JPH0313548A - 熱交換器用高強度アルミニウム合金フィン材の製造方法 - Google Patents

Abstract

(57)【要約】本公報は電子出願前の出願データであるた
め要約のデータは記録されません。

Description

【発明の詳細な説明】 ［産業上の利用分野］ 本発明は、アルミニウム合金製熱交換器に用いられるフ
ィン材の製造方法に関し、特に冷却水や作動流体の通路
材（管材または形材）にフィン材をろう付けし熱交換器
を組み立てる場合に、ろう付は時の加熱に対して優れた
耐高温座屈性を示すと共に、ろう付は後冷却水や作動流
体通路材に対する犠牲陽極効果及び高強度でコルゲーシ
ョン加工性に優れたアルミニウム合金フィン材の製造方
法に関するものである。

［従来の技術］ 従来、アルミニウム合金製熱交換器は、自動車などのラ
ジェータ、エアコン、インタークーラーやオイルクーラ
ーなどの熱交換器として使用されている。

アルミニウム合金製熱交換器は、例えば第１図（イ）、
（ａ）および第２図に示すようにＡｌ−Ｃｕ系合金、Ａ
ｌ−Ｍｎ系合金、Ａｌ−Ｍｎ−Ｃｕ系合金などの通路材
料（管あるいは形材が使用される）１．５に、通路材料
に比較して電気化学的に卑な合金のフィン材３．６が、
ろう付けにより組み立てられている。これはフィン材３
゜６の犠牲陽極効果を利用して通路材料１．５を防食す
るためである。この場合通路材料あるいはフィン材のい
ずれか一方または両方にＡｌ−Ｓｉ系やＡｌ−５１−Ｍ
ｇ系ろう材をクラッドしたプレージングシートが用いら
れる。第１図（イ）、（ロ）における　２はヘッダープ
レートである。フィン材３，６は、ろう付は時の高温加
熱によって、その強度が著しく低下して、変形したり、
ろう材中のＳＬがフィン材中に拡散して座屈したりする
ため、この加熱によって変形や座屈が生じないように優
れた耐高温座屈性が要求される。したがって、アルミニ
ウム合金フィン材には、従来からＡ　ｌ　−Ｍ　ｎ系の
合金が用いられ、これにさらに、上記特性を加味するた
めに種々の元素が添加されているものが提案されている
。例えば、電気化学的に卑にするためにＺｎＳＳｎなど
が添加されているものが提案されている。しかし、Ｚｎ
ＳＳｎなどの元素を含有する場合はろう付は性（高温座
屈性）が不良になりやすいので、例えばＳｎ、Ｚｎのほ
かにＭｇ、Ｍｎ、Ｆｅを調整した合金鋳塊を、加熱、熱
間圧延および７０％以上の冷間圧延を行い最終焼鈍（軟
化）後１５〜３０％の冷間圧延仕上げする方法（特開昭
５８−３１０７０号）　また、Ｓｎ。

ＺｎのほかにＭｇ、Ｍｎ％Ｆｅ％Ｓ　ｉ、Ｚｒを調整し
た合金鋳塊を、加熱、熱間圧延および７０％以上の冷間
圧延を行い、最終焼鈍（軟化）後１５％〜３０％の冷間
圧延仕上げする方法（特開昭６０−２１５７２９号）等
が提案されている。これらにおいては、焼鈍（軟化）は
３００〜４５０℃で実施することがろう付性の観点から
重要とされている。

［発明が解決しようとする課ｆｆ１ｌ 従来使用され、または提案されてきた、上記Ａｌ−Ｍｎ
系合金フィン材（プレージングシート）に対して、最近
は軽量化のほかにコスト低減などの要求が強く、これに
対応するためには構成材料を薄肉化したり、安価な材料
が要求されるようになった。しかしながら上記のような
フィン材を従来の方法で製造すると、引張強さ１；！　
１７〜２０ｋｇｆ’／ａｖ　’程度、耐カバ１６〜１９
ｋｇ！’／ａｓ　’程度（特開昭５８−３１０７０号、
特開昭８０−２１５７２９号）になり、薄肉化すると強
度不足による問題が生じる。すなわち、フィンをコルゲ
ート加工した後のスプリングバックが小さいために、自
由長が短くなったり、あるいはコルゲートフィンと通路
部材を組付けるときにフィンがつぶれるという、いわゆ
る常温座屈が発生する。また、最終冷間圧延の加工度を
高くし、フィン材の引張強さを２３〜２９ｋｇｆ／ｗｗ
’　、耐力を２２〜２８ｋｇｒ／ｓ＋＋＋２にすると上
記の問題は解決するが、ろう付は時に再結晶粒が小さく
なり、フィンあるいはフィン材の芯材中にろう材中のＳ
ｉが拡散し、高温座屈が生じる。

本発明の目的は、優れた強度耐高温座屈性、犠牲陽極性
および成形加工性を有するアルミニウム合金フィン材（
ブレージング）を安価に製造する方法を提供するもので
ある。

［課題を解決するための手段］ 本発明者らは、Ａｌ−Ｍｎ−Ｚｎ系合金の強度、熱伝導
性、高温座屈性および成形加工性について、組成および
製造条件について種々研究を重ねた結果、鋳塊の均質化
処理条件を適正化すること、最終冷間圧延前の焼鈍を低
温度で行うことにより完全に再結晶させないことを組み
合せれば、高い強度と耐高温座屈性を兼備したフィン材
にできることを知見した。また、熱間圧延の加熱温度、
最終冷間圧延の加工度を適正に保つことが必要であるこ
とを見いだし、本発明を完成した。すなわち、本発明の
要旨は、Ｍｎ　：　　０．５〜１．５％、Ｚ　ｎ　：　
　０．５〜２．０％、Ｆ　ｅ　：　０．０５〜０．７０
％、Ｓ　ｉ　：　　０．３〜１．０％を含有し、さらに
必要に応じＣｒ　：　０．０５〜０．２０％、Ｚ　ｒ　
：　０．０５〜０．２０％、Ｔ　ｉ　：　０，０５〜０
．２０％、■＝０．０５〜０．２０％のうち１種または
２種以上を含有し、残部が不可避的不純物およびＡｌか
らなる合金の鋳塊を、４００〜５６０℃で均質化処理し
た後、Ａｌ−Ｓｉ系またはＡｌ−Ｓｉ　−Ｍｇ系合金を
皮材として複合材としたものを、４００〜５５０℃に加
熱して熱間圧延した後、冷間圧延を施し、２４０℃以上
３００℃未満で焼鈍した後さらに５〜４０％の圧下率で
冷間仕上げ圧延を行う、熱交換器用高強度アルミニウム
合金フィン材の製造方法である。

［作　用］ 次に本発明が上記の通り、その合金の成分組成範囲およ
び製造条件を限定した理由について説明する。

Ｍｎ Ｍｎはフィン材の強度向上、成形加工性の改良および耐
高温座屈性の改良のために０．５〜１．５％含有させる
。その含有量が０．５％未満では、その効果が十分でな
く、１．５％を越えると効果が飽和し、熱伝導性を劣化
させる。

Ｍｎ Ｚｎは、フィン材を電気化学的に卑にして犠牲陽極効果
を付与するために０．５〜２．０％含有させる。その含
有量が０．５％未満では効果が十分でなく２．０％を越
えると効果が飽和するばかりでなく、自己耐食性が劣化
する。

Ｆｅ Ｆｅは、Ｍｎの固溶量を減少させて、合金の熱伝導度を
向上させるために０．０５〜０．７０％含有させる。そ
の含有量が０．０５％未満では効果が十分でなく　、０
．７０％を越えるとろう付は時の再結晶粒が微細になり
、耐高温座屈性が劣化する。

特に本発明のように強度を高くするために焼鈍温度を低
くして完全再結晶をさせない場合には、ろう付は時の再
結晶粒が微細になりやすい傾向を有するので、Ｆｅが０
．７０％を越えることは避けなければならない。

ｉ ＳＬはＡｌ−Ｍｎ−８ｔ系あるいはＡｌ−Ｍｎ−Ｆｅ−
Ｓｉ系の化合物を生成してＭｎの固溶量を減少させ、Ａ
ｌ−Ｍｎ−Ｚｎ−Ｆｅ合金の熱伝導率を向上させる。そ
の含有量が０．３％未満ではその効果が十分でなく、１
．０％を越えると逆に熱伝導率が低下する。

Ｃｒ、Ｚｒ、Ｔｉ、Ｖ Ｃ「、Ｚｒ、Ｔｉ、Ｖはいずれも耐高温座屈性を改善す
るために０．０５〜０．２０％含有させる。

その含有量が０，０５％未満ではその効果が十分でな（
，０，２０％を越えると熱伝導率が低下する。

次に製造条件を限定した理由について説明する。

上記のような組成の合金は、溶解−鋳造−均質化処理→
皮材との合わせ圧延（熱間圧延）−冷間圧延→中間焼鈍
−最終冷間圧延の工程により製造される。但し、均質化
処理と熱間圧延前の加熱は、兼ねてもよい。また、中間
焼鈍は、１回に限らず２回以上実施してもよい。これら
の工程に於て均質化処理、熱間圧延、最終冷間圧延の直
前の焼鈍および最終冷間圧延は、次の条件で行わなけれ
ばならない。

均質化処理温度 本発明のように、焼鈍温度が低く再結晶を完全にさせな
い場合には、ろう付は時の再結晶粒が微細になって耐高
温座屈性が不良になりやすいので、鋳塊均質化処理の温
度は特に厳密に守らなければならない。そして、Ｍｎ系
化合物を十分析出させ、高い耐高温座屈性を得るために
４００〜５６０℃の温度範囲で行うことが必要である。

その温度が４００℃未満ではＭｎ系化合物（Ａ　１−Ｍ
ｎ５Ａ　ｌ　−Ｍｎ−Ｆ　ｅ、　Ａ　ｌ　−Ｍｎ−Ｓ　
ｉ、　Ａｌ　−Ｍｎ−Ｆｅ−Ｓ　ｉなどの化合物）の析
出が十分でないため、ろう付は時のフィン材の再結晶粒
が微細になり、耐高温座屈性が劣化する。また、５６０
℃を越えると焼鈍時に再結晶しやすく、最終フィン材の
強度が低くなりやすい。また、ろう付は時の再結晶粒が
微細になり、耐高温座屈性が劣化する。

熱間圧延 熱間圧延前の加熱温度は、圧延加工性や最終フィン材の
強度、及び十分な耐高温座屈性を得るために、４００〜
５６０℃の範囲が好ましい。この温度が４００℃未満で
は圧延時耳割れが激しく、加工性が悪くなる。また、５
６０℃を越えると焼鈍時に再結晶しやすく、最終フィン
材の強度が低下する。また、ろう付は時の再結晶粒が微
細になり、耐高温座屈性が劣化する。さらに、Ａｌ−Ｓ
ｉ系、Ａｌ−Ｓｉ　−Ｍｇ系合金を皮材として合わせ材
とするためには、合わせ材を溶融させないように５５０
℃以下で行う必要がある。

熱間圧延の上限温度は鋳塊の均質化処理温度の場合と同
様に特に厳密に守らなければならない。

焼鈍温度 焼鈍温度を通常より低くして行うことにより、耐高温座
屈性と成形加工に必要な強度を得るために２４０℃以上
３００℃未満で行う必要がある。

この温度が２４０℃未満ではろう付は時の再結晶粒が微
細になり、耐高温座屈性が劣化する。また、３００℃以
上では、再結晶が部分的に生じ始め、最終フィン材の強
度が低くなる。

最終冷間圧延 本発明は最終の冷間圧延を適切な圧下率で行うことによ
って強度を上げるとともに、ろう付は時の温度でフィン
材が再結晶を起こし、ろう材をフィン材に拡散させない
ようにして、耐高温座屈性を高めようとするものであり
、５〜４０％の圧下率が必要である。その値が５％未満
では強度が低くなる。また、４０％を越えると、ろう付
は時の再結晶粒が微細になり、耐高温座屈性が劣化する
。

その他の工程、すなわち、溶解、鋳造、焼鈍前の冷間圧
延等は、常法に従って行う。なお、鋳塊均質化処理と熱
間圧延の加熱は、かねて１回で行ってもよい。また、焼
鈍は１回に限らず２回以上行ってもよい。その場合は、
最終冷間圧延の直前の焼鈍に於て、上記温度範囲を守れ
ばよい。

［実施例］ 実施例１ 第１表に示す組成の合金を溶解、連続鋳造し、厚さ　１
７５■、幅１７５■、長さ　１７５ａｓの鋳塊を、第２
表に示す温度で均質化処理を施した後、長さ方向に切断
の後、鋳塊長さ方向を厚さ２１Ｂとし、幅１５０■、長
さ　１５０ｍの芯材素材とした。

一方、ＪＩＳ４０４５合金（Ａｌ−１０％Ｓｔ合金）を
同様に鋳造、面側し、４８０℃にて熱間圧延を行い、厚
さ　４．５１の皮材とした。この皮材を芯祠の両面に重
ね合わせ、第２表に示す条件で熱間圧延、冷間圧延、焼
鈍および最終冷間圧延を経て厚さｏ、ｔａｍＩｍのブレ
ージングフィン材を製造した。クラツド率は片面１５％
の両面クラッドフィン材である。得られたブレージング
フィン材について引張試験、弗化物系フラックスを塗布
して窒素ガス中で８００℃、３分間の加熱を行った後、
自然電極電位を測定した。自然電極電位は酢酸でｐＨ３
に調整した３％ＮａＣ１溶液中で１時間浸漬後に測定し
た。また、フィン材にコルゲート加工を施し、Ａ　Ｉ　
−０，３５Ｍ　ｎ　−０，１１Ｃｕ合金の押出多穴管と
組み合わせて、第１図のような熱交換器コアを組立、こ
れを弗化物フラックスろう付けしたときの、ろう付は状
況を調べた。以上の結果をまとめて第２表に示す。

本発明例は、強度が高く、自然電極電位が卑であり、ろ
う付は状況も良好である。比較例は、製造条件のいずれ
かが満足されていないため、強度が低いか、あるいはろ
う付は後にフィンの座屈が生じている。

すなわち、本発明例のＮ０．ＩＡ、２Ａ、３Ａ。

４Ａ、５Ａ、６Ａ、７Ａ、７Ｂ、７Ｃ，７Ｄ。

８Ａ、９Ａ、ＩＯＡは、引張強度が２４ｋｇｆ／ａｍ２
以上、耐力が２３ｋｇｆ／ａ＋ｍ　”以上と高く、自然
電極電位が−７８０から一８７０ｍＶと電気化学的に卑
であり、ろう付は状況も良好である。

これに対し、比較例のＮｏ、ＩＢ、２Ｂ、３Ｂ。

４Ｂ、５Ｂ、６Ｂ、７Ｅ、８Ｂ、９Ｂ、ＩＯＢは、いず
れも鋳塊の均質化処理温度が５８０℃と高いため、引張
強さが２０ｋｇｆ／ａｍ’以下、耐力が２０ｋｇｒ／■
２以下と低い。Ｎ　ｏ　、　Ｉ　Ｃｓ　２　Ｃｓ　３　
Ｃｓ４Ｃ，５Ｃ，６Ｃ，８Ｃ，９Ｃ，ＩＯＣは、いずれ
も最終冷間圧延の加工度が５０％と高いため、ろう付は
時の再結晶粒が微細になるため、フィンに座屈が生じた
。

Ｎｏ、７Ｆは焼鈍温度が２００℃と低く、ろう付は時の
再結晶粒が微細になるため、フィンに座屈が生じた。

Ｎｏ、７Ｇは、焼鈍温度が３４０℃と高く、再結晶が部
分的に生じ、フィン材の引、張強度が１９ｋｇｆ／■’
　、耐力力１８ｋｇｆ／ａｓ　’と低下した。

Ｎｏ、７Ｈは、焼鈍温度が３４０”Ｃと高く、また最終
冷間圧延の加工度も５０％と高いため、引張強度は２３
ｋｇｆ／ｓｓ２と高くなったものの、ろう付は時の再結
晶粒が微細になるため、フィンに座屈が生じた。

Ｎｏ、７１は、最終冷間圧延の加工度を３％と低くした
ものであり、フィンの強度が引張強さが２２ｋｇｒ／ｓ
ｓ２、耐力２０ｋｇｆ’／ａｍ２と低下シタ。

実施例２ 次に第１表のＮｏ、１．５．７．１０の合金を鋳塊熱処
理しＪＩ３４００４合金（Ａｌ　　１０９６Ｓｔ−１，
５％Ｍｇ合金）と組み合わせて熱間圧延、冷間圧延、焼
鈍および最終冷間圧延を経て厚さ０．１３ａｍのブレー
ジングフィン材を製造した。

クラツド率は片面１５％の両面クラッドフィン材である
。製造条件は第３表に示す。得られたフィン材を用いて
上記と同様に引張試験、真空ろう付は加熱後の自然電極
電位の測定を行った。

また、フィン材にコルゲート加工を行った後、Ａ　Ｉ　
−０，３Ｍ　ｎ　−０，４Ｃｕ合金の押出形材と組み合
わせて第２図のようなサーペンタイン型コアを組立、真
空ろう付けを行ったときのろう付は状況を調べた。以上
の結果をまとめて第３表に示す。

本発明例のＮｏ、ＬＡ−５Ａ−７Ａ− ７Ｂ−７Ｃ−１０Ａｌ；！引張強度が２５ｋｇｒ／■２
以上、耐力が２４ｋｇｆ’／ａｖ　２以上と高く、自然
電極電位が−７３０から一７５Ｏｎ＋Ｖと電気化学的に
卑であり、ろう付は状況も良好である。

これに対し、比較例のＮｏ、ＩＢ−５Ｂ−７Ｄ＝　　Ｉ
ＯＢ″は、いずれも鋳塊の均質化処理温度が５８０℃と
高いため、引張強さが２０ｋｇｒ１０２以下、耐力が２
０ｋｇ１’／＋＋ａ２以下と低い。

Ｎｏ、７Ｅ−は、焼鈍温度が２２０℃と低く、フィンに
座屈が生じた。

Ｎｏ、７Ｆ＝は、焼鈍温度が３４０℃と高く、弓張強度
が１９ｋｇｆ’／ｍｍ’　ｓ耐力が１９ｋｇｒ／ａ＋ｍ
　２と低くなった。

Ｎｏ、７Ｇ＝は、焼鈍温度が３４０℃と高く、また最終
圧延の加工度が５０％と高いため、フィンに座屈が生じ
た。

Ｎｏ、７Ｈ″は、最終圧延の加工度が３％と低いため、
引張強度が２１ｋｇｆ／ａｍ２、耐力が２１ｋｇｆ’７
１１１ｍ’と低くなった。

［発明の効果コ 本発明によれば、高い強度と犠牲陽極効果と同時に耐高
温座屈性に優れたフィン材を提供することができ、熱交
換器のフィンを薄肉化することが可能となり、熱交換器
の軽量化、コスト低減に寄与することができる。

【図面の簡単な説明】

第１図（イ）、（ロ）並びに第２図は本発明材を適用す
る熱交換器の構成の説明図である。

Claims (2)

【特許請求の範囲】
1. （１）Ｍｎ：０．５〜１．５％（重量％、以下同じ）、
   Ｚｎ：０．５〜２．０％、Ｆｅ：０．０５〜０．７０％
   、Ｓｉ：０．３〜１．０％を含有し、残部が不可避的不
   純物およびＡｌからなる合金の鋳塊を、４００〜５６０
   ℃で均質化処理したものを芯材とし、これにＡｌ−Ｓｉ
   系あるいはＡｌ−Ｓｉ−Ｍｇ系合金を皮材として複合し
   たものを、４００〜５５０℃に加熱して熱間圧延した後
   、冷間圧延を施し、２４０℃以上３００℃未満で焼鈍し
   た後、さらに５〜４０％の圧下率で冷間仕上げ圧延を行
   うことを特徴とする熱交換器用高強度アルミニウム合金
   フィン材の製造方法。
2. （２）Ｍｎ：０．５〜１．５％、Ｚｎ：０．５〜２．０
   ％、Ｆｅ：０．０５〜０．７０％、Ｓｉ：０．３〜１．
   ０％を含有し、更にＣｒ：０．０５〜０．２０％、Ｚｒ
   ：：０．０５〜０．２０％、Ｔｉ０．０５〜０．２０％
   、Ｖ：０．０５〜０．２０％のうち１種または２種以上
   を含有し、残部が不可避的不純物およびＡｌからなる合
   金の鋳塊を、４００〜５６０℃で均質化処理したものを
   芯材とし、これにＡｌ−Ｓｉ系あるいはＡｌ−Ｓｉ−Ｍ
   ｇ系合金を皮材として複合したものを、４００〜５５０
   ℃に加熱して熱間圧延した後、冷間圧延を施し、２４０
   ℃以上３００℃未満で焼鈍した後、さらに５〜４０％の
   圧下率で冷間仕上げ圧延を行うことを特徴とする熱交換
   器用高強度アルミニウム合金フィン材の製造方法。