WO2013111884A1 - 熱交換器フィン用のアルミニウム合金材及びその製造方法、ならびに、当該アルミニウム合金材を用いた熱交換器 - Google Patents

熱交換器フィン用のアルミニウム合金材及びその製造方法、ならびに、当該アルミニウム合金材を用いた熱交換器 Download PDF

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新倉昭男
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Definitions

  • the present invention relates to an aluminum alloy material used for a fin material for a heat exchanger and a method for manufacturing the same, and more particularly, to an aluminum alloy material that can be bonded to another member by using its own bonding function without using a brazing material, and the method thereof. It relates to a manufacturing method. Furthermore, the present invention relates to an efficiently manufactured heat exchanger using this aluminum alloy material.
  • brazing methods In manufacturing a structure such as a heat exchanger having an aluminum alloy material as a constituent member, it is necessary to join aluminum alloy materials together or an aluminum alloy material and a different material.
  • Various methods are known for joining aluminum alloy materials, and brazing methods (brazing methods) are often used among them.
  • the brazing method is often used because it takes into account advantages such as being able to obtain a strong bond in a short time without melting the base material.
  • Examples of a method for producing a heat exchanger using a joining method of an aluminum alloy material by a brazing method include a method using a brazing sheet clad with a brazing material made of an Al—Si alloy; an extruded material coated with a powder brazing material And a method in which a brazing material is separately applied to a portion that needs to be joined after assembling each material (Patent Documents 1 to 3). Furthermore, the section of “3.2 Brazing sheet” in Non-Patent Document 1 describes details of these clad brazing sheets and powder brazing materials.
  • brazing methods have been developed in the manufacture of aluminum alloy structural bodies.
  • a method of using a brazing sheet in which a tube material is clad with a brazing material, or a method of separately applying Si powder or Si-containing wax to the tube material was adopted.
  • the tube material is used as a single layer, a method of using a brazing sheet in which a fin material is clad with a brazing material has been adopted.
  • Patent Document 4 describes a method using a single-layer brazing sheet instead of the above-described brazing sheet, which is a clad material.
  • a single layer brazing sheet for a heat exchanger as a tube material and a tank material of a heat exchanger.
  • Patent Document 4 describes that the shape is maintained by adjusting the amount of Si to be added and the brazing temperature.
  • a fin material having a plate thickness thinner than that of a tube material or a tank material is insufficient as a method for maintaining the shape while exhibiting sufficient brazing properties.
  • a clad material such as a brazing sheet
  • the application of the powder brazing material is reflected in the product cost by the amount of the brazing material cost.
  • the present invention is based on the background as described above, and is a material for heat exchanger fins of a heat exchanger, while eliminating the increase in cost due to the use of a multilayer member, An object of the present invention is to provide an aluminum alloy material that does not cause deformation problems during joining.
  • This joining method uses the following aluminum alloy material for heat exchanger fins and joins and assembles under specific conditions. It can be joined to other members by heating without a joining member such as a brazing material. Yes (this is referred to as a “heat bonding function”), and further, there is a feature that deformation before and after bonding is extremely small.
  • the present invention provides Si: 1.0% by mass to 5.0% by mass, Fe: 0.1% to 2.0%, Mn: 0.1% to 2.0%.
  • An aluminum alloy material for heat exchanger fins comprising a balance Al and unavoidable impurities, having a single layer and having a heat bonding function, comprising a Si-based intermetallic compound having a circle-equivalent diameter of 0.5 to 5 ⁇ m.
  • the Al—Fe—Mn—Si intermetallic compound having a circular equivalent diameter of more than 5 ⁇ m and present in the aluminum alloy material cross section at 250 pieces / mm 2 or more and 7 ⁇ 10 4 pieces / mm 2 is the aluminum alloy material.
  • An aluminum alloy material for heat exchanger fins having a cross section of 10 / mm 2 or more and 1000 / mm 2 or less was used.
  • the tensile strength of the base plate is T and the tensile strength after heating at 450 ° C. for 2 hours is To, T / To ⁇ 1.40. It satisfies.
  • the first or second aspect further includes one or two selected from Mg: 2.0% by mass or less and Cu: 1.5% by mass or less. is there.
  • Zn 6.0% by mass or less
  • In 0.3% by mass or less
  • Sn 0.3% by mass or less are selected. 1 type, or 2 or more types.
  • Ti 0.3% by mass or less
  • V 0.3% by mass or less
  • Zr 0.3% by mass or less
  • Cr One or more selected from 0.3% by mass or less
  • Ni 2.0% by mass or less
  • Be 0.1% by mass or less
  • Sr 0.1% by mass or less
  • Bi 0.1% by mass or less
  • Na It further contains 1 type (s) or 2 or more types selected from 0.1 mass% or less and Ca: 0.05 mass% or less.
  • the tensile strength before joining and heating is 80 to 250 MPa.
  • An eighth aspect of the present invention is a method for producing an aluminum alloy material for heat exchanger fins according to any one of the first to seventh aspects, wherein the casting step of casting the aluminum alloy for the aluminum alloy material includes: A heating and holding step for heating and holding the cast ingot before hot rolling, a hot rolling step for hot rolling the ingot after the heating and holding step, and a cold rolling step for cold rolling the hot rolled material, An annealing step for annealing the cold rolled material in the middle of the cold rolling step, and in the casting step, the casting speed is set to 20 to 100 mm / min.
  • a heat exchanger manufactured by joining and heating a fin material made of an aluminum alloy material according to any one of the first to seventh aspects and another component of the heat exchanger. is there.
  • the crystal grain size of the aluminum parent phase in the metal structure of the fin cross section after bonding and heating is 50 ⁇ m or more.
  • the triple point of the crystal grain boundary where an intermetallic compound having a circle-equivalent diameter of 1 ⁇ m or more exists in the metal structure of the fin cross section after bonding heating is a ratio of 50% or more of the number of triple points of all crystal grain boundaries.
  • any of the ninth to eleventh aspects in the metal structure of the fin cross section after bonding and heating, 10 eutectic structures having a major axis of 3 ⁇ m or more are present in the crystal grains of the matrix. / Mm 2 to 3000 pieces / mm 2 exist.
  • the present invention is basically characterized in that a liquid phase generated when an aluminum alloy material having the above composition is heated is used for bonding. First, the liquid phase generation mechanism will be described.
  • FIG. 1 schematically shows a phase diagram of an Al—Si alloy which is a typical binary eutectic alloy.
  • an aluminum alloy material having a Si concentration of c1 is heated, generation of a liquid phase starts at a temperature T1 near the eutectic temperature (solidus temperature) Te.
  • T1 near the eutectic temperature (solidus temperature) Te.
  • Te eutectic temperature
  • FIG. 2A crystal precipitates are distributed in the matrix divided by the grain boundaries.
  • FIG. 2B shows the crystal grain boundary with a large segregation of the crystal precipitate distribution melts to become a liquid phase.
  • this spherical liquid phase generated in the matrix is re-dissolved in the matrix with the passage of time and temperature due to the interfacial energy, as in the case of c1, and diffused in the solid phase. To move to the grain boundary or surface. When the temperature rises to T3, the liquid phase amount increases from the state diagram.
  • the joining method using the aluminum alloy material for the heat exchanger fin according to the present invention utilizes the liquid phase generated by local melting inside the aluminum alloy material as described above. And it can implement
  • the aluminum alloy material of the present invention is formed to produce fins and heat treatment is performed at a temperature of about 600 ° C., a liquid phase is generated from a part of the inside of the fin material, and it is oozed out on the material surface.
  • the heat exchanger can be manufactured without using a joining member such as a brazing material.
  • the material mainly includes an unmelted matrix (a portion of the aluminum material excluding the intermetallic compound) and an intermetallic compound that does not contribute to liquid phase generation. responsible for strength. Therefore, although the aluminum alloy material according to the present invention is in a state where a part of the melt is generated during joining, the aluminum alloy material can have sufficient strength to maintain the shape. Therefore, the heat exchanger manufactured by this invention has the characteristics that there is almost no dimensional change and shape change during joining. Due to such characteristics, the aluminum alloy material of the present invention can be suitably used as a material for thin fins that are easily deformed during bonding.
  • the present invention utilizes the liquid phase of the aluminum alloy material.
  • Specific features of the present invention are as follows: (I) Si concentration as the aluminum alloy material: 1.0 mass% to 5.0 mass % Al—Si alloy, having a basic composition containing Fe: 0.1% to 2.0% and Mn: 0.1% to 2.0%, and (II) its metal structure
  • Si concentration as the aluminum alloy material 1.0 mass% to 5.0 mass % Al—Si alloy, having a basic composition containing Fe: 0.1% to 2.0% and Mn: 0.1% to 2.0%
  • II its metal structure
  • Si is an element that generates an Al—Si liquid phase and contributes to bonding.
  • Si concentration is less than 1.0%, a sufficient amount of liquid phase cannot be generated, the liquid phase oozes out and bonding becomes incomplete.
  • the Si concentration is defined as 1.0% to 5.0%.
  • the Si concentration is preferably 1.5% to 3.5%, more preferably 2.0% to 3.0%.
  • the amount of liquid phase that oozes out increases as the plate thickness increases and the heating temperature increases, so the amount of liquid phase required during heating depends on the structure and dimensions of the fins of the heat exchanger to be manufactured. It is desirable to adjust the amount of Si and the bonding heating temperature.
  • the aluminum alloy material according to the present invention is obtained by adding Fe and Mn as essential elements to an Al—Si alloy.
  • Fe and Mn are additive elements that reinforce the matrix and generate an intermetallic compound as described later in order to ensure effective strength as a fin material.
  • Fe has an effect of dispersing as a crystallized substance and preventing a decrease in strength particularly at high temperatures.
  • the addition amount of Fe is less than 0.1%, not only the above effects are small, but also high-purity ingots need to be used, resulting in an increase in cost.
  • it exceeds 2.0% a coarse intermetallic compound is produced at the time of casting, causing a problem in manufacturability.
  • the fins made of the present aluminum material are exposed to a corrosive environment (particularly a corrosive environment in which a liquid flows), the corrosion resistance decreases.
  • the addition amount of Fe is 0.1% to 2.0%.
  • a preferable addition amount of Fe is 0.2% to 1.0%.
  • Mn forms an Al—Fe—Mn—Si based intermetallic compound together with Fe and Si and acts as dispersion strengthening, or it is important to improve strength by solid solution strengthening by solid solution strengthening in the aluminum matrix. It is an additive element.
  • the amount of Mn added is less than 0.1%, the above effect is insufficient, and when it exceeds 2.0%, a coarse intermetallic compound is likely to be formed, and the corrosion resistance is lowered. Therefore, the amount of Mn added is 0.1% to 2.0%.
  • a preferable Mn addition amount is 0.3% to 1.5%.
  • Si forms an Al—Fe—Mn—Si intermetallic compound with Fe and Mn.
  • Si which has become the intermetallic compound, has a small contribution to the formation of the liquid phase, and thus may deteriorate the bondability. Occurs. Therefore, in the aluminum alloy material for heat exchanger fins according to the present invention, it is preferable to pay attention to the amounts of Si, Fe, and Mn added. Specifically, when the contents (mass%) of Si, Fe, and Mn are S, F, and M, respectively, the relational expression of 1.2 ⁇ S ⁇ 0.3 (F + M) ⁇ 3.5 is satisfied. Is preferred. When S-0.3 (F + M) is smaller than 1.2, the joining becomes insufficient, while when S-0.3 (F + M) is larger than 3.5, the shape is likely to change before and after joining. become.
  • the Si-based intermetallic compound includes (1) simple substance Si, and (2) a part of the simple substance Si containing elements such as Ca and P, and the liquid phase generation described in the liquid phase generation process described above is used. It is an intermetallic compound that contributes.
  • the aluminum alloy material according to the present invention is characterized in that Si-based intermetallic compounds having a circle-equivalent diameter of 0.5 to 5 ⁇ m are present in a cross section of 250 pieces / mm 2 or more and 7 ⁇ 10 4 pieces / mm 2 or less. And Si-based intermetallic compounds such as Si particles dispersed in the aluminum alloy material react with the surrounding matrix at the time of bonding to generate a liquid phase.
  • the equivalent circle diameter of 0.5 to 5 ⁇ m is defined as a suitable Si-based intermetallic compound, and the existence ratio thereof is 250 / mm 2 or more and 7 ⁇ 10 4 / mm 2 or less in cross section. I need that.
  • Si-based intermetallic compounds that are smaller than 0.5 ⁇ m, but at the time of bonding heating, the bonding temperature forms a solid solution in the matrix before reaching the solidus and hardly exists at the time of liquid phase generation. It was excluded because it was not possible. Since there is almost no coarse Si-based intermetallic compound exceeding 5 ⁇ m, it is not considered. This is because if it is less than 250 pieces / mm 2 , the liquid phase to be produced can be biased and good bonding cannot be obtained. When it exceeds 7 ⁇ 10 4 pieces / mm 2 , the Si concentration exceeds the specified value, and the liquid phase to be generated is too much, and deformation is likely to occur.
  • the existence ratio of the Si-based intermetallic compound is 250 / mm 2 or more and 7 ⁇ 10 4 / mm 2 or less.
  • the existence ratio is preferably 500 pieces / mm 2 or more and 5 ⁇ 10 4 pieces / mm 2 or less, and more preferably 1000 pieces / mm 2 or more and 2 ⁇ 10 4 pieces / mm 2 or less.
  • the cross section is an arbitrary cross section of the aluminum alloy material, for example, a cross section along the thickness direction or a cross section parallel to the plate material surface. From the viewpoint of simplicity of material evaluation, it is preferable to adopt a cross section along the thickness direction.
  • the Al—Fe—Mn—Si intermetallic compound unlike the Si intermetallic compound, does not greatly contribute to the formation of the liquid phase, but is a phase that bears the material strength during bonding heating together with the matrix. Since the aluminum alloy material according to the present invention is intended to be used as a thin material called a fin material of a heat exchanger, the material strength is ensured by appropriate dispersion of an Al—Fe—Mn—Si intermetallic compound. I am trying. In addition, since it greatly affects the crystal grain size after bonding and heating, it is necessary to obtain an appropriate dispersion state.
  • This intermetallic compound having an equivalent circle diameter of more than 5 ⁇ m needs to be present at 10 / mm 2 or more and 1000 / mm 2 or less in the material cross section. If it is less than 10 pieces / mm 2 , deformation occurs due to strength reduction. When it exceeds 1000 / mm 2 , the frequency of nucleation of recrystallized grains during bonding heating increases, and the crystal grain size decreases. When the crystal grains become small, the crystal grains slide at the grain boundary and are easily deformed, so that fin buckling occurs. Furthermore, a liquid phase is generated around the intermetallic compound during the heat bonding, and the proportion of the liquid phase pool in the plate thickness increases and fin buckling occurs.
  • Al—Fe—Mn—Si intermetallic compounds having an equivalent circle diameter of 5 ⁇ m or less which contribute to the strength of the material and the strength during and after bonding heating.
  • those with an equivalent circle diameter of 5 ⁇ m or less are not eligible because they are easily dissolved in the matrix due to grain boundary movement during bonding heating and have little effect on the ease of deformation caused by the crystal grain size after heating.
  • Al—Fe—Mn—Si intermetallic compounds having an equivalent circle diameter of 10 ⁇ m or more are substantially excluded from the scope because they hardly exist.
  • the equivalent circle diameter of the intermetallic compound can be calculated by performing SEM observation (reflection electron image observation) of the cross section.
  • the equivalent circle diameter means the equivalent circle diameter. It is preferable to obtain the equivalent circle diameter of the intermetallic compound before joining by image analysis of the SEM photograph.
  • the metal species of the intermetallic compound can be examined by EPMA (X-ray microanalyzer) or the like.
  • the Si-based intermetallic compound and the Al—Fe—Mn—Si-based intermetallic compound can be distinguished by contrast density by SEM-reflected electron image observation. By checking with EPMA or the like, it can be specified more accurately.
  • the aluminum alloy material for heat exchanger fins according to the present invention described above is characterized by the concentration range of each constituent element and the metal structure, and can be bonded by its own bonding function. It can be joined with other components.
  • the other structural members of the heat exchanger are tanks, tubes, side plates, and the like.
  • the fin material made of the aluminum alloy material according to the present invention, or the fin material made of the aluminum alloy material according to the present invention and another fin material may be joined.
  • the aluminum alloy material according to the present invention has a basic function of bondability and the required strength as a fin material, and the amount of addition is defined with Si, Fe and Mn as essential elements. Is done. Furthermore, in order to improve strength and corrosion resistance, elements other than the above essential elements can be added alone or in combination. Therefore, each additive element will be described below.
  • Mg undergoes age hardening by Mg 2 Si after bonding heating, and the strength is improved by this age hardening.
  • Mg is an additive element that exhibits the effect of improving the strength. If the amount of Mg added exceeds 2.0%, it reacts with the flux to form a high melting point compound, so that the bondability is significantly lowered. Therefore, the amount of Mg added is preferably 2.0% or less. A more preferable amount of Mg is 0.05% to 2.0%. In the present invention, not only Mg but also other alloy components include 0% when the amount is less than a predetermined addition amount.
  • Cu is an additive element that improves the strength by solid solution in the matrix. However, if the amount of Cu added exceeds 1.5%, the corrosion resistance decreases. Therefore, the amount of Cu added is preferably 1.5% or less. A more preferable amount of Cu is 0.05% to 1.5%.
  • Ti and V are dissolved in the matrix to improve the strength, and are also distributed in layers to prevent the progress of corrosion in the thickness direction. If the addition amount exceeds 0.3%, giant crystallized substances are generated, which impairs moldability and corrosion resistance. Therefore, the addition amount of Ti and V is preferably 0.3% or less. A more preferable addition amount is 0.05% to 0.3%.
  • Zr precipitates as an Al—Zr intermetallic compound, and exhibits the effect of improving the strength after bonding by dispersion strengthening.
  • the Al—Zr-based intermetallic compound acts on the coarsening of crystal grains during heating.
  • the amount of Zr added is preferably 0.3%.
  • a more preferable addition amount is 0.05% to 0.3%.
  • the amount of Cr added is preferably 0.3% or less. A more preferable addition amount is 0.05% to 0.3%.
  • Ni is crystallized or precipitated as an intermetallic compound, and has an effect of improving the strength after bonding by dispersion strengthening.
  • the amount of Ni added is preferably 2.0% or less. A more preferable addition amount is 0.05% to 2.0%. When the Ni content exceeds 2.0%, it becomes easy to form a coarse intermetallic compound, and the workability is lowered. In addition, the self-corrosion resistance is also reduced.
  • a selective additive element for improving the corrosion resistance may be added.
  • the additive element for improving the corrosion resistance include Zn, In, and Sn.
  • Zn is effective in improving corrosion resistance due to sacrificial anticorrosive action.
  • Zn is dissolved almost uniformly in the matrix, but when a liquid phase is generated, it dissolves into the liquid phase and the Zn in the liquid phase is concentrated. When the liquid phase oozes out to the surface, the Zn concentration in the portion increases, so that the corrosion resistance is improved by the sacrificial anodic action.
  • the sacrificial anticorrosive action for preventing corrosion of tubes and the like can be exerted by using the aluminum alloy material of the present invention for fins. If the added amount exceeds 6.0%, the corrosion rate increases and the self-corrosion resistance decreases. Therefore, Zn is preferably 6.0% or less. A more preferable Zn addition amount is 0.05% to 6.0%.
  • the amount of each of these elements added is preferably 0.3% or less.
  • a more preferable addition amount is 0.05% to 0.3%.
  • a selective element for further improving the bondability by improving the liquid phase characteristics may be further added.
  • These trace elements can improve the bondability by fine dispersion of Si particles, improvement in fluidity of the liquid phase, and the like.
  • the aluminum alloy material for heat exchanger fins according to the present invention has T / To ⁇ 1.40 when the tensile strength of the base plate is T and the tensile strength after heating at 450 ° C. for 2 hours is To. Satisfy the relationship.
  • T / To represents the strength increase rate from the O material. In the case of this alloy material, it is effective to reduce the final amount of cold rolling after annealing in the manufacturing process in order to increase the crystal grain size after bonding heating.
  • T / To becomes a large value. In order to prevent the deformation by increasing the crystal grain size after the bonding heating, it is effective to set T / To as an index representing the final processing amount to 1.40 or less.
  • the aluminum alloy material for heat exchanger fins according to the present invention preferably has a tensile strength before bonding heating of 80 to 250 MPa. If the tensile strength before heating is less than 80 MPa, the strength required to form the fin shape is insufficient, and the molding cannot be performed. If it exceeds 250 MPa, the shape retention after being formed into fins is poor, and when assembled into a heat exchanger, a gap is formed with other components, resulting in poor bondability.
  • the aluminum alloy material for heat exchanger fins according to the present invention preferably has a tensile strength of 80 to 250 MPa after joining and heating. If the tensile strength after bonding heating is less than 80 MPa, the strength as a fin is insufficient, and deformation occurs when stress is applied to the heat exchanger itself. If it exceeds 250 MPa, the strength is higher than other constituent members in the heat exchanger, and there is a concern that the joint portion with other constituent members may break during use.
  • the aluminum alloy material for heat exchanger fins according to the present invention preferably has a crystal grain size of an aluminum matrix phase of 50 ⁇ m or more in the metal structure of the fin cross section after bonding and heating. Since the grain boundary portion is melted at the time of bonding heating, if the crystal grains are small, the crystal grains are liable to be displaced at the grain boundaries, and deformation occurs. Since it is extremely difficult to observe crystal grains during bonding heating, the crystal grain size of the aluminum mother phase after bonding is judged. When the crystal grain size after bonding heating is less than 50 ⁇ m, the fin material is easily deformed during bonding. The crystal grain size of the aluminum matrix is measured based on ASTM E112-96 crystal grain measurement method, and the average crystal grain size is calculated.
  • the aluminum alloy material for heat exchanger fins according to the present invention has the characteristics on the metal structure in the state before the bonding heating, but the characteristics on the metal structure even after the bonding heating. Is expressed. According to the inventors of the present invention, the metal structure that appears after the following joining heating is also a feature of the aluminum alloy material according to the present invention, and thereby exhibits material strength and joining strength suitable as a fin material of a heat exchanger. .
  • the metal structure after the joining and heating of the aluminum alloy material according to the present invention has many intermetallic compounds and the like at the crystal grain boundaries.
  • the crystal grain boundary becomes one of the liquid phase outflow paths in the process of generating the liquid phase and flowing out. There is a liquid phase. Accordingly, when cooled thereafter, the liquid phase solidifies, and an intermetallic compound is formed at the crystal grain boundary.
  • the number of triple points at the grain boundaries in which is present is a ratio of 50% or more of the number of triple points at all grain boundaries.
  • the triple point of the crystal grain boundary means a point (triple point) where at least three crystal grain boundaries of the matrix intersect when the cross section of the material is observed.
  • the intermetallic compound present at the triple point of the crystal grain boundary acts as second phase dispersed particles having a dispersion strengthening action, and has a function of strengthening the fin material of the heat exchanger.
  • this intermetallic compound has an effect of suppressing the growth of crystal grains during cooling after heating for joining members. Further, when the joined fins are sometimes reheated, there is an effect of suppressing the coarsening of the crystal grains of the fins. These effects are not sufficient if the ratio is less than 50%. Accordingly, it is preferable that the number of triple points of the crystal grain boundary where the intermetallic compound having an equivalent circle diameter of 1 ⁇ m or more exists is 50% or more of the triple points of all the crystal grain boundaries. More preferably, it is 80% or more. Note that the upper limit of this ratio is 100%.
  • the intermetallic compound existing at the triple point of the grain boundary includes an Al—Fe—Mn—Si intermetallic compound and a Si intermetallic compound.
  • the Si-based intermetallic compound includes elemental Si and elements such as Ca and P in part of the elemental Si.
  • Al-Fe-Mn-Si intermetallic compounds are Al-Fe, Al-Mn, Al-Fe-Si, Al-Mn-Si, Al-Fe-Mn, Al-Fe-Mn- It is an intermetallic compound produced by a combination of Al and an additive element such as a Si-based compound.
  • intermetallic compounds are formed discontinuously at the grain boundaries, or Al phases and intermetallic compound phases are alternately arranged.
  • a eutectic structure may be formed.
  • the crystal grain boundary since the crystal grain boundary becomes unclear, the crystal grain boundary may be observed as an intermittent line, and the position of the triple point of the crystal grain boundary becomes unclear.
  • the intermetallic compound or the eutectic structure is regarded as a part of the crystal grain boundary, and a continuous virtual line is drawn so as to follow the crystal grain boundary to determine the triple point of the crystal grain boundary. As shown in FIG.
  • the entire area of the part is set as the crystal grain boundary as shown in FIG. .
  • a region where three crystal grain boundaries virtually intersect is regarded as a triple point of the crystal grain boundary.
  • the triple point in this case is an area portion obtained by combining the crystal grain boundary portions in the region where the crystal grain boundaries intersect.
  • the intermetallic compound should just be formed even in part in this area part.
  • EPMA X-ray microanalyzer
  • SEM observation reflection electron image observation
  • the aluminum alloy material for heat exchanger fins concerning this invention has the characteristic on the further metal structure after joining heating. That is, in the joint portion of the aluminum alloy material according to the present invention, in the liquid phase generation mechanism described above, the periphery of the Si particles remains in the matrix to some extent while melting in a spherical shape, and a spherical eutectic as shown in FIG.
  • the structure is a structure in which a large number of structures are dispersed in the crystal grains of the matrix (hereinafter simply referred to as “inside grains”).
  • the eutectic structure having a major axis of 10 / mm 2 to 3000 / mm 2 is preferably present in terms of the surface density of the fin cross section.
  • the surface density of the intragranular eutectic structure is less than 10 pieces / mm 2 , there are too many liquid phases contributing to bonding, and it is difficult to maintain strength during bonding heating. There is a case.
  • the surface density of the intragranular eutectic structure exceeds 3000 pieces / mm 2 , the liquid phase contributing to the bonding is small, and the bonding property may be lowered.
  • Such an eutectic structure within the grain has a shape close to a sphere because the liquid phase formed by melting around the Si particles during heating solidifies into a eutectic structure by solidifying during cooling.
  • the liquid phase forms Al—Fe—Mn—Si intermetallic compounds in the grains as nucleation sites and remains in the grains, it follows the Al—Fe—Mn—Si intermetallic compounds. Eutectic structures with different shapes may be formed.
  • the cross section of the member constituting the structure of the present invention is mechanically polished and etched with a Keller solution or the like to identify the position of the eutectic structure. Since the eutectic structure has a structure in which Si-based intermetallic compound phases and Al phases are arranged minutely and alternately, this can be distinguished. Further, the position of the crystal grain boundary in this cross section is identified by the anodic oxidation method. By comparing the two, the number of eutectic structures having a major axis of 3 ⁇ m or more present in the crystal grains is measured and converted to the surface density.
  • EPMA X-ray microanalyzer
  • surface components of elements such as Si and Fe in a cross section of a member constituting the structure are performed.
  • the eutectic structure can be identified because the portions where the Si concentration is high and the portions where the Si concentration is low are arranged alternately and finely. Further, since the Si concentration is low near the crystal grain boundary, the crystal grain boundary can be identified.
  • the eutectic structure can also be identified by SEM observation (reflection electron image observation) of the cross section. In that case, the grain boundary is identified using the SEM / EBSB method.
  • the metal structure developed after the joining and heating of the aluminum alloy material according to the present invention described above can be manufactured by adjusting the composition and adjusting the heating conditions considering the composition. For example, when the temperature at the time of bonding is high, a sufficient liquid phase amount can be secured even if the Si amount is set low. Specifically, in the case of a fin material having a plate thickness of 30 ⁇ m to 100 ⁇ m, it is desirable that the Si addition amount is about 1.5% to 3.5% and the heating temperature is about 580 ° C. to 620 ° C. In this case, the intragranular eutectic structure is 20 to 500 pieces / mm 2 .
  • the structure after bonding is observed, the surface density of the cross-section of the intragranular eutectic structure is measured, and the amount of Si of the aluminum alloy material that is the member to be bonded is previously determined so that it becomes 10 to 3000 pieces / mm 2. By adjusting in the range of 1.5% to 5.0%, good bondability can be obtained. Further, when Mn is added in an amount of 0.3% or more, there is an effect of reducing the intragranular eutectic structure.
  • the aluminum alloy material of the present invention is cast using a DC (Direct Chill) casting method, and the casting speed of the slab during casting is controlled as follows. Since the casting speed affects the cooling speed, the casting speed is set to 20 to 100 mm / min. When the casting speed is less than 20 mm / min, a sufficient cooling rate cannot be obtained, and crystallized intermetallic compounds such as Si-based intermetallic compounds and Al—Fe—Mn—Si-based intermetallic compounds are coarsened. On the other hand, when it exceeds 100 mm / min, the aluminum material is not sufficiently solidified during casting, and a normal ingot cannot be obtained.
  • DC Direct Chill
  • a casting speed can be adjusted according to the composition of the alloy material to manufacture.
  • the cooling rate depends on the cross-sectional shape of the slab such as thickness and width, the cooling rate of 0.1 to 2 ° C./second can be achieved at the center of the ingot by setting the casting rate to 20 to 100 mm / min.
  • the ingot (slab) thickness during DC continuous casting is preferably 600 mm or less. When the slab thickness exceeds 600 mm, a sufficient cooling rate cannot be obtained and the intermetallic compound becomes coarse. A more preferable slab thickness is 500 mm or less.
  • the slab manufactured by the DC casting method is subjected to a heating process before hot rolling, a hot rolling process, a cold rolling process, and an annealing process.
  • a homogenization treatment may be performed after casting and before hot rolling.
  • the slab manufactured by the DC casting method is subjected to a heating process before hot rolling after homogenization or without being homogenized.
  • the heating holding temperature is 400 to 570 ° C. and the holding time is about 0 to 15 hours.
  • holding temperature is less than 400 degreeC, the deformation resistance of the slab in hot rolling is large, and there exists a possibility that a crack may generate
  • holding temperature exceeds 570 degreeC, there exists a possibility that melting may arise locally.
  • the holding time of 0 hour means that the heating is terminated immediately after reaching the heating holding temperature.
  • the hot rolling process includes a hot sparse rolling stage and a hot finish rolling stage.
  • the total rolling reduction in the hot rough rolling stage is 92 to 97%, and each pass of the hot rough rolling includes three or more passes where the rolling reduction is 15% or more.
  • a coarse crystallized product is generated in the final solidified part.
  • the crystallization product is subjected to shearing by rolling and is divided into small pieces, so that the crystallization product is observed in the form of particles after rolling.
  • the hot rolling process includes a hot rough rolling stage for obtaining a plate having a certain thickness from the slab and a hot finish rolling stage for obtaining a thickness of about several mm. For fractionation of the crystallized product, it is important to control the rolling reduction in the hot rough rolling stage rolled from the slab.
  • the slab thickness is rolled from 300 to 700 mm to about 15 to 40 mm, but the total rolling reduction in the hot rough rolling stage is 92 to 97%, and the hot rough rolling stage By including a pass having a rolling reduction of 15% or more three times or more, a coarse crystallized product can be finely divided.
  • the Si-based intermetallic compound and the Al—Fe—Mn—Si-based intermetallic compound that are crystallized products can be refined, and the proper distribution state defined in the present invention can be obtained.
  • the total rolling reduction in the hot rough rolling stage is less than 92%, the effect of refining the crystallized product cannot be obtained sufficiently.
  • the thickness of the slab is substantially increased, and the cooling rate during casting is slowed down, so that the crystallized material is coarsened, and the crystallized material is sufficiently refined even when hot rough rolling is performed.
  • the reduction rate in each pass in the hot rough rolling stage also affects the distribution of intermetallic compounds, and the crystallized product is divided by increasing the reduction rate in each pass. If the number of passes with a rolling reduction of 15% or more in each pass in the hot rough rolling stage is less than 3 times, the effect of refining the crystallized product is not sufficient.
  • the reduction ratio is less than 15%, the reduction ratio is not sufficient and the crystallized material is not refined, so that it is not a target.
  • the upper limit of the number of passes at which the rolling reduction is 15% or more is not particularly specified, but it is realistic that the upper limit is about 10 times.
  • the hot rolled material is subjected to a cold rolling process.
  • the conditions for the cold rolling process are not particularly limited.
  • an annealing process is provided in which the cold rolled material is sufficiently annealed to have a recrystallized structure.
  • the rolled material is subjected to final cold rolling to obtain a final thickness. If the processing rate ⁇ (plate thickness before processing ⁇ plate thickness after processing) / plate thickness before processing ⁇ ⁇ 100 (%) in the final cold rolling stage is too large, the driving force for recrystallization during joining heating is too high. By increasing the size and reducing the crystal grains, the deformation during the bonding heating increases. Therefore, as described above, the processing amount in the final cold rolling stage is set so that T / To is 1.40 or less.
  • the processing rate in the final cold rolling stage is preferably about 10 to 30%.
  • the use of the joining ability exhibited by the aluminum alloy material itself without using a brazing material is considered, but considering the use as a fin material of a heat exchanger, the deformation of the fin material itself is a major problem It becomes. Therefore, it is also important to manage the bonding heating conditions.
  • the solid phase temperature is higher than the liquidus temperature and lower than the liquidus temperature inside the aluminum alloy material according to the present invention, and the liquid phase is generated in the aluminum alloy material, resulting in a decrease in strength. Then, heating is performed for a time required for bonding at a temperature not higher than the temperature at which the shape cannot be maintained.
  • liquid phase ratio the ratio of the mass of the liquid phase generated in the aluminum alloy material to the total mass of the aluminum alloy material that is the fin material. It is necessary to join at a temperature that exceeds 35%. Since the bonding cannot be performed unless the liquid phase is generated, the liquid phase ratio needs to be more than 0%. However, if the liquid phase is small, joining may be difficult, so the liquid phase ratio is preferably 5% or more. When the liquid phase ratio exceeds 35%, the amount of the liquid phase to be generated is too large, and the aluminum alloy material is greatly deformed at the time of bonding and heating, and the shape cannot be maintained.
  • a preferable liquid phase ratio is 5 to 30%, and a more preferable liquid phase ratio is 10 to 20%.
  • the time during which the liquid phase ratio is 5% or more is 30 seconds or more and 3600 seconds or less. Is preferred. More preferably, the time when the liquid phase ratio is 5% or more is 60 seconds or more and 1800 seconds or less, whereby further sufficient filling is performed and reliable bonding is performed. If the time during which the liquid phase ratio is 5% or more is less than 30 seconds, the joint may not be sufficiently filled with the liquid phase. On the other hand, if it exceeds 3600 seconds, the deformation of the aluminum material may proceed. In the bonding method according to the present invention, the liquid phase moves only in the very vicinity of the bonded portion, so that the time required for filling does not depend on the size of the bonded portion.
  • the bonding temperature may be 580 ° C. to 640 ° C.
  • the holding time at the bonding temperature may be about 0 to 10 minutes.
  • 0 minutes means that the cooling is started as soon as the temperature of the member reaches a predetermined joining temperature.
  • the holding time is more preferably 30 seconds to 5 minutes.
  • the bonding temperature for example, when the Si content is about 1 to 1.5%, it is desirable to increase the bonding heating temperature to 610 to 640 ° C. Conversely, when the Si content is about 4 to 5%, the bonding heating temperature may be set to a low value of 580 to 590 ° C.
  • the liquid phase ratio defined in the present invention can be usually obtained by lever principle from the alloy composition and the maximum attainable temperature using an equilibrium diagram.
  • the phase diagram can be used to determine the liquid phase ratio using the principle of leverage.
  • the liquid phase ratio can be obtained using equilibrium calculation diagram software.
  • the equilibrium calculation phase diagram software incorporates a technique for determining the liquid phase ratio based on the lever principle using the alloy composition and temperature.
  • Equilibrium calculation state diagram software includes Thermo-Calc; Thermo-Calc Software AB, etc.
  • the heating atmosphere in the heat treatment is preferably a non-oxidizing atmosphere substituted with nitrogen, argon or the like.
  • better bondability can be obtained by using a non-corrosive flux.
  • non-corrosive flux coating method examples include a method of sprinkling the flux powder after assembling the members to be joined, a method of spraying the flux powder suspended in water, and the like.
  • the adhesion of the coating can be improved by mixing and applying a binder such as an acrylic resin to the flux powder.
  • the non-corrosive flux used for obtaining the normal flux function include KAlF 4 , K 2 AlF 5 , K 2 AlF 5 .H 2 O, K 3 AlF 6 , AlF 3 , KZnF 3 , K 2 SiF 6 and the like.
  • cesium-based fluxes such as Cs 3 AlF 6 , CsAlF 4 .2H 2 O, Cs 2 AlF 5 .H 2 O, and the like.
  • the aluminum alloy material for heat exchanger fins according to the present invention can be satisfactorily bonded by the heat treatment and the control of the heating atmosphere as described above.
  • the fin since the fin is a thin-walled material, the shape may not be maintained if the stress generated inside is too high.
  • the stress generated in the fin material can be maintained at a relatively small stress so that a good shape can be maintained.
  • the maximum value of the stress generated in the fin material is P (kPa) and the liquid phase ratio is V (%)
  • P ⁇ 460 ⁇ If the condition of 12V is satisfied, a very stable junction can be obtained.
  • the value indicated by the right side (460-12V) of this equation is the critical stress, and if a stress exceeding this value is applied to the fin, there is a possibility that a large deformation will occur.
  • the stress generated in the fin is obtained from the shape and load. For example, it can be calculated using a structural calculation program or the like.
  • the aluminum alloy material for heat exchanger fins according to the present invention is bonded by a bonding method different from conventional bonding methods such as brazing, and exhibits a bonding function in a single layer state. Is. Further, there is almost no change in dimensions or shape before and after joining, and the strength requirement can be satisfied.
  • the heat exchanger formed by bonding the fin material made of the aluminum alloy material according to the present invention to other constituent members including the fin material can be manufactured without using a bonding member such as a brazing material, and the cost of the equipment Can respond to down requests.
  • the heat exchanger in which the fin material made of the aluminum alloy material according to the present invention is joined and heated is also characterized in the metal structure of the fin cross section, and has a Si-based intermetallic compound having an equivalent circle diameter of 1 ⁇ m or more and Al.
  • the number of triple points of crystal grain boundaries where the —Fe—Mn—Si intermetallic compound exists is present at a ratio of 50% or more of the number of triple points of all crystal grain boundaries.
  • the eutectic structure in the grains having a major axis of 3 ⁇ m or more is 10 pieces / mm 2 or more and 3000 pieces / mm 2 or less.
  • the heat exchanger according to the present invention is excellent in strength because the fins have the above-mentioned metallographic characteristics.
  • FIG. 3 is a schematic diagram showing a phase diagram of an Al—Si alloy as a binary eutectic alloy. It is explanatory drawing which shows the production
  • FIG. 4 is an external view of a three-stage test piece (minicore) used in the first to third embodiments. It is a schematic diagram which shows a crystal grain boundary and its triple point. It is explanatory drawing which shows the method of discriminating the triple point of a crystal grain boundary.
  • minicore three-stage test piece
  • First Embodiment First, test materials having components A1 to A56 and B1 shown in Tables 1 and 2 were cast in a size of 400 mm in thickness, 1000 mm in width, and 3000 mm in length by a DC casting method. The casting speed was 40 mm / min. In the alloy composition shown in Table 1, “ ⁇ ” indicates that it is below the detection limit, and “remainder” includes inevitable impurities. After the ingot was chamfered to a thickness of 380 mm, the ingot was heated to 500 ° C. and held at that temperature for 5 hours as a heating and holding step before hot rolling, and then subjected to the hot rolling step.
  • the total rolling reduction was 93%, and the roll was rolled to a thickness of 27 mm at this stage. Furthermore, in the hot rough rolling stage, the pass having a reduction rate of 15% or more was set to 5 times.
  • the rolled material was further rolled to a thickness of 3 mm through a hot finish rolling stage.
  • the rolled plate was rolled to a thickness of 0.09 mm. Further, the rolled material was subjected to an intermediate annealing process at 380 ° C. for 2 hours, and finally rolled to a final thickness of 0.07 mm in the final cold rolling stage to obtain a test material.
  • test materials were evaluated for manufacturability in the production process.
  • the evaluation method for manufacturability is as follows: when a plate or slab is manufactured, no problem occurs in the manufacturing process and a sound plate or slab is obtained. The case where rolling became difficult due to the generation of a huge intermetallic compound and there was a problem in manufacturability was evaluated as x.
  • the surface density of the intermetallic compound in the produced plate material was measured by SEM observation (reflection electron image observation) of a cross section along the plate thickness direction.
  • the Si-based intermetallic compound and the Al—Fe—Mn—Si-based intermetallic compound were distinguished by contrast density by SEM-reflection electron image observation. Observation is performed on three fields of each sample, and SEM photographs of each field of view are subjected to image analysis, so that the Si-based intermetallic compound having an equivalent circle diameter of 0.5 ⁇ m to 5 ⁇ m in the sample, and Al having an equivalent circle diameter exceeding 5 ⁇ m.
  • the surface density of the —Fe—Mn—Si intermetallic compound was examined.
  • a tensile test was performed on the manufactured plate material before and after joining heating and after heating at 450 ° C. for 2 hours. The tensile test is performed for each sample under the conditions of a tensile speed of 10 mm / min and a gauge length of 50 mm. The test was carried out at room temperature according to Z2241. For the tensile test after bonding heating, samples heated under bonding heating conditions equivalent to those of the mini-core were evaluated.
  • each test material was formed into a fin material having a width of 16 mm, a peak height of 7 mm, and a pitch of 2.5 mm.
  • the combination material of composition B1 in Table 1 was combined with a tube material having a thickness of 0.4 mm, which was assembled into a stainless steel jig, and a three-stage test piece (minicore) shown in FIG. 4 was produced. .
  • the mini-core was dipped in a 10% suspension of non-corrosive fluoride-based flux, dried, and then heated in a nitrogen atmosphere under the joining heating conditions shown in Table 2 to join the fin material and the tube material.
  • Example 16 it heated and joined in the vacuum, without apply
  • the holding time at each temperature during bonding was 3 minutes.
  • a compressive load of about 4N is generated between the stainless steel jig and the mini-core during joining heating due to the difference in thermal expansion coefficient between the stainless steel jig and the aluminum material.
  • a stress of about 10 kPa is generated on the joint surface.
  • the fin was peeled off the tube, the 40 joint portions of the mini-core tube and the fin were examined, and the ratio (joining rate) of the completely joined portions was measured. Then, the joining rate was judged as ⁇ for 90% or more, ⁇ for 80% or more and less than 90%, ⁇ for 70% or more and less than 80%, and ⁇ for less than 70%.
  • the fin height of the mini-core before and after joining was measured to evaluate the deformation rate due to fin buckling. That is, the ratio of the change in fin height before and after bonding to the fin height before bonding is 5% or less, ⁇ 5% to 10% or less, ⁇ 10% to 15% or less, or 15% or more.
  • the ratio of the change in fin height before and after bonding to the fin height before bonding is 5% or less, ⁇ 5% to 10% or less, ⁇ 10% to 15% or less, or 15% or more.
  • the material structure of the sample after bonding and heating was also examined. This examination was performed by burying the resin after filling the bonded mini-core and observing the cross-sectional structure of the member with an optical microscope. Specifically, first, the crystal grain size was measured by observing a cross section in the plate thickness direction after polishing and etching with an optical microscope. In the measurement method, the average crystal grain length was measured based on ASTME112-96 at the center of the plate thickness.
  • the surface density of the intragranular eutectic structure having a major axis of 3 ⁇ m or more was measured.
  • the measurement was performed by polishing and etching a cross section perpendicular to the thickness direction and observing with an optical microscope.
  • the position of the intermetallic compound is identified by etching with Keller solution, etc.
  • the position of the triple point of the crystal grain boundary is identified by clarifying the crystal grain boundary in this cross section by the anodic oxidation method. did.
  • the ratio of the number of triple points was obtained.
  • EPMA is used to analyze the surface components of elements such as Si, Fe, Mn, etc., and the portion where the Si concentration is linearly low is identified as the grain boundary, and Si, Fe, etc.
  • a single plate sample heated under the same bonding heating condition as that of the mini-core was used, and the observation field of view was measured at a magnification of 200 times and 5 fields of view.
  • Tables 3 and 4 show the manufacturability evaluation of the above test materials, the surface density of the intermetallic compound, the tensile strength, the material structure after bonding heating, and the evaluation results in the mini-core bonding test. Tables 3 and 4 also show the equilibrium liquid phase ratio in the bonding conditions (heating temperature) of each sample. The equilibrium liquid phase ratio is a value calculated by equilibrium state diagram calculation software.
  • E + is an exponent notation, for example, 1.2.
  • E + 03 means 1.2 ⁇ 10 3 .
  • Examples 1 to 37 each having the same pass rate, fin buckling, and tensile strength.
  • Examples 15 to 27 are samples made of alloys in which Mg, Ni, Ti, V, Zr, and Cr are further added as additive elements in addition to the essential elements Si, Fe, and Mn. The deformation rate was further improved, and it was confirmed that these additive elements had an effect of improving the strength.
  • Comparative Example 1 the Si component was less than the prescribed amount, and the surface density of the Si-based intermetallic compound of the base plate was also less than the prescribed. Therefore, even when the heating temperature was relatively high, the liquid phase production rate was 5 Less than%, the bonding rate was low and the bonding property was inferior.
  • Comparative Example 2 the Si component exceeded the specified amount, and the surface density of the Al—Fe—Mn—Si intermetallic compound of the base plate exceeded the specified value. The liquid phase ratio was high and the crystal grain size after heating was small, so that the fins buckled and the deformation rate was unacceptable.
  • Comparative Example 3 since the Fe component was less than the specified amount, and the surface density of the Al—Fe—Mn—Si intermetallic compound of the base plate was also less than specified, the strength before and after heating was low and failed. The fin buckled and the deformation rate was also unacceptable.
  • Comparative Example 4 the Mn component was less than the specified amount, and the surface density of the Al—Fe—Mn—Si intermetallic compound of the base plate was also less than specified, so the strength before and after heating was low and failed. The fin buckled and the deformation rate was also unacceptable.
  • Comparative Example 5 since the Fe component exceeded the specified amount, there was a problem in manufacturability, and evaluation by a joining test could not be performed.
  • Second Embodiment Here, the influence of the heating temperature, which is a bonding condition, was examined. As shown in Table 3, the material manufactured in the first embodiment was extracted and formed into the same fin as in the first embodiment. And the test piece (mini-core) of 3 steps
  • This mini-core is immersed in a 10% suspension of non-corrosive fluoride flux, dried, then heated to various heating temperatures shown in Table 3 in a nitrogen atmosphere, and held for a predetermined holding time to obtain a fin material. And the tube material were joined.
  • the joining rate and the dimensional change after joining were measured, and the joining rate and the deformation rate due to fin buckling were evaluated.
  • the cross-sectional structure of the member was observed in the same manner as in the first embodiment, and the surface density of the intermetallic compound, the crystal grain size after heating with bonding, the surface density of the intragranular eutectic structure having a major axis of 3 ⁇ m or more, and the total grain boundaries
  • the ratio of the number of triple points at the grain boundary where an intermetallic compound having an equivalent circle diameter of 1 ⁇ m or more exists was determined.
  • Table 5 for example, 3.1E + 03 means 3.1 ⁇ 10 3 .
  • the heating temperature is set to a temperature at which the liquid phase ratio is 5 to 30%, and the time during which the liquid phase ratio is 5% or more is 30 seconds or more and 3600. Preferably it is within seconds. From Table 3, Examples 38 to 46 all satisfied all of these conditions, and both the joining rate and the deformation rate were acceptable.
  • Third Embodiment Here, the influence of the additive element on the corrosion resistance was examined. As shown in Table 4, the material manufactured in the first embodiment was extracted and formed into the same fin material as in the first embodiment. And the test piece (mini-core) of 3 steps
  • the joining rate and the dimensional change after joining were measured to evaluate the joining rate and the deformation rate.
  • the structure of the member cross-section is observed in the same manner as in the first embodiment, and among the surface density of the intermetallic compound, the surface density of the intragranular eutectic structure having a major axis of 3 ⁇ m or more, and the number of triple points of all crystal grain boundaries, The ratio of the number of triple points of crystal grain boundaries where an intermetallic compound having an equivalent circle diameter of 1 ⁇ m or more exists was determined. Further, a CASS test was performed for 500 hours for evaluating the corrosion resistance of the fin itself, and the corrosion state of the fin was confirmed.
  • Examples 48 to 60 in this embodiment an aluminum alloy to which Cu, Zn, In, Sn, Ti, and V are further added as an additive element in addition to the essential elements of Si, Fe, and Mn is used as a sample.
  • Table 6 the corrosion resistance of these examples was improved compared to the alloy of Example 47 to which Zn or the like was not added, and the usefulness of these added elements could be confirmed.
  • the joining rate and the dimensional change after joining were measured, and the joining rate and the deformation rate due to fin buckling were evaluated.
  • the cross-sectional structure of the member was observed in the same manner as in the first embodiment, and the surface density of the intermetallic compound, the crystal grain size after heating with bonding, the surface density of the intragranular eutectic structure having a major axis of 3 ⁇ m or more, and the total grain boundaries
  • the ratio of the number of triple points at the grain boundary where an intermetallic compound having an equivalent circle diameter of 1 ⁇ m or more exists was determined. The results are shown in Table 8.
  • Table 8 shows the Si-based intermetallic compound having an equivalent circle diameter of 0.5 ⁇ m to 5 ⁇ m and Al—Fe—Mn—Si exceeding the equivalent circle diameter of 5 ⁇ m in the areal density measurement of the intermetallic compound before bonding heating. Area density of Si-based intermetallic compounds with equivalent circle diameters exceeding 5 ⁇ m, and Al—Fe—Mn—Si based intermetallic compounds with equivalent circle diameters of 0.5 ⁇ m to 5 ⁇ m and 10 ⁇ m was measured in the same manner. In Table 8, for example, 3.1. E + 03 means 3.1 ⁇ 10 3 .
  • Comparative Example 10 since the casting speed was too low, the surface density of the Si-based intermetallic compound of the base plate was lower than specified, and the surface density of the Al—Fe—Mn—Si-based intermetallic compound of the base plate was also specified. It was over. Due to the coarsening of the Si-based intermetallic compound and the Al—Fe—Mn—Si-based intermetallic compound, the crystal grain size after heating decreased, the fin buckled, and the deformation rate failed. Moreover, since the amount of the Si-based intermetallic compound having the specified surface density decreased, the bonding rate was low and the test was rejected.
  • Comparative Example 11 since the casting speed was too high, cracking occurred during the production of the ingot, and the sample material could not be produced.
  • Comparative Example 12 the total rolling reduction in the hot rough rolling stage was smaller than specified, and the Si-based intermetallic compound and Al—Fe—Mn—Si-based intermetallic compound of the base plate were not sufficiently refined. For this reason, the surface density of the Si-based intermetallic compound of the base plate was lower than the standard, and the joining rate was low and it was rejected. In addition, the surface density of the Al—Fe—Mn—Si intermetallic compound of the base plate exceeds the specified value, and the crystal grain size after heating becomes smaller due to the coarsening of the compound, the fin buckles, and the deformation rate is not reduced.
  • the aluminum alloy material according to the present invention is useful as a fin material of a heat exchanger, and can be joined to other components of the heat exchanger including the fin material without using a joining member such as a brazing material or a filler material. It is possible and the heat exchanger can be manufactured efficiently. In this joining, there is almost no change in size and shape.
  • the aluminum alloy material and the bonding method using the same according to the present invention have significant industrial effects.

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Abstract

　熱交換器のフィン材として単層状態で接合可能であり、接合前後で変形のないアルミニウム合金材を提供することを課題とする。　上記課題を解決するためのアルミニウム合金材は、Ｓｉ：１．０～５．０質量％、Ｆｅ：０．１～２．０質量％、Ｍｎ：０．１～２．０質量％を含有し、残部Ａｌ及び不可避的不純物からなり、０．５～５μｍの円相当径を有するＳｉ系金属間化合物が、前記アルミニウム合金材断面において２５０個／ｍｍ２以上７×１０４個以下存在し、５μｍを超える円相当径を有するＡｌ－Ｆｅ－Ｍｎ－Ｓｉ系金属間化合物が、前記アルミニウム合金材断面において１０個／ｍｍ２以上１０００個以下存在する、単層で加熱接合機能を有する熱交換器フィン材用のアルミニウム合金材である。この合金は、必要に応じて、Ｍｇ、Ｃｕ、Ｚｎ、Ｉｎ、Ｓｎ、Ｔｉ、Ｖ、Ｚｒ、Ｃｒ、Ｎｉ、Ｂｅ、Ｓｒ、Ｂｉ、Ｎａ、Ｃａをさらに含有してもよい。

Description

熱交換器フィン用のアルミニウム合金材及びその製造方法、ならびに、当該アルミニウム合金材を用いた熱交換器
　本発明は、熱交換器用フィン材に用いられるアルミニウム合金材及びその製造方法に関し、詳しくは、ろう材を使用することなくそれ自体の接合機能により、他の部材に接合可能なアルミニウム合金材及びその製造方法に関する。更に、このアルミニウム合金材を用いた、効率的に製造される熱交換器に関する。
　アルミニウム合金材を構成部材とする熱交換器等の構造体の製造に際しては、アルミニウム合金材同士又はアルミニウム合金材と異種材料とを接合する必要がある。アルミニウム合金材の接合方法としては、様々な方法が知られているが、それらの中でブレージング法（ろう付け法）が多く用いられている。ブレージング法が多く用いられるのは、母材を溶融させることなく短時間で強固な接合を得ることができる等の利点が考慮されるためである。ブレージング法によるアルミニウム合金材の接合方法を用いて熱交換器等を製造する方法としては、例えば、Ａｌ－Ｓｉ合金からなるろう材をクラッドしたブレージングシートを用いる方法；粉末ろう材を塗布した押出材を用いる方法；各材料を組付け後に接合が必要な部分に別途ろう材を塗布する方法；などが知られている（特許文献１～３）。更に、非特許文献１の「３．２　ろうとブレージングシート」の章には、これらのクラッドブレージングシートや粉末ろう材の詳細が説明されている。
　これまで、アルミニウム合金材の構造体の製造においては、様々なブレージング法が開発されてきた。例えば自動車用熱交換器においては、フィン材を単層で用いる場合には、チューブ材にろう材をクラッドしたブレージングシートを使用する方法や、チューブ材にＳｉ粉末やＳｉ含有ろうを別途塗布する方法が採用されていた。一方、チューブ材を単層で用いる場合には、フィン材にろう材をクラッドしたブレージングシートを使用する方法が採用されていた。
　更に、特許文献４では、上記したクラッド材であるブレージングシートに替えて、単層のブレージングシートを用いる方法が記載されている。この文献では熱交換器のチューブ材、タンク材に熱交換器用単層ブレージングシートを用いることが提案されている。特許文献４には、添加するＳｉ量とろう付温度を調整することで形状を保持することが記載されている。しかしながら、チューブ材やタンク材よりも板厚が薄いフィン材においては、十分なろう付性を発揮しつつ形状を維持するための方法としては不十分であった。
特開２００８－３０３４０５公報 特開２００９－１６１８３５号公報 特開２００８－３０８７６０号公報 特開２０１０－１６８６１３号公報
「アルミニウムブレージングハンドブック（改訂版）」社団法人軽金属溶接構造協会　２００３年
　ブレージングシートのようなクラッド材を製造するには、各層を別々に製造し、更にそれらを重ね接合する工程が必要であり、ブレージングシートの使用は熱交換器等のコストダウンの要求に反することとなる。また、粉末ろう材の塗布もろう材コストの分だけ製品コストに反映されることとなる。
　これに対して、上述のように、クラッド材とされたブレージングシートに替えて単層ブレージングシートを適用するという提案もある。しかしながら、単層のブレージングシートを板厚の薄いフィン材として用いると、小さい荷重でもろう付中にフィンが容易に座屈変形してしまう問題点がある。また、ろう付性確保のために成分中のＳｉ量を増加させたり、ろう付温度を上げた場合にはより変形が生じ易く、ろう付性とろう付中の変形の制御を両立するのが非常に困難であった。
　以上のように、熱交換器等のアルミニウム合金構造体のコストダウンのためには、ろう材を使わずに単層同士の材料で接合を行うことが好ましいといえる。しかしながら、単層のブレージングシートを安易に適用すれば、部材の変形の問題を回避することは困難である。本願発明は、上記のような背景のもとなされたものであり、熱交換器の熱交換器フィン用の材料であって、複層の部材を使用することによるコストアップを解消しつつも、接合時の変形の問題も生じさせないアルミニウム合金材を提供することを目的とする。
　本発明者らは、鋭意検討の結果、これまでのブレージング法によるアルミニウム合金材の接合方法を改良するものであり、ろう材を使用することなく被接合材が発揮する接合能力を利用する新規な接合方法を見出した。この接合方法は、以下の熱交換器フィン用のアルミニウム合金材を用いて、特定の条件で接合し組み立てるものであり、ろう材のような接合部材がなくとも加熱により他の部材と接合可能であり（これを、「加熱接合機能」というものとする）、更に、接合前後の変形も極めて少ないという特徴を有する。
　すなわち、本発明は、第１の側面において、Ｓｉ：１．０質量％～５．０質量％、Ｆｅ：０．１％～２．０％、Ｍｎ：０．１％～２．０％を含有し、残部Ａｌ及び不可避的不純物からなり、単層で加熱接合機能を有する熱交換器フィン用のアルミニウム合金材であって、０．５～５μｍの円相当径を有するＳｉ系金属間化合物が、前記アルミニウム合金材断面において２５０個／ｍｍ２以上７×１０４個／ｍｍ２以下存在し、５μｍを超える円相当径を有するＡｌ－Ｆｅ－Ｍｎ－Ｓｉ系金属間化合物が、前記アルミニウム合金材断面において１０個／ｍｍ２以上１０００個／ｍｍ２以下存在することを特徴とする熱交換器フィン用のアルミニウム合金材とした。
　本発明の第２の側面は、前記第１の側面において、素板の引張強さをＴ、４５０℃で２時間加熱した後の引張強さをＴoとした場合、Ｔ／Ｔｏ≦１．４０を満たすものである。
　本発明の第３の側面は、前記第１又は２の側面において、Ｍｇ：２．０質量％以下及びＣｕ：１．５質量％以下から選択される１種又は２種を更に含有するものである。
　本発明の第４の側面は、前記第１～３の側面のいずれかにおいて、Ｚｎ：６．０質量％以下、Ｉｎ：０．３質量％以下及びＳｎ：０．３質量％以下から選択される１種又は２種以上を更に含有するものである。
　本発明の第５の側面は、前記第１～４の側面のいずれかにおいて、Ｔｉ：０．３質量％以下、Ｖ：０．３質量％以下、Ｚｒ：０．３質量％以下、Ｃｒ：０．３質量％以下及びＮｉ：２．０質量％以下から選択される１種又は２種以上を更に含有するものである。
　本発明の第６の側面は、前記第１～５の側面のいずれかにおいて、Ｂｅ：０．１質量％以下、Ｓｒ：０．１質量％以下、Ｂｉ：０．１質量％以下、Ｎａ：０．１質量％以下及びＣａ：０．０５質量％以下から選択される１種又は２種以上を更に含有するものである。
　本発明の第７の側面では、前記第１～６の側面のいずれかにおいて、接合加熱前における引張強さが８０～２５０ＭＰａである。
　本発明の第８の側面は、前記第１～７の側面のいずれかにおける熱交換器フィン用のアルミニウム合金材の製造方法であって、前記アルミニウム合金材用のアルミニウム合金を鋳造する鋳造工程と、鋳造した鋳塊を熱間圧延前に加熱保持する加熱保持工程と、加熱保持工程後に鋳塊を熱間圧延する熱間圧延工程と、熱間圧延材を冷間圧延する冷間圧延工程と、冷間圧延工程の途中において冷間圧延材を焼鈍する焼鈍工程とを含み、前記鋳造工程において、鋳造速度を２０～１００ｍｍ／分とし、前記熱間圧延工程において、熱間粗圧延段階の総圧下率を９２～９７％とし、かつ、熱間粗圧延段階が１５％以上の圧下率となるパスを３回以上含むことを特徴とする熱交換器フィン用のアルミニウム合金材の製造方法である。
　本発明の第９の側面は、前記第１～７の側面のいずれかにおけるアルミニウム合金材からなるフィン材と熱交換器の他の構成部材とを接合加熱することにより製造される熱交換器である。
　本発明の第１０の側面では、前記第９の側面において、接合加熱後のフィン断面の金属組織におけるアルミニウム母相の結晶粒径が５０μｍ以上である。
　本発明の第１１の側面では、前記第９又は１０の側面において、接合加熱後のフィン断面の金属組織において、１μｍ以上の円相当径を有する金属間化合物が存在する結晶粒界の三重点の個数が、全結晶粒界の三重点の個数の５０％以上の割合である。
　本発明の第１２の側面では、前記第９～１１の側面のいずれかにおいて、接合加熱後のフィン断面の金属組織において、３μｍ以上の長径を有する共晶組織がマトリックスの結晶粒内に１０個／ｍｍ２～３０００個／ｍｍ２存在するものである。
　以下、本発明についてより詳細に説明する。本発明は、上記組成のアルミニウム合金材を加熱する際に生成する液相を接合に利用する点を基本的な特徴とする。そこで、まずこの液相の生成メカニズムについて説明する。
　図１に代表的な２元系共晶合金であるＡｌ－Ｓｉ系合金の状態図を模式的に示す。Ｓｉ濃度がｃ１であるアルミニウム合金材を加熱すると、共晶温度（固相線温度）Ｔｅを超えた付近の温度Ｔ１で液相の生成が始まる。共晶温度Ｔｅ以下では、図２（ａ）に示すように、結晶粒界で区分されるマトリクス中に晶析出物が分布している。ここで液相の生成が始まると、図２（ｂ）に示すように、晶析出物分布の偏析の多い結晶粒界が溶融して液相となる。次いで、図２（ｃ）に示すように、アルミニウム合金材のマトリクス中に分散する主添加元素成分であるＳｉ系金属間化合物の晶析出物粒子の周辺が球状に溶融して液相となる。更に図２（ｄ）に示すように、マトリクス中に生成したこの球状の液相は、界面エネルギーにより時間の経過や温度上昇と共にマトリクスに再固溶し、固相内拡散によって結晶粒界や表面に移動する。次いで、図１に示すように温度がＴ２に上昇すると、状態図より液相量は増加する。
　また、図１において、アルミニウム合金材のＳｉ濃度が最大固溶限濃度より小さいｃ２の場合には、固相線温度Ｔｓ２を超えた付近で液相の生成が始まる。但し、ｃ１の場合と異なり、溶融直前の組織は図３（ａ）に示すように、マトリクス中に晶析出物が存在しない場合がある。この場合、図３（ｂ）に示すように粒界でまず溶融して液相となった後、図３（ｃ）に示すようにマトリクス中において局所的に溶質元素濃度が高い場所から液相が発生する。図３（ｄ）に示すように、マトリクス中に生成したこの球状の液相は、ｃ１の場合と同様に、界面エネルギーにより時間の経過や温度上昇と共にマトリクスに再固溶し、固相内拡散によって結晶粒界や表面に移動する。温度がＴ３に上昇すると、状態図より液相量は増加する。
　本発明に係る熱交換器フィン用のアルミニウム合金材を用いた接合方法は、上記のようなアルミニウム合金材内部の局所的な溶融により生成される液相を利用するものである。そして、加熱温度の調整により液相の質量を好適な範囲にすることにより、接合と形状維持の両立を実現できるものである。本発明のアルミニウム合金材を成形して、フィンを作製し、６００℃程度の温度で熱処理を行うと、該フィン材の内部の一部から液相が生成し、それが材料表面に染み出してきて接合が可能となり、ろう材等の接合部材を用いることなく熱交換器を製造することができる。
　また、本発明に係る熱交換器フィン用のアルミニウム合金材においては、主に未溶融のマトリクス（アルミニウム材料中において金属間化合物を除いた部分）と液相生成に寄与しない金属間化合物がその材料強度を担っている。そのため、本発明に係るアルミニウム合金材は、接合中に一部溶融部分が生じている状態になっているが、形状を維持するのに十分な強度を有することができる。従って、本発明により製造される熱交換器は、接合中の寸法変化や形状変化が殆どないという特徴を有する。このような特徴により、本発明のアルミニウム合金材は、接合時に変形しやすい薄肉のフィンの材料として好適に使用することができる。
　このように、本発明は、アルミニウム合金材の液相を利用するものであるが、本発明の具体的特徴は、（Ｉ）アルミニウム合金材としてＳｉ濃度：１．０質量％～５．０質量％のＡｌ－Ｓｉ系合金であり、Ｆｅ：０．１％～２．０％、Ｍｎ：０．１％～２．０％を含有する基本組成を有すること、及び、（ＩＩ）その金属組織において、各構成元素由来の金属間化合物（Ｓｉ系金属間化合物、Ａｌ－Ｆｅ－Ｍｎ－Ｓｉ系金属間化合物）が、断面において所定の面密度範囲で存在すること、の２点にある。そこで、以下にこれらの特徴について説明する。尚、以下においては、「質量％」を単に「％」と記載する。
（Ｉ）本発明に係るアルミニウム合金材の組成
　Ｓｉ濃度について、ＳｉはＡｌ－Ｓｉ系の液相を生成し、接合に寄与する元素である。但し、Ｓｉ濃度が１．０％未満の場合は充分な量の液相を生成することができず、液相の染み出しが少なくなり、接合が不完全となる。一方、５．０％を越えるとアルミニウム合金材中のＳｉ粒子が多くなり、液相の生成量が多くなるため、加熱中の材料強度が極端に低下し、フィン材としての形状維持が困難となる。従って、Ｓｉ濃度を１．０％～５．０％と規定する。このＳｉ濃度は、好ましくは１．５％～３．５％であり、より好ましくは２．０％～３．０％である。尚、染み出す液相の量は板厚が厚く、加熱温度が高いほど多くなるので、加熱時に必要とする液相の量は、製造する熱交換器のフィンの構造・寸法に応じて必要となるＳｉ量や接合加熱温度を調整することが望ましい。
　本発明に係るアルミニウム合金材は、Ａｌ－Ｓｉ合金に必須元素としてＦｅ及びＭｎを添加するものである。ここで、Ｆｅ、Ｍｎはフィン材として有効な強度を確保するために、マトリックスを強化すると共に後述の通り金属間化合物を生成する添加元素である。
　Ｆｅは、マトリックスに若干固溶して強度を向上させる効果があるのに加えて、晶出物として分散して特に高温での強度低下を防ぐ効果がある。Ｆｅは、その添加量が０．１％未満の場合、上記の効果が小さいだけでなく、高純度の地金を使用する必要がありコストが増加する。また、２．０％を超えると、鋳造時に粗大な金属間化合物が生成し、製造性に問題が生じる。また、本アルミニウム材からなるフィンが腐食環境（特に液体が流動するような腐食環境）に曝された場合には耐食性が低下する。更に、接合時の加熱によって再結晶した結晶粒が微細化して粒界密度が増加するため、接合前後で寸法変化が大きくなる。従って、Ｆｅの添加量は０．１％～２．０％とする。好ましいＦｅの添加量は、０．２％～１．０％である。
　Ｍｎは、Ｆｅ、ＳｉとともにＡｌ－Ｆｅ－Ｍｎ－Ｓｉ系の金属間化合物を形成し、分散強化として作用し、或いは、アルミニウム母相中に固溶して固溶強化により強度を向上させる重要な添加元素である。Ｍｎは、その添加量が０．１％未満では上記の効果が不十分となり、２．０％を超えると粗大金属間化合物が形成されやすくなり、耐食性を低下させる。従ってＭｎ添加量は０．１％～２．０％とする。好ましいＭｎ添加量は０．３％～１．５％である。
　尚、ＳｉはＦｅ及びＭｎとＡｌ－Ｆｅ－Ｍｎ－Ｓｉ系金属間化合物を形成するが、上記金属間化合物となったＳｉは液相の生成への寄与が小さいため、接合性を低下させるおそれが生じる。そのため、本発明に係る熱交換器フィン用のアルミニウム合金材では、Ｓｉ、Ｆｅ、Ｍｎの添加量について留意することが好ましい。具体的には、Ｓｉ、Ｆｅ、Ｍｎの含有量（質量％）をそれぞれＳ、Ｆ、Ｍとしたとき、１．２≦Ｓ－０．３（Ｆ＋Ｍ）≦３．５の関係式を満たすことが好ましい。Ｓ－０．３（Ｆ＋Ｍ）が１．２より小さい場合は、接合が不十分となる一方、Ｓ－０．３（Ｆ＋Ｍ）が３．５より大きい場合は、接合前後で形状が変化し易くなる。
（ＩＩ）本発明に係るアルミニウム合金材の金属組織
　次に、本発明に係るアルミニウム合金材の金属組織における特徴について説明する。本発明に係るアルミニウム合金材においては、その基本組成（Ａｌ－Ｓｉ系）に基づき生じるＳｉ系金属間化合物に加えて、添加元素であるＦｅ、Ｍｎに由来するＡｌ－Ｆｅ－Ｍｎ－Ｓｉ系金属間化合物が存在する。本発明においては、これらの金属間化合物のサイズ及び分散状態において特徴を有する。
　Ｓｉ系金属間化合物とは、（１）単体Ｓｉ、及び（２）単体Ｓｉの一部にＣａ、Ｐなどの元素を含むものであり、上述の液相発生のプロセスで説明した液相生成に寄与する金属間化合物である。本発明に係るアルミニウム合金材は、０．５～５μｍの円相当径を有するＳｉ系金属間化合物が、その断面において２５０個／ｍｍ２以上７×１０４個／ｍｍ２以下存在することを特徴とする。アルミニウム合金材中に分散したＳｉ粒子等のＳｉ系金属間化合物は、接合時にその周囲のマトリクスと反応し、液相を生成する。そのため、Ｓｉ系金属間化合物が微細なほど粒子とマトリクスの接する面積が増加する。従って、Ｓｉ系金属間化合物が微細なほど、接合加熱時において、より速やかに液相が生成し易くなり、良好な接合性が得られる。また、Ｓｉ系金属間化合物が微細である方がアルミニウム合金材の形状を保持することができる。この効果は、接合温度が固相線に近い場合や昇温速度が速い場合により顕著である。そのため、本発明では、好適なＳｉ系金属間化合物として円相当径０．５～５μｍと規定すると共に、その存在割合として断面で２５０個／ｍｍ２以上７×１０４個／ｍｍ２以下であることを必要とする。０．５μｍより小さいＳｉ系金属間化合物も存在するが、接合加熱時において接合温度が固相線に至る前にマトリクス中に固溶し液相生成時にはほとんど存在せず、液相生成の起点となりえないため対象外とした。５μｍを超える粗大なＳｉ系金属間化合物は殆ど存在しないため、対象とはしない。２５０個／ｍｍ２未満であると、生成する液相に偏りができ、良好な接合が得られなくなるからである。７×１０４個／ｍｍ２を超えると、Ｓｉ濃度が規定を超えることになり、生成する液相が多すぎて変形が生じ易くなる。このように、このＳｉ系金属間化合物の存在割合は、２５０個／ｍｍ２以上７×１０4個／ｍｍ２以下とする。なお、この存在割合は、好ましくは５００個／ｍｍ２以上５×１０4個／ｍｍ２以下であり、更により好ましくは、１０００個／ｍｍ２以上２×１０4個／ｍｍ２以下である。尚、断面とは、アルミニウム合金材の任意の断面であり、例えば厚さ方向に沿った断面でもよく、板材表面と平行な断面でもよい。材料評価の簡便性の観点から、厚さ方向に沿った断面を採用するのが好ましい。
　一方、Ａｌ－Ｆｅ－Ｍｎ－Ｓｉ系金属間化合物は、Ｓｉ系金属間化合物とは異なり液相生成に大きく寄与するものではないが、マトリックスと共に接合加熱中の材料強度を担う相である。本発明に係るアルミニウム合金材は、熱交換器のフィン材という薄肉材としての利用を考慮するものであることから、Ａｌ－Ｆｅ－Ｍｎ－Ｓｉ系金属間化合物の適切な分散による材料強度の確保を図っている。また、接合加熱後の結晶粒径にも大きく影響するため、適切な分散状態とする必要がある。この金属間化合物は、５μｍを超える円相当径を有するものが、材料断面において１０個／ｍｍ２以上１０００個／ｍｍ２以下存在する必要がある。１０個／ｍｍ２未満であると、強度低下による変形が生じる。１０００個／ｍｍ２を超える場合には、接合加熱中の再結晶粒の核発生頻度が増加し、結晶粒径が小さくなる。結晶粒が小さくなると、粒界で結晶粒同士がすべり、変形し易くなるのでフィン座屈が起こる。さらには、加熱接合中に金属間化合物の周囲で液相が生成し、その液相だまりが板厚の中に占める割合が大きくなりフィン座屈が起こる。円相当径が５μｍ以下のＡｌ－Ｆｅ－Ｍｎ－Ｓｉ系金属間化合物も存在し、素材の強度、ならびに、接合加熱中と接合加熱後の強度に寄与する。しかしながら、円相当径が５μｍ以下のものは、接合加熱中の粒界移動によりマトリックス中に容易に溶解し、加熱後の結晶粒径に起因する変形のし易さについては殆ど影響しないため対象外とする。また、円相当径が１０μｍ以上のＡｌ－Ｆｅ－Ｍｎ－Ｓｉ系金属間化合物は、殆ど存在しないため実質的に対象外とする。
　尚、上記の金属間化合物の円相当径は、断面のＳＥＭ観察（反射電子像観察）を行うことで算定することができる。ここで、円相当径とは円相当直径をいう。ＳＥＭ写真を画像解析することで、接合前の上記金属間化合物の円相当径及を求めることが好ましい。また、金属間化合物の金属種は、ＥＰＭＡ（Ｘ線マイクロアナライザー）等で調べることができる。また、Ｓｉ系金属間化合物とＡｌ－Ｆｅ－Ｍｎ－Ｓｉ系金属間化合物は、ＳＥＭ－反射電子像観察で、コントラストの濃淡で区別することもできる。ＥＰＭＡ等で調べると、より正確に特定することができる。
　以上説明した本発明に係る熱交換器フィン用のアルミニウム合金材は、各構成元素の濃度範囲及び金属組織に特徴を有し、それ自体の接合機能により接合を可能とし、フィン材として熱交換器の他の構成部材と接合することができる。ここで、熱交換器の他の構成部材とは、タンクやチューブ、サイドプレート等のことである。また、熱交換器の構成によっては、本発明に係るアルミニウム合金材からなるフィン材同士、或いは、本発明に係るアルミニウム合金材からなるフィン材と他のフィン材を接合してもよい。
　以上のように、本発明に係るアルミニウム合金材は、接合性という基本的な機能とフィン材として要求される強度を確保するためには、Ｓｉ及びＦｅ及びＭｎを必須元素としてその添加量が規定される。更に強度や耐食性を向上させるために、上記必須元素以外の元素を単独、もしくは複数添加することができる。そこで、以下に各添加元素について述べる。
　強度をより向上させるのに好適な選択的添加元素として、Ｍｇ及びＣｕの少なくともいずれかを添加するのが好ましい。
　Ｍｇは、接合加熱後においてＭｇ２Ｓｉによる時効硬化が生じ、この時効硬化によって強度向上が図られる。このように、Ｍｇは強度向上の効果を発揮する添加元素である。Ｍｇ添加量が、２．０％を超えるとフラックスと反応して、高融点の化合物を形成するため著しく接合性が低下する。従って、Ｍｇの添加量は２．０％以下とするのが好ましい。より好ましいＭｇの添加量は０．０５％～２．０％である。なお、本発明においては、Ｍｇのみならず他の合金成分においても、所定添加量以下という場合は０％も含むものとする。
　Ｃｕは、マトリクス中に固溶して強度向上させる添加元素である。但し、Ｃｕ添加量が１．５％を超えると耐食性が低下する。従って、Ｃｕの添加量は１．５％以下とするのが好ましい。より好ましいＣｕの添加量は０．０５％～１．５％である。
　本発明において、更に強度を向上させるために、Ｔｉ、Ｖ、Ｚｒ、Ｃｒ及びＮｉの１種又は２種以上の選択的添加元素を加えるのが好ましい。
　Ｔｉ、Ｖはマトリクス中に固溶して強度向上させる他に、層状に分布して板厚方向の腐食の進展を防ぐ効果がある。添加量が０．３％を越えると巨大晶出物が発生し、成形性、耐食性を阻害する。従って、Ｔｉ及びＶの添加量は０．３％以下とするのが好ましい。より好ましい添加量は０．０５％～０．３％である。
　ＺｒはＡｌ－Ｚｒ系の金属間化合物として析出し、分散強化によって接合後の強度を向上させる効果を発揮する。また、Ａｌ－Ｚｒ系の金属間化合物は加熱中の結晶粒粗大化に作用する。添加量が０．３％を超えると粗大な金属間化合物を形成し易くなり、塑性加工性を低下させる。よって、Ｚｒの添加量は０．３％とするのが好ましい。より好ましい添加量は０．０５％～０．３％である。
　Ｃｒは、固溶強化により強度を向上させ、またＡｌ－Ｃｒ系の金属間化合物が析出し、加熱後の結晶粒粗大化に作用する。添加量が０．３％を超えると粗大な金属間化合物を形成し易くなり、塑性加工性を低下させる。よって、Ｃｒの添加量は０．３％以下とするのが好ましい。より好ましい添加量は０．０５％～０．３％である。
　Ｎｉは、金属間化合物として晶出又は析出し、分散強化によって接合後の強度を向上させる効果がある。Ｎｉの添加量は、２．０％以下するとするのが好ましい。より好ましい添加量は０．０５%～２．０％である。Ｎｉの含有量が２．０％を超えると、粗大な金属間化合物を形成しやすくなり、加工性を低下させる。また、自己耐食性も低下する。
　以上の強度向上のための選択的添加元素に加えて、耐食性向上のための選択的添加元素を加えても良い。耐食性向上のための添加元素としては、Ｚｎ、Ｉｎ、Ｓｎが挙げられる。
　Ｚｎの添加は、犠牲防食作用による耐食性向上に有効である。Ｚｎはマトリクス中にほぼ均一に固溶しているが、液相が生じるとその中に溶け出して液相のＺｎが濃化する。液相が表面に染み出すと、その部分はＺｎ濃度が上昇するため、犠牲陽極作用によって耐食性が向上する。また、本発明のアルミニウム合金材を熱交換器に応用する場合、本発明のアルミニウム合金材をフィンに使うことで、チューブ等を防食する犠牲防食作用を働かせることもできる。添加量が６．０％を超えると腐食速度が速くなり自己耐食性が低下する。従って、Ｚｎは６．０％以下とするのが好ましい。より好ましいＺｎ添加量は、０．０５％～６．０％である。
　また、Ｓｎ、Ｉｎは、犠牲陽極作用を発揮する効果がある。添加量が０．３％を超えると腐食速度が速くなり自己耐食性が低下する。従って、これら元素のそれぞれの添加量は、０．３％以下とするのが好ましい。より好ましい添加量は０．０５％～０．３％である。
　本発明に係るアルミニウム合金材では、液相の特性改善を図ることにより接合性を更に良好とするための選択的元素を更に添加してもよい。具体的には、Ｂｅ：０．１％以下、Ｓｒ：０．１％以下、Ｂｉ：０．１％以下、Ｎａ：０．１％以下、Ｃａ：０．０５％以下とするのが好ましく、これらの１種又は２種以上が必要に応じて添加される。なお、これら各元素のより好ましい範囲は、Ｂｅ：０．０００１％～０．１％、Ｓｒ：０．０００１％～０．１％、Ｂｉ：０．０００１％～０．１％、Ｎａ：０．０００１％～０．１％、Ｃａ：０．０００１％～０．０５％である。これらの微量元素はＳｉ粒子の微細分散、液相の流動性向上等によって接合性を改善することができる。これらの微量元素は、上記のより好ましい規定範囲未満ではその効果が小さく、上記のより好ましい規定範囲を超えると耐食性低下等の弊害を生じる場合がある。尚、Ｂｅ、Ｓｒ、Ｂｉ、Ｎａ、Ｃａの１種又は２種以上が添加される場合には、各添加成分のいずれもが上記好ましい又はより好ましい成分範囲内にあることを必要とする。
　本発明に係る熱交換器フィン用のアルミニウム合金材は、素板の引張強さをＴ、４５０℃で２時間加熱した後の引張強さをＴoとした場合、Ｔ／Ｔｏ≦１．４０の関係を満たすものとする。４５０℃で２時間加熱することにより、本発明に係る熱交換器フィン用のアルミニウム合金材は十分に焼き鈍され、Ｏ材となる。Ｔ／ＴｏはＯ材からの強度上昇割合を表している。本合金材の場合、接合加熱後の結晶粒径を大きくするために、製造工程における焼鈍後の最終の冷間圧延加工量を小さくすることが有効である。最終の加工量が大きいと、再結晶の駆動力が大きくなり、接合加熱時の結晶粒が微細化する。最終の加工量を大きくすればするほど強度は上昇するので、Ｔ／Ｔｏは大きな値となる。接合加熱後の結晶粒径を大きくして変形を防ぐためには、最終の加工量を表す指標となるＴ／Ｔｏを１．４０以下とすることが有効である。
　本発明に係る熱交換器フィン用のアルミニウム合金材は、接合加熱前の引張強さが８０～２５０ＭＰａであるものが好ましい。接合加熱前の引張強さが８０ＭＰａ未満であると、フィンの形状に成形するために必要な強度が足りず、成形することができない。２５０ＭＰａを超えるとフィンに成形した後の形状保持性が悪く、熱交換器に組み立てたときに他の構成部材との間に隙間ができて、接合性が悪化する。
　また、本発明に係る熱交換器フィン用のアルミニウム合金材は、接合加熱後における引張強さが８０～２５０ＭＰａであるものが好ましい。接合加熱後の引張強さが８０ＭＰａ未満であると、フィンとしての強度が足りず、熱交換器自体に応力が加わったときに変形してしまう。２５０ＭＰａを超えると、熱交換器中の他の構成部材よりも強度が高くなり、使用中に他の構成部材との接合部で破断してしまう懸念がある。
　尚、本発明に係る熱交換器フィン用のアルミニウム合金材は、接合加熱後のフィン断面の金属組織におけるアルミニウム母相の結晶粒径が５０μｍ以上であるものが好ましい。接合加熱時は粒界部分が溶融しているため、結晶粒が小さいと粒界で結晶粒同士のずれが生じ易くなり、変形が起こる。接合加熱中の結晶粒の観察は極めて困難なため、接合後のアルミニウム母相の結晶粒径で判断する。接合加熱後の結晶粒径が５０μｍ未満であると、接合時にフィン材が変形し易くなる。アルミニウム母相の結晶粒径の測定はＡＳＴＭ　Ｅ１１２－９６の結晶粒測定法に基づき、平均結晶粒径を算出する。
　ところで、本発明に係る熱交換器フィン用のアルミニウム合金材は、上述したように、接合加熱前の状態において金属組織上の特徴を有するものであるが、接合加熱後においても金属組織上の特徴が発現する。本発明者等によれば、以下の接合加熱後に発現する金属組織も本発明に係るアルミニウム合金材が有する特徴であり、これらにより熱交換器のフィン材として好適な材料強度及び接合強度を発揮する。
　すなわち、本発明に係るアルミニウム合金材の接合加熱後の金属組織は、結晶粒界に金属間化合物等が多く存在する。図２に示す液相生成メカニズムからも明確なように、液相が生成して外部に流出する過程において、結晶粒界が液相の流出経路の一つとなるため、接合の加熱時には結晶粒界に液相が存在する。したがって、その後に冷却すると、その液相が凝固するため、結晶粒界に金属間化合物が生成する。本発明者等によれば、良好な接合性と接合時の材料強度のバランスが取れた場合、１μｍ以上の円相当径を有するＳｉ系金属間化合物やＡｌ－Ｆｅ－Ｍｎ－Ｓｉ系金属間化合物が存在する結晶粒界の三重点の個数が、全結晶粒界の三重点の個数の５０％以上の割合であることが判明した。ここで、結晶粒界の三重点とは、材料の断面を観察した際に、マトリクスの結晶粒界が少なくとも３本以上交わっている点（三重点）をいう。
　この結晶粒界の三重点に存在する上記金属間化合物は、分散強化作用を有する第２相分散粒子として働き、熱交換器のフィン材を強化する働きがある。また、この金属間化合物は、部材を接合するための加熱後における冷却時において、結晶粒の成長を抑制する効果がある。更に、接合されたフィンを再加熱する場合があるときには、フィンの結晶粒の粗大化を抑制する効果がある。これらの効果は上記割合が５０％未満では十分ではない。従って、全ての結晶粒界の三重点のうち、円相当径１μｍ以上の金属間化合物が存在する結晶粒界の三重点の個数が５０％以上の割合であることが好ましい。また、より好ましくは、８０％以上である。なお、この割合の上限値は１００％である。
　結晶粒界の三重点に存在する上記金属間化合物は、Ａｌ－Ｆｅ－Ｍｎ－Ｓｉ系金属間化合物とＳｉ系金属間化合物を含む。Ｓｉ系金属間化合物は、単体Ｓｉ、及び単体Ｓｉの一部にＣａ、Ｐなどの元素を含むものである。Ａｌ－Ｆｅ－Ｍｎ－Ｓｉ系金属間化合物は、Ａｌ－Ｆｅ系、Ａｌ－Ｍｎ系、Ａｌ－Ｆｅ－Ｓｉ系、Ａｌ－Ｍｎ―Ｓｉ系、Ａｌ－Ｆｅ－Ｍｎ系、Ａｌ－Ｆｅ－Ｍｎ－Ｓｉ系の化合物等、Ａｌと添加元素との組み合わせにより生成される金属間化合物である。
　結晶粒界の三重点に存在する金属間化合物の存在を同定するには、いくつかの方法がある。光学顕微鏡を用いる方法では、接合後のフィン材の断面を機械的に研磨し、ケラー液などでエッチングして、金属間化合物の位置を同定する。さらに、この同じ断面における結晶粒界を陽極酸化法によって明らかにし、結晶粒界の三重点の位置を同定する。両者を比較して、全結晶粒界の三重点のうち、１μｍ以上の円相当径を有する金属間化合物が存在する結晶粒界の三重点の割合を決定する。
　なお、結晶粒界に存在した液相が、凝固して共晶組織に変態する際において、粒界に金属間化合物が不連続に形成されたり、Ａｌ相と金属間化合物相が交互に並んだ共晶組織が形成される場合がある。このような場合には、結晶粒界が不明瞭になるため、結晶粒界が断続的な線として観察されることもあり、結晶粒界の三重点の位置が不明瞭となる。この場合は、金属間化合物や共晶組織を結晶粒界の一部と見なし、結晶粒界に添うように連続的な仮想線を引き結晶粒界の三重点を判別する。図５に示すように、Ｓｉ相（不図示）や共晶組織が大きく、結晶粒界の三重点が不明瞭な場合は、図６に示すようにその部分の全面積を結晶粒界とする。図６の点線で示すように、仮想的に三本の結晶粒界が交わる領域を結晶粒界の三重点と見なす。この場合の三重点とは、結晶粒界が交わる領域における各結晶粒界部分を合わせた面積部分となる。この面積部分中に一部でも金属間化合物が形成されていればよい。
　また、ＥＰＭＡ（Ｘ線マイクロアナライザー）を使用する方法も挙げられる。ＥＰＭＡを用いて、フィン材の断面におけるＳｉ、Ｆｅなどの元素の面成分を測定するものである。結晶粒界近傍は、Ｓｉ濃度の濃度が低くなっているので、結晶粒界を同定することができる。金属間化合物は、Ｓｉ、Ｆｅなどの元素濃度の高い部分で同定することができる。断面のＳＥＭ観察（反射電子像観察）を使って、結晶粒界と金属間化合物の位置を同定することもできる。
　そして、本発明に係る熱交換器フィン用のアルミニウム合金材は、接合加熱後において更なる金属組織上の特徴を有する。すなわち、本発明に係るアルミニウム合金材の接合部においては、上述した液相生成メカニズムにおいて、Ｓｉ粒子周辺が球状に溶融しつつもマトリクス内にある程度残存し、図２に示すような球状の共晶組織がマトリクスの結晶粒内（以下、単に「粒内」と記す）に多数分散した組織となる。本発明者等によれば、本発明に係るアルミニウム合金材では、良好な接合性と接合時の材料強度の良好なバランスが取れた場合、接合後の金属組織において上記粒内に存在する３μｍ以上の長径を有する共晶組織がフィン断面の面密度で１０個／ｍｍ２～３０００個／ｍｍ２存在するのが好ましいことが判明した。この金属組織上の好適条件について、上記の粒内共晶組織の面密度が１０個/ｍｍ２未満の場合には、接合に寄与した液相が多すぎ、接合加熱中の強度維持が困難となる場合がある。一方、上記の粒内共晶組織の面密度が３０００個／ｍｍ２を超える場合、接合に寄与した液相が少なく、接合性が低下する場合がある。
　このような粒内の共晶組織は、加熱時にＳｉ粒子周辺が球状に溶融して生成した液相が、冷却時に凝固して共晶組織となったものであるため、球状に近い形状になる場合が多い。この場合は、図２のように、断面観察において円状の共晶組織として観察される。また、液相が粒内のＡｌ－Ｆｅ－Ｍｎ－Ｓｉ系金属間化合物を核生成サイトとして生成し、粒内に残存している場合は、Ａｌ－Ｆｅ－Ｍｎ－Ｓｉ系金属間化合物に沿った形状の共晶組織が形成されることがある。
　粒内の共晶組織の断面における面密度を測定するには、幾つかの方法が挙げられる。光学顕微鏡を使用する方法では、本発明の構造体を構成する部材の断面を機械的に研磨し、ケラー液などでエッチングして共晶組織の位置を同定する。共晶組織はＳｉ系金属間化合物相とＡｌ相が微細に交互に並んだ構造をなすことから、これを判別することができる。更に、この断面における結晶粒界の位置を陽極酸化法によって同定する。両者を比較して、結晶粒内に存在する３μｍ以上の長径を有する共晶組織の個数を測定して面密度に換算する。
　ＥＰＭＡ（Ｘ線マイクロアナライザー）を使用する方法も挙げられる。ＥＰＭＡを用いて、構造体を構成する部材断面におけるＳｉ、Ｆｅなどの元素の面成分を行う。共晶組織は、Ｓｉ濃度が高い部分と低い部分が微細に交互に並んでいることから、これを同定することができる。また、結晶粒界近傍はＳｉ濃度が低くなっているので、結晶粒界を同定することができる。断面のＳＥＭ観察（反射電子像観察）によって、共晶組織を同定することもできる。その場合は、ＳＥＭ／ＥＢＳＢ法を用いて結晶粒界を同定する。
　以上述べた本発明に係るアルミニウム合金材の接合加熱後に発現する金属組織は、その組成の調整、及び、組成を考慮した加熱条件の調整により製造できる。例えば、接合時の温度が高温の場合には、Ｓｉ量を低く設定しても充分な液相量が確保できる。具体的には板厚が３０μｍ～１００μｍのフィン材の場合、Ｓｉ添加量を１．５％～３．５％程度として、加熱温度を５８０℃～６２０℃程度とすることが望ましい。その場合、粒内共晶組織は２０～５００個／ｍｍ２となる。このように接合後の組織を観察し、粒内共晶組織の断面の面密度を測定してこれが１０～３０００個／ｍｍ２となるように予め被接合部材であるアルミニウム合金材のＳｉ量を１．５％～５．０％の範囲で調整することで、良好な接合性を得ることができる。また、Ｍｎを０．３％以上添加すると、粒内共晶組織を減少させる効果がある。
　次に、本発明の熱交換器フィン用のアルミニウム合金材の製造方法について説明する。本発明のアルミニウム合金材は、ＤＣ（Ｄｉｒｅｃｔ　Ｃｈｉｌｌ）鋳造法を用いて鋳造され、鋳造時のスラブの鋳造速度を下記のように制御する。鋳造速度は、冷却速度に影響を及ぼすので、２０～１００ｍｍ／分とする。鋳造速度が２０ｍｍ／分未満の場合は、十分な冷却速度が得られず、Ｓｉ系金属間化合物やＡｌ－Ｆｅ－Ｍｎ－Ｓｉ系金属間化合物といった晶出する金属間化合物が粗大化する。一方、１００ｍｍ／分を超える場合は、鋳造時にアルミニウム材が十分に凝固せず、正常な鋳塊が得られない。好ましくは、３０～８０ｍｍ／分である。そして、本発明が特徴とする金属組織を得るために、鋳造速度は製造する合金材の組成に応じて調整することができる。冷却速度は厚みや幅といったスラブの断面形状によるが、上記２０～１００ｍｍ／分の鋳造速度とすることで、鋳塊中央部で０．１～２℃／秒の冷却速度とすることができる。
　ＤＣ連続鋳造時の鋳塊（スラブ）厚さは、６００ｍｍ以下が好ましい。スラブ厚さが６００ｍｍを超える場合は、十分な冷却速度を得られず金属間化合物が粗大になる。より好ましいスラブ厚さは、５００ｍｍ以下である。
　ＤＣ鋳造法で製造したスラブは、熱間圧延前の加熱工程、熱間圧延工程、冷間圧延工程及び焼鈍工程にかけられる。鋳造後、熱間圧延前に均質化処理を施してもよい。
　ＤＣ鋳造法で製造したスラブは、均質化処理後もしくは均質化処理を施さずに、熱間圧延前の加熱工程にかけられる。この加熱工程では加熱保持温度を４００～５７０℃とし、保持時間を０～１５時間程度実施するのが好ましい。保持温度が４００℃未満の場合は熱間圧延でのスラブの変形抵抗が大きく、割れが発生する虞がある。保持温度が５７０℃を超える場合は、局所的に溶融が生じる虞がある。保持時間が１５時間を超える場合は、Ａｌ－Ｆｅ－Ｍｎ－Ｓｉ系金属間化合物の析出が進行し、析出物が粗大になるとともにその分布が疎になり、接合加熱中の再結晶粒の核発生頻度が増加して、結晶粒径が小さくなる。なお、保持時間が０時間とは、加熱保持温度に達した後に直ちに加熱を終了することをいう。
　加熱工程に続いて、スラブは熱間圧延工程にかけられる。熱間圧延工程は、熱間疎圧延段階と熱間仕上圧延段階を含む。ここで、熱間粗圧延段階における総圧下率を９２～９７％とし、かつ、熱間粗圧延の各パス中において圧下率が１５％以上となるパスが３回以上含まれるものとする。
　ＤＣ鋳造法で製造したスラブには、最終凝固部に粗大な晶出物が生成する。板材とする工程において晶出物は圧延によるせん断を受けて小さく分断されるため、晶出物は圧延後において粒子状に観察される。熱間圧延工程は、スラブからある程度の厚さの板にする熱間粗圧延段階と、数ｍｍほどの板厚にする熱間仕上圧延段階を含む。晶出物分断のためには、スラブから圧延される熱間粗圧延段階での圧下率の制御が重要である。具体的には、熱間粗圧延段階ではスラブ厚が３００～７００ｍｍから１５～４０ｍｍ程度に圧延されるが、熱間粗圧延段階での総圧下率を９２～９７％とし、熱間粗圧延段階が１５％以上の圧下率となるパスを３回以上含むことで、粗大な晶出物を微細に分断することができる。これにより、晶出物であるＳｉ系金属間化合物やＡｌ－Ｆｅ－Ｍｎ－Ｓｉ系金属間化合物を微細化することができ、本発明に規定する適正な分布状態とすることができる。
　熱間粗圧延段階での総圧下率が９２％未満では、晶出物の微細化効果が十分に得られない。一方、９７％を超えると実質的にスラブの厚さが厚くなり、鋳造時の冷却速度が遅くなるため晶出物が粗大化し、熱間粗圧延をおこなっても晶出物微細化が十分になされない。また、熱間粗圧延段階の各パス中の圧下率も金属間化合物の分布に影響し、各パスにおける圧下率を大きくすることで晶出物が分断される。熱間粗圧延段階の各パス中において圧下率が１５％以上であるパスが３回未満では、晶出物の微細化効果が十分ではない。圧下率が１５％未満については、圧下率が足りずに晶出物の微細化がなされないので対象とはならない。なお、圧下率が１５％以上であるパス回数の上限は特に規定するものではないが、１０回程度を上限とするのが現実的である。
　熱間圧延工程終了後は、熱間圧延材を冷間圧延工程にかける。冷間圧延工程の条件は、特に限定されるものではない。冷間圧延工程の途中において、冷間圧延材を十分に焼き鈍して再結晶組織とする焼鈍工程が設けられる。焼鈍工程後は、圧延材を最終冷間圧延にかけて最終板厚とする。最終冷間圧延段階での加工率｛（加工前の板厚－加工後の板厚）／加工前の板厚｝×１００（％）が大き過ぎると、接合加熱中の再結晶の駆動力が大きくなり結晶粒が小さくなることで、接合加熱中の変形が大きくなる。よって、前述のとおり、Ｔ／Ｔｏが１．４０以下となるように最終冷間圧延段階における加工量が設定される。最終冷間圧延段階における加工率は、１０～３０％程度とするのが好ましい。
　次に、本発明に係るアルミニウム合金材を用いた接合方法について述べる。本発明ではろう材を使用することなく、アルミニウム合金材自体が発揮する接合能力を利用するものであるが、熱交換器のフィン材としての利用を考慮すれば、フィン材自身の変形が大きな課題となる。そのため、接合加熱条件を管理することも重要である。具体的には、本発明に係るアルミニウム合金材内部に液相が生成する固相線温度以上液相線温度以下であって、かつ、該アルミニウム合金材に液相が生成し、強度が低下して形状を維持できなくなる温度以下の温度で、接合に必要な時間加熱する。
　さらに具体的な加熱条件としては、フィン材であるアルミニウム合金材の全質量に対する当該アルミニウム合金材内に生成する液相の質量の比（以下、「液相率」と記す。）が０％を超え３５％以下となる温度で接合する必要がある。液相が生成しなければ接合ができないので液相率は０％より多いことが必要である。しかしながら、液相が少ないと接合が困難となる場合があるため、液相率は５％以上にすることが好ましい。液相率が３５％を超えると、生成する液相の量が多過ぎて、接合加熱時にアルミニウム合金材が大きく変形してしまい形状を保てなくなる。好ましい液相率は５～３０％であり、より好ましい液相率は１０～２０％である。
　また、液相がフィンと他の部材間に十分に充填される為にはその充填時間も考慮することが好ましく、液相率が５％以上である時間が３０秒以上３６００秒以内であるのが好ましい。より好ましくは、液相率５％以上の時間が６０秒以上１８００秒以内であり、これにより更に十分な充填が行われ確実な接合がなされる。液相率が５％以上である時間が３０秒未満では、接合部に液相が十分に充填されない場合がある。一方、３６００秒を超えると、アルミニウム材の変形が進行する場合がある。尚、本発明における接合方法では、液相は接合部の極近傍においてしか移動しないので、この充填に必要な時間は接合部の大きさには依存しない。
　望ましい加熱条件の具体例としては、本発明に係る上記アルミニウム合金材の場合、５８０℃～６４０℃を接合温度とし、接合温度での保持時間を０分～１０分程度とすればよい。ここで、０分とは、部材の温度が所定の接合温度に到達したらすぐに冷却を開始することを意味する。上記保持時間は、より好ましくは３０秒から５分である。一方、接合温度については、例えば、Ｓｉ含有量が１～１．５％程度の場合は接合加熱温度を６１０～６４０℃と高めにすることが望ましい。逆に、Ｓｉ含有量が４～５％程度の場合は接合加熱温度を５８０～５９０℃と低めに設定するとよい。また、接合部の金属組織を後述する好適な状態にするために、組成に応じて加熱条件を調整しても良い。
　尚、加熱中における実際の液相率を測定することは極めて困難である。そこで、本発明で規定する液相率は、通常、平衡状態図を利用して、合金組成と最高到達温度から、てこの原理（ｌｅｖｅｒ　ｒｕｌｅ）によって求めることができる。すでに状態図が明らかになっている合金系においては、その状態図を使用し、てこの原理を用いて液相率を求めることができる。一方、平衡状態図が公表されていない合金系に関しては、平衡計算状態図ソフトを利用して液相率を求めることができる。平衡計算状態図ソフトには、合金組成と温度を用いて、てこの原理で液相率を求める手法が組み込まれている。平衡計算状態図ソフトには、Ｔｈｅｒｍｏ－Ｃａｌｃ；Ｔｈｅｒｍｏ－Ｃａｌｃ　Ｓｏｆｔｗａｒｅ　ＡＢ社製などがある。平衡状態図が明らかになっている合金系においても、平衡計算状態図ソフトを用いて液相率を計算しても、平衡状態図からてこの原理を用いて液相率を求めた結果と同じ結果となるので、簡便化のために、平衡計算状態図ソフトを利用しても良い。
　また、加熱処理における加熱雰囲気は窒素やアルゴン等で置換した非酸化性雰囲気等が好ましい。また、非腐食性フラックスを使用することで更に良好な接合性を得ることができる。更に、真空中や減圧中で加熱して接合することも可能である。
　上記非腐食性フラックス塗布する方法には、被接合部材を組み付けた後、フラックス粉末を振りかける方法や、フラックス粉末を水に懸濁してスプレー塗布する方法等が挙げられる。あらかじめ素材に塗装する場合には、フラックス粉末にアクリル樹脂等のバインダーを混合して塗布すれば、塗装の密着性を高めることができる。通常のフラックスの機能を得るために用いる非腐食性フラックスとしては、ＫＡｌＦ４、Ｋ２ＡｌＦ５、Ｋ２ＡｌＦ５・Ｈ２Ｏ、Ｋ３ＡｌＦ６、ＡｌＦ３、ＫＺｎＦ３、Ｋ２ＳｉＦ６等のフッ化物系フラックスや、Ｃｓ３ＡｌＦ６、ＣｓＡｌＦ４・２Ｈ２Ｏ、Ｃｓ２ＡｌＦ５・Ｈ２Ｏ等のセシウム系フラックスが挙げられる。
　本発明に係る熱交換器フィン用のアルミニウム合金材は、上記のような加熱処理及び加熱雰囲気の制御により良好に接合することができる。但し、フィンは薄肉材であるので、内部に発生する応力が高すぎると形状を維持できない場合がある。特に接合時の液相率が大きくなる場合、フィン材内に発生する応力は比較的小さな応力に留めたほうが良好な形状を維持できる。このようにフィン材内の応力を考慮することが好ましい場合、フィン材内に発生する応力のうちの最大値をＰ（ｋＰａ）、液相率をＶ（％）とした場合、Ｐ≦４６０－１２Ｖの条件を満たせば、非常に安定した接合が得られる。この式の右辺（４６０－１２Ｖ）で示される値は限界応力であり、これを超える応力がフィンに加わると大きな変形が発生するおそれがある。フィン内に発生する応力は、形状と荷重から求められる。例えば、構造計算プログラム等を用いて計算することができる。
　以上説明したように、本発明に係る熱交換器フィン用のアルミニウム合金材は、ブレージング法等従来の接合方法とは異なる接合方法で接合するものであり、単層の状態で接合機能を発揮するものである。そして、接合前後の寸法あるいは形状の変化も殆ど無く強度上の要求も満足することができる。
　本発明に係るアルミニウム合金材からなるフィン材を、フィン材を含む他の構成部材と接合してなる熱交換器は、ろう材等の接合部材を使用することなく製造可能であり、機器のコストダウンの要求に応えることができる。
　更に、本発明に係るアルミニウム合金材からなるフィン材が接合加熱された熱交換器は、フィン断面の金属組織においても特徴を有し、１μｍ以上の円相当径を有するＳｉ系金属間化合物及びＡｌ－Ｆｅ－Ｍｎ－Ｓｉ系金属間化合物が存在する結晶粒界の三重点の個数が、全結晶粒界の三重点の個数の５０％以上の割合で存在する。また、フィン断面の金属組織において、長径３μｍ以上の粒内の共晶組織が、１０個／ｍｍ２以上３０００個／ｍｍ２以下となっている。本発明に係る熱交換器は、そのフィンが上記金属組織的特徴を有することにより強度面でも優れている。
２元系共晶合金としてＡｌ－Ｓｉ合金の状態図を示す模式図である。 本発明に係るアルミニウム合金材を用いた接合方法における、アルミニウム合金材での液相の生成メカニズムを示す説明図である。 本発明に係るアルミニウム合金材を用いた接合方法における、アルミニウム合金材の液相の生成メカニズムを示す説明図である。 第１～第３実施形態で用いた３段積みのテストピース（ミニコア）の外観図である。 結晶粒界及びその三重点を示す模式図である。 結晶粒界の三重点を判別する方法を示す説明図である。
　以下に、本発明を実施例と比較例に基づいて詳細に説明する。
第１実施形態：まず、表１、２のＡ１～Ａ５６、Ｂ１の成分の試験材をＤＣ鋳造法で厚さ４００ｍｍ、幅１０００ｍｍ、長さ３０００ｍｍのサイズで鋳造した。鋳造速度は４０ｍｍ／分とした。尚、表１の合金組成において、「－」は検出限界以下であることを示すものであり、「残部」は不可避的不純物を含む。鋳塊を面削して厚さを３８０ｍｍとした後、熱間圧延前の加熱保持工程として鋳塊を５００℃まで加熱してその温度で５時間保持し、次いで熱間圧延工程にかけた。熱間圧延工程の熱間粗圧延段階では、総圧下率を９３％としこの段階で厚さ２７ｍｍまで圧延した。更に、熱間粗圧延段階において、１５％以上の圧下率となるパスを５回とした。熱間粗圧延段階後に、圧延材を更に熱間仕上圧延段階にかけて３ｍｍ厚まで圧延した。その後の冷間圧延工程において、圧延板を０．０９ｍｍ厚まで圧延した。更に、圧延材を３８０℃で２時間の中間焼鈍工程にかけ、最後に最終冷間圧延段階にて最終板厚０．０７ｍｍまで圧延して供試材とした。なお、比較例７～９については、熱間仕上圧延段階で３ｍｍ厚まで圧延した後、冷間圧延工程で圧延材を０．１２０ｍｍ厚まで冷間圧延し、３８０℃で２時間の中間焼鈍工程にかけ、最終板厚０．０７ｍｍまで最終冷間圧延段階にかけて供試材とした。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　これらの試験材については、製造過程における製造性の評価を行った。製造性の評価方法は、板材又はスラブを製造した際に、製造過程において問題が発生せず健全な板材やスラブが得られた場合を○とし、鋳造時に割れが発生した場合や、鋳造時の巨大金属間化合物発生が原因で圧延が難しくなり、製造性に課題があった場合を×とした。
　また、製造した板材（素板）中の金属間化合物の面密度は、板厚方向に沿った断面をＳＥＭ観察（反射電子像観察）により測定した。Ｓｉ系金属間化合物とＡｌ－Ｆｅ－Ｍｎ－Ｓｉ系金属間化合物は、ＳＥＭ－反射電子像観察で、コントラストの濃淡で区別した。観察は各サンプル３視野ずつ行い、それぞれの視野のＳＥＭ写真を画像解析することで、サンプル中の円相当径０．５μｍ～５μｍのＳｉ系金属間化合物、ならびに、円相当径が５μｍを超えるＡｌ－Ｆｅ－Ｍｎ－Ｓｉ系金属間化合物の面密度を調べた。
　製造した板材の接合加熱前後、ならびに、４５０℃で２時間加熱した後の材料の引張試験を行った。引張試験は、各サンプルに対し、引張速度１０ｍｍ／ｍｉｎ、ゲージ長５０ｍｍの条件で、ＪＩＳ
Ｚ２２４１に従って、常温にて実施した。接合加熱後の引張試験については、ミニコアと同等の接合加熱条件で加熱したサンプルを評価した。
　次に、各試験材を図４に示すように、幅１６ｍｍ、山高さ７ｍｍ、ピッチ２．５ｍｍのフィン材に成形した。これに表１のＢ１の組成の合わせ材を板厚０．４ｍｍの電縫加工したチューブ材と組み合わせ、ステンレス製のジグに組み込み、図４に示す３段積みのテストピース（ミニコア）を作製した。
　そして、このミニコアを非腐食性の弗化物系フラックスの１０％懸濁液に浸漬、乾燥後、窒素雰囲気中で表２に示す接合加熱条件で加熱し、フィン材とチューブ材とを接合した。尚、実施例１６についてはフラックスを塗布せずに、真空中で加熱して接合した。また、接合時の各温度における保持時間は３分とした。なお、このミニコアの場合、ステンレスジグとアルミニウム材の熱膨張率の差で接合加熱時にはステンレスジグとミニコアとの間に約４Ｎの圧縮荷重が生じ、接合面積から計算すると、フィン材とチューブ材との接合面には約１０ｋＰａの応力が生じていることになる。
　フィン材とチューブ材とを加熱接合した後に、フィンをチューブから剥してミニコアのチューブとフィンの接合部４０箇所を調べ、完全に接合している箇所の比率（接合率）を測定した。そして、接合率が９０％以上を◎、８０％以上９０％未満を○、７０％以上８０％未満を△、７０％未満を×と判定した。
　また、接合前後のミニコアのフィン高さを測定してフィン座屈による変形率についても評価した。すなわち、接合前のフィン高さに対する接合前後のフィン高さ変化の割合が５％以下を◎、５％を超え１０％以下を○、１０％を超え１５％以下を△、１５％を超えるものを×と判定した。
　また、本実施形態では接合加熱後のサンプルの材料組織も検討した。この検討は、接合後のミニコアを樹脂埋めして研磨を行い、部材の断面組織を光学顕微鏡で観察することにより行なった。詳細には、まず、結晶粒径について、研磨、エッチング後の板厚方向の断面を光学顕微鏡で観察して測定した。測定方法は板厚の中央において、ＡＳＴＭＥ１１２－９６に基づき平均結晶粒長さを測定した。
　更に、長径３μｍ以上の粒内共晶組織の面密度を測定した。測定は、板厚方向に垂直な断面を研磨、エッチングし、光学顕微鏡で観察することにより行なった。また、同様に断面研磨した後に、ケラー液等でエッチングして金属間化合物の位置を同定し、更にこの断面を陽極酸化法によって結晶粒界を明らかにして結晶粒界の三重点の位置を同定した。これら金属間化合物の位置と結晶粒界の三重点の位置を比較して、全結晶粒界の三重点の個数のうち、１μｍ以上の円相当径を有する金属間化合物が存在する結晶粒界の三重点の個数の割合を求めた。不明瞭な箇所についてはＥＰＭＡを用いて、Ｓｉ、Ｆｅ、Ｍｎなどの元素の面成分の分析を行い、Ｓｉ濃度が線状に低くなっている部分を結晶粒界と同定し、Ｓｉ、Ｆｅなどの元素の高い部分で金属間化合物と同定して、全結晶粒界の三重点の個数のうち、１μｍ以上の円相当径を有する金属間化合物が存在する結晶粒界の三重点の個数の割合を求めた。観察にはミニコアと同等の接合加熱条件で加熱した単板サンプルを用い、倍率２００倍で観察視野を５視野として測定した。
　以上の各試験材の製造性評価及び金属間化合物の面密度、引張強さ、接合加熱後の材料組織、ミニコア接合試験における各評価結果を表３、４に示す。表３、４には、各サンプルの接合条件（加熱温度）における平衡液相率も示した。尚、平衡液相率は、平衡状態図計算ソフトによる計算値である。なお、表３、４のＥ＋は指数表記であり、例えば、１．２．Ｅ＋０３は、１．２×１０３を意味する。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
　表３、４から、アルミニウム合金材の組成において本発明が規定する条件を具備するものは、製造性が良好であった。一方、合金組成Ａ５５の加工では、Ｆｅが規定量を超えているため、鋳造時に巨大な金属間化合物が生成し、最終板厚まで圧延できなかった。
　そして、接合試験結果について、ミニコアの各サンプルについての評価結果と、フィン材のアルミニウム合金材の組成（表１、２）と対比すると、アルミニウム合金材の組成及び加熱条件に関して本発明が規定する条件を具備するサンプル（実施例１～実施例３７）は、接合率、フィン座屈、引張強度のいずれも合格であった。また、実施例１５～実施例２７では、必須元素であるＳｉ、Ｆｅ、Ｍｎに加えて添加元素として更にＭｇ、Ｎｉ、Ｔｉ、Ｖ、Ｚｒ、Ｃｒを添加した合金からなるサンプルであるが、これらは変形率の評価が更に良好となり、これらの添加元素に強度向上の効果があることが確認された。
　一方、比較例１では、Ｓｉ成分が規定量を下回っており、素板のＳｉ系金属間化合物の面密度も規定を下回っていたため、加熱温度を比較的高温としても液相の生成率が５％未満で低く、接合率が低くなり接合性の点で劣った。
　比較例２では、Ｓｉ成分は規定量を超えており、素板のＡｌ－Ｆｅ－Ｍｎ－Ｓｉ系金属間化合物の面密度も規定を超えていたため、加熱温度を比較的低くしても接合時の液相率が高くなり、加熱後の結晶粒径も小さかったため、フィンが座屈して変形率が不合格であった。
　比較例３では、Ｆｅ成分が規定量を下回っており、素板のＡｌ－Ｆｅ－Ｍｎ－Ｓｉ系金属間化合物の面密度も規定を下回っていたため、加熱前後の強度が低く不合格であり、フィンが座屈して変形率も不合格であった。
　比較例４では、Ｍｎ成分が規定量を下回っており、素板のＡｌ－Ｆｅ－Ｍｎ－Ｓｉ系金属間化合物の面密度も規定を下回っていたため、加熱前後の強度が低く不合格であり、フィンが座屈して変形率も不合格であった。
　尚、比較例５では、Ｆｅ成分が規定量を超えているため製造性に問題があり、接合試験による評価ができなかった。
　比較例６では、Ｍｎ成分が規定量を超えており、素板のＡｌ－Ｆｅ－Ｍｎ－Ｓｉ系金属間化合物の面密度も規定を下回っていたため、加熱前後の強度が低く不合格であり、フィンが座屈して変形率も不合格であった。
　比較例７～９では、最終冷間圧延段階における加工率が大きくＴ／Ｔ０が規定値を超えたため、接合加熱時の結晶粒が微細化し、変形率が不合格であった。
第２実施形態：ここでは、接合条件である加熱温度の影響について検討した。表３に示すように、第１実施形態にて製造した材料を抜粋して、第１実施形態と同様のフィンに成形した。そして、第１実施形態と同様にして３段積みのテストピース（ミニコア）を作製した（図４）。このミニコアを非腐食性の弗化物系フラックスの１０％懸濁液に浸漬、乾燥後、窒素雰囲気中で、表３に示す種々の加熱温度に加熱し、所定の保持時間に保持してフィン材とチューブ材とを接合した。
　そして、第１実施形態と同様にして、接合率、接合後の寸法変化を測定して接合率及びフィン座屈による変形率の評価を行った。また、第１実施形態と同様にして部材断面の組織観察を行い、金属間化合物の面密度、接合加熱後の結晶粒径、長径３μｍ以上の粒内共晶組織の面密度、全結晶粒界の三重点の個数のうち、１μｍ以上の円相当径を有する金属間化合物が存在する結晶粒界の三重点の個数の割合を求めた。以上の評価結果を表５に示す。表５においては、例えば３．１Ｅ＋０３は、３．１×１０３を意味する。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
　上記したように、本発明に係るアルミニウム合金材の接合に際しては、加熱温度を液相率が５～３０％となる温度とし、更に、液相率が５％以上である時間が３０秒以上３６００秒以内とするのが好ましい。表３から、実施例３８～４６は、いずれもこの条件を全て満たしており、接合率及び変形率のいずれも合格であった。
　一方、参考例１と３は、加熱温度が高くこれにより液相率が高すぎたために、形状を維持できず、大きく変形してしまった。また、参考例２は、加熱温度が低く液相率が低いために、接合が不十分であった。
　また、参考例４は、液相率５％以上の保持時間が短かったため、接合が不十分であった。参考例５は、液相率５％以上の保持時間が長すぎたため、大きく変形してしまった。
第３実施形態：ここでは、添加元素による耐食性への影響について検討した。表４に示すように、第１実施形態にて製造した材料を抜粋して、第１実施形態と同様のフィン材に成形した。そして、第１実施形態と同様にして３段積みのテストピース（ミニコア）を作製した（図４）。このミニコアを非腐食性の弗化物系フラックスの１０％懸濁液に浸漬、乾燥後、窒素雰囲気中で、表３に示す種々の加熱温度に加熱し、所定の保持時間に保持してフィンとチューブとを接合した。
　そして、第１実施形態と同様にして、接合率、接合後の寸法変化を測定して接合率と変形率の評価を行った。また、第１実施形態と同様にして部材断面の組織観察を行い、金属間化合物の面密度、長径３μｍ以上の粒内共晶組織の面密度、全結晶粒界の三重点の個数のうち、１μｍ以上の円相当径を有する金属間化合物が存在する結晶粒界の三重点の個数の割合を求めた。
　更に、フィン自身の耐食性評価のためにＣＡＳＳ試験を５００ｈ行い、フィンの腐食状態を確認した。光学顕微鏡による断面観察においてフィンが７０％以上残存していたものを◎、５０％以上７０％未満を○、３０％以上５０％未満を△、３０％未満を×と判定した。以上の評価結果を表６に示す。表６においては、例えば２．３．Ｅ＋０３は、２．３×１０３を意味する）。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000006
　この実施形態における実施例４８～６０では、添加元素として、Ｓｉ、Ｆｅ、Ｍｎの必須元素に加えて更にＣｕ、Ｚｎ、Ｉｎ、Ｓｎ、Ｔｉ、Ｖを添加したアルミニウム合金をサンプルとするものである。表６から、これらの実施例は、実施例４７のＺｎ等が添加されていない合金と比較すると耐食性の向上が図られており、これらの添加元素の有用性が確認できた。
第４実施形態：ここでは、製造工程によるアルミニウム合金材中の金属間化合物分布変化による接合性への影響について検討した。表７に示すように第１実施形態において製造した材料を抜粋し、同表の製造条件を用いて第１実施形態と同様のフィン材に成形した。そして、第１実施形態と同様にして３段積みのテストピース（ミニコア）を作製した（図４）。このミニコアを非腐食性の弗化物系フラックスの１０％懸濁液に浸漬、乾燥後、窒素雰囲気中で、６００℃に加熱し、保持時間を３分としてフィンとチューブとを接合した。また、第１実施形態と同様にして製造性も評価した（表７）。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000007
　そして、第１実施形態と同様にして、接合率、接合後の寸法変化を測定して接合率及びフィン座屈による変形率の評価を行った。また、第１実施形態と同様にして部材断面の組織観察を行い、金属間化合物の面密度、接合加熱後の結晶粒径、長径３μｍ以上の粒内共晶組織の面密度、全結晶粒界の三重点の個数のうち、１μｍ以上の円相当径を有する金属間化合物が存在する結晶粒界の三重点の個数の割合を求めた。結果を表８に示す。なお、表８には、接合加熱前の金属間化合物の面密度測定において、円相当径０．５μｍ～５μｍのＳｉ系金属間化合物、ならびに、円相当径５μｍを超えるＡｌ－Ｆｅ－Ｍｎ－Ｓｉ系金属間化合物に加えて、円相当径が５μｍを超えるＳｉ系金属間化合物、ならびに、円相当径０．５μｍ以上５μｍ以下及び１０μｍ以上のＡｌ－Ｆｅ－Ｍｎ－Ｓｉ系金属間化合物の面密度も同様にして測定した。また、表８においては、例えば３．１．Ｅ＋０３は、３．１×１０３を意味する。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000008
　本発明の方法で製造したサンプル（実施例６１～７４）は，接合率と変形率のいずれも合格であった。
　一方、比較例１０では、鋳造速度が小さすぎたため、素板のＳｉ系金属間化合物の面密度が規定を下回り、素板のＡｌ－Ｆｅ－Ｍｎ－Ｓｉ系金属間化合物の面密度も規定を超えていた。Ｓｉ系金属間化合物とＡｌ－Ｆｅ－Ｍｎ－Ｓｉ系金属間化合物の粗大化のため、加熱後の結晶粒径が小さくなり、フィンが座屈して変形率が不合格であった。また、規定の面密度のＳｉ系金属間化合物の量が減少したため、接合率が低く不合格であった。
　比較例１１では、鋳造速度が大きすぎたため鋳塊の製造中に割れが発生し、試供材の製造ができなかった。
　比較例１２では、熱間粗圧延段階における総圧下率が規定よりも小さく、素板のＳｉ系金属間化合物及びＡｌ－Ｆｅ－Ｍｎ－Ｓｉ系金属間化合物の微細化が不十分であった。そのため、素板のＳｉ系金属間化合物の面密度が規定を下回り接合率が低く不合格であった。また、素板のＡｌ－Ｆｅ－Ｍｎ－Ｓｉ系金属間化合物の面密度も規定を超えており、化合物の粗大化によって加熱後の結晶粒径が小さくなり、フィンが座屈して変形率が不合格であった。
　比較例１３では、面削後のスラブ厚さ厚すぎたため、熱間粗圧延の総圧下率が規定よりも大きかった。鋳塊厚さが厚いため、鋳塊製造時の冷却速度が小さくなり粗大な晶出物が生成された。熱間粗圧延の工程においても粗大な晶出物の分断が不十分となり、素板のＳｉ系金属間化合物の面密度が規定を下回り、素板のＡｌ－Ｆｅ－Ｍｎ－Ｓｉ系金属間化合物の面密度も規定を超えた。金属間化合物の粗大化のため、加熱後の結晶粒径が小さくなり、フィンが座屈して変形率が不合格であった。素板のＳｉ系金属間化合物の面密度が規定を下回わったため、接合率が低く不合格であった。
　比較例１４では、熱間粗圧延段階での圧下率１５%以上のパス回数が３回未満であった。そのため、Ａｌ－Ｆｅ－Ｍｎ－Ｓｉ系金属間化合物の微細化が十分でなく、面密度が規定を超えていた。粗大なＡｌ－Ｆｅ－Ｍｎ－Ｓｉ系金属間化合物の周囲で液相が生成し、その液相溜まりが板厚の中に占める割合が大きくなり、フィンが座屈して変形率が不合格であった。
　本発明に係るアルミニウム合金材は、熱交換器のフィン材として有用であり、ろう材あるいは溶加材のような接合部材を使用することなくフィン材を含む熱交換器の他の構成部材と接合可能であり、熱交換器を効率的に製造することができる。この接合においては寸法・形状の変化は殆ど生じない。本発明に係るアルミニウム合金材及びこれを用いた接合方法は、工業上顕著な効果を奏するものである。

Claims (12)

  1. 　Ｓｉ：１．０～５．０質量％、Ｆｅ：０．１～２．０質量％、Ｍｎ：０．１～２．０質量％を含有し、残部Ａｌ及び不可避的不純物からなり、単層で加熱接合機能を有する熱交換器フィン用のアルミニウム合金材であって、
    　０．５～５μｍの円相当径を有するＳｉ系金属間化合物が、前記アルミニウム合金材断面において２５０個／ｍｍ２以上７×１０４個／ｍｍ２以下存在し、
    　５μｍを超える円相当径を有するＡｌ－Ｆｅ－Ｍｎ－Ｓｉ系金属間化合物が、前記アルミニウム合金材断面において１０個／ｍｍ２以上１０００個／ｍｍ２以下存在することを特徴とする熱交換器フィン用のアルミニウム合金材。
  2. 　素板の引張強さをＴ、４５０℃で２時間加熱した後の引張強さをＴoとした場合、Ｔ／Ｔｏ≦１．４０を満たす、請求項１に記載の熱交換器フィン用のアルミニウム合金材。
  3. 　Ｍｇ：２．０質量％以下及びＣｕ：１．５質量％以下から選択される１種又は２種を更に含有する、請求項１又は２に記載の熱交換器フィン用のアルミニウム合金材。
  4. 　Ｚｎ：６．０質量％以下、Ｉｎ：０．３質量％以下及びＳｎ：０．３質量％以下から選択される１種又は２種以上を更に含有する、請求項１～３のいずれか一項に記載の熱交換器フィン用のアルミニウム合金材。
  5. 　Ｔｉ：０．３質量％以下、Ｖ：０．３質量％以下、Ｚｒ：０．３質量％以下、Ｃｒ：０．３質量％以下及びＮｉ：２．０質量％以下から選択される１種又は２種以上を更に含有する、請求項１～４のいずれか一項に記載の熱交換器フィン用のアルミニウム合金材。
  6. 　Ｂｅ：０．１質量％以下、Ｓｒ：０．１質量％以下、Ｂｉ：０．１質量％以下、Ｎａ：０．１質量％以下及びＣａ：０．０５質量％以下から選択される１種又は２種以上を更に含有する、請求項１～５のいずれか一項に記載の熱交換器フィン用のアルミニウム合金材。
  7. 　接合加熱前における引張強さが８０～２５０ＭＰａである、請求項１～６のいずれか一項に記載の熱交換器フィン用のアルミニウム合金材。
  8. 　請求項１～７のいずれか一項に記載の熱交換器フィン用のアルミニウム合金材の製造方法であって、前記アルミニウム合金材用のアルミニウム合金を鋳造する鋳造工程と、鋳造した鋳塊を熱間圧延前に加熱保持する加熱保持工程と、加熱保持工程後に鋳塊を熱間圧延する熱間圧延工程と、熱間圧延材を冷間圧延する冷間圧延工程と、冷間圧延工程の途中において冷間圧延材を焼鈍する焼鈍工程とを含み、
    　前記鋳造工程において、鋳造速度を２０～１００ｍｍ／分とし、
    　前記熱間圧延工程において、熱間粗圧延段階の総圧下率を９２～９７％とし、かつ、熱間粗圧延段階が１５％以上の圧下率となるパスを３回以上含むことを特徴とする熱交換器フィン用のアルミニウム合金材の製造方法。
  9. 　請求項１～７のいずれか一項に記載のアルミニウム合金材からなるフィン材と熱交換器の他の構成部材とを接合加熱することにより製造される熱交換器。
  10. 　接合加熱後のフィン断面の金属組織におけるアルミニウム母相の結晶粒径が５０μｍ以上である、請求項９に記載の熱交換器。
  11. 　接合加熱後のフィン断面の金属組織において、１μｍ以上の円相当径を有する金属間化合物が存在する結晶粒界の三重点の個数が、全結晶粒界の三重点の個数の５０％以上の割合である、請求項９又１０に記載の熱交換器。
  12. 　接合加熱後のフィン断面の金属組織において、３μｍ以上の長径を有する共晶組織がマトリックスの結晶粒内に１０個／ｍｍ２～３０００個／ｍｍ２存在する、請求項９～１１のいずれか一項に記載の熱交換器。
PCT/JP2013/051664 2012-01-27 2013-01-25 熱交換器フィン用のアルミニウム合金材及びその製造方法、ならびに、当該アルミニウム合金材を用いた熱交換器 WO2013111884A1 (ja)

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