JPH08291377A - 熱交換器用アルミニウム合金製高強度高耐熱性フィン材の製造方法 - Google Patents
熱交換器用アルミニウム合金製高強度高耐熱性フィン材の製造方法Info
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- JPH08291377A JPH08291377A JP11781295A JP11781295A JPH08291377A JP H08291377 A JPH08291377 A JP H08291377A JP 11781295 A JP11781295 A JP 11781295A JP 11781295 A JP11781295 A JP 11781295A JP H08291377 A JPH08291377 A JP H08291377A
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Abstract
(57)【要約】 （修正有）
【目的】 ろう付け前の熱交換器組立時におけるフィン
強度が高くしかもろう付け時の高温による座屈変形も少
ない、薄肉化可能な熱交換器用フィン材。 【構成】 重量％で、Ｍｎ：１．０〜２．０、Ｓｉ：
０．２〜０．８を含有し、かつＺｒ：０．０３〜０．
３、Ｃｒ：０．０３〜０．３の１種以上を含有し、しか
も、Ｆｅ：０．３％以下で、残部がＡｌおよび不可避的
不純物からなる合金の鋳塊を、４００〜５５０℃で１〜
３０時間均質化処理し、熱間圧延の開始温度４００〜５
５０℃、終了温度３００℃以下で熱間圧延終了後５０％
以上の圧延率で冷間圧延を施し、２４０℃以上３００℃
未満で中間焼鈍し、さらに５〜５０％の圧延率で冷間圧
延して、板厚が０．０３〜１０ｍｍの範囲内で引張強さ
が２００Ｎ／ｍｍ２の、熱交換器用アルミニウム合金製
高強度高耐熱性フィン材の製造方法。
強度が高くしかもろう付け時の高温による座屈変形も少
ない、薄肉化可能な熱交換器用フィン材。 【構成】 重量％で、Ｍｎ：１．０〜２．０、Ｓｉ：
０．２〜０．８を含有し、かつＺｒ：０．０３〜０．
３、Ｃｒ：０．０３〜０．３の１種以上を含有し、しか
も、Ｆｅ：０．３％以下で、残部がＡｌおよび不可避的
不純物からなる合金の鋳塊を、４００〜５５０℃で１〜
３０時間均質化処理し、熱間圧延の開始温度４００〜５
５０℃、終了温度３００℃以下で熱間圧延終了後５０％
以上の圧延率で冷間圧延を施し、２４０℃以上３００℃
未満で中間焼鈍し、さらに５〜５０％の圧延率で冷間圧
延して、板厚が０．０３〜１０ｍｍの範囲内で引張強さ
が２００Ｎ／ｍｍ２の、熱交換器用アルミニウム合金製
高強度高耐熱性フィン材の製造方法。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】この発明はベア材（裸材）あるい
はブレージングシートの芯材の形態で自動車用クーラの
コンデンサやエバポレータ等の各種の熱交換器のフィン
として、ろう付けして用いられるアルミニウム合金フィ
ン材に関するものであり、特に板厚を薄肉化した場合に
おける熱交換器組立時のフィンの変形、座屈を防ぐため
にろう付け前の強度（元板強度）を高め、しかもろう付
け時の高温による耐座屈性を高めた熱交換器用フィン材
の製造方法に関するものである。
はブレージングシートの芯材の形態で自動車用クーラの
コンデンサやエバポレータ等の各種の熱交換器のフィン
として、ろう付けして用いられるアルミニウム合金フィ
ン材に関するものであり、特に板厚を薄肉化した場合に
おける熱交換器組立時のフィンの変形、座屈を防ぐため
にろう付け前の強度（元板強度）を高め、しかもろう付
け時の高温による耐座屈性を高めた熱交換器用フィン材
の製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】一般に自動車のラジエータ、インターク
ーラ、エバポレータ、コンデンサ、オイルクーラ等の熱
交換器としては、従来からＡｌ合金製の熱交換器が広く
使用されている。このようなＡｌ合金製の熱交換器にお
いては、水等の温度媒体（作動流体）が流通する通路、
すなわちチューブもしくはコアプレートあるいはパイプ
にアルミニウム合金からなるフィン材をろう付けして組
立てるのが通常であり、この場合のフィン材としては、
ブレージングシート、すなわちアルミニウム合金芯材の
片面もしくは両面にアルミニウム合金ろう材からなる皮
材を予め被着させた合せ板として用いたり、あるいは裸
のままのベア材として用いることが行なわれている。
ーラ、エバポレータ、コンデンサ、オイルクーラ等の熱
交換器としては、従来からＡｌ合金製の熱交換器が広く
使用されている。このようなＡｌ合金製の熱交換器にお
いては、水等の温度媒体（作動流体）が流通する通路、
すなわちチューブもしくはコアプレートあるいはパイプ
にアルミニウム合金からなるフィン材をろう付けして組
立てるのが通常であり、この場合のフィン材としては、
ブレージングシート、すなわちアルミニウム合金芯材の
片面もしくは両面にアルミニウム合金ろう材からなる皮
材を予め被着させた合せ板として用いたり、あるいは裸
のままのベア材として用いることが行なわれている。
【０００３】ところで前述のような熱交換器における作
動流体通路材としては、従来からＡｌ−Ｃｕ系合金、Ａ
ｌ−Ｍｎ系合金、Ａｌ−Ｍｎ−Ｃｕ系合金、Ａｌ−Ｍｎ
−Ｃｕ−Ｔｉ系合金などが使用され、一方フィン材とし
てはＡｌ−Ｍｎ系合金、Ａｌ−Ｍｎ−Ｚｎ系合金、Ａｌ
−Ｍｎ−Ｚｎ−Ｓｎ系合金、Ａｌ−Ｍｎ−Ｚｎ−Ｉｎ系
合金などが使用されている。なおこれらのフィン材合金
において、ＺｎやＩｎ，Ｓｎは、作動流体通路構成材よ
りもフィン材の電位を卑にして作動流体通路構成材に対
する犠牲陽極効果を発揮して、作動流体通路を防食する
ために添加されている。
動流体通路材としては、従来からＡｌ−Ｃｕ系合金、Ａ
ｌ−Ｍｎ系合金、Ａｌ−Ｍｎ−Ｃｕ系合金、Ａｌ−Ｍｎ
−Ｃｕ−Ｔｉ系合金などが使用され、一方フィン材とし
てはＡｌ−Ｍｎ系合金、Ａｌ−Ｍｎ−Ｚｎ系合金、Ａｌ
−Ｍｎ−Ｚｎ−Ｓｎ系合金、Ａｌ−Ｍｎ−Ｚｎ−Ｉｎ系
合金などが使用されている。なおこれらのフィン材合金
において、ＺｎやＩｎ，Ｓｎは、作動流体通路構成材よ
りもフィン材の電位を卑にして作動流体通路構成材に対
する犠牲陽極効果を発揮して、作動流体通路を防食する
ために添加されている。
【０００４】このような自動車用等の熱交換器フィン材
については、コルゲート成形などの成形時のフィン成形
性が良好であるばかりでなく、板厚が例えばブレージン
グシート芯材の場合０．１６ｍｍ程度と薄肉であるとこ
ろから、熱交換器組立時のフィンの変形、座屈を招かな
いような強度が必要とされ、しかもろう付け時には６０
０℃前後の高温に曝されるから、ろう付け時の高温によ
ってフィンに座屈変形が生じないような耐熱性を有する
こと、すなわち耐高温座屈性を有することなどが必要と
される。特に優れた耐高温座屈性を確保するための従来
のフィン材としてはＨ１４テンパー材が推奨されてい
る。すなわち、溶解鋳造→均質化処理→熱間圧延→冷間
圧延→中間焼鈍→最終冷間圧延のプロセスを適用し、最
終冷間圧延の圧延率を１５〜３０％としてＨ１４テンパ
ー材を得るプロセスを適用するのが通常である。なおこ
の場合の中間焼鈍は、一般には３２０〜４５０℃で０．
５〜６時間程度の条件（例えば特開平２−１２９３４７
号参照）を適用するのが通常であり、このような中間焼
鈍を適用した場合、材料の再結晶が完全に行なわれて、
均一な再結晶組織が得られる。
については、コルゲート成形などの成形時のフィン成形
性が良好であるばかりでなく、板厚が例えばブレージン
グシート芯材の場合０．１６ｍｍ程度と薄肉であるとこ
ろから、熱交換器組立時のフィンの変形、座屈を招かな
いような強度が必要とされ、しかもろう付け時には６０
０℃前後の高温に曝されるから、ろう付け時の高温によ
ってフィンに座屈変形が生じないような耐熱性を有する
こと、すなわち耐高温座屈性を有することなどが必要と
される。特に優れた耐高温座屈性を確保するための従来
のフィン材としてはＨ１４テンパー材が推奨されてい
る。すなわち、溶解鋳造→均質化処理→熱間圧延→冷間
圧延→中間焼鈍→最終冷間圧延のプロセスを適用し、最
終冷間圧延の圧延率を１５〜３０％としてＨ１４テンパ
ー材を得るプロセスを適用するのが通常である。なおこ
の場合の中間焼鈍は、一般には３２０〜４５０℃で０．
５〜６時間程度の条件（例えば特開平２−１２９３４７
号参照）を適用するのが通常であり、このような中間焼
鈍を適用した場合、材料の再結晶が完全に行なわれて、
均一な再結晶組織が得られる。
【０００５】
【発明が解決しようとする課題】ところで最近の自動車
用の熱交換器においては軽量、小型化が強く要求され、
そこで熱交換器用フィン材についても従来よりもさらに
薄肉化すること、具体的には０．０３〜０．１０ｍｍ程
度まで薄肉化することが望まれている。そのためコルゲ
ート成形等の成形時における変形、座屈の発生を防止す
るべく、ろう付け前の元板強度について従来よりも一層
の高強度化を図ると同時に、高温のろう付け時の座屈変
形を防止するべく耐熱性（耐高温座屈性）をさらに向上
させることが望まれている。
用の熱交換器においては軽量、小型化が強く要求され、
そこで熱交換器用フィン材についても従来よりもさらに
薄肉化すること、具体的には０．０３〜０．１０ｍｍ程
度まで薄肉化することが望まれている。そのためコルゲ
ート成形等の成形時における変形、座屈の発生を防止す
るべく、ろう付け前の元板強度について従来よりも一層
の高強度化を図ると同時に、高温のろう付け時の座屈変
形を防止するべく耐熱性（耐高温座屈性）をさらに向上
させることが望まれている。
【０００６】しかしながら従来のフィン材として使用さ
れていたＨ１４テンパー材では０．１０ｍｍ以下に薄肉
化した場合、フィン材の元板強度が不足して成形時の不
良率が高くなり、また耐高温座屈性能も不足して、熱交
換器組立時の不良発生率も高くならざるを得なかった。
ここで、従来のフィン材製造方法の延長線上の考えとし
て、Ｈ１４テンパー材製造の場合よりも最終冷間圧延の
圧延率を高くして元板強度を高めること、すなわちＨ１
６テンパー材あるいはＨ１８テンパー材とすることも考
えられる。しかしながらこのように最終冷間圧延率の調
整だけで元板強度の向上を図った場合、耐高温座屈性が
低下してしまう。したがって従来は、フィン材のより一
層の薄肉化を目指した場合、熱交換器組立時におけるフ
ィン材の変形、座屈の発生防止とろう付け時の高温によ
る座屈の発生防止とを同時に図ることは難かしく、結局
０．０３〜０．１０ｍｍ程度までフィン材の薄肉化を図
ることは、実際上困難とされていた。
れていたＨ１４テンパー材では０．１０ｍｍ以下に薄肉
化した場合、フィン材の元板強度が不足して成形時の不
良率が高くなり、また耐高温座屈性能も不足して、熱交
換器組立時の不良発生率も高くならざるを得なかった。
ここで、従来のフィン材製造方法の延長線上の考えとし
て、Ｈ１４テンパー材製造の場合よりも最終冷間圧延の
圧延率を高くして元板強度を高めること、すなわちＨ１
６テンパー材あるいはＨ１８テンパー材とすることも考
えられる。しかしながらこのように最終冷間圧延率の調
整だけで元板強度の向上を図った場合、耐高温座屈性が
低下してしまう。したがって従来は、フィン材のより一
層の薄肉化を目指した場合、熱交換器組立時におけるフ
ィン材の変形、座屈の発生防止とろう付け時の高温によ
る座屈の発生防止とを同時に図ることは難かしく、結局
０．０３〜０．１０ｍｍ程度までフィン材の薄肉化を図
ることは、実際上困難とされていた。
【０００７】この発明は以上の事情を背景としてなされ
たもので、ろう付け前の熱交換器組立時におけるフィン
材強度（元板強度）が高く、しかも耐高温座屈性が優れ
ていてろう付け時の高温による座屈変形も少ないアルミ
ニウム合金製フィン材を提供することを目的とするもの
である。
たもので、ろう付け前の熱交換器組立時におけるフィン
材強度（元板強度）が高く、しかも耐高温座屈性が優れ
ていてろう付け時の高温による座屈変形も少ないアルミ
ニウム合金製フィン材を提供することを目的とするもの
である。
【０００８】
【課題を解決するための手段】前述のような課題を解決
するため、本願発明者等が種々実験・検討を重ねた結
果、Ａｌ−Ｍｎ−Ｓｉ系合金をベースとしてフィン材の
合金成分を適切に調整すると同時に、フィン材製造プロ
セスを適切に選択しかつ各工程の条件を適切に定めるこ
とによって、ろう付け前の強度が高くしかもろう付時の
高温による座屈変形も少なく、さらにはフィン材として
充分な犠牲陽極効果を有していて熱交換器に充分な耐食
性を与えることのできるフィン材が得られることを見い
出し、この発明をなすに至った。
するため、本願発明者等が種々実験・検討を重ねた結
果、Ａｌ−Ｍｎ−Ｓｉ系合金をベースとしてフィン材の
合金成分を適切に調整すると同時に、フィン材製造プロ
セスを適切に選択しかつ各工程の条件を適切に定めるこ
とによって、ろう付け前の強度が高くしかもろう付時の
高温による座屈変形も少なく、さらにはフィン材として
充分な犠牲陽極効果を有していて熱交換器に充分な耐食
性を与えることのできるフィン材が得られることを見い
出し、この発明をなすに至った。
【０００９】具体的には、請求項１の発明の熱交換器用
アルミニウム合金製高強度高耐熱性フィン材の製造方法
は、Ｍｎ１．０〜２．０％、Ｓｉ０．２〜０．８％を含
有し、かつＺｒ０．０３〜０．３％、Ｃｒ０．０３〜
０．３％のうちの１種または２種を含有し、しかもＦｅ
が０．３％以下に規制され、残部がＡｌおよび不可避的
不純物よりなる合金の鋳塊に対して４００〜５５０℃で
１〜３０時間均質化処理を施し、さらに熱間圧延を施す
にあたって、熱間圧延開始温度を４００〜５５０℃とす
るとともに熱間圧延終了温度を３００℃以下とし、熱間
圧延終了後５０％以上の圧延率で冷間圧延を施してか
ら、２４０℃以上３００℃未満の温度域で中間焼鈍を施
し、さらに５〜５０％の圧延率で冷間圧延を行なって、
板厚が０．０３〜０．１０ｍｍの範囲内でかつ引張強さ
が２００Ｎ／ｍｍ2 以上のフィン材を得ることを特徴と
するものである。
アルミニウム合金製高強度高耐熱性フィン材の製造方法
は、Ｍｎ１．０〜２．０％、Ｓｉ０．２〜０．８％を含
有し、かつＺｒ０．０３〜０．３％、Ｃｒ０．０３〜
０．３％のうちの１種または２種を含有し、しかもＦｅ
が０．３％以下に規制され、残部がＡｌおよび不可避的
不純物よりなる合金の鋳塊に対して４００〜５５０℃で
１〜３０時間均質化処理を施し、さらに熱間圧延を施す
にあたって、熱間圧延開始温度を４００〜５５０℃とす
るとともに熱間圧延終了温度を３００℃以下とし、熱間
圧延終了後５０％以上の圧延率で冷間圧延を施してか
ら、２４０℃以上３００℃未満の温度域で中間焼鈍を施
し、さらに５〜５０％の圧延率で冷間圧延を行なって、
板厚が０．０３〜０．１０ｍｍの範囲内でかつ引張強さ
が２００Ｎ／ｍｍ2 以上のフィン材を得ることを特徴と
するものである。
【００１０】また請求項２の発明の熱交換器用アルミニ
ウム合金製高強度高耐熱性フィン材の製造方法は、Ｍｎ
１．０〜２．０％、Ｓｉ０．２〜０．８％を含有し、か
つＺｒ０．０３〜０．３％、Ｃｒ０．０３〜０．３％の
うちの１種または２種を含有し、さらにＭｇ０．０５〜
０．５％、Ｃｕ０．０５〜０．３％のうちの１種または
２種を含有し、しかもＦｅが０．３％以下に規制され、
残部がＡｌおよび不可避的不純物よりなる合金の鋳塊に
対して４００〜５５０℃で１〜３０時間均質化処理を施
し、さらに熱間圧延を施すにあたって、熱間圧延開始温
度を４００〜５５０℃とするとともに熱間圧延終了温度
を３００℃以下とし、熱間圧延終了後５０％以上の圧延
率で冷間圧延を施してから、２４０℃以上３００℃未満
の温度域で中間焼鈍を施し、さらに５〜５０％の圧延率
で冷間圧延を行なって、板厚が０．０３〜０．１０ｍｍ
の範囲内でかつ引張強さが２００Ｎ／ｍｍ2 以上のフィ
ン材を得ることを特徴とするものである。
ウム合金製高強度高耐熱性フィン材の製造方法は、Ｍｎ
１．０〜２．０％、Ｓｉ０．２〜０．８％を含有し、か
つＺｒ０．０３〜０．３％、Ｃｒ０．０３〜０．３％の
うちの１種または２種を含有し、さらにＭｇ０．０５〜
０．５％、Ｃｕ０．０５〜０．３％のうちの１種または
２種を含有し、しかもＦｅが０．３％以下に規制され、
残部がＡｌおよび不可避的不純物よりなる合金の鋳塊に
対して４００〜５５０℃で１〜３０時間均質化処理を施
し、さらに熱間圧延を施すにあたって、熱間圧延開始温
度を４００〜５５０℃とするとともに熱間圧延終了温度
を３００℃以下とし、熱間圧延終了後５０％以上の圧延
率で冷間圧延を施してから、２４０℃以上３００℃未満
の温度域で中間焼鈍を施し、さらに５〜５０％の圧延率
で冷間圧延を行なって、板厚が０．０３〜０．１０ｍｍ
の範囲内でかつ引張強さが２００Ｎ／ｍｍ2 以上のフィ
ン材を得ることを特徴とするものである。
【００１１】そしてまた請求項３の発明の熱交換器用ア
ルミニウム合金製高強度高耐熱性フィン材の製造方法
は、Ｍｎ１．０〜２．０％、Ｓｉ０．２〜０．８％を含
有し、かつＺｒ０．０３〜０．３％、Ｃｒ０．０３〜
０．３％のうちの１種または２種を含有し、さらにＺｎ
０．２〜２．０％、Ｓｎ０．０１〜０．１％、Ｉｎ０．
００５〜０．１％、Ｇａ０．００５〜０．１％のうちの
１種以上を含有し、しかもＦｅが０．３％以下に規制さ
れ、残部がＡｌおよび不可避的不純物よりなる合金の鋳
塊に対して４００〜５５０℃で１〜３０時間均質化処理
を施し、さらに熱間圧延を施すにあたって、熱間圧延開
始温度を４００〜５５０℃とするとともに熱間圧延終了
温度を３００℃以下とし、熱間圧延終了後５０％以上の
圧延率で冷間圧延を施してから、２４０℃以上３００℃
未満の温度域で中間焼鈍を施し、さらに５〜５０％の圧
延率で冷間圧延を行なって、板厚が０．０３〜０．１０
ｍｍの範囲内でかつ引張強さが２００Ｎ／ｍｍ2 以上の
フィン材を得ることを特徴とするものである。
ルミニウム合金製高強度高耐熱性フィン材の製造方法
は、Ｍｎ１．０〜２．０％、Ｓｉ０．２〜０．８％を含
有し、かつＺｒ０．０３〜０．３％、Ｃｒ０．０３〜
０．３％のうちの１種または２種を含有し、さらにＺｎ
０．２〜２．０％、Ｓｎ０．０１〜０．１％、Ｉｎ０．
００５〜０．１％、Ｇａ０．００５〜０．１％のうちの
１種以上を含有し、しかもＦｅが０．３％以下に規制さ
れ、残部がＡｌおよび不可避的不純物よりなる合金の鋳
塊に対して４００〜５５０℃で１〜３０時間均質化処理
を施し、さらに熱間圧延を施すにあたって、熱間圧延開
始温度を４００〜５５０℃とするとともに熱間圧延終了
温度を３００℃以下とし、熱間圧延終了後５０％以上の
圧延率で冷間圧延を施してから、２４０℃以上３００℃
未満の温度域で中間焼鈍を施し、さらに５〜５０％の圧
延率で冷間圧延を行なって、板厚が０．０３〜０．１０
ｍｍの範囲内でかつ引張強さが２００Ｎ／ｍｍ2 以上の
フィン材を得ることを特徴とするものである。
【００１２】さらに請求項４の発明の熱交換器用アルミ
ニウム合金製高強度高耐熱性フィン材の製造方法は、Ｍ
ｎ１．０〜２．０％、Ｓｉ０．２〜０．８％を含有し、
かつＺｒ０．０３〜０．３％、Ｃｒ０．０３〜０．３％
のうちの１種または２種を含有し、さらにＭｇ０．０５
〜０．５％、Ｃｕ０．０５〜０．３％のうちの１種また
は２種を含有するとともに、Ｚｎ０．２〜２．０％、Ｓ
ｎ０．０１〜０．１％、Ｉｎ０．００５〜０．１％、Ｇ
ａ０．００５〜０．１％のうちの１種以上を含有し、し
かもＦｅが０．３％以下に規制され、残部がＡｌおよび
不可避的不純物よりなる合金の鋳塊に対して４００〜５
５０℃で１〜３０時間均質化処理を施し、さらに熱間圧
延を施すにあたって、熱間圧延開始温度を４００〜５５
０℃とするとともに熱間圧延終了温度を３００℃以下と
し、熱間圧延終了後５０％以上の圧延率で冷間圧延を施
してから、２４０℃以上３００℃未満の温度域で中間焼
鈍を施し、さらに５〜５０％の圧延率で冷間圧延を行な
って、板厚が０．０３〜０．１０ｍｍの範囲内でかつ引
張強さが２００Ｎ／ｍｍ2 以上のフィン材を得ることを
特徴とするものである。
ニウム合金製高強度高耐熱性フィン材の製造方法は、Ｍ
ｎ１．０〜２．０％、Ｓｉ０．２〜０．８％を含有し、
かつＺｒ０．０３〜０．３％、Ｃｒ０．０３〜０．３％
のうちの１種または２種を含有し、さらにＭｇ０．０５
〜０．５％、Ｃｕ０．０５〜０．３％のうちの１種また
は２種を含有するとともに、Ｚｎ０．２〜２．０％、Ｓ
ｎ０．０１〜０．１％、Ｉｎ０．００５〜０．１％、Ｇ
ａ０．００５〜０．１％のうちの１種以上を含有し、し
かもＦｅが０．３％以下に規制され、残部がＡｌおよび
不可避的不純物よりなる合金の鋳塊に対して４００〜５
５０℃で１〜３０時間均質化処理を施し、さらに熱間圧
延を施すにあたって、熱間圧延開始温度を４００〜５５
０℃とするとともに熱間圧延終了温度を３００℃以下と
し、熱間圧延終了後５０％以上の圧延率で冷間圧延を施
してから、２４０℃以上３００℃未満の温度域で中間焼
鈍を施し、さらに５〜５０％の圧延率で冷間圧延を行な
って、板厚が０．０３〜０．１０ｍｍの範囲内でかつ引
張強さが２００Ｎ／ｍｍ2 以上のフィン材を得ることを
特徴とするものである。
【００１３】
【作用】先ずこの発明における合金の成分組成の限定理
由について説明する。
由について説明する。
【００１４】Ｍｎ：Ｍｎはこの発明で用いるフィン材合
金の基本的な合金成分であり、Ａｌ−Ｍｎ系の微細な金
属間化合物析出物（Ａｌ−Ｍｎ、Ａｌ−Ｍｎ−Ｓｉ、Ａ
ｌ−Ｍｎ−Ｆｅ、Ａｌ−Ｍｎ−Ｆｅ−Ｓｉ等）を生成し
て、元板（ろう付け前の板）の強度およびろう付け後の
強度を向上させ、また成形性も向上させるに有効であ
る。またＡｌ−Ｍｎ系の微細な金属間化合物は、ろう付
け時の再結晶粒を粗大化させることを通じて、耐高温座
屈性の向上にも寄与する。Ｍｎ量が１．０％未満ではこ
れらの効果が充分ではなく、一方２．０％を越えれば鋳
造時に粗大な金属間化合物が生成されて、圧延性が劣化
し、板材の製造が困難となる。したがってＭｎ量は１．
０〜２．０％の範囲内とした。
金の基本的な合金成分であり、Ａｌ−Ｍｎ系の微細な金
属間化合物析出物（Ａｌ−Ｍｎ、Ａｌ−Ｍｎ−Ｓｉ、Ａ
ｌ−Ｍｎ−Ｆｅ、Ａｌ−Ｍｎ−Ｆｅ−Ｓｉ等）を生成し
て、元板（ろう付け前の板）の強度およびろう付け後の
強度を向上させ、また成形性も向上させるに有効であ
る。またＡｌ−Ｍｎ系の微細な金属間化合物は、ろう付
け時の再結晶粒を粗大化させることを通じて、耐高温座
屈性の向上にも寄与する。Ｍｎ量が１．０％未満ではこ
れらの効果が充分ではなく、一方２．０％を越えれば鋳
造時に粗大な金属間化合物が生成されて、圧延性が劣化
し、板材の製造が困難となる。したがってＭｎ量は１．
０〜２．０％の範囲内とした。
【００１５】Ｓｉ：Ｓｉもこの発明に用いるフィン材合
金の基本的な合金成分であり、Ａｌ−Ｍｎ−Ｓｉ系の微
細な金属間化合物析出物（Ａｌ−Ｍｎ−Ｓｉ、Ａｌ−Ｍ
ｎ−Ｆｅ−Ｓｉ等）を生成して、元板強度およびろう付
け後の強度を向上させるとともに、前述のようにろう付
け時の再結晶粒の粗大化を通じて耐高温座屈性を向上さ
せるために有効な元素である。またＳｉは、Ｍｎの固溶
量を減少させて熱伝導性を向上させ、さらに電位を卑に
してフィン材による犠牲陽極効果を高めるために有効で
ある。Ｓｉ量が０．２％未満ではこれらの効果が充分に
得られず、一方０．８％を越えれば、ろう付け時におい
てろう材成分、特にＳｉのフィン材中への侵入（一般に
はこれをエロージョンと称す）によるフィンの溶損や耐
食性低下が発生してしまうおそれがある。したがってＳ
ｉ量は０．２〜０．８％の範囲内とした。
金の基本的な合金成分であり、Ａｌ−Ｍｎ−Ｓｉ系の微
細な金属間化合物析出物（Ａｌ−Ｍｎ−Ｓｉ、Ａｌ−Ｍ
ｎ−Ｆｅ−Ｓｉ等）を生成して、元板強度およびろう付
け後の強度を向上させるとともに、前述のようにろう付
け時の再結晶粒の粗大化を通じて耐高温座屈性を向上さ
せるために有効な元素である。またＳｉは、Ｍｎの固溶
量を減少させて熱伝導性を向上させ、さらに電位を卑に
してフィン材による犠牲陽極効果を高めるために有効で
ある。Ｓｉ量が０．２％未満ではこれらの効果が充分に
得られず、一方０．８％を越えれば、ろう付け時におい
てろう材成分、特にＳｉのフィン材中への侵入（一般に
はこれをエロージョンと称す）によるフィンの溶損や耐
食性低下が発生してしまうおそれがある。したがってＳ
ｉ量は０．２〜０．８％の範囲内とした。
【００１６】Ｚｒ，Ｃｒ：ＺｒおよびＣｒは、Ａｌ−Ｚ
ｒ系金属間化合物、Ａｌ−Ｃｒ系金属間化合物を微細に
析出させ、ろう付け時の再結晶粒を粗大化させることを
通じて耐高温座屈性を向上させるに有効な元素であり、
いずれか一方または双方が添加される。いずれもその添
加量が０．０３％未満では耐高温座屈性の向上効果が充
分に得られず、一方０．３％を越えれば、鋳造時に粗大
な金属間化合物が生成されて圧延性が低下し、板材の製
造が困難となる。したがってＺｒ，Ｃｒはいずれも０．
０３〜０．３％の範囲内とした。
ｒ系金属間化合物、Ａｌ−Ｃｒ系金属間化合物を微細に
析出させ、ろう付け時の再結晶粒を粗大化させることを
通じて耐高温座屈性を向上させるに有効な元素であり、
いずれか一方または双方が添加される。いずれもその添
加量が０．０３％未満では耐高温座屈性の向上効果が充
分に得られず、一方０．３％を越えれば、鋳造時に粗大
な金属間化合物が生成されて圧延性が低下し、板材の製
造が困難となる。したがってＺｒ，Ｃｒはいずれも０．
０３〜０．３％の範囲内とした。
【００１７】Ｍｇ，Ｃｕ：Ｍｇ，Ｃｕは元板強度および
ろう付け後の強度を向上させるに有効な元素であり、そ
こで請求項２および請求項４の発明においていずれか一
方または双方が添加される。これらのうちＭｇは、ろう
付け加熱後の冷却速度が通常はかなり高いために、Ｓｉ
と共存することによって時効硬化を生じ、強度向上に寄
与する。Ｍｇ量が０．０５％未満ではこの効果が充分で
はない。一方Ｍｇ量が０．５％を越えれば、ろう付け時
の再結晶粒が微細になって耐高温座屈性が低下し、また
弗化物系フラックスを用いたろう付けの場合、Ｍｇとフ
ラックスとが反応してろう付け不良が生じ、一方真空ろ
う付けの場合、Ｍｇの蒸発量が多くなってろう付け炉が
汚染されるためろう付け炉の清掃頻度が高くなり、生産
性が阻害される。したがってＭｇ量は０．０５〜０．５
％の範囲内とした。一方Ｃｕは固溶強化を通じて強度向
上に寄与するが、Ｃｕ量が０．０５％未満ではこれらの
効果が少なく、一方０．３％を越えて添加されればフィ
ン材の電位が貴になってフィン材による犠牲陽極効果が
低下する。したがってＣｕ量は０．０５〜０．３％の範
囲内とした。
ろう付け後の強度を向上させるに有効な元素であり、そ
こで請求項２および請求項４の発明においていずれか一
方または双方が添加される。これらのうちＭｇは、ろう
付け加熱後の冷却速度が通常はかなり高いために、Ｓｉ
と共存することによって時効硬化を生じ、強度向上に寄
与する。Ｍｇ量が０．０５％未満ではこの効果が充分で
はない。一方Ｍｇ量が０．５％を越えれば、ろう付け時
の再結晶粒が微細になって耐高温座屈性が低下し、また
弗化物系フラックスを用いたろう付けの場合、Ｍｇとフ
ラックスとが反応してろう付け不良が生じ、一方真空ろ
う付けの場合、Ｍｇの蒸発量が多くなってろう付け炉が
汚染されるためろう付け炉の清掃頻度が高くなり、生産
性が阻害される。したがってＭｇ量は０．０５〜０．５
％の範囲内とした。一方Ｃｕは固溶強化を通じて強度向
上に寄与するが、Ｃｕ量が０．０５％未満ではこれらの
効果が少なく、一方０．３％を越えて添加されればフィ
ン材の電位が貴になってフィン材による犠牲陽極効果が
低下する。したがってＣｕ量は０．０５〜０．３％の範
囲内とした。
【００１８】Ｚｎ，Ｓｎ，Ｉｎ，Ｇａ：これらの元素は
フィン材の電位を卑にして、犠牲陽極効果を高めるため
に有効であり、そこで請求項３、請求項４の発明におい
てこれらのうちの１種または２種以上が添加される。Ｚ
ｎ量が０．２％未満、Ｓｎ量が０．０１％未満、Ｉｎ量
が０．００５％未満、Ｇａ量が０．００５％未満では、
上述の効果が充分に得られず、一方Ｚｎ量が２．０％、
Ｓｎ量が０．１％、Ｉｎ量が０．１％、Ｇａ量が０．１
％を越えれば自己耐食性および圧延加工性が低下するか
ら、Ｚｎ量は０．２〜２．０％、Ｓｎ量は０．０１〜
０．１％、Ｉｎ量は０．００５〜０．１％、Ｇａ量は
０．００５〜０．１％の範囲内とした。
フィン材の電位を卑にして、犠牲陽極効果を高めるため
に有効であり、そこで請求項３、請求項４の発明におい
てこれらのうちの１種または２種以上が添加される。Ｚ
ｎ量が０．２％未満、Ｓｎ量が０．０１％未満、Ｉｎ量
が０．００５％未満、Ｇａ量が０．００５％未満では、
上述の効果が充分に得られず、一方Ｚｎ量が２．０％、
Ｓｎ量が０．１％、Ｉｎ量が０．１％、Ｇａ量が０．１
％を越えれば自己耐食性および圧延加工性が低下するか
ら、Ｚｎ量は０．２〜２．０％、Ｓｎ量は０．０１〜
０．１％、Ｉｎ量は０．００５〜０．１％、Ｇａ量は
０．００５〜０．１％の範囲内とした。
【００１９】Ｆｅ：Ｆｅは通常のアルミニウム合金にお
いても不可避的不純物元素あるいは積極添加元素として
含有される元素であるが、０．３％を越えて含有されれ
ば、Ａｌ−Ｍｎ−Ｆｅ系の粗大金属間化合物晶出物を形
成して、ろう付け時の再結晶粒が微細になり過ぎ、耐高
温座屈性が著しく低下する。そこでこの発明の場合、Ｆ
ｅは不純物として０．３％以下に規制する必要がある。
いても不可避的不純物元素あるいは積極添加元素として
含有される元素であるが、０．３％を越えて含有されれ
ば、Ａｌ−Ｍｎ−Ｆｅ系の粗大金属間化合物晶出物を形
成して、ろう付け時の再結晶粒が微細になり過ぎ、耐高
温座屈性が著しく低下する。そこでこの発明の場合、Ｆ
ｅは不純物として０．３％以下に規制する必要がある。
【００２０】以上の各元素のほかはＡｌおよびＦｅ以外
の不可避的不純物とすれば良い。
の不可避的不純物とすれば良い。
【００２１】次にこの発明における製造プロセスについ
て説明する。
て説明する。
【００２２】既に述べたように一般に熱交換器用フィン
材は、溶解鋳造→均質化処理→熱間圧延→冷間圧延→中
間焼鈍→最終冷間圧延のプロセスを適用して、Ｈ１ｎテ
ンパー状態の製品として製造されるのが通常であり、特
に耐高温座屈性の点ではＨ１４テンパー材が優れている
とされていた。そしてこの場合の中間焼鈍は、一般には
３２０〜４５０℃で０．５〜６時間程度の条件を適用す
るのが通常であり、この場合、中間焼鈍で材料の再結晶
が完全に行なわれて、均一な再結晶組織が得られる。し
かしながらこのような従来のＨ１ｎテンパー材製造プロ
セスでは、ろう付け前の元板強度、耐高温座屈性の両者
を同時に満たすことは困難であった。そこでこの発明で
は、合金の成分組成を前述のように調整すると同時に、
製造プロセス条件、特に中間焼鈍条件および最終冷間圧
延条件を適切に設定することによって、元板強度、耐高
温座屈性をともに改善することができたのである。すな
わち、中間焼鈍温度を３００℃未満２４０℃以上とし
て、完全な再結晶を起こさないように調整すると同時に
適度に微細な金属間化合物が析出されるようにし、さら
に圧延率５〜５０％の適切な最終冷間圧延を施すことに
よって、元板強度向上および耐高温座屈性向上を図り得
たのである。さらに具体的に各プロセスについて説明す
る。
材は、溶解鋳造→均質化処理→熱間圧延→冷間圧延→中
間焼鈍→最終冷間圧延のプロセスを適用して、Ｈ１ｎテ
ンパー状態の製品として製造されるのが通常であり、特
に耐高温座屈性の点ではＨ１４テンパー材が優れている
とされていた。そしてこの場合の中間焼鈍は、一般には
３２０〜４５０℃で０．５〜６時間程度の条件を適用す
るのが通常であり、この場合、中間焼鈍で材料の再結晶
が完全に行なわれて、均一な再結晶組織が得られる。し
かしながらこのような従来のＨ１ｎテンパー材製造プロ
セスでは、ろう付け前の元板強度、耐高温座屈性の両者
を同時に満たすことは困難であった。そこでこの発明で
は、合金の成分組成を前述のように調整すると同時に、
製造プロセス条件、特に中間焼鈍条件および最終冷間圧
延条件を適切に設定することによって、元板強度、耐高
温座屈性をともに改善することができたのである。すな
わち、中間焼鈍温度を３００℃未満２４０℃以上とし
て、完全な再結晶を起こさないように調整すると同時に
適度に微細な金属間化合物が析出されるようにし、さら
に圧延率５〜５０％の適切な最終冷間圧延を施すことに
よって、元板強度向上および耐高温座屈性向上を図り得
たのである。さらに具体的に各プロセスについて説明す
る。
【００２３】先ず溶解・鋳造工程は従来の通常の方法に
従ってＤＣ鋳造法（半連続鋳造法）を適用すれば良い。
従ってＤＣ鋳造法（半連続鋳造法）を適用すれば良い。
【００２４】得られた鋳塊に対しては均質化処理（均熱
処理）を施す。この均質化処理は、単に鋳塊の組織の均
一化を図るためばかりでなく、Ａｌ−Ｍｎ系金属間化合
物（Ａｌ−Ｍｎ、Ａｌ−Ｍｎ−Ｆｅ、Ａｌ−Ｍｎ−Ｆｅ
−Ｓｉ、Ａｌ−Ｍｎ−Ｓｉ等）やＡｌ−Ｚｒ系金属間化
合物、Ａｌ−Ｃｒ系金属間化合物を微細に析出させて、
ろう付け時における再結晶粒を粗大にし、もって耐高温
座屈性を改善するとともに、ろう付け後の強度を高める
ために必要な工程であり、耐高温座屈性向上、ろう付け
後強度の向上のためには均質化処理を４００〜５５０℃
の範囲内で１〜３０時間行なう必要がある。均質化処理
の温度が４００℃未満では、Ａｌ−Ｍｎ系、Ａｌ−Ｚｒ
系、Ａｌ−Ｃｒ系の金属間化合物の析出が充分に行なわ
れないため、ろう付け時の再結晶粒が微細になり、耐高
温座屈性が著しく低下してしまう。一方５５０℃を越え
れば、析出するＡｌ−Ｍｎ系、Ａｌ−Ｚｒ系、Ａｌ−Ｃ
ｒ系の金属間化合物が粗大となってろう付け後強度が低
下し、また同時にろう付け時の再結晶粒が微細になり、
耐高温座屈性が低下する。また均質化処理の時間が１時
間未満では、Ａｌ−Ｍｎ系、Ａｌ−Ｚｒ系、Ａｌ−Ｃｒ
系の金属間化合物の析出が充分ではないため、耐高温座
屈性やろう付け後強度の向上に及ぼす均質化処理の効果
が少ない。一方３０時間を越えて均質化処理を行なって
も、前述のような効果が飽和し、消費エネルギの点から
不経済となるだけである。なおこの均質化処理の後には
後述するように熱間圧延を行なうが、必要な熱間圧延開
始温度を得るための加熱と兼ねて均質化処理を行ない、
均質化処理に引続いて直ちに熱間圧延を行なっても良
く、あるいは均質化処理後に一旦冷却し、改めて熱間圧
延開始温度に加熱して熱間圧延を行なっても良い。
処理）を施す。この均質化処理は、単に鋳塊の組織の均
一化を図るためばかりでなく、Ａｌ−Ｍｎ系金属間化合
物（Ａｌ−Ｍｎ、Ａｌ−Ｍｎ−Ｆｅ、Ａｌ−Ｍｎ−Ｆｅ
−Ｓｉ、Ａｌ−Ｍｎ−Ｓｉ等）やＡｌ−Ｚｒ系金属間化
合物、Ａｌ−Ｃｒ系金属間化合物を微細に析出させて、
ろう付け時における再結晶粒を粗大にし、もって耐高温
座屈性を改善するとともに、ろう付け後の強度を高める
ために必要な工程であり、耐高温座屈性向上、ろう付け
後強度の向上のためには均質化処理を４００〜５５０℃
の範囲内で１〜３０時間行なう必要がある。均質化処理
の温度が４００℃未満では、Ａｌ−Ｍｎ系、Ａｌ−Ｚｒ
系、Ａｌ−Ｃｒ系の金属間化合物の析出が充分に行なわ
れないため、ろう付け時の再結晶粒が微細になり、耐高
温座屈性が著しく低下してしまう。一方５５０℃を越え
れば、析出するＡｌ−Ｍｎ系、Ａｌ−Ｚｒ系、Ａｌ−Ｃ
ｒ系の金属間化合物が粗大となってろう付け後強度が低
下し、また同時にろう付け時の再結晶粒が微細になり、
耐高温座屈性が低下する。また均質化処理の時間が１時
間未満では、Ａｌ−Ｍｎ系、Ａｌ−Ｚｒ系、Ａｌ−Ｃｒ
系の金属間化合物の析出が充分ではないため、耐高温座
屈性やろう付け後強度の向上に及ぼす均質化処理の効果
が少ない。一方３０時間を越えて均質化処理を行なって
も、前述のような効果が飽和し、消費エネルギの点から
不経済となるだけである。なおこの均質化処理の後には
後述するように熱間圧延を行なうが、必要な熱間圧延開
始温度を得るための加熱と兼ねて均質化処理を行ない、
均質化処理に引続いて直ちに熱間圧延を行なっても良
く、あるいは均質化処理後に一旦冷却し、改めて熱間圧
延開始温度に加熱して熱間圧延を行なっても良い。
【００２５】均質化処理後の熱間圧延は、良好な熱間圧
延性を得ると同時に良好な耐高温座屈性、ろう付け後強
度を得るために、その開始温度を４００〜５５０℃の範
囲内とする必要がある。熱間圧延開始温度が４００℃未
満では、熱間圧延時の耳割れが激しくなって圧延が困難
となり、一方熱間圧延開始温度が５５０℃を越えれば、
ろう付け後の強度が低下するとともに、ろう付け後の再
結晶粒が微細になって耐高温座屈性が低下する。さらに
この熱間圧延における終了温度は３００℃以下とする必
要がある。熱間圧延終了温度が３００℃を越える場合、
熱間圧延後の熱延コイルの冷却中にＡｌ−Ｍｎ系析出物
が析出して粗大化するため、ろう付け後の強度が低下し
かつ耐高温座屈性が低下してしまう。
延性を得ると同時に良好な耐高温座屈性、ろう付け後強
度を得るために、その開始温度を４００〜５５０℃の範
囲内とする必要がある。熱間圧延開始温度が４００℃未
満では、熱間圧延時の耳割れが激しくなって圧延が困難
となり、一方熱間圧延開始温度が５５０℃を越えれば、
ろう付け後の強度が低下するとともに、ろう付け後の再
結晶粒が微細になって耐高温座屈性が低下する。さらに
この熱間圧延における終了温度は３００℃以下とする必
要がある。熱間圧延終了温度が３００℃を越える場合、
熱間圧延後の熱延コイルの冷却中にＡｌ−Ｍｎ系析出物
が析出して粗大化するため、ろう付け後の強度が低下し
かつ耐高温座屈性が低下してしまう。
【００２６】熱間圧延後には、中間焼鈍の前に冷間圧延
（一次冷間圧延）を行なって中間板厚とする。この一次
冷間圧延は、圧延率を５０％以上とする必要がある。こ
の一次冷間圧延率が５０％未満では、元板強度が充分に
向上せず、また耐高温座屈性が低下する。すなわち、冷
間加工によって転位を均一に導入・分布させて、その後
の中間焼鈍においてＡｌ−Ｍｎ系金属間化合物の微細な
析出物を転位上に均一に析出させることが耐高温座屈性
の向上に有効であるが、そのためには５０％以上の冷間
圧延率が必要であり、５０％未満の冷間圧延率ではその
後の中間焼鈍での金属間化合物の析出が少なくかつ不均
一となり、耐高温座屈性が低下してしまう。
（一次冷間圧延）を行なって中間板厚とする。この一次
冷間圧延は、圧延率を５０％以上とする必要がある。こ
の一次冷間圧延率が５０％未満では、元板強度が充分に
向上せず、また耐高温座屈性が低下する。すなわち、冷
間加工によって転位を均一に導入・分布させて、その後
の中間焼鈍においてＡｌ−Ｍｎ系金属間化合物の微細な
析出物を転位上に均一に析出させることが耐高温座屈性
の向上に有効であるが、そのためには５０％以上の冷間
圧延率が必要であり、５０％未満の冷間圧延率ではその
後の中間焼鈍での金属間化合物の析出が少なくかつ不均
一となり、耐高温座屈性が低下してしまう。
【００２７】一次冷間圧延後の中間焼鈍は、２４０℃以
上３００℃未満の温度域で行なって、材料を完全再結晶
組織とさせない状態で焼鈍する必要がある。３００℃以
上の高温で焼鈍した場合には、中間焼鈍時に材料が完全
再結晶するから、最終冷間圧延板で引張強さ２００Ｎ／
ｍｍ2 以上の強度を得るためには最終冷間圧延率を５０
％以上とする必要が生じるが、このように最終冷間圧延
率を高くすれば耐高温座屈性が低下してしまう。一方中
間焼鈍温度が２４０℃未満でも冷間圧延で導入された転
位上にＡｌ−Ｍｎ系金属間化合物を析出させることがで
きるが、この場合析出物が微細過ぎて、耐高温座屈性を
向上させる効果が充分に得られない。なお中間焼鈍の保
持時間は特に限定しないが、通常は１０時間以下０．５
時間以上が好ましい。１０時間を越えて保持しても徐々
に軟化が進行するだけであって、耐高温座屈性向上に対
する著しい寄与はなく、したがって生産コストの上昇を
招くだけであるから、１０時間以下の保持とすることが
好ましい。また中間焼鈍の保持時間が０．５時間未満で
は耐高温座屈性および冷間圧延性の向上が充分に図れな
いおそれがある。
上３００℃未満の温度域で行なって、材料を完全再結晶
組織とさせない状態で焼鈍する必要がある。３００℃以
上の高温で焼鈍した場合には、中間焼鈍時に材料が完全
再結晶するから、最終冷間圧延板で引張強さ２００Ｎ／
ｍｍ2 以上の強度を得るためには最終冷間圧延率を５０
％以上とする必要が生じるが、このように最終冷間圧延
率を高くすれば耐高温座屈性が低下してしまう。一方中
間焼鈍温度が２４０℃未満でも冷間圧延で導入された転
位上にＡｌ−Ｍｎ系金属間化合物を析出させることがで
きるが、この場合析出物が微細過ぎて、耐高温座屈性を
向上させる効果が充分に得られない。なお中間焼鈍の保
持時間は特に限定しないが、通常は１０時間以下０．５
時間以上が好ましい。１０時間を越えて保持しても徐々
に軟化が進行するだけであって、耐高温座屈性向上に対
する著しい寄与はなく、したがって生産コストの上昇を
招くだけであるから、１０時間以下の保持とすることが
好ましい。また中間焼鈍の保持時間が０．５時間未満で
は耐高温座屈性および冷間圧延性の向上が充分に図れな
いおそれがある。
【００２８】中間焼鈍後には、０．０３〜０．１０ｍｍ
の最終板厚まで冷間圧延（最終冷間圧延）を行なう。こ
の最終冷間圧延の圧延率は５％以上５０％以下とする必
要がある。最終冷間圧延率が５％未満では、元板強度と
して２００Ｎ／ｍｍ2 以上の値を達成することが困難と
なる。一方最終冷間圧延率が５０％を越えれば、ろう付
け時の再結晶粒が微細になって耐高温座屈性が低下して
しまう。
の最終板厚まで冷間圧延（最終冷間圧延）を行なう。こ
の最終冷間圧延の圧延率は５％以上５０％以下とする必
要がある。最終冷間圧延率が５％未満では、元板強度と
して２００Ｎ／ｍｍ2 以上の値を達成することが困難と
なる。一方最終冷間圧延率が５０％を越えれば、ろう付
け時の再結晶粒が微細になって耐高温座屈性が低下して
しまう。
【００２９】なお以上のようなプロセスを経て得られる
０．０３〜０．１０ｍｍの板厚のフィン材は、元板強度
として２００Ｎ／ｍｍ2 以上が必要である。元板強度が
２００Ｎ／ｍｍ2 未満では、０．０３〜０．１０ｍｍの
薄肉板においてはフィン材成形時における成形不良の発
生率が高くなり、また熱交換器の組立時のフィンの座屈
が発生しやすくなり、いずれも製品歩留りが低下してし
まう。
０．０３〜０．１０ｍｍの板厚のフィン材は、元板強度
として２００Ｎ／ｍｍ2 以上が必要である。元板強度が
２００Ｎ／ｍｍ2 未満では、０．０３〜０．１０ｍｍの
薄肉板においてはフィン材成形時における成形不良の発
生率が高くなり、また熱交換器の組立時のフィンの座屈
が発生しやすくなり、いずれも製品歩留りが低下してし
まう。
【００３０】以上のようにして得られたフィン材は、そ
のままベア材として熱交換器に用いても良く、あるいは
Ａｌ−Ｓｉ−Ｍｇ系、Ａｌ−Ｓｉ系等のろう材とクラッ
ドしてブレージングシートとして用いても良い。なおこ
の発明の方法により得られたフィン材を用いて実際に熱
交換器を組立てるにあたってのろう付け法としては、真
空ろう付け法でも、あるいは非酸化性雰囲気ろう付け法
のいずれを用いても良い。
のままベア材として熱交換器に用いても良く、あるいは
Ａｌ−Ｓｉ−Ｍｇ系、Ａｌ−Ｓｉ系等のろう材とクラッ
ドしてブレージングシートとして用いても良い。なおこ
の発明の方法により得られたフィン材を用いて実際に熱
交換器を組立てるにあたってのろう付け法としては、真
空ろう付け法でも、あるいは非酸化性雰囲気ろう付け法
のいずれを用いても良い。
【００３１】
実施例１：表１の合金Ｎｏ．１〜Ｎｏ．１８に示す成分
組成の各合金について、常法に従って溶解鋳造し、得ら
れた鋳塊に対して均質化処理（均熱処理）を行ない、熱
間圧延を施して板厚２．０〜２．５ｍｍの熱延板を得
た。その後、一次冷間圧延、中間焼鈍および最終冷間圧
延を施して、板厚０．０７０ｍｍのベアフィン材とし
た。このような工程における均質化処理（均熱処理）の
温度、熱間圧延開始温度、熱間圧延終了温度、熱間圧延
上り板厚、中間焼鈍時の板厚（一次冷間圧延後の板
厚）、中間焼鈍までの一次冷間圧延率、中間焼鈍温度、
最終冷間圧延率を表２の製造条件Ａ〜Ｍに示す。なおい
ずれの場合も均質化処理の加熱保持時間は１０時間、中
間焼鈍の加熱保持時間は５時間とした。
組成の各合金について、常法に従って溶解鋳造し、得ら
れた鋳塊に対して均質化処理（均熱処理）を行ない、熱
間圧延を施して板厚２．０〜２．５ｍｍの熱延板を得
た。その後、一次冷間圧延、中間焼鈍および最終冷間圧
延を施して、板厚０．０７０ｍｍのベアフィン材とし
た。このような工程における均質化処理（均熱処理）の
温度、熱間圧延開始温度、熱間圧延終了温度、熱間圧延
上り板厚、中間焼鈍時の板厚（一次冷間圧延後の板
厚）、中間焼鈍までの一次冷間圧延率、中間焼鈍温度、
最終冷間圧延率を表２の製造条件Ａ〜Ｍに示す。なおい
ずれの場合も均質化処理の加熱保持時間は１０時間、中
間焼鈍の加熱保持時間は５時間とした。
【００３２】各成分組成の合金Ｎｏ．１〜Ｎｏ．１８を
用いて、それぞれ製造条件Ａ〜Ｍのいずれかによって製
造した各フィン材につき、引張試験を行なって元板強度
（引張強さ）を測定した。またろう付け後の強度を調べ
るため、弗化物系フラックスを塗布して窒素ガス雰囲気
中で６００℃×３分間のろう付けに相当する加熱処理を
行ない、引張試験を行なってろう付け後相当の引張強さ
を測定した。
用いて、それぞれ製造条件Ａ〜Ｍのいずれかによって製
造した各フィン材につき、引張試験を行なって元板強度
（引張強さ）を測定した。またろう付け後の強度を調べ
るため、弗化物系フラックスを塗布して窒素ガス雰囲気
中で６００℃×３分間のろう付けに相当する加熱処理を
行ない、引張試験を行なってろう付け後相当の引張強さ
を測定した。
【００３３】さらに熱交換器としての耐食性評価、特に
フィン材による犠牲陽極効果評価のために、各フィン材
の孔食電位を調べた。すなわち、一般にフィン材は温度
媒体（作動流体）通路用のチューブやコアプレートとろ
う付けされて、温度媒体通路に対して犠牲陽極効果を作
用させ、チューブやコアプレートを防食しているが、そ
の場合、通常はフィン材の孔食電位が−７００ｍＶより
卑であれば犠牲陽極効果を発揮させることができる。そ
こでこの実施例では、フィン材の孔食電位が−７００ｍ
Ｖ以上の卑であるか否かで熱交換器としての耐食性を評
価した。なお孔食電位の測定は、２．６７％ＡｌＣｌ3
水溶液中で行なった。
フィン材による犠牲陽極効果評価のために、各フィン材
の孔食電位を調べた。すなわち、一般にフィン材は温度
媒体（作動流体）通路用のチューブやコアプレートとろ
う付けされて、温度媒体通路に対して犠牲陽極効果を作
用させ、チューブやコアプレートを防食しているが、そ
の場合、通常はフィン材の孔食電位が−７００ｍＶより
卑であれば犠牲陽極効果を発揮させることができる。そ
こでこの実施例では、フィン材の孔食電位が−７００ｍ
Ｖ以上の卑であるか否かで熱交換器としての耐食性を評
価した。なお孔食電位の測定は、２．６７％ＡｌＣｌ3
水溶液中で行なった。
【００３４】さらに、ろう付け時における耐高温座屈性
能を評価するため、フィン材ろう付け時に相当する条件
でのサグ量を調べた。すなわち、試料を幅２０ｍｍ、長
さ７０ｍｍに切断して弗化物系フラックスを塗布し、そ
の一端を治具で固定して６０ｍｍの長さに水平に突き出
し、窒素ガス雰囲気中で６００℃×３分間の加熱を行な
い、突き出した先端の垂下量（サグ量）を測定した。
能を評価するため、フィン材ろう付け時に相当する条件
でのサグ量を調べた。すなわち、試料を幅２０ｍｍ、長
さ７０ｍｍに切断して弗化物系フラックスを塗布し、そ
の一端を治具で固定して６０ｍｍの長さに水平に突き出
し、窒素ガス雰囲気中で６００℃×３分間の加熱を行な
い、突き出した先端の垂下量（サグ量）を測定した。
【００３５】また、フィン材をコルゲート加工し、芯材
として３００３合金を用いかつろう材とて４０４５合金
を用いた厚さ０．６ｍｍのブレージングシート上に載置
して、弗化物系フラックスを用いて窒素ガス雰囲気中で
６００℃×３分間のろう付け加熱を行なった後、ろう付
け状況をミクロ観察してろう付け時の溶融ろうによるフ
ィン材へのエロージョン性を調べた。
として３００３合金を用いかつろう材とて４０４５合金
を用いた厚さ０．６ｍｍのブレージングシート上に載置
して、弗化物系フラックスを用いて窒素ガス雰囲気中で
６００℃×３分間のろう付け加熱を行なった後、ろう付
け状況をミクロ観察してろう付け時の溶融ろうによるフ
ィン材へのエロージョン性を調べた。
【００３６】以上の各調査結果を表３に示す。
【００３７】
【表１】
【００３８】
【表２】
【００３９】
【表３】
【００４０】表３から、この発明で規定する成分組成条
件、製造プロセス条件を満たして得られたフィン材（本
発明例）では、元板の強度が２００Ｎ／ｍｍ2 を大幅に
越えるとともにろう付け後の強度も確実に１００Ｎ／ｍ
ｍ2 を越え、しかもサグ量も１４ｍｍ以下で耐高温座屈
性が優れ、さらに孔食電位が−７００ｍＶよりも確実に
卑であって犠牲陽極効果を充分に有していて、熱交換器
としての耐食性にも優れており、さらにろう付け時のろ
う材のエロージョンもほとんどないことが判明した。こ
れに対し成分組成条件、製造プロセス条件のいずれかが
この発明で規定する範囲を外れた比較例は、上記のいず
れかの性能が劣っていた。
件、製造プロセス条件を満たして得られたフィン材（本
発明例）では、元板の強度が２００Ｎ／ｍｍ2 を大幅に
越えるとともにろう付け後の強度も確実に１００Ｎ／ｍ
ｍ2 を越え、しかもサグ量も１４ｍｍ以下で耐高温座屈
性が優れ、さらに孔食電位が−７００ｍＶよりも確実に
卑であって犠牲陽極効果を充分に有していて、熱交換器
としての耐食性にも優れており、さらにろう付け時のろ
う材のエロージョンもほとんどないことが判明した。こ
れに対し成分組成条件、製造プロセス条件のいずれかが
この発明で規定する範囲を外れた比較例は、上記のいず
れかの性能が劣っていた。
【００４１】
【発明の効果】前述の各実施例から明らかなように、こ
の発明の方法により得られた熱交換器用フィン材は、ろ
う付け前の強度（元板強度）が高く、板厚が０．１０ｍ
ｍ以下と薄肉であっても、熱交換器組立時において変
形、座屈するおそれが極めて少なく、しかも耐高温座屈
性も優れていて、ろう付け時の高温によって座屈するお
それも少ない。そのほか、この発明の方法により得られ
たフィン材は、ろう付け後の強度も高く、また熱交換器
としてコアプレートやチューブとろう付けした後におけ
るこれらのチューブやコアプレートに対する犠牲陽極効
果も充分に発揮することができるとともに、ろう材によ
るろう付け時のエロージョンも極めて少ない。したがっ
てこの発明の方法によって得られたフィン材を熱交換器
に用いれば、フィン材や熱交換器自体に要求される諸性
能を損なったりあるいは高コスト化を招いたりすること
なく、実際に０．１０ｍｍ以下にフィン材を薄肉化し
て、熱交換器の軽量化、低コスト化を図ることができ
る。
の発明の方法により得られた熱交換器用フィン材は、ろ
う付け前の強度（元板強度）が高く、板厚が０．１０ｍ
ｍ以下と薄肉であっても、熱交換器組立時において変
形、座屈するおそれが極めて少なく、しかも耐高温座屈
性も優れていて、ろう付け時の高温によって座屈するお
それも少ない。そのほか、この発明の方法により得られ
たフィン材は、ろう付け後の強度も高く、また熱交換器
としてコアプレートやチューブとろう付けした後におけ
るこれらのチューブやコアプレートに対する犠牲陽極効
果も充分に発揮することができるとともに、ろう材によ
るろう付け時のエロージョンも極めて少ない。したがっ
てこの発明の方法によって得られたフィン材を熱交換器
に用いれば、フィン材や熱交換器自体に要求される諸性
能を損なったりあるいは高コスト化を招いたりすること
なく、実際に０．１０ｍｍ以下にフィン材を薄肉化し
て、熱交換器の軽量化、低コスト化を図ることができ
る。
Claims (4)
- 【請求項１】 Ｍｎ１．０〜２．０％（重量％、以下同
じ）、Ｓｉ０．２〜０．８％を含有し、かつＺｒ０．０
３〜０．３％、Ｃｒ０．０３〜０．３％のうちの１種ま
たは２種を含有し、しかもＦｅが０．３％以下に規制さ
れ、残部がＡｌおよび不可避的不純物よりなる合金の鋳
塊に対して４００〜５５０℃で１〜３０時間均質化処理
を施し、さらに熱間圧延を施すにあたって、熱間圧延開
始温度を４００〜５５０℃とするとともに熱間圧延終了
温度を３００℃以下とし、熱間圧延終了後５０％以上の
圧延率で冷間圧延を施してから、２４０℃以上３００℃
未満の温度域で中間焼鈍を施し、さらに５〜５０％の圧
延率で冷間圧延を行なって、板厚が０．０３〜０．１０
ｍｍの範囲内でかつ引張強さが２００Ｎ／ｍｍ2以上の
フィン材を得ることを特徴とする、熱交換器用アルミニ
ウム合金製高強度高耐熱性フィン材の製造方法。 - 【請求項２】 Ｍｎ１．０〜２．０％、Ｓｉ０．２〜
０．８％を含有し、かつＺｒ０．０３〜０．３％、Ｃｒ
０．０３〜０．３％のうちの１種または２種を含有し、
さらにＭｇ０．０５〜０．５％、Ｃｕ０．０５〜０．３
％のうちの１種または２種を含有し、しかもＦｅが０．
３％以下に規制され、残部がＡｌおよび不可避的不純物
よりなる合金の鋳塊に対して４００〜５５０℃で１〜３
０時間均質化処理を施し、さらに熱間圧延を施すにあた
って、熱間圧延開始温度を４００〜５５０℃とするとと
もに熱間圧延終了温度を３００℃以下とし、熱間圧延終
了後５０％以上の圧延率で冷間圧延を施してから、２４
０℃以上３００℃未満の温度域で中間焼鈍を施し、さら
に５〜５０％の圧延率で冷間圧延を行なって、板厚が
０．０３〜０．１０ｍｍの範囲内でかつ引張強さが２０
０Ｎ／ｍｍ2 以上のフィン材を得ることを特徴とする、
熱交換器用アルミニウム合金製高強度高耐熱性フィン材
の製造方法。 - 【請求項３】 Ｍｎ１．０〜２．０％、Ｓｉ０．２〜
０．８％を含有し、かつＺｒ０．０３〜０．３％、Ｃｒ
０．０３〜０．３％のうちの１種または２種を含有し、
さらにＺｎ０．２〜２．０％、Ｓｎ０．０１〜０．１
％、Ｉｎ０．００５〜０．１％、Ｇａ０．００５〜０．
１％のうちの１種以上を含有し、しかもＦｅが０．３％
以下に規制され、残部がＡｌおよび不可避的不純物より
なる合金の鋳塊に対して４００〜５５０℃で１〜３０時
間均質化処理を施し、さらに熱間圧延を施すにあたっ
て、熱間圧延開始温度を４００〜５５０℃とするととも
に熱間圧延終了温度を３００℃以下とし、熱間圧延終了
後５０％以上の圧延率で冷間圧延を施してから、２４０
℃以上３００℃未満の温度域で中間焼鈍を施し、さらに
５〜５０％の圧延率で冷間圧延を行なって、板厚が０．
０３〜０．１０ｍｍの範囲内でかつ引張強さが２００Ｎ
／ｍｍ2 以上のフィン材を得ることを特徴とする、熱交
換器用アルミニウム合金製高強度高耐熱性フィン材の製
造方法。 - 【請求項４】 Ｍｎ１．０〜２．０％、Ｓｉ０．２〜
０．８％を含有し、かつＺｒ０．０３〜０．３％、Ｃｒ
０．０３〜０．３％のうちの１種または２種を含有し、
さらにＭｇ０．０５〜０．５％、Ｃｕ０．０５〜０．３
％のうちの１種または２種を含有するとともに、Ｚｎ
０．２〜２．０％、Ｓｎ０．０１〜０．１％、Ｉｎ０．
００５〜０．１％、Ｇａ０．００５〜０．１％のうちの
１種以上を含有し、しかもＦｅが０．３％以下に規制さ
れ、残部がＡｌおよび不可避的不純物よりなる合金の鋳
塊に対して４００〜５５０℃で１〜３０時間均質化処理
を施し、さらに熱間圧延を施すにあたって、熱間圧延開
始温度を４００〜５５０℃とするとともに熱間圧延終了
温度を３００℃以下とし、熱間圧延終了後５０％以上の
圧延率で冷間圧延を施してから、２４０℃以上３００℃
未満の温度域で中間焼鈍を施し、さらに５〜５０％の圧
延率で冷間圧延を行なって、板厚が０．０３〜０．１０
ｍｍの範囲内でかつ引張強さが２００Ｎ／ｍｍ2 以上の
フィン材を得ることを特徴とする、熱交換器用アルミニ
ウム合金製高強度高耐熱性フィン材の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP11781295A JPH08291377A (ja) | 1995-04-19 | 1995-04-19 | 熱交換器用アルミニウム合金製高強度高耐熱性フィン材の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP11781295A JPH08291377A (ja) | 1995-04-19 | 1995-04-19 | 熱交換器用アルミニウム合金製高強度高耐熱性フィン材の製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH08291377A true JPH08291377A (ja) | 1996-11-05 |
Family
ID=14720879
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP11781295A Pending JPH08291377A (ja) | 1995-04-19 | 1995-04-19 | 熱交換器用アルミニウム合金製高強度高耐熱性フィン材の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH08291377A (ja) |
Cited By (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2016148071A (ja) * | 2015-02-10 | 2016-08-18 | 三菱アルミニウム株式会社 | アルミニウム合金フィン材 |
| JP2020510760A (ja) * | 2017-03-08 | 2020-04-09 | ナノアル エルエルシー | 高性能３０００系アルミニウム合金 |
-
1995
- 1995-04-19 JP JP11781295A patent/JPH08291377A/ja active Pending
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2016148071A (ja) * | 2015-02-10 | 2016-08-18 | 三菱アルミニウム株式会社 | アルミニウム合金フィン材 |
| WO2016129175A1 (ja) * | 2015-02-10 | 2016-08-18 | 三菱アルミニウム株式会社 | アルミニウム合金フィン材 |
| US10378088B2 (en) | 2015-02-10 | 2019-08-13 | Mitsubishi Aluminum Co., Ltd. | Aluminum alloy fin material and heat exchanger |
| JP2020510760A (ja) * | 2017-03-08 | 2020-04-09 | ナノアル エルエルシー | 高性能３０００系アルミニウム合金 |
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|---|---|---|---|
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