がｍｍ^２当り２．３×１０^６粒子であった。異なる状態の、ろう付け前の耐力値及び伸び値、耐垂れ性及び液体コアの浸透の危険性、ならびにろう付け後の強度を表３に示す。ろう付け後の強度は、Ｈ１４（中間アニール及び最終冷間圧延した）送出状態としては、他のものより著しく低い。Ｈ２４及びＯ条件のアニールにより、冷間圧延しただけのＨ１８状態と比較して、ろう付け後の強度が改善される。アニールにより、耐垂れ性が有意に改善され、さらに送出成形性Ａ_５０ｍｍも改善され、液体コアの浸透の危険性も減少する。

Ｈ２４送出状態により、Ｈ１４送出調質と比較して有意に改善された成形性、及びより優れた耐垂れ性が付与された。Ｈ２４状態により、Ｈ１８状態と比較して、ずっと優れた耐垂れ性、液体コアの浸透に対するより優れた耐性、明確に改善された送出成形性、及びろう付け後の強度が付与された。Ｏ調質状態により、Ｈ２４状態よりも優れた送出成形性及び耐垂れ性が付与されたが、実施例４に記載したように、ろう付け前の非常に軟らかく薄い材料、及び形成後の液体コアの浸透の危険性の問題を対処するため、魅力的ではない。

表３：材料Ｃに関して測定した特性。耐垂れ性は、長さ５０ｍｍの片持ばりを使用して測定した。
［実施例４］

このように軟らかく薄いストリップは、深刻な取り扱い上の問題の原因となるので、Ｏ調質状態は、ストリップ製造者、及びろう付け熱交換器の製作者の両者にとって、適する送出調質ではない。問題の１つは、ストリップが常にろう付け前に僅かに伸びることである。調質Ｈ２４の代わりに調質Ｏで送出される場合は、その際コアが液体コアの浸透に極めて敏感になるため、これが貧弱なろう付け性能の原因となり得る。以下の組成を有する材料Ｄを使用してこれを示した：

コアＭｎ＝１．６％、Ｓｉ＝０．８％、Ｆｅ＝０．２％、Ｚｎ＝１．５％、Ｚｒ＝０．１２％、他の元素はそれぞれ０．０５％未満。

ろう付け被覆Ｓｉ＝７．５％、Ｆｅ＝０．２％、他の元素はそれぞれ０．０５％未満。

材料は、各側１０％ろう付け被覆で、両側に被覆した。被覆は、熱間圧延中に行った。

材料は、記載の本発明に従って、最終厚み０．０７ｍｍに、工業用に製造した。材料は、一部をＨ２４状態、Ｒｐ０．２＝１６４ＭＰａにまで、一部を、完全に軟らかいＯ状態、ＲＰ０．２＝６０ＭＰａにまで、調質アニールした。次いで、ろう付けの前に、０％、１％、３％、及び５％の異なる率で各試料に適用した。

図２の写真は、各試料を３％まで予備伸長した場合、液体コアの深刻な浸透が調質Ｏのろう付け中に起こり、調質Ｈ２４には起こらなかったことを示している。５％予備伸長した場合にも、同様の結果が得られた。予備伸長が１％以下である場合は、いずれの送出調質も液体コアの浸透に敏感ではない。１％超までの予備伸長がろう付け前に起こりやすいので、調質Ｏ状態は適切ではない。
［実施例５］

Ｍｎ１％、Ｓｉ１％、Ｆｅ０．５％、Ｃｕ０．０９％、Ｚｎ１％からなる合金を、双ロール鋳造して厚さ５ｍｍのストリップとし、１ｍｍまで冷間圧延し、アニールして軟らかい状態にし、厚さ０．１０ｍｍまで圧延し、最後に２６０℃で２時間アニールした。０．２％耐力値Ｒ_Ｐ０．２は１３０ＭＰａ、伸び率Ａ_５０ｍｍは４．４％であった。ろう付け後の強度Ｒ_Ｐ０．２は７０ＭＰａ、極限強度Ｒ_ｍは１６５ＭＰａであった。垂れは、実施例１に記載されたように測定し、９ｍｍだけであった。

（ａ）は、長さ５０ｍｍの片持ばりを使用して、被覆ストリップの垂れ試験に使用した、試料を載せた器具の図である。（ｂ）は、長さ６０ｍｍの片持ばりを使用して、非被覆ストリップの垂れ試験に使用した、試料を載せた器具の図である。（ａ）は、ろう付け前の１％予備拡張後、調質Ｈ２４（左）及び調質Ｏ（右）からろう付けした後の材料Ｃの微細構造図である。（ｂ）は、ろう付け前の３％予備拡張後、調質Ｈ２４（左）及び調質Ｏ（右）からろう付けした後の材料Ｃの微細構造図である。

Claims

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％、
Ｚｎを≦４．０％、
Ｎｉを≦０．５％、
ＩＶｂ、Ｖｂ、又はＶＩｂ族元素のいずれか１以上である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、
からなる溶融物を鋳造し、インゴットを得るステップと、
ｂ）４００℃以上、５５０℃未満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、０．２％耐力範囲が１００〜２００ＭＰａ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。
ステップ（ｂ）における予備加熱が、４００〜５２０℃の温度で行われる、請求項１に記載の耐垂れ性ストリップ。
９７．５％以上の冷間圧延圧下率で製造される、請求項１又は２に記載の耐垂れ性ストリップ。
材料の厚さを、ステップ（ｄ）の冷間圧延中に９０％以上圧下した際、材料を再結晶させる中間アニールを行うことなく製造される、請求項１〜３のいずれかに記載の耐垂れ性ストリップ。
ａ）Ｓｉが０．３〜１．５％、
Ｆｅが≦０．５％、
Ｃｕが≦０．３％、
Ｍｎが１．０〜２．０％、
Ｍｇが≦０．５％、
Ｚｎが≦４．０％、
ＩＶｂ、Ｖｂ、又はＶＩｂ族元素のいずれか１以上である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、
からなる溶融物を双ロール式ストリップ鋳造するステップと、
ｂ）鋳造ままのストリップを冷間圧延して、中間規格材料とするステップと、
ｃ）中間規格材料をアニールして、分散質粒子を形成するステップと、
ｄ）中間規格材料を６０％以上の圧延圧下率で冷間圧延して、最終規格のフィンストック材料とし、第１の耐力値を有するフィンストック材料を得るステップと、
ｅ）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の耐力値よりも１０〜５０％低く、０．２％耐力範囲が１００〜２００ＭＰａ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、焼戻しにより材料を軟らかくするために、フィンストック材料を熱処理して送出調質とするステップと
により製造される、耐垂れ性ストリップ。
溶融物中のＭｇの含有量が０．３％未満である、請求項１〜５のいずれかに記載の耐垂れ性ストリップ。
Ｓｉを０．５〜１．１％、
Ｆｅを≦０．３％、
Ｃｕを＜０．１％、
Ｍｎを１．３〜１．８％、
Ｍｇを＜０．１％、
Ｚｒを０．０５〜０．２％、
含む溶融物から製造される、請求項１〜６のいずれかに記載の耐垂れ性ストリップ。
Ｓｉを０．６５〜０．９５％含む溶融物から製造される、請求項１〜７のいずれかに記載の耐垂れ性ストリップ。
Ｚｎを０．５〜２．８％含む溶融物から製造される、請求項１〜８のいずれかに記載の耐垂れ性ストリップ。
Ｓｎを＜０．００９％含む溶融物から製造される、請求項１〜９のいずれかに記載の耐垂れ性ストリップ。
送出調質において、直径が５０〜４００ｎｍの範囲である粒子の分散質粒子密度が１〜２０×１０^６粒子／ｍｍ^２である、請求項１〜１０のいずれかに記載の耐垂れ性ストリップ。
少なくとも１つの被覆層で被覆された、請求項１〜１１のいずれかに記載の耐垂れ性ストリップ。
少なくとも１つの被覆層がろう付け合金からなる、請求項１２に記載の耐垂れ性ストリップ。
少なくとも１つの被覆層が工業的に純粋なアルミニウム合金からなる、請求項１２に記載の耐垂れ性ストリップ。
少なくとも１つの被覆層がＳｉを０．６〜６．５％含むアルミニウム合金からなる、請求項１２に記載の耐垂れ性ストリップ。
ろう付け後の０．２％耐力値が６０ＭＰａ以上である、請求項１〜１５のいずれかに記載の耐垂れ性ストリップ。
ストリップの最終厚さが０．２ｍｍ未満である、請求項１〜１６のいずれかに記載の耐垂れ性ストリップ。
厚さ０．１０ｍｍのストリップで測定した際、耐垂れ性が≦３５ｍｍである、請求項１〜１６のいずれかに記載の耐垂れ性ストリップ。
厚さ０．１０ｍｍのストリップで測定した際、耐垂れ性が≦２０ｍｍである、請求項５〜１６のいずれかに記載の耐垂れ性ストリップ。
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％、
Ｚｎを≦４．０％、
ＩＶｂ、Ｖｂ、又はＶＩｂ族元素のいずれか１以上である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、
からなる溶融物を鋳造し、インゴットを得るステップと、
ｂ）得られたインゴットを、４００℃以上、５５０℃未満の温度で予備加熱して、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、絶対耐力範囲が１００〜２００ＭＰａにあるストリップを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、焼戻しにより材料を軟らかくするために、熱処理して送出調質にするステップと
を含む、耐垂れ性ストリップの製造方法。
圧下率９７．５％以上まで冷間圧延することを含む、請求項２０に記載の方法。
ステップ（ｄ）の冷間圧延中に材料の厚さを９０％以上圧下した際、材料を再結晶させる中間アニールを行うことなく製造する、請求項２０又は２１のいずれかに記載の方法。
予備加熱ステップを制御して、送出調質において、直径が５０〜４００ｎｍの範囲である粒子の分散質粒子密度が１×１０^６〜２０×１０^６粒子／ｍｍ^２の範囲であるストリップを製造するステップを含む、請求項２０〜２２のいずれかに記載の方法。
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％、
Ｚｎを≦４．０％、
ＩＶｂ、Ｖｂ、又はＶＩｂ族元素のいずれか１以上である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、
からなる溶融物を双ロール式ストリップ鋳造するステップと、
ｂ）鋳造ままのストリップを冷間圧延して、中間規格材料を形成するステップと、
ｃ）中間規格シート材料をアニールして、分散質粒子を形成するステップと、
ｄ）中間規格体を６０％以上の圧延圧下率で冷間圧延して、最終規格のフィンストック材料とし、第１の耐力値を有するフィンストック材料を得るステップと、
ｅ）第２の耐力値が、ステップ（ｄ）の冷間圧延直後に得られた耐力値より１０〜５０％低く、耐力範囲が１００〜２００ＭＰａ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、フィンストック材料を熱処理して送出調質とするステップと
を含む、耐垂れ性ストリップの製造方法。
中間アニールのステップを制御して、送出調質において、直径が５０〜４００ｎｍの範囲である粒子の分散質粒子密度が１×１０^６〜２０×１０^６粒子／ｍｍ^２の範囲であるストリップを製造するステップを含む、請求項２４に記載の方法。
溶融物中のＭｇの含有量が０．３％未満である、請求項２０〜２５のいずれかに記載の方法。
溶融物が、
Ｓｉを０．５〜１．１％、
Ｆｅを≦０．３％、
Ｃｕを＜０．１％、
Ｍｎを１．３〜１．８％、
Ｍｇを＜０．１％、Ｚｒを０．０５〜０．２％、
含む、請求項２０〜２６のいずれかに記載の方法。
溶融物がＺｎを０．５〜２．８％含む、請求項２０〜２７のいずれかに記載の方法。
溶融物がＳｎを＜０．００９％含む、請求項２０〜２８のいずれかに記載の方法。
ステップ（ｂ）の前に、インゴット又はフィンストック材料を少なくとも１つの被覆層で被覆するステップを含む、請求項２０〜２９のいずれかに記載の方法。
少なくとも１つの被覆層がろう付け合金からなる、請求項３０に記載の方法。
少なくとも１つの被覆層が工業的に純粋なアルミニウム合金からなる、請求項３０に記載の方法。
少なくとも１つの被覆層が、Ｓｉを０．６〜６．５％含むアルミニウム合金からなる、請求項３０に記載の方法。
プロセスパラメーターを制御して、ろう付け後の０．２％耐力値が６０ＭＰａ以上であるストリップを製造することを含む、請求項２０〜３３のいずれかに記載の方法。
ストリップの最終厚さが０．２ｍｍ未満である、請求項２０〜３４のいずれかに記載の方法。
厚さ０．１０ｍｍのストリップで測定した際、耐垂れ性が≦３５ｍｍである、請求項２０〜３４のいずれかに記載の方法。
厚さ０．１０ｍｍのストリップで測定した際、耐垂れ性が≦２０ｍｍである、請求項２０〜３４のいずれかに記載の方法。