JPH0931613A - 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

Abstract

(57)【要約】 【課題】 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、薄肉化可能なフィン材を提供する。 【解決手段】 Ｍｎ１．０〜２．０％、Ｓｉ０．２〜
０．８％、Ｃｕ０．０５〜０．２０％を含み、そのほか
Ｚｎ，Ｓｎ，Ｉｎ，Ｇａの１種以上を少量含有し、Ｆｅ
が０．２％以下に規制されたＡｌ合金の鋳塊に、４００
〜５５０℃×１〜３０時間の均質化処理を施し、熱間圧
延の開始温度を４００〜５５０℃、終了温度を３００℃
以下とし、中間焼鈍なしで９０％以上の冷間圧延を施し
てから１５０〜３２０℃で最終焼鈍を施す（請求項
１）。あるいは熱間圧延後、直ちにあるいは冷間圧延を
施してから３２０℃未満で中間焼鈍を行ない、その後５
０％を越える冷間圧延を行なってから１５０〜３２０℃
で最終焼鈍を施す（請求項２）。さらにＭｇ０．０５〜
０．５％を含有する合金について前記各プロセスと同様
なプロセスを施す（請求項３，４）。

Description

【発明の詳細な説明】

【０００１】

【発明の属する技術分野】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
ィンに使用さ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。そしてこのような
熱交換器用フィン材のブレージングシート用芯材、ある
いはベア材としては、従来一般には３００３合金等のＡ
ｌ−Ｍｎ系合金を用いることが多い。

【０００３】

【発明が解決しようとする課題】前述のような自動車用
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６００℃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
ることが必要とされる。

【０００４】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０．０３〜０．０１ｍｍ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。

【０００５】しかしながら従来フィン材として使用され
ていた３００３合金等では、０．０３〜０．１ｍｍ程度
まで薄肉化した場合、高強度化を図ろうとすれば耐高温
座屈性が低下し、そのため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困難であり、結局
０．０３〜０．１ｍｍ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。

【０００６】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。

【０００７】

【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出
し、この発明をなすに至った。

【０００８】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％、Ｃ
ｕ０．０５〜０．２０％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種また
は２種以上を含有し、しかもＦｅが０．２％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９０％以上
の冷間圧延率で冷間圧延を行なって０．０３〜０．１０
ｍｍの範囲内の板厚の冷延板とし、さらに１５０〜３２
０℃の範囲内の温度で最終焼鈍を施して、引張強さが１
８０Ｎ／ｍｍ² 以上のフィン材を得ることを特徴とする
ものである。

【０００９】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％、Ｃｕ０．０
５〜０．２０％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種または２種
以上を含有し、しかもＦｅが０．２％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、熱間圧延終了後冷間圧延を施して
からもしくは冷間圧延を施さずに、３２０℃未満で中間
焼鈍を施し、さらに５０％を越える冷間圧延率で冷間圧
延を行なって０．０３〜０．１０ｍｍの範囲内の板厚の
冷延板とし、さらに１５０〜３２０℃の範囲内の温度で
最終焼鈍を施して、引張強さが１８０Ｎ／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】さらに請求項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、Ｍ
ｎ１．０〜２．０％、Ｓｉ０．２〜０．８％、Ｃｕ０．
０５〜０．２０％、Ｍｇ０．０５〜０．５％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種または２種以上を含有し、しかもＦｅ
が０．２％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９０％以上の冷間圧延率で冷間圧延を行なっ
て０．０３〜０．１０ｍｍの範囲内の板厚の冷延板と
し、さらに１５０〜３２０℃の範囲内の温度で最終焼鈍
を施して、引張強さが１８０Ｎ／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、Ｍｎ１．０〜２．０％、Ｓｉ０．２〜０．８％、Ｃ
ｕ０．０５〜０．２０％、Ｍｇ０．０５〜０．５％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種または２種以上を含有し、しか
もＦｅが０．２％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４００〜５５
０℃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、熱間圧延終了後冷間圧延を施してからもしくは冷間
圧延を施さずに、３２０℃未満で中間焼鈍を施し、さら
に５０％を越える冷間圧延率で冷間圧延を行なって０．
０３〜０．１０ｍｍの範囲内の板厚の冷延板とし、さら
に１５０〜３２０℃の範囲内の温度で最終焼鈍を施し
て、引張強さが１８０Ｎ／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】

【発明の実施の形態】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。

【００１３】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−Ｓｉ系の微
細な金属間化合物の析出物を生成して、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−
Ｓｉ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。

【００１４】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
細な金属間化合物の析出物を生成して、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るとともに電
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Ｓｉ量は０．２〜０．８％の範囲内とした。

【００１５】Ｃｕ：Ｃｕは元板強度およびろう付け後の
強度を向上させるのに有効な元素である。Ｃｕ量が０．
０５％未満ではこれらの効果が少なく、一方０．２％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
０．０５〜０．２％の範囲内とした。

【００１６】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、そこでこれらのうちの１種または２種以
上が添加される。Ｚｎ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％、Ｓ
ｎ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。

【００１７】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的添加元素とし
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系の粗大な金属間化合物の晶出
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、Ｆｅは不純物として０．２％以下に規制する必要
がある。

【００１８】Ｍｇ：Ｍｇは元板強度およびろう付後の強
度を向上させるのに有効な元素であるから、請求項３、
請求項４の発明の方法において添加することとした。ろ
う付け加熱後の冷却速度が通常の操業ではかなり速いた
め、Ｍｇが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。従ってＭｇを添加す
る場合のＭｇ量は０．０５〜０．５％の範囲内とした。

【００１９】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。

【００２０】次にこの発明における製造プロセスについ
て説明する。

【００２１】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の硬質テンパー状
態、すなわち加工硬化だけで機械的性質を調整した状態
の製品として製造されるのが通常である。しかしながら
Ｈ１ｎテンパーでは、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、製造プロセスとして、溶解鋳造→均質化処理
→熱間圧延→冷間圧延（中間焼鈍のある場合とない場合
とを含む）→最終焼鈍のプロセスを適用し、かつその各
工程における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。さらに具体的に各プロセスについて説明する。

【００２２】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。

【００２３】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）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
が粗大になりにくく、耐高温座屈性が低下してしまう。
一方５５０℃を越えれば、析出するＡｌ−Ｍｎ系金属間
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、著しく耐高温
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。

【００２４】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。

【００２５】熱間圧延後には冷間圧延を行なって０．０
３〜０．１０ｍｍの範囲内の最終板厚とするが、冷間圧
延の中途、あるいは熱間圧延と冷間圧延との間において
中間焼鈍を行なっても良い。中間焼鈍を行なわない場合
を規定したのが請求項１、請求項３の発明であり、また
中間焼鈍を行なう場合を規定したのが請求項２、請求項
４の発明である。

【００２６】請求項２、請求項４の発明に従って中間焼
鈍を行なう場合、材料を完全に再結晶させてしまわない
ように３２０℃未満の温度で焼鈍する必要がある。３２
０℃以上の高温で焼鈍すれば、再結晶が進行して耐高温
座屈性が低下してしまう。なお中間焼鈍温度の下限は特
に限定しないが、冷間加工を容易にするという、さらな
る中間焼鈍の目的を考慮すれば、通常は１００℃以上と
することが好ましい。また中間焼鈍の保持時間も特に規
定しないが、通常は０．５時間以上１０時間以下が好ま
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
０．５時間未満では冷間圧延性の向上が充分に図れない
おそれがある。なおこの中間焼鈍は、前述のように冷間
圧延の前に熱延上りで直ちに行なっても良く、あるいは
ある程度冷間圧延を行なってから中間焼鈍を行ない、そ
の後に最終冷間圧延を施しても良い。

【００２７】中間焼鈍を行なわない場合の冷間圧延率、
すなわち熱延上りから最終板厚までの冷間圧延率は９０
％以上とする必要があり、また中間焼鈍を施す場合にお
ける中間焼鈍後の冷間圧延（最終冷間圧延）の圧延率は
５０％以上とする必要がある。いずれも最終焼鈍後の元
板強度として１８０Ｎ／ｍｍ² 以上の値を達成するため
に必要な条件であり、中間焼鈍を行なわない場合の冷間
圧延率が９０％未満、または中間焼鈍を行なった場合の
中間焼鈍後の冷間圧延率が５０％未満では元板強度１８
０Ｎ／ｍｍ² 以上を得ることが困難となる。

【００２８】冷間圧延により最終板厚に仕上げた後に
は、最終焼鈍を１５０〜３２０℃の範囲内の温度で行な
う。最終焼鈍温度が１５０℃未満では耐高温座屈性の改
善が充分ではなく、一方３２０℃を越える高温では徐々
に再結晶が発生して元板強度が１８０Ｎ／ｍｍ² より低
くなり、コルゲート成形時におけるフィンの成形不良お
よび熱交換器の組立時のフィンの座屈が発生しやすくな
り、製品歩留りが低下してしまう。

【００２９】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
熱間圧延時にろう材とクラッドして同様な製法でブレー
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、真空ろう付けでも、あるいは非酸化
性雰囲気ろう付けのいずれを用いても良い。

【００３０】

【実施例】

実施例１：表１の合金Ｎｏ．１〜Ｎｏ．１５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２〜０．８ｍｍの熱延板を得た。そ
の後、中間焼鈍を施すことなく冷間圧延を施して板厚
０．１０ｍｍとし、さらに最終焼鈍を施してベア材のフ
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、冷間圧延率、最終焼鈍温度を表２の製造条件Ａ〜Ｊ
に示す。なお製造条件Ｃを除くいずれの場合も均質化処
理の加熱保持時間は１０時間、最終焼鈍の加熱保持時間
は２時間とした。製造条件Ｃでは４８０℃で２時間保持
後直ちに熱間圧延を行なった。この場合の最終焼鈍の加
熱保持時間は２時間とした。

【００３１】各成分組成の合金Ｎｏ．１〜Ｎｏ．１５を
用いて、それぞれ製造条件Ａ〜Ｊ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各フィン材に塗布した
後、窒素ガス中で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。

【００３２】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）流通用のチューブやコアプレートとろ
う付けされて、チューブやコアプレートに対して犠牲陽
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、その場合のフィン材の犠牲陽極効果を発揮させ
るためには、チューブやコアプレートに対してフィン材
の孔食電位が３０ｍＶ以上卑であることが必要である。
そして一般に熱交換器のチューブやフィン材としては、
３００３合金が用いられ、さらに耐食性向上を目的とし
てＣｕを０．２〜０．８％程度含有するＡｌ−Ｍｎ−Ｃ
ｕ（−Ｔｉ）系合金が用いられるようになってきている
が、前者の３００３合金ではろう付け後の孔食電位が約
−７００ｍＶ、後者のＣｕを０．２〜０．８％程度含有
するＡｌ−Ｍｎ−Ｃｕ（−Ｔｉ）系合金では−６６０ｍ
Ｖ程度であり、これらのいずれに対してもフィン材によ
る充分な犠牲陽極効果を発揮させるためには、フィン材
の孔食電位が−７３０ｍＶ以上の卑であることが必要と
なる。そこでこの実施例では、フィン材の孔食電位が−
７３０ｍＶ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％Ａ
ｌＣｌ₃ 水溶液中で行なった。

【００３３】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。

【００３４】また、フィン材をコルゲート加工して弗化
物系フラックスを塗布し、芯材として３００３合金を用
いかつろう材として４０４５合金を用いた厚さ０．６ｍ
ｍのブレージングシート上に載置して、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。

【００３５】以上の各調査結果を表３に示す。

【００３６】

【表１】

【００３７】

【表２】

【００３８】

【表３】

【００３９】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１８０Ｎ／ｍｍ² を確実に
越えるとともにろう付け後の強度も１００Ｎ／ｍｍ² を
越え、しかもサグ量も１０ｍｍ未満で耐高温座屈性が優
れ、さらに自然電位が−７３０ｍＶ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。

【００４０】実施例２：実施例１と同様に、表１のＮ
ｏ．１〜Ｎｏ．１５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）を施し、熱間圧延を行なって厚さ３．
０ｍｍの熱延板とした。その後、冷間圧延を行なってか
ら中間焼鈍を施し、さらに最終の冷間圧延を施して板厚
０．０７ｍｍとし、最終焼鈍を施してベア材のフィン材
とした。これらのプロセスにおける均質化処理の温度、
熱間圧延開始温度、熱間圧延終了温度、中間焼鈍時の板
厚、中間焼鈍温度、最終の冷間圧延圧下率、最終焼鈍温
度を表４の製造条件Ｋ〜Ｗに示す。なお製造条件Ｍを除
いて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、最終焼鈍の加熱
保持時間は５時間とした。製造条件Ｍでは４８０℃で２
時間保持後直ちに熱間圧延を行なった。この場合の中間
焼鈍および最終焼鈍の加熱保持時間は２時間とした。

【００４１】各成分組成の合金Ｎｏ．１〜Ｎｏ．１５に
ついて、それぞれ製造条件Ｋ〜Ｗのいずれかによって製
造した各フィン材について、前記実施例１と同様に諸性
能を調べた結果を表５に示す。

【００４２】

【表４】

【００４３】

【表５】

【００４４】実施例１の場合（表３）と比較して実施例
２の場合（表５）、最終板厚が薄いため、サグ量が全般
的に大きくなってはいるが、比較例と比べればサグ量は
小さく、耐高温座屈性が優れていることが明らかであ
る。本発明例によるフィン材のそのほかの性能は、表３
に示される実施例１の場合と同様に優れていた。

【００４５】実施例３：表１の合金Ｎｏ．１６に示す成
分組成の合金について、表２に示される製造条件符号Ｂ
の条件によって実施例１の方法に従って中間焼鈍なしで
板厚０．０７ｍｍのベアフィン材を作製した（但し冷間
圧延率は製造条件符号Ｂの場合と異なり、９３％）。ま
た同じく表１の合金Ｎｏ．１６に示す成分組成の合金に
ついて、表４に示される製造条件Ｌの条件にて実施例２
の方法に従って板厚０．０７ｍｍのベアフィン材を作製
した。

【００４６】各フィン材について、引張試験を行なって
元板強度（引張強さ）を測定するとともに、真空ろう付
け後の強度を調べるため５×１０^-5Ｔｏｒｒの真空中で
６００℃×３分間の真空ろう付けに相当する加熱処理を
行ない、引張試験によって真空ろう付け後相当の引張強
さを測定した。さらに熱交換器としての耐食性、特にフ
ィン材による犠牲陽極効果の評価のため、各フィン材の
孔食電位を実施例１と同様に測定した。そしてまた、真
空ろう付けにおける耐高温座屈性能を評価するため、フ
ィン材の試料を幅２０ｍｍ、長さ７０ｍｍに切断してそ
の一端を治具で固定して６０ｍｍの長さに水平に突き出
し、５×５０^-5Ｔｏｒｒの真空度の炉中にて６００℃×
３分間加熱し、突き出した先端の垂下量（サグ量）を測
定した。さらに、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して４１０４合金
を用いたブレージングシート上に載置して、５×１０^-5
Ｔｏｒｒの真空雰囲気中で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真空
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。これらの各調査結果を表６に示す。

【００４７】

【表６】

【００４８】表６から判るように、真空ろう付けを行な
った実施例３の場合も、同じ板厚のフィン材について弗
化物フラックスを用いた窒素ガス雰囲気中でのろう付け
の場合（実施例２；表５）とほぼ同等の結果が得られ
た。

【００４９】

【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０．１ｍｍ
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うことな
く、実際に０．１ｍｍ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)

【特許請求の範囲】
1. 【請求項１】 Ｍｎ１．０〜２．０％（重量％、以下同
   じ）、Ｓｉ０．２〜０．８％、Ｃｕ０．０５〜０．２０
   ％を含有し、さらにＺｎ０．２〜２．０％、Ｓｎ０．０
   １〜０．１％、Ｉｎ０．００５〜０．１％、Ｇａ０．０
   ０５〜０．１％のうちの１種または２種以上を含有し、
   しかもＦｅが０．２％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４００〜５
   ５０℃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９０％以上の冷間圧延率で冷間圧
   延を行なって０．０３〜０．１０ｍｍの範囲内の板厚の
   冷延板とし、さらに１５０〜３２０℃の範囲内の温度で
   最終焼鈍を施して、引張強さが１８０Ｎ／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。
2. 【請求項２】 Ｍｎ１．０〜２．０％、Ｓｉ０．２〜
   ０．８％、Ｃｕ０．０５〜０．２０％を含有し、さらに
   Ｚｎ０．２〜２．０％、Ｓｎ０．０１〜０．１％、Ｉｎ
   ０．００５〜０．１％、Ｇａ０．００５〜０．１％のう
   ちの１種または２種以上を含有し、しかもＦｅが０．２
   ％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
   後冷間圧延を施してからもしくは冷間圧延を施さずに、
   ３２０℃未満で中間焼鈍を施し、さらに５０％を越える
   冷間圧延率で冷間圧延を行なって０．０３〜０．１０ｍ
   ｍの範囲内の板厚の冷延板とし、さらに１５０〜３２０
   ℃の範囲内の温度で最終焼鈍を施して、引張強さが１８
   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。
3. 【請求項３】 Ｍｎ１．０〜２．０％、Ｓｉ０．２〜
   ０．８％、Ｃｕ０．０５〜０．２０％、Ｍｇ０．０５〜
   ０．５％を含有し、さらにＺｎ０．２〜２．０％、Ｓｎ
   ０．０１〜０．１％、Ｉｎ０．００５〜０．１％、Ｇａ
   ０．００５〜０．１％のうちの１種または２種以上を含
   有し、しかもＦｅが０．２％以下に規制され、残部がＡ
   ｌおよび不可避的不純物よりなる合金の鋳塊に対して４
   ００〜５５０℃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４０
   ０〜５５０℃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９０％以上の冷間圧延率で
   冷間圧延を行なって０．０３〜０．１０ｍｍの範囲内の
   板厚の冷延板とし、さらに１５０〜３２０℃の範囲内の
   温度で最終焼鈍を施して、引張強さが１８０Ｎ／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。
4. 【請求項４】 Ｍｎ１．０〜２．０％、Ｓｉ０．２〜
   ０．８％、Ｃｕ０．０５〜０．２０％、Ｍｇ０．０５〜
   ０．５％を含有し、さらにＺｎ０．２〜２．０％、Ｓｎ
   ０．０１〜０．１％、Ｉｎ０．００５〜０．１％、Ｇａ
   ０．００５〜０．１％のうちの１種または２種以上を含
   有し、しかもＦｅが０．２％以下に規制され、残部がＡ
   ｌおよび不可避的不純物よりなる合金の鋳塊に対して４
   ００〜５５０℃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４０
   ０〜５５０℃とするとともに熱間圧延終了温度を３００
   ℃以下とし、熱間圧延終了後冷間圧延を施してからもし
   くは冷間圧延を施さずに、３２０℃未満で中間焼鈍を施
   し、さらに５０％を越える冷間圧延率で冷間圧延を行な
   って０．０３〜０．１０ｍｍの範囲内の板厚の冷延板と
   し、さらに１５０〜３２０℃の範囲内の温度で最終焼鈍
   を施して、引張強さが１８０Ｎ／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。