WO2014196183A1 - 熱交換器及び当該熱交換器用フィン材 - Google Patents

熱交換器及び当該熱交換器用フィン材 Download PDF

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村瀬　崇
高太郎 北脇
友仁 黒崎
淳司 二宮
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Definitions

  • the present invention relates to a heat exchanger in which a decrease in cooling performance is suppressed even in a highly corrosive environment, and a fin material used therefor, and more specifically, a heat exchanger for a room air conditioner, a heat exchanger for a car air conditioner, and these The present invention relates to a fin material used in a heat exchanger.
  • Aluminum alloy heat exchangers made of aluminum alloy with good lightness and thermal conductivity are widely used as, for example, condensers for room air conditioners, evaporators, automobile condensers, evaporators, radiators, heaters, intercoolers, oil coolers, etc. Has been.
  • the heat exchanger made of aluminum alloy is usually configured by joining a fin material and a tube material (a constituent member of a working fluid passage).
  • Non-Patent Document 1 describes details of these clad brazing sheets and powder brazing materials.
  • a structure in which a structure derived from wax is formed on at least one surface of a fin material or a tube material is used.
  • a portion where a eutectic structure derived from wax appears on the surface of the tube This portion acts as a cathode site and promotes the progress of corrosion of the tube, leading to early refrigerant leakage.
  • Patent Document 4 describes a method of using a single-layer brazing sheet instead of the above-described clad brazing sheet in order to omit the production of a brazing sheet and the process of producing and applying a powder brazing material.
  • this method it has been proposed to use a single layer brazing sheet for a heat exchanger for the tube material and the tank material of the heat exchanger.
  • Patent Document 5 in a method of manufacturing a joined body using a single-layer aluminum alloy material, by controlling the alloy composition, temperature during joining, pressurization, surface properties, etc., it is possible to obtain a good joint and deform. A joining method in which almost no occurrence occurs is described.
  • Patent Document 6 describes that, in a joined body joined without using a joining member, a highly corrosion-resistant joined body can be obtained by controlling the difference in the pitting corrosion potential in the composition of one aluminum alloy material and the structure. ing.
  • Such hollow corrosion is caused by the fact that the fins of the heat exchanger have a structure as shown in the schematic diagram of FIG. That is, an Al matrix (region A) in which fine Al—Fe—Mn—Si intermetallic compounds are dispersed in the core part, and there is no fine Al—Fe—Mn—Si intermetallic compound on the surface. It has a matrix (region B) layer. Further, the crystal grain boundary of the core material portion has a higher concentration of Si than the surrounding matrix. In this structure, a crystal grain boundary having a high Si concentration portion that becomes a strong cathode is most easily corroded. Therefore, intergranular corrosion occurs at an early stage (FIG. 8B).
  • the area A of the Al matrix in which fine Al—Fe—Mn—Si intermetallic compounds are dispersed is likely to corrode. This is because the fine Al—Fe—Mn—Si intermetallic compound dispersed in the Al matrix acts as a cathode and the surrounding Al matrix dissolves. For this reason, the region A is more easily corroded than the surface layer (region B) having no cathode portion, and the internal corrosion proceeds (FIG. 8C). In such a state, even if the shape of the fin is maintained in appearance, there is a problem that the thermal performance is extremely lowered due to the presence of the hollow portion due to the hollow corrosion.
  • the present inventors have controlled the heat exchanger structure to suppress the hollow corrosion of the fins even in a highly corrosive environment and maintain the cooling performance for a long time.
  • the present inventors have found an exchanger and a fin material for the heat exchanger and have completed the present invention.
  • the present invention is the heat exchanger according to claim 1, wherein the heat exchanger includes an aluminum tube through which a working fluid flows, and an aluminum fin metally joined to the tube.
  • the heat exchanger includes an aluminum tube through which a working fluid flows, and an aluminum fin metally joined to the tube.
  • region B Al-Fe-Mn-Si-based intermetallic compound having an equivalent circle diameter of 2.5 ⁇ m is present less than 5.0 ⁇ 10 4 cells / mm 2 around the grain boundaries and the area Area where 5.0 ⁇ 10 4 to 1.0 ⁇ 10 7 pieces / mm 2 of Al—Fe—Mn—Si intermetallic compound having an equivalent circle diameter of 0.1 to 2.5 ⁇ m exists around B It was set as the heat exchanger characterized by having A.
  • the average area of the region B per grain boundary length is s ⁇ m, and 2 ⁇ s ⁇ 40 is satisfied.
  • the area occupation ratio of the region A on the surface of the fin is 60% or more in the first or second aspect.
  • the present invention is based on any one of claims 1 to 3, wherein no Al—Si eutectic structure exists on the surface of the tube other than the joint fillet.
  • the crystal grain size of the Al matrix in the L-LT section of the fin is L ⁇ m
  • the Al matrix in the L-ST section of the fin is The crystal grain size was T ⁇ m, and L ⁇ 100 and L / T ⁇ 2.
  • the natural potential of the fin is ⁇ 910 mV or more, and the natural potential of the fin is the natural potential of the fillet at the joint between the fin and the tube. From 0 to 200 mV noble.
  • the present invention provides the fin material used in the heat exchanger according to any one of claims 1 to 6, wherein Si: 1.0 to 5.0 mass%, Fe: 0.1 to 2 0.0% by mass, Mn: 0.1 to 2.0% by mass, the balance being made of an aluminum alloy consisting of Al and inevitable impurities, and an Si-based intermetallic compound having an equivalent circle diameter of 0.5 to 5 ⁇ m is 250 to 7 ⁇ 10 4 pieces / mm 2 exist and 10 to 1000 pieces / mm 2 of Al—Fe—Mn—Si intermetallic compounds having an equivalent circle diameter exceeding 5 ⁇ m are present in a single layer and heat-bonded. It was set as the fin material for heat exchangers which has a function.
  • the present invention according to claim 8 is the invention according to claim 8, wherein the aluminum alloy is Mg: 2.0 mass% or less, Cu: 1.5 mass% or less, Zn: 6.0 mass% or less, Ti: 0.3 mass% or less, V : 0.3 mass% or less, Zr: 0.3 mass% or less, Cr: 0.3 mass% or less, and Ni: 2.0 mass% or less are further included.
  • the present invention provides the fin material used in the heat exchanger according to any one of claims 1 to 6, wherein Si: 1.0 to 5.0 mass%, Fe: 0.01 to 2 250 to 7 ⁇ 10 5 pieces / mm 2 made of an aluminum alloy containing 0.0 mass% and made of inevitable impurities including the balance Al and Mn and having an equivalent circle diameter of 0.5 to 5 ⁇ m Heat bonding function with a single layer characterized in that 100 to 7 ⁇ 10 5 / mm 2 of Al—Fe—Mn—Si intermetallic compound having an equivalent circle diameter of 0.5 to 5 ⁇ m exists. It was set as the fin material for heat exchangers to have.
  • the aluminum alloy includes Mn: 2.0 mass% or less, Mg: 2.0 mass% or less, Cu: 1.5 mass% or less, Zn: 6.0 mass% or less, Ti : 0.3 mass% or less, V: 0.3 mass% or less, Zr: 0.3 mass% or less, Cr: 0.3 mass% or less, and Ni: 2.0 mass% or less are further selected. It was supposed to contain.
  • the present invention provides the fin material used in the heat exchanger according to any one of claims 1 to 6, wherein Si: 1.0 to 5.0 mass%, Fe: 0.01 to 2 containing .0Mass%, an aluminum alloy consisting of unavoidable impurities, including the remainder Al and Mn, Si-based intermetallic compound having an equivalent circle diameter of 5.0 ⁇ 10 [mu] m is present 200 / mm 2 or less, 0 Heat having a heat bonding function with a single layer characterized by the presence of 10 to 1 ⁇ 10 4 / ⁇ m 3 of Al—Fe—Mn—Si intermetallic compound having an equivalent circle diameter of 0.01 to 0.5 ⁇ m It was set as the fin material for exchangers.
  • the aluminum alloy according to the twelfth aspect of the present invention includes: Mn: 0.05 to 2.0 mass%, Mg: 0.05 to 2.0 mass%, Cu: 0.05 to 1.5 mass%, Zn: 6.0 mass% or less, Ti: 0.3 mass% or less, V: 0.3 mass% or less, Zr: 0.3 mass% or less, Cr: 0.3 mass% or less, and Ni: 2.0 mass% or less 1 type or 2 types or more.
  • the present invention will be described in detail below. 1. Number density of Al-Fe-Mn-Si intermetallic compounds in regions A and B
  • the heat exchanger of the present invention controls the self-corrosion resistance of fins, particularly the hollow corrosion, by controlling the material and the structure of the fins during production. It is to suppress.
  • a schematic diagram of the cross-sectional structure of the fin of the heat exchanger according to the present invention is shown in FIG. A matrix (hereinafter referred to as “region A”) in which fine Al—Fe—Mn—Si intermetallic compounds having an equivalent circle diameter of 0.1 to 2.5 ⁇ m serving as a cathode are dispersed exists from the surface to the inside. ing.
  • region B a region where the fine Al—Fe—Mn—Si intermetallic compound is hardly dispersed.
  • these structures are likely to be corroded in the order of the vicinity of the crystal grain boundary, the region A, and the region B. It is the least prone to corrosion). Therefore, the fin of the heat exchanger according to the present invention corrodes in the very vicinity of the grain boundary in a corrosive environment (FIG. 1 (b)), but there exists a region B where corrosion hardly proceeds outside. Therefore, the progress of corrosion from the vicinity of the crystal grain boundary into the matrix is suppressed.
  • Al—Fe—Mn—Si based intermetallic compounds having an equivalent circle diameter of 0.1 to 2.5 ⁇ m are 5.0 ⁇ 10 4 to 1.0 ⁇ 10 7 pieces / mm 2 in number density.
  • the Al—Fe—Mn—Si intermetallic compounds are specifically Al—Fe, Al—Mn, Al—Fe—Si, Al—Mn—Si, and Al—Fe—Mn.
  • region A fine Al-Fe-Mn-Si intermetallic compounds that serve as cathodes are dispersed in a state of being separated from each other, so that corrosion does not proceed preferentially in one direction, but progresses uniformly throughout. To do. For this reason, although corrosion is more likely to occur than in the region B, the entire corrosion is caused and corrosion that causes a rapid loss of heat dissipation performance does not occur.
  • the Al—Fe—Mn—Si intermetallic compound does not stably act as a cathode and corrosion occurs. The overall corrosion does not progress. In this area A, corrosion is more likely to occur than in area B. On the other hand, when it exceeds 1.0 ⁇ 10 7 pieces / mm 2 , the Al—Fe—Mn—Si intermetallic compound serving as the cathode is too much, so that the dissolution reaction proceeds and the overall corrosion progresses remarkably. There is a risk of doing.
  • the equivalent circle diameter was limited to 0.1 to 2.5 ⁇ m for the following reason. Those with an equivalent circle diameter of less than 0.1 ⁇ m were excluded from the scope because they were too small to act as effective cathodes. On the other hand, when the equivalent circle diameter exceeds 2.5 ⁇ m, corrosion tends to occur at the matrix portion that acts as a cathode and is in contact with the intermetallic compound, but the corrosion does not proceed uniformly. Therefore, this was also excluded from the subject.
  • Al—Fe—Mn—Si intermetallic compounds having an equivalent circle diameter of 0.1 to 2.5 ⁇ m are present in a number density of less than 5.0 ⁇ 10 4 pieces / mm 2 .
  • Al—Fe—Mn—Si intermetallic compound serving as a cathode since there is almost no Al—Fe—Mn—Si intermetallic compound serving as a cathode, corrosion hardly occurs compared to the region A. Therefore, when the region A and the region B exist in the vicinity of the same member, the corrosion in the region A proceeds preferentially.
  • this number density in the region B is 5.0 ⁇ 10 4 pieces / mm 2 or more, the region A is formed. Therefore, even if such a structure exists around the crystal grain boundary, it cannot exert an action that hinders the progress of corrosion from the crystal grain boundary to the inside of the matrix.
  • this number density includes the case of 0 piece / mm ⁇ 2 >.
  • the equivalent circle diameter was limited to 0.1 to 2.5 ⁇ m for the following reason. Those with an equivalent circle diameter of less than 0.1 ⁇ m were excluded from the scope because they were too small to work as effective cathodes and did not affect the corrosion inhibition effect in region B. On the other hand, those having an equivalent circle diameter exceeding 2.5 ⁇ m were excluded from the object for the same reason as in the region A.
  • the number density of the Al—Fe—Mn—Si intermetallic compound in the above regions A and B is in an arbitrary cross section of the aluminum alloy material.
  • the cross section along the thickness direction may be used.
  • the cross section may be parallel to From the viewpoint of simplicity of material evaluation, it is preferable to adopt a cross section along the thickness direction.
  • s is obtained by measuring the cross-sectional structure of the fin. That is, the total length of the crystal grain boundaries (L1 + L2 +... + Ln) and the total area of the region B in contact with the crystal grain boundaries (s1 + s2 +. (S1 + s2 +... + Sn) / (L1 + L2 +... + Ln) ⁇ ⁇ (1/2).
  • the fixed visual field is preferably a visual field of at least 0.1 mm 2 or more.
  • the average area s ⁇ m is less than 2 ⁇ m, the progress of the corrosion cannot be sufficiently suppressed, and the corrosion to the dispersed region A in the grains progresses, so that there is a possibility that the hollow corrosion occurs.
  • the average area s ⁇ m exceeds 40 ⁇ m, there is no region A in which the fine intermetallic compound serving as the cathode is dispersed in the vicinity, so that pitting corrosion in the thickness direction occurs abruptly and hollow corrosion occurs. May occur.
  • the region B existing around the crystal grain boundary occurs when the aluminum phase is kept above the solidus temperature and the liquid phase penetrates into the crystal grain boundary, and the crystal grain boundary moves as it is. To do.
  • the Al-Fe-Mn-Si intermetallic compound and liquid phase existing in the forward direction are taken in, and the Al-Fe-Mn-Si intermetallics are taken behind.
  • An Al phase in which no compound or liquid phase exists is formed.
  • This Al phase is the region B, and the total area becomes (s1 + s2 +.
  • the total area increases as the mobility of the grain boundaries increases.
  • the total length of the crystal grain boundaries decreases as the mobility of the crystal grain boundaries increases and the crystal grains merge.
  • the average area s ⁇ m of the region B existing around the grain boundary is measured as follows. (1) First, the L-ST cross section of the fin of the aluminum material is mirror-polished, and after Keller etching, observed at a plurality of positions with an optical microscope. (2) When the observation image is obtained, the crystal grain boundary in the image is first identified, and the sum of the lengths of all crystal grain boundaries (L1 + L2 +... + Ln) is obtained. In the sample in which the liquid phase penetrates into the crystal grain boundary, the part that is observed black on the line by Keller etching is the crystal grain boundary. Even if the portion observed in black on the line is partially discontinuous, if the straight line matches by drawing a virtual line, the blank portion is also regarded as a grain boundary.
  • the crystal grain boundary can be determined by observing with the optical microscope after treating the same field of view with the anodizing method. Can be identified. In addition, the grain boundary can be identified by analysis by EBSP. (3) When the crystal grain boundary is identified, it is examined whether or not the region B exists in the periphery of the Keller etching observation image. In the region B, the Al—Fe—Mn—Si intermetallic compound is less than 5.0 ⁇ 10 4 pieces / mm 2 , so that at least one Al—Fe—Mn—Si in a square of 4.4 ⁇ m is used.
  • the region where there is no intermetallic compound is the region B, and by connecting particles within a distance of 4.4 ⁇ m to each other, the boundary line between the region A and the region B can be drawn. did. However, in this method, the region B formed with a width of 4.4 ⁇ m or less along the grain boundary is not detected. As defined in claim 2 as 2 ⁇ s ⁇ 40 ⁇ m, it has been found that the region B formed around the grain boundary is effective when it exceeds 2 ⁇ m.
  • the boundary line between the region A and the region B is drawn.
  • the distance from the nth particle is 4.4 ⁇ m or less. This is a case where the particle is not found other than the (n ⁇ 1) th particle.
  • the nth particle is a particle belonging to the region B, and no line is formed.
  • both particle A and particle B are recognized as particles in region B.
  • the (n ⁇ 1) th particle is also determined to belong to the region B when there is no particle within a distance of 4.4 ⁇ m other than the nth particle.
  • region B which extends far beyond the distance of 40 ⁇ m from the grain boundary on the surface, suppresses the corrosion rate of the surface while preferentially causing internal corrosion and causing hollow-out corrosion. Measurement is performed separately from the region B.
  • the region A is distributed from the surface layer to the inside of the fin in the thickness direction.
  • the region B may also be mixed in spots from the surface layer to the inside in the thickness direction, for example, around crystallized particles having an equivalent circle diameter exceeding 1 ⁇ m.
  • the area occupation ratio of the region A on the surface of the fin is 60% or more, the corrosion occurs from the surface layer as a whole, and no hollow corrosion or rapid corrosion progress in the thickness direction occurs. The overall corrosion proceeds from. Therefore, the area occupancy is preferably 60% or more.
  • the area occupation ratio a of the region A on the surface decreases as the crystal grain boundary in a state where the liquid phase penetrates moves on the surface and the surface region B increases. Therefore, the larger the movement of the crystal grain boundary in the state where the liquid phase has permeated, the smaller the area occupation ratio a becomes. Furthermore, since the crystal grain boundary in contact with the surface increases as the crystal grain size becomes smaller, the generation rate of the region B due to the movement of the crystal grain boundary on the surface increases, and the area occupation ratio a becomes smaller. When a brazing filler metal layer is formed on the surface like a clad material, the area occupation ratio a is almost 0%.
  • the area occupation ratio a of the region A on the surface can be obtained by drawing the boundary line between the region A and the region B in the same manner as when the average area s ⁇ m is obtained.
  • the connection is started from the grain boundary, whereas when the area occupancy a of the region A is measured, it starts from the surface. Similar to the grain boundary, when the surface and the particle are connected, one having a distance of 2.0 ⁇ m or less is connected as shown in FIG. Next, particles within a distance of 4.4 ⁇ m from the particles are connected by a line. At that time, an infinite number of such particles are found on the region A side, so only the particles on the most region B side are connected.
  • region A is defined as region A.
  • Region B is defined as the distance between particles that are present apart from each other or between the grain boundary and the particle.
  • the area occupancy a is calculated by dividing the total length (a1 + a2 +... + An) of the region A on the surface in the observation image by the surface length 2M. In this case, unlike the case where the average area s of the region B in contact with the grain boundary is obtained, it is not necessary to distinguish between the region B in contact with the grain boundary and the region B not in contact with the grain boundary.
  • the heat exchanger of the present invention has the main point of the invention in particular to prevent the hollow-out corrosion of the fin, but since it is assumed to be used in a highly corrosive environment, the fin It is preferable that other parts also have high corrosion resistance.
  • the tube material is preferably an extruded multi-hole tube or an electric resistance welded tube having a sacrificial anode material disposed on the surface.
  • the structure may be a structure in which the amount of the additive element is reduced and the compound serving as the cathode site is small, or the structure is provided with a sacrificial anticorrosive layer (which is regarded as a single layer even if sprayed) on the surface.
  • the Al in the L-LT cross section of the fin When the crystal grain size of the matrix is L ⁇ m and the average length in the plate thickness direction of the crystal grains of the Al matrix in the L-ST cross section of the fin is T ⁇ m, it is preferable that L ⁇ 100, and L / T ⁇ 2 Is preferable.
  • the longitudinal direction is L
  • the width direction is LT
  • the plate thickness direction is ST
  • the cross section consisting of the L direction and the LT direction is the L-LT cross section
  • the cross section consisting of the L direction and the ST direction is L-ST section
  • the grain boundaries are particularly susceptible to corrosion in the structure. If L ⁇ 100 ( ⁇ m), the fins may become very brittle at an early stage due to corrosion of crystal grain boundaries. Further, in the L-ST cross section, as the ratio of the length of the crystal grain boundary extending in the thickness direction is larger than the length of the crystal grain boundary extending in the longitudinal direction, the corrosion penetrates earlier in the thickness direction due to corrosion. The working fluid may leak or become brittle. If L / T ⁇ 2, corrosion that penetrates in the thickness direction may occur at an early stage.
  • the upper limit values of L and L / T are not particularly specified, and are determined by the alloy composition and manufacturing conditions of the fin material and the joining conditions of the fin material and the tube material. In the present invention, the upper limit values of L are 5000 ⁇ m, L The upper limit of / T is 100.
  • the crystal grain size L ( ⁇ m) of the Al matrix in the L-LT cross section can be measured by observing a sample etched by anodization after mirror polishing with an optical microscope and obtaining a crystal grain structure observation image.
  • the average crystal grain size was measured based on ASTM E112-96 at the center of the plate thickness.
  • the crystal grain size can be similarly obtained by obtaining a crystal grain structure observation image by analysis using EBSP or the like.
  • the average length T ( ⁇ m) of crystal grains in the plate thickness direction of the Al matrix in the L-ST cross section is the average number of Al matrices existing in the plate thickness direction as shown in FIG. Calculate by dividing.
  • the average number of Al matrices existing in the plate thickness direction is such that at least 10 cutting lines are drawn at equal intervals in the plate thickness direction at least in the observation field of 1 mm or more in the longitudinal direction, and how many crystal grains are in the cutting line shape. It is measured and averaged. It is desirable to perform the above measurements on at least five observation images and use averaged values.
  • the natural potential of the fin is preferably ⁇ 910 mV or more. When the natural potential of the fin is less than ⁇ 910 mV, the corrosion of the fin may progress remarkably.
  • the upper limit value of the natural potential of the fin is not particularly defined, and is determined by the alloy composition and manufacturing conditions of the fin material and the bonding conditions of the fin material and the tube material, but in the present invention, it is ⁇ 750 mV.
  • the natural potential of the fin is preferably 0 to 200 mV nobler than the natural potential of the fillet at the joint between the fin and the tube. If this potential difference is less than 0 mV, the corrosion of the fin is promoted and the fin may be lost. On the other hand, when this potential difference exceeds 200 mV, the fillet disappears, and the fins may be peeled off from the tube, and the heat dissipation performance may not be maintained.
  • a preferable range of this potential difference is 50 to 150 mV.
  • the left side of the above (1) exceeds 200, the preferential corrosion due to the sacrificial anticorrosive action of the fillet is promoted too much, and the joint may be peeled off at an early stage.
  • the left side of (2) is less than ⁇ 950 mV, the corrosion of the fillet is promoted and the joint may be peeled off at an early stage.
  • the left side of (3) is less than 100 mV, the sacrificial anticorrosive action on the tube surface does not act, so that the tube can easily penetrate.
  • the left side of (4) is less than ⁇ 950 mV, the corrosion rate of the tube surface is too high, and the sacrificial anticorrosive effect is lost at an early stage, so that there is a risk that penetration will be easier.
  • Fin material (first form)
  • the heat exchanger of the present invention can be obtained by manufacturing a fin material, which is a material before joining, using a single layer material having a joining function.
  • the fin material according to the first embodiment includes, as the fin material, Si: 1.0 to 5.0 mass% (hereinafter, simply referred to as “%”), Fe: 0.1 to 2.0. %, Mn: 0.1 to 2.0% as an essential element, and an aluminum alloy composed of the balance Al and inevitable impurities is used.
  • % 1.0 to 5.0 mass%
  • Fe 0.1 to 2.0. %
  • Mn 0.1 to 2.0%
  • an aluminum alloy composed of the balance Al and inevitable impurities is used.
  • Fe 0.1 to 2.0%
  • Fe has an effect of dispersing as a crystallized substance and preventing a decrease in strength particularly at high temperatures.
  • the content of Fe is less than 0.1%, not only the effects described above become insufficient, but also high-purity ingots need to be used, which increases costs.
  • it exceeds 2.0% a coarse intermetallic compound is produced at the time of casting, causing a problem in manufacturability.
  • the heat exchanger is 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 Fe content is 0.2% to 1.0%.
  • Mn 0.1 to 2.0%
  • Mn is an important additive element that forms an Al—Mn—Si-based intermetallic compound with Si and acts as dispersion strengthening, or is a solid additive that improves the strength by solid solution strengthening by solid solution in the aluminum matrix.
  • Mn content is less than 0.1%, the above effects are insufficient, and when it exceeds 2.0%, a coarse intermetallic compound is easily formed and the corrosion resistance is lowered. Therefore, the Mn content is 0.1% to 2.0%.
  • a preferable Mn content is 0.3% to 1.5%.
  • the aluminum alloy used for this fin material is characterized in that there are 250 to 7 ⁇ 10 4 pieces / mm 2 of Si-based intermetallic compounds having a circle-equivalent diameter of 0.5 to 5 ⁇ m.
  • the Si-based intermetallic compound includes (1) simple substance Si, and (2) a part of the simple substance Si containing other elements. Examples of other elements include Ca and P.
  • Such Si-based intermetallic compounds contribute to liquid phase generation in the liquid phase generation process as described later.
  • the number density is in an arbitrary cross section of the aluminum alloy material, and may be, 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.
  • dispersed particles of an intermetallic compound such as Si particles dispersed in an aluminum alloy material react with the surrounding matrix at the time of bonding to generate a liquid phase. Therefore, the finer the dispersed particles of the intermetallic compound, the larger the area where the particles and the matrix are in contact. Therefore, the finer the dispersed particles of the intermetallic compound, the more easily the liquid phase is generated at the time of bonding heating, and good bonding properties are obtained. Further, the finer the Si-based intermetallic compound, the more the shape of the aluminum alloy material can be maintained. This effect is more remarkable when the bonding temperature is close to the solidus or when the heating rate is high.
  • the equivalent circle diameter is specified to be 0.5 to 5 ⁇ m, and the number density thereof is 250 to 7 ⁇ 10 4 pieces / mm 2. Need to be. If it is less than 250 pieces / mm 2 , the generated liquid phase is biased and good bonding cannot be obtained. If it exceeds 7 ⁇ 10 4 particles / mm 2 , the reaction area between the particles and the matrix is too large, so that the amount of liquid phase increases rapidly and deformation tends to occur.
  • the number density of the Si-based intermetallic compound is 250 to 7 ⁇ 10 4 pieces / mm 2 .
  • the number density 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 reason why the equivalent circle diameter is limited to 0.5 to 5 ⁇ m is as follows. There are 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.
  • the aluminum alloy used for the fin material according to the present invention includes an Al—Fe—Mn—Si based intermetallic compound as dispersed particles in addition to the Si based intermetallic compound generated by the basic composition (Al—Si based alloy).
  • Al—Fe—Mn—Si intermetallic compound includes Al—Fe, Al—Fe—Si, Al—Mn—Si, Al—Fe—Mn, Al—Fe—Mn—Si compounds, etc. , An intermetallic compound produced by Al and additive elements.
  • these Al—Fe—Mn—Si-based intermetallic compounds do not contribute significantly to the formation of a liquid phase, but are dispersed particles that bear material strength together with the matrix.
  • the Al-based intermetallic compound 10 to 1000 / mm 2 having an equivalent circle diameter exceeding 5 ⁇ m needs to be present. In the case of less than 10 pieces / mm 2 , deformation due to strength reduction occurs.
  • 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.
  • the number density of the Al-based intermetallic compound is 10 to 1000 pieces / mm 2 .
  • Al—Fe—Mn—Si intermetallic compound having an equivalent circle diameter of 5 ⁇ m or less. It contributes to the strength after bonding heating. However, 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. And In addition, 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 number density is in an arbitrary cross section of the aluminum alloy material, similar to the Si-based intermetallic compound, and may be, 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 equivalent circle diameter of the dispersed particles can be determined 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 dispersed particles before joining by image analysis of the SEM photograph.
  • the Si-based intermetallic compound and the Al-based intermetallic compound can also be distinguished by contrast contrast by SEM-reflection electron image observation.
  • the metal species of the dispersed particles can be more accurately specified by EPMA (X-ray microanalyzer) or the like.
  • the aluminum alloy used in the fin material according to the present invention which has the above-described characteristics in the alloy composition and metal structure, can be joined by its own joining property and can be used as a constituent member of various aluminum alloy structures.
  • the heat exchanger according to the present invention can be obtained by applying this alloy material as a fin material.
  • Alloy composition (selective additive element) In the aluminum alloy, Mg: 2.0% or less, Cu: 1.5% or less, Zn: 6.0% or less, Ti: 0.3% or less, V: 0.3% as selective additive elements
  • Zr 0.3% or less
  • Cr 0.3% or less
  • Ni 2.0% or less
  • Mg 2.0% or less Mg is age-hardened by Mg 2 Si after bonding heating, and the strength is improved by age-hardening.
  • Mg is an additive element that exhibits the effect of improving the strength.
  • the amount of Mg exceeds 2.0%, it reacts with the flux to form a high melting point compound. As a result, the flux cannot act on the oxide film, so that joining becomes extremely difficult. Therefore, the amount of Mg added is set to 2.0% or less.
  • a preferable amount of Mg is 0.05% to 2.0%. More preferably, it is 0.1% to 1.5%.
  • Cu 1.5% or less
  • Cu is an additive element that improves the strength by solid solution in the matrix.
  • the amount of Cu added is preferably 1.5% or less.
  • a more preferable amount of Cu is 0.05% to 1.5%.
  • Zn 6.0% or less
  • Addition of 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%.
  • Ti and V have the effect of preventing the progress of corrosion in the plate thickness direction in addition to solid solution in the matrix and improving the strength. . In both cases, if it exceeds 0.3%, coarse crystals are generated, which impairs moldability and corrosion resistance. Accordingly, the Ti and V contents are each preferably 0.3% or less, and more preferably 0.05% to 0.3%.
  • Zr 0.3% or less Zr precipitates as an Al—Zr-based 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. If it exceeds 0.3%, it becomes easy to form a coarse intermetallic compound, and the plastic workability is lowered. Therefore, the amount of Zr added is preferably 0.3% or less, and more preferably 0.05% to 0.3%.
  • the amount of Cr added is preferably 0.3% or less, and more preferably 0.05% to 0.3%.
  • Ni 2.0% or less Ni is crystallized or precipitated as an intermetallic compound, and exhibits the effect of improving the strength after bonding by dispersion strengthening.
  • the Ni content is preferably in the range of 2.0% or less, and more preferably in the range of 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 and the self-corrosion resistance is also lowered.
  • a selective element for improving the corrosion resistance of the heat exchanger may be further added.
  • Such elements are preferably Sn: 0.3% or less and In: 0.3% or less, and one or two of these are added as necessary.
  • Sn and In have an effect of exerting a sacrificial anodic action.
  • the added amount exceeds 0.3%, the corrosion rate is increased and the self-corrosion resistance is lowered. Therefore, 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 may be further added by improving the liquid phase characteristics.
  • these 1 type (s) or 2 or more types are added as needed. More preferable ranges of these elements are Be: 0.0001% to 0.1%, Sr: 0.0001% to 0.1%, Bi: 0.0001% to 0.1%, Na: 0 0.0001% to 0.1%, Ca: 0.0001% to 0.05%.
  • These trace elements can improve the bondability by fine dispersion of Si particles, improvement in fluidity of the liquid phase, and the like.
  • the heat exchanger fin material according to the present invention has a relationship of T / To ⁇ 1.40, where T is the tensile strength of the base plate and To is the tensile strength after heating at 450 ° C. for 2 hours. Shall be satisfied.
  • T is the tensile strength of the base plate
  • To is the tensile strength after heating at 450 ° C. for 2 hours. Shall be satisfied.
  • T / To represents the strength increase rate from the O material.
  • 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 heat exchanger fin material according to the present invention preferably has a tensile strength of 80 to 250 MPa before joining and heating. 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 heat exchanger fin material 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 material when it exceeds 100 mm / min, the aluminum material is not sufficiently solidified during casting, and a normal ingot cannot be obtained.
  • it is 30 to 80 mm / min.
  • 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.
  • Hot rolling process Following the heating process, the slab is subjected to a hot rolling process.
  • 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%.
  • Fin material (second form) The heat exchanger of the present invention is obtained by manufacturing a fin material that is a material before joining using a material having a joining function with a single layer, but instead of the fin material according to the first embodiment, It can also be obtained by using a material having a bonding function in the single layer shown.
  • the fin material is an aluminum alloy material containing Si: 1.0 to 5.0%, Fe: 0.01 to 2.0%, and inevitable impurities including the balance Al and Mn.
  • Si-based intermetallic compounds having an equivalent circle diameter of 0.5 to 5 ⁇ m are present at 250 to 7 ⁇ 10 5 pieces / mm 2 in the cross section of the aluminum alloy material, and have an equivalent circle diameter of 0.5 to 5 ⁇ m.
  • the aluminum alloy material is characterized in that Al—Fe—Mn—Si based dispersed particles are present at 100 to 7 ⁇ 10 5 particles / mm 2 in the cross section of the aluminum alloy material.
  • Al—Fe—Mn—Si based dispersed particles are present at 100 to 7 ⁇ 10 5 particles / mm 2 in the cross section of the aluminum alloy material.
  • Si is an element that generates an Al—Si based liquid phase and contributes to bonding.
  • 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 the 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 amount of Si and bonding required depending on the structure of the structure to be manufactured. It is desirable to adjust the heating temperature.
  • Fe in addition to the effect of improving the strength by slightly dissolving in the matrix, Fe has the 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 0.01%, not only the above effect is small, but also high purity metal must be used and the cost increases.
  • it exceeds 2.0% a coarse intermetallic compound is produced at the time of casting, causing a problem in manufacturability.
  • the corrosion resistance decreases.
  • the addition amount of Fe is set to 0.01% to 2.0%.
  • a preferable addition amount of Fe is 0.2% to 1.0%.
  • the aluminum alloy material according to the present invention is characterized in that 250 to 7 ⁇ 10 5 pieces / mm 2 of Si-based intermetallic compounds having a circle-equivalent diameter of 0.5 to 5 ⁇ m are present in the cross section.
  • 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 described in the liquid phase generation process described above. It is an intermetallic compound that contributes to phase formation.
  • 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.
  • dispersed particles of an intermetallic compound such as Si particles dispersed in an aluminum alloy material react with the surrounding matrix at the time of bonding to generate a liquid phase. Therefore, the finer the dispersed particles of the intermetallic compound, the larger the area where the particles and the matrix are in contact. Therefore, the finer the dispersed particles of the intermetallic compound, the more easily the liquid phase is generated at the time of bonding heating, and good bonding properties are obtained. This effect is more remarkable when the bonding temperature is close to the solidus or when the heating rate is high.
  • the equivalent circle diameter is defined as 0.5 to 5 ⁇ m
  • the existence ratio is 250 to 7 ⁇ 10 5 pieces / mm 2 in cross section. I need. If it is less than 250 pieces / mm 2 , the generated liquid phase is biased and good bonding cannot be obtained. If it exceeds 7 ⁇ 10 5 particles / mm 2 , the reaction area between the particles and the matrix is too large, so that the amount of liquid phase increases rapidly and deformation tends to occur.
  • the existence ratio of the Si-based intermetallic compound is 250 to 7 ⁇ 10 5 pieces / mm 2 .
  • the existence ratio is preferably 1 ⁇ 10 3 pieces / mm 2 or more and 1 ⁇ 10 5 pieces / mm 2 or less.
  • an Al-based intermetallic compound exists as dispersed particles.
  • This Al-based intermetallic compound is composed of Al-Fe-based, Al-Fe-Si-based, Al-Mn-Si-based, Al-Fe-Mn-based, Al-Fe-Mn-Si-based compounds, etc. It is an intermetallic compound to be formed.
  • These Al-based intermetallic compounds unlike Si-based intermetallic compounds, do not contribute significantly to the liquid phase generation, but are dispersed particles that bear the material strength together with the matrix.
  • the Al-based intermetallic compound having a circle equivalent diameter of 0.5 to 5 ⁇ m needs to be present at 100 to 7 ⁇ 10 5 pieces / mm 2 in the material cross section. In the case of less than 100 pieces / mm 2 , deformation due to strength reduction occurs. On the other hand, when it exceeds 7 ⁇ 10 5 pieces / mm 2 , the recrystallization nuclei increase, the crystal grains become fine, and deformation occurs. As described above, the Al-based intermetallic compound is present in an amount of 100 to 7 ⁇ 10 5 pieces / mm 2 .
  • the existence ratio is preferably 1 ⁇ 10 3 pieces / mm 2 or more and 1 ⁇ 10 5 pieces / mm 2 or less.
  • the equivalent circle diameter of the dispersed particles can be determined 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 dispersed particles before joining by image analysis of the SEM photograph.
  • the Si-based intermetallic compound and the Al-based intermetallic compound can also be distinguished by contrast contrast by SEM-reflection electron image observation.
  • the metal species of the dispersed particles can be more accurately specified by EPMA (X-ray microanalyzer) or the like.
  • the aluminum alloy material characterized by the Si and Fe concentration ranges and the metal structure can be joined by its own joining property, and can be used as the fin material for the heat exchanger of the present invention.
  • the aluminum alloy material has an additive amount defined by using Si, Fe, and Mn as essential elements in order to fulfill the basic function of bondability.
  • the aluminum alloy material has a predetermined amount of Mn, Mg and Cu as additive elements in addition to Si and Fe which are essential elements. Further added.
  • the surface density in the cross section of the Si-based intermetallic compound and the Al-based intermetallic compound is defined in the same manner as in the first aspect.
  • Selective element Mn is an important additive element that forms an Al-Mn-Si intermetallic compound with Si and acts as dispersion strengthening, or is solid-solved in an aluminum matrix and improves strength by solid solution strengthening It is. If the amount of Mn added exceeds 2.0%, a coarse intermetallic compound is easily formed and the corrosion resistance is lowered. Therefore, the amount of Mn added is 2.0% or less. A preferable Mn addition amount is 0.05% to 2.0%. In the present invention, not only Mn but also other alloy components include 0% when the amount is less than a predetermined amount.
  • 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 set to 2.0% or less. A preferable amount of Mg is 0.05% to 2.0%.
  • Cu is an additive element that improves the strength by solid solution in the matrix.
  • the amount of Cu added exceeds 1.5%, the corrosion resistance decreases. Therefore, the amount of Cu added is 1.5% or less.
  • a preferable addition amount of Cu is 0.05% to 1.5%.
  • Ti, V, Cr, Ni and Zr can be selectively added alone or in combination as additive elements other than the above-described additive elements.
  • Each selective additive element is described below.
  • Ti and V have the effect of preventing the progress of corrosion in the plate thickness direction by being dissolved in a layer, in addition to improving the strength by solid solution in the matrix. If it exceeds 0.3%, giant crystallized matter is generated, which impairs moldability and corrosion resistance. Therefore, the addition amount of Ti and V is preferably 0.3% or less, and more preferably 0.05% to 0.3%.
  • the amount of Cr added is preferably 0.3% or less, and more preferably 0.05% to 0.3%.
  • the amount of Ni added is preferably in the range of 2.0% or less, and more preferably in the range of 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 and the self-corrosion resistance is also lowered.
  • the amount of Zr added is preferably 0.3% or less, and more preferably 0.05% to 0.3%.
  • selective additive elements for improving corrosion resistance may be added.
  • selective additive elements for improving corrosion resistance include Zn, In, and Sn.
  • Addition of 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 concentrates in the liquid phase. When the liquid phase oozes out to the surface, the Zn concentration in the oozed portion increases, so that the corrosion resistance is improved by the sacrificial anodic action.
  • the sacrificial anticorrosion 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 amount of Zn added exceeds 6.0%, the corrosion rate increases and the self-corrosion resistance decreases. Therefore, the amount of Zn added is preferably 6.0% or less, more preferably 0.05% to 6.0%.
  • the addition amount of Sn and In is preferably 0.3% or less, and more preferably 0.05% to 0.3%.
  • a selective element for further improving the bondability by improving the liquid phase characteristics may be further added.
  • these 1 type (s) or 2 or more types are added as needed. More preferable ranges of these elements are Be: 0.0001% to 0.1%, Sr: 0.0001% to 0.1%, Bi: 0.0001% to 0.1%, Na: 0 0.0001% to 0.1%, Ca: 0.0001% to 0.05%.
  • These trace elements can improve the bondability by fine dispersion of Si particles, improvement in fluidity of the liquid phase, and the like.
  • both Fe and Mn together with Si form an Al—Fe—Mn—Si based intermetallic compound. Since Si that forms an Al—Fe—Mn—Si-based intermetallic compound has a small contribution to the formation of the liquid phase, the bondability is lowered. Therefore, when adding Fe and Mn in the aluminum alloy material according to the present invention, it is preferable to pay attention to the amount 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 less than 1.2, bonding is insufficient. On the other hand, when S-0.3 (F + M) is larger than 3.5, the shape is likely to change before and after joining.
  • the manufacturing method of the aluminum alloy material used for fin material of the said 2nd form is demonstrated.
  • This aluminum alloy material can be manufactured using a continuous casting method, a DC (Direct Chill) casting method, or an extrusion method.
  • the continuous casting method is not particularly limited as long as it is a continuous casting method such as a twin roll type continuous casting and rolling method or a twin belt type continuous casting method.
  • the twin-roll type continuous casting and rolling method is a method in which molten aluminum is supplied between a pair of water-cooled rolls from a refractory hot-water supply nozzle, and a thin plate is continuously cast and rolled.
  • the Hunter method, the 3C method, and the like are known. ing.
  • twin belt type continuous casting method is a method in which molten metal is poured between rotating belts facing each other up and down and solidified by cooling from the belt surface to form a slab.
  • This is a continuous casting method in which a slab is continuously drawn out and wound into a coil.
  • the cooling rate during casting is several to several hundred times faster than the DC casting method.
  • the cooling rate in the DC casting method is 0.5 to 20 ° C./sec
  • the cooling rate in the twin-roll continuous casting and rolling method is 100 to 1000 ° C./sec.
  • the dispersed particles generated during casting have a feature of being finely and densely distributed as compared with the DC casting method.
  • the dispersed particles distributed at a high density react with a matrix around the dispersed particles at the time of bonding, and can easily generate a large amount of liquid phase, thereby obtaining good bonding properties.
  • the speed of the rolled plate at the time of casting by the twin roll type continuous casting and rolling method is preferably 0.5 m / min or more and 3 m / min or less.
  • the casting speed affects the cooling rate. When the casting speed is less than 0.5 m / min, a sufficient cooling rate cannot be obtained and the compound becomes coarse. On the other hand, when it exceeds 3 m / min, the aluminum material is not sufficiently solidified between rolls during casting, and a normal plate-shaped ingot cannot be obtained.
  • the molten metal temperature when casting by the twin roll type continuous casting and rolling method is preferably in the range of 650 to 800 ° C.
  • the molten metal temperature is the temperature of the head box immediately before the hot water supply nozzle.
  • 650 ° C. huge intermetallic compound dispersed particles are generated in the hot water supply nozzle, and these are mixed into the ingot to cause a sheet break during cold rolling.
  • the molten metal temperature exceeds 800 ° C., the aluminum material is not sufficiently solidified between the rolls during casting, and a normal plate-shaped ingot cannot be obtained.
  • a more preferable molten metal temperature is 680 to 750 ° C.
  • the thickness of the cast plate is preferably 2 mm to 10 mm. In this thickness range, the solidification rate at the central portion of the plate thickness is fast, and a uniform structure can be easily obtained.
  • the cast plate thickness is less than 2 mm, the amount of aluminum passing through the casting machine per unit time is small, and it becomes difficult to stably supply the molten metal in the plate width direction.
  • the cast plate thickness exceeds 10 mm, winding with a roll becomes difficult.
  • a more preferable cast plate thickness is 4 mm to 8 mm.
  • annealing may be performed once or more.
  • Appropriate tempering is selected according to the application. Usually, it is H1n or H2n tempered to prevent erosion, but an annealed material may be used depending on the shape and usage.
  • the casting speed of the slab or billet during casting it is preferable to control the casting speed of the slab or billet during casting. Since the casting speed affects the cooling rate, it is preferably 20 mm / min or more and 100 m / min or less. When the casting speed is less than 20 mm / min, a sufficient cooling rate cannot be obtained and the compound becomes coarse. On the other hand, when it exceeds 100 m / min, the aluminum material is not sufficiently solidified during casting, and a normal ingot cannot be obtained. A more preferable casting speed is 30 mm / min or more and 80 mm / min or less.
  • the 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.
  • tempering is performed according to the application. This tempering is usually H1n or H2n to prevent erosion, but a soft material may be used depending on the shape and usage.
  • Fin material (third form)
  • the heat exchanger of the present invention is obtained by manufacturing a fin material that is a material before joining using a material having a single layer joining function, but instead of the fin materials according to the first and second embodiments. It can also be obtained by manufacturing using a material having a bonding function in a single layer shown below. Specifically, Al—Fe—Mn comprising inevitable impurities including Si concentration: 1.0 to 5.0% and Fe: 0.01 to 2.0% as essential elements and the balance Al and Mn. 4.
  • Si is an element that generates an Al—Si based liquid phase and contributes to bonding.
  • 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%. Since the amount of the liquid phase that oozes out increases as the volume increases and the heating temperature increases, the amount of the liquid phase required during heating depends on the amount of Si required for the structure of the structure to be manufactured and the bonding heating. It is desirable to adjust the temperature.
  • Fe has the effect of improving the strength by being slightly dissolved in the matrix, and also has the effect of preventing the strength from being lowered particularly at high temperatures by being dispersed as a crystallized product or a precipitate. .
  • the addition amount of Fe is less than 0.01%, not only the above effect is small, but also high purity metal must be used and the cost increases.
  • it exceeds 2.0% a coarse intermetallic compound is produced at the time of casting, causing a problem in manufacturability.
  • the corrosion resistance decreases.
  • the addition amount of Fe is set to 0.01% to 2.0%.
  • a preferable addition amount of Fe is 0.2% to 1.0%.
  • the aluminum alloy material according to the present invention is heated to the solidus temperature or higher during bonding heating by the MONOBRAZE method. At this time, the aluminum alloy material is deformed mainly by grain boundary sliding. Therefore, as the metal structure, (1) it is desirable that the crystal grains become coarse during bonding heating. (2) Further, when a liquid phase is generated at the grain boundary, deformation due to the grain boundary slip is likely to occur, so that it is desirable to suppress generation of the liquid phase at the grain boundary. In the present invention, the crystal structure after heating becomes coarse, and the metal structure in which the liquid phase generation at the grain boundary is suppressed is defined.
  • an Al-based intermetallic compound having an equivalent circle diameter of 0.01 to 0.5 ⁇ m exists as dispersed particles.
  • This Al-based intermetallic compound is composed of Al-Fe-based, Al-Fe-Si-based, Al-Mn-Si-based, Al-Fe-Mn-based, Al-Fe-Mn-Si-based compounds, etc. It is an intermetallic compound to be formed.
  • An Al-based intermetallic compound having a circle-equivalent diameter of 0.01 to 0.5 ⁇ m does not become a recrystallization nucleus when heated, but functions as pinning particles that suppress the growth of grain boundaries.
  • the aluminum alloy material according to the present invention has an Al-based intermetallic compound having an equivalent circle diameter of 0.01 to 0.5 ⁇ m, the recrystallization nuclei are prevented from growing innumerably during heating, and the limited recrystallization nuclei. Since only the crystal grows, the crystal grains after heating become coarse. Further, by collecting solid solution Si in the grains, liquid phase generation at the grain boundaries is relatively suppressed.
  • the effects of the Al-based intermetallic compound are more reliably exhibited when the volume density of the Al-based intermetallic compound is in an appropriate range. Specifically, it exists at a volume density of 10 to 1 ⁇ 10 4 pieces / ⁇ m 3 in any part of the material. When the volume density is less than 10 particles / ⁇ m 3 , the pinning effect is too small, so that the number of recrystallized grains that can be grown increases and coarse crystal grains are hardly formed. In addition, since the nuclei for liquid phase generation are reduced, the action of collecting the solid solution Si within the grains is not sufficiently exerted, and the ratio of the solid solution Si within the grains contributing to the growth of the liquid phase generated at the grain boundaries increases. In addition, the deformation resistance is reduced.
  • the volume density is within the above range.
  • the volume density is preferably 50 to 5 ⁇ 10 3 pieces / ⁇ m 3 , and more preferably 100 to 1 ⁇ 10 3 pieces / ⁇ m 3 .
  • Al-based intermetallic compounds with an equivalent circle diameter of less than 0.01 ⁇ m are excluded from the scope of measurement because they are substantially difficult to measure.
  • Al-based intermetallic compounds having an equivalent circle diameter of more than 0.5 ⁇ m exist, they do not act effectively as pinning particles, so the effects according to the present invention are small and are not regulated.
  • An Al-based intermetallic compound having an equivalent circle diameter of more than 0.5 ⁇ m can act as a nucleus for liquid phase formation.
  • an Al-based intermetallic compound having an equivalent circle diameter exceeding 0.5 ⁇ m reduces the effect of collecting solute Si per volume of the compound. Also excluded from the scope.
  • the equivalent circle diameter of the Al-based intermetallic compound can be determined by TEM observation of a thin-walled sample by electrolytic polishing.
  • the equivalent circle diameter means the equivalent circle diameter. It is preferable to obtain the equivalent circle diameter before joining by analyzing the TEM observation image as a two-dimensional image in the same manner as the SEM observation image.
  • the film thickness of the sample is also measured using the EELS method or the like in each field of view observed by TEM. After image analysis of the TEM observation image as a two-dimensional image, the measurement volume is obtained by multiplying the measurement area of the two-dimensional image by the film thickness measured by the EELS method, and the volume density is calculated.
  • Si-based intermetallic compounds and Al-based intermetallic compounds can be more accurately distinguished by elemental analysis using EDS or the like.
  • the aluminum alloy material having a heat bonding function with a single layer according to the present invention having characteristics in the Si and Fe concentration ranges and the metal structure is in a semi-molten state to supply a liquid phase during bonding heating. This makes it possible to join and has excellent deformation resistance.
  • Si type intermetallic compound In addition to the prescription
  • Si-based intermetallic compounds having a circle-equivalent diameter of 5.0 to 10 ⁇ m are present in a cross section in the material of 200 pieces / mm 2 or less.
  • the Si-based intermetallic compound includes (1) elemental Si, and (2) an element such as Ca or P in part of elemental Si.
  • the cross section in the material 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 Si-based intermetallic compound having an equivalent circle diameter of 5.0 ⁇ m to 10 ⁇ m becomes a nucleus of recrystallization when heated. For this reason, when the surface density of the Si-based intermetallic compound exceeds 200 / mm 2 , the crystal grains become fine because of many recrystallization nuclei, and the deformation resistance during bonding heating decreases. If the surface density of the Si-based intermetallic compound is 200 pieces / mm 2 or less, since the number of recrystallized nuclei is small, only specific crystal grains grow and coarse crystal grains are obtained, which is resistant to deformation during bonding heating. Improves. The surface density is preferably 20 pieces / mm 2 or less. Note that the smaller the amount of Si-based intermetallic compound having an equivalent circle diameter of 5.0 ⁇ m to 10 ⁇ m, the better the deformation resistance. Therefore, the surface density is most preferably 0 piece / mm 2 .
  • the equivalent circle diameter of the Si-based intermetallic compound is limited to 5.0 ⁇ m to 10 ⁇ m is as follows. Although Si-based intermetallic compounds having an equivalent circle diameter of less than 5.0 ⁇ m exist, they were excluded from the subject because they do not work as recrystallization nuclei. In addition, Si-based intermetallic compounds having an equivalent circle diameter exceeding 10 ⁇ m cause cracks during production and are difficult to produce. Therefore, since the Si-based intermetallic compound having such a large equivalent circle diameter is not present in the aluminum alloy, it was also excluded from the object.
  • the equivalent circle diameter of the Si-based intermetallic compound can be determined 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 dispersed particles before joining by image analysis of the SEM photograph. The surface density can be calculated from the image analysis result and the measurement area. Further, the Si-based intermetallic compound and the Al-based intermetallic compound can also be distinguished by contrast contrast by SEM-reflection electron image observation. Further, the metal species of the dispersed particles can be more accurately specified by EPMA (X-ray microanalyzer) or the like.
  • Si solid solution amount is prescribed
  • the aluminum alloy material according to the present invention preferably has a Si solid solution amount of 0.7% or less before bonding by the MONOBRAZE method.
  • the Si solid solution amount is a measured value at room temperature of 20 to 30 ° C.
  • solute Si diffuses in the solid phase during heating and contributes to the growth of the surrounding liquid phase. If the amount of solute Si is 0.7% or less, the amount of liquid phase generated at the grain boundary due to diffusion of solute Si is reduced, and deformation during heating can be suppressed.
  • solute Si is 0.6% or less.
  • the lower limit of the amount of solute Si is not specifically limited, it naturally depends on the Si content of the aluminum alloy and the manufacturing method, and is 0% in the present invention.
  • a single layer aluminum alloy material having a heat bonding function according to the present invention has a predetermined amount of Si as an essential element in order to improve deformation resistance during bonding heating. And Fe.
  • Si as an essential element
  • Fe in order to further improve the strength, in addition to the essential elements Si and Fe, one or more selected from a predetermined amount of Mn, Mg and Cu are further added as the first selective additive element. Is done. Even when such a first selective additive element is contained, the volume density of the Al-based intermetallic compound and the surface density of the Si-based intermetallic compound are defined as described above.
  • Mn forms Al—Mn—Si, Al—Mn—Fe—Si, and Al—Mn—Fe intermetallic compounds together with Si and Fe and acts as dispersion strengthening, or in the aluminum matrix It is an important additive element that improves the strength by solid solution strengthening by solid solution strengthening. If the amount of Mn added exceeds 2.0%, a coarse intermetallic compound is easily formed and the corrosion resistance is lowered. On the other hand, if the amount of Mn added is less than 0.05%, the above effect is insufficient. Therefore, the amount of Mn added is 0.05 to 2.0% or less. A preferable Mn addition amount is 0.1% to 1.5%.
  • 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. On the other hand, if the amount of Mg added is less than 0.05%, the above effect is insufficient. Therefore, the amount of Mg added is 0.05 to 2.0%. A preferable amount of Mg is 0.1% to 1.5%.
  • Cu is an additive element that improves the strength by solid solution in the matrix.
  • the addition amount of Cu is set to 0.05 to 1.5%.
  • a preferable Cu addition amount is 0.1% to 1.0%.
  • Second selective additive element in order to further improve the corrosion resistance, in addition to the essential element and / or the first selective additive element, a predetermined amount of Zn, In and Sn is selected. One kind or two or more kinds are further added as a second selective additive element. Even when such a second selective additive element is contained, the volume density of the Al-based intermetallic compound and the surface density of the Si-based intermetallic compound are defined as described above.
  • Addition of 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 concentrates in the liquid phase. When the liquid phase oozes out to the surface, the Zn concentration in the oozed portion increases, so that the corrosion resistance is improved by the sacrificial anodic action.
  • the sacrificial anticorrosion 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 amount of Zn added exceeds 6.0%, the corrosion rate increases and the self-corrosion resistance decreases. Therefore, the Zn addition amount is set to 6.0% or less. A preferable Zn addition amount is 0.05% to 6.0%.
  • Sn and In have an effect of exerting a sacrificial anodic action.
  • the addition amounts of Sn and In are each 0.3% or less.
  • a preferable addition amount of Sn and In is 0.05% to 0.3%, respectively.
  • the third selective additive element in order to further improve the strength and corrosion resistance, in addition to at least one of the essential element, the first selective additive element and the second selective additive element, One or more selected from a predetermined amount of Ti, V, Cr, Ni and Zr is further added as a third selective additive element. Even when such a third selective additive element is contained, the volume density of the Al-based intermetallic compound and the surface density of the Si-based intermetallic compound are defined as described above.
  • Ti and V have the effect of preventing the progress of corrosion in the plate thickness direction by being dissolved in a layer, in addition to improving the strength by solid solution in the matrix.
  • the added amount exceeds 0.3%, coarse crystals are generated, which impairs moldability and corrosion resistance. Therefore, the added amounts of Ti and V are each 0.3% or less.
  • a preferable addition amount of Ti and V is 0.05% to 0.3%, respectively.
  • Cr improves strength by solid solution strengthening, and acts on coarsening of crystal grains after heating by precipitation of Al—Cr intermetallic compounds.
  • the addition amount of Cr exceeds 0.3%, it becomes easy to form a coarse intermetallic compound, and the plastic workability is lowered. Therefore, the addition amount of Cr is set to 0.3% or less.
  • a preferable addition amount of Cr is 0.05% to 0.3%.
  • the amount of Ni added is in the range of 2.0% or less, preferably in the range of 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 and the self-corrosion resistance is also lowered.
  • 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 addition amount exceeds 0.3%, it becomes easy to form a coarse intermetallic compound, and the plastic workability is lowered. Therefore, the amount of Zr added is set to 0.3% or less.
  • a preferable Zr addition amount is 0.05% to 0.3%.
  • the fourth selective additive element In the aluminum alloy material according to the present invention, in order to further improve the bondability by improving the characteristics of the liquid phase, the essential elements and the first to third selective additive elements are added. In addition to at least one, one or more selected from a predetermined amount of Be, Sr, Bi, Na, and Ca may be further added as the fourth selective additive element. Even when such a fourth selective additive element is contained, the volume density of the Al-based intermetallic compound and the surface density of the Si-based intermetallic compound are defined as described above.
  • Such elements include Be: 0.1% or less, Sr: 0.1% or less, Bi: 0.1% or less, Na: 0.1% or less, and Ca: 0.05% or less. Two or more kinds are added as necessary.
  • the preferred ranges of these elements are Be: 0.0001% to 0.1%, Sr: 0.0001% to 0.1%, Bi: 0.0001% to 0.1%, Na: 0.0. 0001% to 0.1%, Ca: 0.0001% to 0.05%.
  • These trace elements can improve the bondability by fine dispersion of Si particles, improvement in fluidity of the liquid phase, and the like. If these trace elements are less than the above-mentioned preferable specified range, effects such as fine dispersion of Si particles and improvement of fluidity of the liquid phase may be insufficient. On the other hand, when the above preferred range is exceeded, adverse effects such as a decrease in corrosion resistance occur.
  • the aluminum alloy material preferably has a tensile strength before joining by MONOBRAZE method of 80 to 250 MPa. If the tensile strength is less than 80 MPa, the strength required for molding into a product shape is insufficient, and molding cannot be performed. If this tensile strength exceeds 250 MPa, the shape retention after molding is poor, and when assembled as a joined body, a gap is formed between the other members and the jointability deteriorates.
  • the tensile strength before bonding by the MONOBRAZE method is a value measured at room temperature of 20 to 30 ° C.
  • the ratio (T / T0) of the tensile strength (T0) before joining by the MONOBRAZE method to the tensile strength (T) after joining is preferably in the range of 0.6 to 1.1. If (T / T0) is less than 0.6, the strength of the material may be insufficient, and the function as a structure may be impaired. If it exceeds 1.1, precipitation at the grain boundary becomes excessive, and the grain boundary Corrosion may occur easily.
  • the amount of solid solution Si in the matrix decreases due to the formation of an Al—Fe—Mn—Si intermetallic compound having an equivalent circle diameter of 0.01 ⁇ m to 0.5.
  • the amount of solute Si supplied to the grain boundary during bonding heating is further reduced, generation of a liquid phase at the grain boundary is suppressed, and deformation resistance is improved.
  • the continuous casting method is not particularly limited as long as it is a method of continuously casting a plate-shaped ingot such as a twin roll type continuous casting and rolling method or a twin belt type continuous casting method.
  • the twin-roll type continuous casting and rolling method is a method in which molten aluminum is supplied between a pair of water-cooled rolls from a refractory hot-water supply nozzle, and a thin plate is continuously cast and rolled.
  • the Hunter method, the 3C method, and the like are known.
  • the twin belt type continuous casting method is a method in which molten metal is poured between rotating belts facing each other up and down and solidified by cooling from the belt surface to form a slab. This is a continuous casting method in which a slab is continuously drawn out and wound into a coil.
  • the cooling rate during casting is several to several hundred times faster than the semi-continuous casting method.
  • the cooling rate in the semi-continuous casting method is 0.5 to 20 ° C./second
  • the cooling rate in the twin roll type continuous casting and rolling method is 100 to 1000 ° C./second.
  • the dispersed particles generated during casting have a feature that they are finely and densely distributed as compared with the semi-continuous casting method.
  • the generation of coarse crystals is suppressed, and the crystal grains during bonding heating become coarse.
  • the cooling rate is high, the amount of solid solution of the additive element can be increased.
  • the cooling rate in the twin roll continuous casting and rolling method is preferably 100 to 1000 ° C./second. If it is less than 100 ° C./second, it is difficult to obtain a target metal structure, and if it exceeds 1000 ° C./second, stable production becomes difficult.
  • the speed of the rolled plate when casting by the twin roll type continuous casting and rolling method is preferably 0.5 to 3 m / min.
  • the casting speed affects the cooling rate.
  • a sufficient cooling rate as described above cannot be obtained and the compound becomes coarse.
  • it exceeds 3 m / min the aluminum material is not sufficiently solidified between rolls during casting, and a normal plate-shaped ingot cannot be obtained.
  • the molten metal temperature when casting by the twin roll type continuous casting and rolling method is preferably in the range of 650 to 800 ° C.
  • the molten metal temperature is the temperature of the head box immediately before the hot water supply nozzle.
  • 650 ° C. coarse intermetallic compound dispersed particles are generated in the hot water supply nozzle, and they are mixed into the ingot to cause a sheet break during cold rolling.
  • the molten metal temperature exceeds 800 ° C., the aluminum material is not sufficiently solidified between the rolls during casting, and a normal plate-shaped ingot cannot be obtained.
  • a more preferable molten metal temperature is 680 to 750 ° C.
  • the plate thickness of the plate-shaped ingot cast by the twin roll continuous casting and rolling method is preferably 2 mm to 10 mm. In this thickness range, the solidification rate at the central portion of the plate thickness is fast, and a uniform structure can be easily obtained.
  • the plate thickness is less than 2 mm, the amount of aluminum passing through the casting machine per unit time is small, and it becomes difficult to stably supply the molten metal in the plate width direction.
  • the plate thickness exceeds 10 mm, winding with a roll becomes difficult.
  • a more preferable plate thickness of the plate-shaped ingot is 4 mm to 8 mm.
  • annealing is performed at 250 to 550 ° C. for 1 to 10 hours. This annealing may be performed in any process except the final cold rolling in the manufacturing process after casting, and it is necessary to perform it once or more.
  • the upper limit of the number of times of annealing is preferably 3 times, more preferably 2 times. This annealing is performed in order to soften the material and make it easy to obtain the desired material strength by final rolling. By this annealing, the size and density of the intermetallic compound in the material and the solid solution amount of the additive element are optimally adjusted. I can do it.
  • the annealing temperature is less than 250 ° C.
  • the softening of the material is insufficient, and the TS before brazing heating becomes high.
  • TS before brazing heating is high, since the moldability is inferior, the core dimensions are deteriorated, and as a result, the durability is lowered.
  • annealing is performed at a temperature exceeding 550 ° C.
  • the amount of heat input to the material during the manufacturing process becomes too large, so that the intermetallic compounds are coarsely and sparsely distributed. Coarse and loosely distributed intermetallic compounds are difficult to incorporate solid solution elements, and the amount of solid solution in the material is difficult to decrease. Further, the above effect is not sufficient at an annealing temperature of less than 1 hour, and the above effect is saturated at an annealing time exceeding 10 hours, which is economically disadvantageous.
  • the tempering may be O material or H material.
  • the final cold rolling rate is important.
  • the final cold rolling rate is 50% or less, and the preferable final cold rolling rate is 5% to 50%.
  • the final cold rolling rate exceeds 50%, a large number of recrystallization nuclei are generated during heating, and the crystal grain size after bonding heating becomes fine.
  • the final cold rolling reduction is less than 5%, the manufacture may be substantially difficult.
  • Aluminum coating is a film composed mainly of aluminum and aluminum oxide.
  • the aluminum coating formed on the roll surface during casting improves the wetting between the roll surface and the molten metal and improves the heat transfer between the roll surface and the molten metal.
  • twin roll continuous casting and rolling may be performed with a molten aluminum of 680 to 740 ° C. at a rolling load of 500 N / mm or more, or before the start of twin roll continuous casting and rolling.
  • the wrought aluminum alloy sheet heated to 300 ° C. or higher may be rolled twice or more at a rolling reduction of 20% or more.
  • the molten aluminum or aluminum alloy plate used for forming the aluminum coating is particularly preferably a 1000 series alloy with few additive elements, but the coating can be formed using other aluminum alloy systems.
  • the thickness of the aluminum coating always increases, so boron nitride or carbon release agent (graphite spray or soot) is applied to the roll surface at 10 ⁇ g / cm 2 to suppress further formation of the aluminum coating. It can also be physically removed with a brush roll or the like.
  • the aluminum coating thickness is preferably 1 to 500 ⁇ m. Thereby, the cooling rate of the molten metal is optimally adjusted, and it becomes possible to cast an aluminum alloy having an intermetallic compound density and an Si solid solution amount that are excellent in deformation resistance during bonding heating. If the aluminum coating thickness is less than 1 ⁇ m, the wettability between the roll surface and the molten metal is poor, and the contact area between the roll surface and the molten metal becomes small. Thereby, the heat transferability between the roll surface and the molten metal deteriorates, and the cooling rate of the molten metal decreases. As a result, the intermetallic compound becomes coarse and a desired intermetallic compound density cannot be obtained.
  • the roll surface and the molten metal may be locally non-contact. In that case, the ingot is remelted and the molten metal having a high solute concentration oozes out to the surface of the ingot to cause surface segregation, and there is a possibility that a coarse intermetallic compound is formed on the surface of the ingot.
  • the aluminum coating thickness exceeds 500 ⁇ m, the wettability between the roll surface and the molten metal is improved, but the heat transferability between the roll surface and the molten metal is significantly deteriorated because the coating is too thick.
  • the aluminum coating thickness is more preferably 80 to 410 ⁇ m.
  • FIGS. In the twin roll type continuous casting and rolling method, as shown in FIGS. It is carried out by injecting a molten aluminum alloy 1 through a nozzle tip 4 made of refractory.
  • the region 2 during continuous casting can be roughly divided into a rolled region 5 and a non-rolled region 6.
  • the aluminum alloy in the rolling region 5 has been solidified to become an ingot, and a roll separating force is generated against the rolling of the roll.
  • the center portion of the plate thickness exists as an unsolidified molten metal, so that no roll separation force is generated.
  • the position of the solidification start point 7 hardly moves even if the casting conditions are changed.
  • the cooling rate can be controlled by measuring the rolling load 8, which is the vertical component of the roll separation force, that is, the increase / decrease of the rolling region.
  • the molten metal sump is a solid-liquid interface between the solidified part and the unsolidified part at the time of casting, and when this interface deeply penetrates in the rolling direction to form a valley shape, the sump is deep, On the other hand, if the interface is nearly flat without entering the rolling direction, the sump is shallow.
  • the rolling load is preferably 500 to 5000 N / mm.
  • the rolling region 4 is small and the melt sump is deep. Thereby, a cooling rate becomes low, a coarse crystallized substance is easy to be formed, and it becomes difficult to form a fine precipitate.
  • the number of recrystallized grains having coarse crystallized crystals as nuclei increases during bonding heating, and the crystal grains become finer, so that they are easily deformed.
  • an appropriate pinning effect cannot be obtained, and the amount of Si solid solution increases, so that the liquid phase generated at the grain boundary during bonding heating increases and is likely to deform. .
  • solute atoms gather at the center of the plate thickness and cause centerline segregation.
  • members other than the fin material are not particularly defined as materials used in the manufacture of the heat exchanger of the present invention, but the following forms are preferable.
  • the tube material combined with the fin material may be a brazing aluminum alloy material that does not have a brazing material on the outer surface.
  • a brazing aluminum alloy material that does not have a brazing material on the outer surface.
  • 3000-series and 1000-series extruded multi-hole pipes, and ERW pipes in which a 7000-series sacrificial anode material is clad on the outer surface of a 3000-series core material are used.
  • these tube materials may be further coated with Zn spraying or Zn substitution flux on the surface.
  • the header material arranged at both ends of the tube material is preferably an aluminum alloy member to which a brazing material for joining the tube material is supplied.
  • Extruded / drawn material clad with a material, or a 3000 series extruded / drawn material coated with paste braze or the like is used.
  • these materials may be further subjected to cladding of a sacrificial anode material, Zn spraying on the surface, application of Zn substitution flux, and the like. These materials are pressed and used as header materials.
  • the heat exchanger according to the present invention is manufactured by assembling each of the above members into the shape of a heat exchanger, then performing a treatment such as flux application, and performing heat bonding in a furnace.
  • the manufacturing method of the heat exchanger according to the present invention particularly the joining method will be described in detail below.
  • the heat exchanger according to the present invention without using a brazing material, it utilizes the joining ability exhibited by the fin material of the aluminum alloy itself, but considering the use as a fin material of the heat exchanger, The deformation of the fin material itself is a big issue.
  • the metal structure of the above-mentioned heat exchanger fin is formed during this joining. Therefore, it is important to manage the bonding heating conditions.
  • the temperature is higher than the solidus temperature at which the liquid phase is generated in the fin material used in the present invention and lower than the liquidus temperature, and the liquid phase is generated in the fin material, resulting in a decrease in strength.
  • heating is performed for a time required for joining at a temperature below the temperature at which the shape cannot be maintained.
  • the ratio of the mass of the liquid phase generated in the aluminum alloy material to the total mass of the aluminum alloy material as the fin material is 5% or more. It is necessary to join at a temperature of 35% or less. Since joining is difficult when the liquid phase is small, 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, so that 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 during which 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. Furthermore, there is a possibility that the region B around the crystal grain boundary is not sufficiently formed and sufficient corrosion resistance cannot be obtained.
  • the time during which the liquid phase ratio is 5% or more exceeds 3600 seconds, the deformation of the aluminum alloy material may proceed. Furthermore, there is a possibility that the region B around the crystal grain boundary is excessively formed. 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 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 is set to a temperature at which the prescribed liquid phase ratio is obtained from the composition.
  • 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 a 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 material is a thin 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 material, there is a possibility that a large deformation will occur.
  • the stress generated in the fin material is obtained from the shape and load. For example, it can be calculated using a structural calculation program or the like.
  • First Example Fins, tubes, and headers were formed using the following materials, assembled into the shape of a heat exchanger as shown in FIG. 5, and then joined and heated to produce a heat exchanger.
  • 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.
  • a cast ingot was produced by a twin-roll continuous casting and rolling method (CC).
  • the melt temperature at the time of casting by the twin roll type continuous casting and rolling method was 650 to 800 ° C., and the casting speed was 0.6 m / min.
  • the cooling rate is in the range of 300 to 700 ° C./second by controlling the aluminum coating thickness and controlling the sump in the molten metal by rolling load. it is conceivable that.
  • a cast ingot having a width of 130 mm, a length of 20000 mm, and a thickness of 7 mm was obtained.
  • the obtained plate-shaped ingot is cold-rolled to 0.7 mm, after intermediate annealing at 420 ° C. ⁇ 2 hours, cold-rolled to 0.071 mm, and then annealed at 350 ° C. ⁇ 3 hours for the second time. Later, it was rolled to 0.050 mm at a final cold rolling rate of 30% to obtain a test material.
  • the grain refiner was added at a molten metal temperature of 680 ° C to 750 ° C. At that time, the molten metal flowing through the tub connecting between the molten metal holding furnace and the head box just before the hot water supply nozzle was continuously charged at a constant speed using a wire-shaped crystal grain refining agent rod.
  • the crystal grain refining agent an Al-5Ti-1B alloy was used, and the addition amount was adjusted to be 0.002% in terms of B amount.
  • a two-layer brazing sheet was obtained by cladding the above-described DC casting ingot having a width of 1000 mm, a length of 3000 mm, and a thickness of 400 mm with a skin material (brazing material) shown in Table 1.
  • Cold rolling after cladding, intermediate annealing, and cold rolling were performed, and the second annealing and final cold rolling were performed in the same manner as other fin materials.
  • the number density of Al—Fe—Mn—Si intermetallic compounds in the produced plate those with an equivalent circle diameter of less than 0.01 to 0.5 ⁇ m are cross sections along the plate thickness direction. This was measured by TEM observation. A sample for TEM observation was prepared using electrolytic etching. A field of view having an average film thickness of 50 to 200 ⁇ m was selected and observed. The Si-based intermetallic compound and the Al-based intermetallic compound can be distinguished by performing mapping by STEM-EDS. Observation was performed 10 times at 100000 times for each sample, and the number of Al—Fe—Mn—Si intermetallic compounds having an equivalent circle diameter of 0.01 to less than 0.5 ⁇ m was measured by image analysis of each TEM photograph. The number density was calculated by dividing by the measurement area.
  • the Al—Fe—Mn—Si intermetallic compounds in the manufactured plate material those of 0.5 to less than 5 ⁇ m, those of 5 to 10 ⁇ m, and those of 0.5 to 5 ⁇ m and over 5 ⁇ m
  • the number density of the ⁇ 10 ⁇ m Si intermetallic compound was measured by SEM 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 using SEM-backscattered electron image observation and SEM-secondary electron image observation. In the backscattered electron image observation, an Al-based intermetallic compound provides a strong white contrast, and an Si-based intermetallic compound provides a low white contrast.
  • Si-based intermetallic compound Since the Si-based intermetallic compound has a weak contrast, it may be difficult to distinguish fine particles. In this case, a sample etched for about 10 seconds with a colloidal silica suspension after surface polishing was observed with a SEM-secondary electron image. Particles that provide a strong black contrast are Si-based intermetallic compounds. Observation is performed for each 5 fields, and SEM photographs of each field are subjected to image analysis. Al-Fe-Mn-Si intermetallic compounds with equivalent circle diameters of 0.5 to 5 ⁇ m and 5 to 10 ⁇ m in the samples are observed. And the number density of Si-based intermetallic compounds of 0.5 ⁇ m to 5 ⁇ m and more than 5 ⁇ m to 10 ⁇ m were examined.
  • Table 1 also shows the number density of the Al—Fe—Mn—Si intermetallic compound and the Si intermetallic compound.
  • a corrugated fin material having a fin thickness of 8 mm, a fin pitch of 3 mm, and a length of 400 mm was obtained by corrugating a fin material having a thickness of 0.07 mm.
  • test material having the alloy composition shown in Table 2 was used for the tube. As shown in Table 2, an extruded multi-hole tube having a length of 440 mm was used as a tube material. The state of the outer surface of the tube material is also shown in Table 2.
  • a clad pipe core material + skin material (brazing material) having a thickness of 1.3 mm and a diameter of 20 mm shown in Table 3 is cut into a length of 400 mm, and a total of 30 tubes are arranged according to the tube thickness and fin height. What processed the insertion hole was used.
  • L / T was obtained as described above, assuming that the crystal grain size of the Al matrix in the L-LT cross section of the fin was L ⁇ m and the crystal grain diameter of the Al matrix in the L-ST cross section was T ⁇ m.
  • the natural potential of the fin after heating and the natural potential of the fin ⁇ the natural potential of the fillet were measured. The natural potential was measured in a solution in which 5% by weight NaCl was dissolved in pure water and pH was adjusted to 3 by adding acetic acid using an Ag / AgCl electrode.
  • part (fin or fillet) was used for the sample to measure.
  • a SWATT test was conducted as a corrosion test on the heat exchanger manufactured as described above.
  • the test time was 1000 hours, and the presence or absence of leakage of the tube was evaluated after the test was completed. Thereafter, a sample as shown in FIG. 7 was cut out from the central portion of the heat exchanger where there was no leakage of the tube, the corrosion product was removed, the sample was embedded in a resin, and the cross section was observed after the cross section was polished. Then, from the cross section of the field of view having a total fin length of 2 mm, the presence or absence of a hollow corrosion portion defined as shown in FIG. 7 was observed.
  • the cross-section of the fin after the corrosion test was observed, and the presence and extent of hollow-out corrosion was determined based on whether or not there was corrosion above a predetermined level inside the outermost portion of the fin within the field of view.
  • the L150 ⁇ m ⁇ t70 ⁇ m guide fits even at one place in the field of view, there is no corrosion that becomes ⁇ in the field of view, but there is one corrosion in which the L150 ⁇ m ⁇ t30 ⁇ m guide fits in the field of view.
  • Second Example Fins, tubes, and headers were formed using the following materials, assembled into the shape of a heat exchanger in the same manner as in the first example, and then joined and heated to produce a heat exchanger.
  • Test materials having the alloy composition shown in Table 5 were used for the fin material.
  • “ ⁇ ” in the alloy composition indicates that it is below the detection limit, and “remainder” includes inevitable impurities.
  • the influence of a trace amount of additive element in the fin material was examined.
  • a cast ingot was manufactured using the above test material.
  • F5 to F30 were processed in the same manner as F1 and F3 in the first example.
  • plate material was also performed similarly to 1st Example.
  • Table 6 shows the number density of the measured Al—Fe—Mn—Si intermetallic compound and Si intermetallic compound.
  • a corrugated fin material was processed in the same manner as in the first example, and a heat exchanger was created by combining with the same tube material and header material used in the first example.
  • the heat exchanger thus produced was evaluated in the same manner as in the first example. Table 7 shows the evaluation results.
  • Third Example Fins, tubes, and headers were formed using the following materials, assembled in the shape of a heat exchanger as in the first example, and then joined and heated to produce a heat exchanger.
  • the influence of the main additive element was examined.
  • 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 0.145 mm.
  • the rolled material was subjected to an intermediate annealing process at 380 ° C. for 2 hours, and finally rolled to a final sheet thickness of 0.115 mm in the final cold rolling stage to obtain a test material.
  • a cast ingot was produced by a twin roll continuous casting and rolling method (CC).
  • the melt temperature at the time of casting by the twin roll type continuous casting and rolling method was 650 to 800 ° C., and the casting speed was 0.6 m / min.
  • the cooling rate is in the range of 300 to 700 ° C./second by controlling the aluminum coating thickness and controlling the sump in the molten metal by rolling load. it is conceivable that.
  • a cast ingot having a width of 130 mm, a length of 20000 mm, and a thickness of 7 mm was obtained.
  • the obtained plate-shaped ingot was cold-rolled to 0.7 mm, and after intermediate annealing at 420 ° C. ⁇ 2 hours, it was cold-rolled to 0.1 mm and subjected to the second annealing at 350 ° C. ⁇ 3 hours. Later, it was rolled to 0.07 mm at a final cold rolling rate of 30% to obtain a test material.
  • the grain refiner was added at a molten metal temperature of 680 ° C to 750 ° C. At that time, the molten metal flowing through the tub connecting between the molten metal holding furnace and the head box just before the hot water supply nozzle was continuously charged at a constant speed using a wire-shaped crystal grain refining agent rod.
  • the crystal grain refining agent an Al-5Ti-1B alloy was used, and the addition amount was adjusted to be 0.002% in terms of B amount.
  • the particle distribution evaluation of the manufactured plate material was performed in the same manner as in the first example.
  • Table 9 shows the number density of the measured Al—Fe—Mn—Si intermetallic compound and Si intermetallic compound.
  • the fin material was a corrugated fin material obtained by corrugating a fin material having a plate thickness of 0.115 mm and having a fin crest height of 8 mm, a fin pitch of 3 mm, and a length of 400 mm.
  • the tube and header used were the same as those used in the first example.
  • the heat exchanger thus produced was evaluated in the same manner as in the first example.
  • Table 10 shows the evaluation results.
  • a heat exchanger in which a working fluid does not leak over a long period of time even in a highly corrosive environment, and a decrease in cooling performance due to corrosion is suppressed.
  • a heat exchanger for room air conditioners and a heat exchanger for car air conditioners is suitably used for a heat exchanger for room air conditioners and a heat exchanger for car air conditioners.

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Abstract

高腐食環境下においてもフィンの中抜け腐食を抑制し、冷却性能を長期間保持できる熱交換器、ならびに、当該熱交換器用フィン材を提供する。作動流体が流通するアルミニウム材のチューブと、当該チューブに金属的に接合されたアルミニウム材のフィンとを含む熱交換器であって、前記フィンが、０．１～２．５μｍの円相当径を有するＡｌ－Ｆｅ－Ｍｎ－Ｓｉ系金属間化合物が５．０×１０４個／ｍｍ２未満存在する領域Ｂを結晶粒界の周囲に有し、かつ、当該領域Ｂの周囲に、０．１～２．５μｍの円相当径を有するＡｌ－Ｆｅ－Ｍｎ－Ｓｉ系金属間化合物が５．０×１０４～１．０×１０７個／ｍｍ２存在する領域Ａを有することを特徴とする熱交換器、ならびに、当該熱交換器用フィン材。

Description

熱交換器及び当該熱交換器用フィン材
　本発明は、高腐食環境下でも冷却性能の低下が抑制された熱交換器及びこれに用いられるフィン材に関し、詳細には、ルームエアコン用熱交換器やカーエアコン用熱交換器、ならびに、これらの熱交換器に用いられるフィン材に関する。
　軽量性と熱伝導性が良好なアルミニウム合金からなるアルミニウム合金製熱交換器は、例えば、ルームエアコン用のコンデンサ、エバポレータ、自動車のコンデンサ、エバポレータ、ラジエータ、ヒータ、インタークーラ、オイルクーラ等として広く使用されている。アルミニウム合金製の熱交換器は、通常、フィン材とチューブ材（作動流体通路の構成部材）とを接合することにより構成される。
　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、それらの中でろう付法が多く用いられている。ろう付法が多く用いられるのは、マトリクス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。ろう付によりアルミニウム合金製熱交換器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。
　フィン材とチューブ材のろう付においては、単層のフィン材を用いる場合には、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、Ｓｉ含有ろう又はＳｉ含有フラックスを別途塗布する方法が採用されていた。一方、単層のチューブ材を用いる場合には、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。
　このように、ろう付により熱交換器を製造するには、フィン材又はチューブ材の少なくとも一方の表面にろうに由来する組織が形成されたものが用いられる。例えば、単層のフィン材を用いて製造した熱交換器では、チューブの表面にろうに由来する共晶組織が存在する部分が現れる。そして、この部分がカソードサイトとして作用し、チューブの腐食の進行を促進し、早期に冷媒の漏れに至らせることがあった。
　そこで、高腐食環境下で用いられる熱交換器として、クラッドフィン材を用い、チューブの表面にろうによる共晶組織を形成させないようにすることによって、冷媒の漏れを防止することも考えられる。
　特許文献４には、ブレージングシートの製造や粉末ろう材を製造・塗布する工程を省略するため、上述したクラッド材の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用いる方法が記載されている。この方法においては、熱交換器のチューブ材と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５には、単層のアルミニウム合金材を用いて接合体を製造する方法において、合金組成や接合中の温度、加圧、表面性状などを制御することで、良好な接合を得ると共に変形がほとんど起こらない接合方法が記載されている。
　特許文献６には、接合部材を用いることなく接合した接合体において、一方のアルミニウム合金材の成分と組織中の孔食電位差を制御することで、高耐食性の接合体が得られることが記載されている。
　表面にろうを有していないチューブ材とクラッドフィン材を組み合わせた熱交換器の場合、チューブにおいては高耐食性を得られるものの、フィンの腐食が進行し十分な冷却性能が早期で得られなくなる場合があった。特に、フィン表面の薄皮一枚を残して内部の心材部分が溶解してしまう腐食（以下、「中抜け腐食」という）がしばしば発生する問題があった。
　このような中抜け腐食は、熱交換器のフィンが図８（ａ）に示す模式図のような組織を有することに起因する。すなわち、心材部分に微細なＡｌ－Ｆｅ－Ｍｎ－Ｓｉ系金属間化合物が分散したＡｌマトリクス（領域Ａ）を有し、表面に微細なＡｌ－Ｆｅ－Ｍｎ－Ｓｉ系金属間化合物が存在しないＡｌマトリクス（領域Ｂ）の層を有する。また、心材部分の結晶粒界は周囲のマトリクスより高濃度のＳｉを有する。この組織においては、強いカソードとなるＳｉ高濃度部を有する結晶粒界が最も腐食し易い。従って、早い段階で粒界腐食が発生する（図８（ｂ））。次に腐食し易いのは、微細Ａｌ－Ｆｅ－Ｍｎ－Ｓｉ系金属間化合物が分散したＡｌマトリクスの領域Ａである。これは、Ａｌマトリクス内に分散している微細なＡｌ－Ｆｅ－Ｍｎ－Ｓｉ系金属間化合物がカソードとして作用し、周囲のＡｌマトリクスが溶解するためである。このため、領域Ａは、カソードとなる部分のない表面の層（領域Ｂ）より腐食し易く、内部での腐食が進行してしまうのである（図８（ｃ））。このような状態となった場合には、フィンの形状を外観上保っていても、中抜け腐食による中空部の存在により熱性能が極端に低下する問題があった。
　フィンが中抜け腐食することを防止するために、特許文献４、６に示されるような部材をフィン材に転用する方法も考えられる。しかしながら、これら文献に記載される材料を単にフィン材に転用しても、接合時において熱交換器のフィン形状を維持することができずに座屈を起こしてしまうため、これらを用いて熱交換器を製造することができない問題があった。
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 特許第５０２１０９７号公報 特開２０１２－４０６１１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
　本発明者らは上記問題を解決するために鋭意検討の結果、熱交換器の組織を制御することにより、高腐食環境下においてもフィンの中抜け腐食を抑制し冷却性能を長期間保持できる熱交換器、ならびに、当該熱交換器用フィン材を見出し、本発明を完成するに至った。
　本発明は請求項１において、作動流体が流通するアルミニウム材のチューブと、当該チューブに金属的に接合されたアルミニウム材のフィンとを含む熱交換器であって、前記フィンが、０．１～２．５μｍの円相当径を有するＡｌ－Ｆｅ－Ｍｎ－Ｓｉ系金属間化合物が５．０×１０４個／ｍｍ２未満存在する領域Ｂを結晶粒界の周囲に有し、かつ、当該領域Ｂの周囲に、０．１～２．５μｍの円相当径を有するＡｌ－Ｆｅ－Ｍｎ－Ｓｉ系金属間化合物が５．０×１０４～１．０×１０７個／ｍｍ２存在する領域Ａを有することを特徴とする熱交換器とした。
　本発明は請求項２では請求項１において、結晶粒界の長さ当たりにおける前記領域Ｂの平均面積をｓμｍとして、２＜ｓ＜４０を満たすようにした。
　本発明は請求項３では請求項１又は２において、前記フィンの表面における前記領域Ａの面積占有率が６０％以上であるものとした。
　本発明は請求項４では請求項１～３のいずれか一項において、接合部フィレット以外の前記チューブ表面にＡｌ－Ｓｉ共晶組織が存在しないものとした。
　本発明は請求項５では請求項１～４のいずれか一項において、前記フィンのＬ－ＬＴ断面でのＡｌマトリクスの結晶粒径をＬμｍとし、前記フィンのＬ－ＳＴ断面でのＡｌマトリクスの結晶粒径をＴμｍとして、Ｌ≧１００、かつ、Ｌ／Ｔ≧２であるものとした。
　本発明は請求項６では請求項１～５のいずれか一項において、前記フィンの自然電位が－９１０ｍＶ以上であり、当該フィンの自然電位が、前記フィンとチューブの接合部のフィレットの自然電位より０～２００ｍＶ貴であるものとした。
　本発明は請求項７において、請求項１～６のいずれか一項に記載の熱交換器に用いるフィン材であって、Ｓｉ：１．０～５．０ｍａｓｓ％、Ｆｅ：０．１～２．０ｍａｓｓ％、Ｍｎ：０．１～２．０ｍａｓｓ％を含有し、残部Ａｌ及び不可避的不純物からなるアルミニウム合金からなり、０．５～５μｍの円相当径を有するＳｉ系金属間化合物が２５０～７×１０４個／ｍｍ２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１０～１０００個／ｍｍ２存在することを特徴とする単層で加熱接合機能を有する熱交換器用フィン材とした。
　本発明は請求項８では請求項７において、前記アルミニウム合金が、Ｍｇ：２．０ｍａｓｓ％以下、Ｃｕ：１．５ｍａｓｓ％以下、Ｚｎ：６．０ｍａｓｓ％以下、Ｔｉ：０．３ｍａｓｓ％以下、Ｖ：０．３ｍａｓｓ％以下、Ｚｒ：０．３ｍａｓｓ％以下、Ｃｒ：０．３ｍａｓｓ％以下及びＮｉ：２．０ｍａｓｓ％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とした。
　本発明は請求項９において、請求項１～６のいずれか一項に記載の熱交換器に用いるフィン材であって、Ｓｉ：１．０～５．０ｍａｓｓ％、Ｆｅ：０．０１～２．０ｍａｓｓ％を含有し、残部Ａｌ及びＭｎを含む不可避的不純物からなるアルミニウム合金からなり、０．５～５μｍの円相当径を有するＳｉ系金属間化合物が２５０～７×１０５個／ｍｍ２存在し、０．５～５μｍの円相当径を有するＡｌ－Ｆｅ－Ｍｎ－Ｓｉ系金属間化合物が１００～７×１０５個／ｍｍ２存在することを特徴とする単層で加熱接合機能を有する熱交換器用フィン材とした。
　本発明は請求項１０では請求項９において、前記アルミニウム合金が、Ｍｎ：２．０ｍａｓｓ％以下、Ｍｇ：２．０ｍａｓｓ％以下、Ｃｕ：１．５ｍａｓｓ％以下、Ｚｎ：６．０ｍａｓｓ％以下、Ｔｉ：０．３ｍａｓｓ％以下、Ｖ：０．３ｍａｓｓ％以下、Ｚｒ：０．３ｍａｓｓ％以下、Ｃｒ：０．３ｍａｓｓ％以下及びＮｉ：２．０ｍａｓｓ％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とした。
　本発明は請求項１１において、請求項１～６のいずれか一項に記載の熱交換器に用いるフィン材であって、Ｓｉ：１．０～５．０ｍａｓｓ％、Ｆｅ：０．０１～２．０ｍａｓｓ％を含有し、残部Ａｌ及びＭｎを含む不可避的不純物からなるアルミニウム合金からなり、５．０～１０μｍの円相当径を有するＳｉ系金属間化合物が２００個／ｍｍ２以下存在し、０．０１～０．５μｍの円相当径を有するＡｌ－Ｆｅ－Ｍｎ－Ｓｉ系金属間化合物が１０～１×１０４個／μｍ３存在することを特徴とする単層で加熱接合機能を有する熱交換器用フィン材とした。
　本発明は請求項１２では請求項１１において、前記アルミニウム合金が、Ｍｎ：０．０５～２．０ｍａｓｓ％、Ｍｇ：０．０５～２．０ｍａｓｓ％、Ｃｕ：０．０５～１．５ｍａｓｓ％、Ｚｎ：６．０ｍａｓｓ％以下、Ｔｉ：０．３ｍａｓｓ％以下、Ｖ：０．３ｍａｓｓ％以下、Ｚｒ：０．３ｍａｓｓ％以下、Ｃｒ：０．３ｍａｓｓ％以下及びＮｉ：２．０ｍａｓｓ％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とした。
　高腐食環境下においてもフィンの中抜け腐食を抑制し、冷却性能を長期間保持できる熱交換器、ならびに、当該熱交換器用フィン材を提供することができる。
本発明に係る熱交換器におけるフィンの組織と腐食進行を示す模式図である。 結晶粒界の長さ当たりにおける領域Ｂの平均面積ｓを示す説明図である。 双ロール式連続鋳造圧延法において、注入されたアルミニウム溶湯の冷却速度を説明するための説明図である。 双ロール式連続鋳造圧延法において、注入されたアルミニウム溶湯の冷却速度を説明するための説明図である。 本発明に係る熱交換器の形状を示す断面図である。 フィン表層での領域Ａの面積占有率の定義を示す説明図である。 中抜け腐食の測定方法を示す説明図である。 従来の熱交換器におけるフィン（クラッドフィン）の組織と腐食進行を示す 粒界に接する領域候補Ｂを示す説明図である。 粒界に接する領域Ｂと領域Ａの境界線を示す説明図である。 表面における粒界に接する領域Ｂの決定方法を示す説明図である。 Ｌ－ＳＴ断面におけるＡｌマトリクスの結晶粒数の算出方法を示す説明図である。 表面における領域Ａと領域Ｂの定義を示す説明図である。
　以下、本発明について詳細について説明する。
１．領域Ａ及びＢにおけるＡｌ－Ｆｅ－Ｍｎ－Ｓｉ系金属間化合物の数密度
　本発明の熱交換器は、製造時の材料とフィンの組織を制御することによりフィンの自己耐食性、特に中抜け腐食を抑制するものである。本発明に係る熱交換器のフィンの断面組織の模式図を、図１（ａ）に示す。カソードとなる円相当径０．１～２．５μｍの微細なＡｌ－Ｆｅ－Ｍｎ－Ｓｉ系金属間化合物が分散しているマトリクス（以下、「領域Ａ」という）が、表面から内部に存在している。また、マトリクスの結晶粒界の周囲には、この微細なＡｌ－Ｆｅ－Ｍｎ－Ｓｉ系金属間化合物がほとんど分散していない領域（以下、「領域Ｂ」という）が存在している。これら組織は、図８の組織と同様に、結晶粒界のごく近傍、領域Ａ、領域Ｂの順で腐食が発生し易い（結晶粒界のごく近傍が最も腐食が発生し易く、領域Ｂが最も腐食が発生し難い）。従って、本発明に係る熱交換器のフィンは、腐食環境下において、まず結晶粒界のごく近傍が腐食するが（図１（ｂ））、その外側に腐食が進行し難い領域Ｂが存在しているため、結晶粒界近傍からマトリクス内への腐食の進行が抑制される。一方、表面には領域Ｂより腐食され易い領域Ａが存在しており、表面から腐食が進行する（図１（ｃ））。この領域Ａでは、カソードとなるＡｌ－Ｆｅ－Ｍｎ－Ｓｉ系金属間化合物が微細に分散しているため、厚さ方向への腐食の優先的な進行が抑制され三次元全体に拡がる腐食形態となる。従って、本発明の熱交換器のフィンでは、粒界腐食が発生した後に表面から領域Ａで全体的に腐食が進行し、フィンにろうクラッド材を用いた従来の熱交換器のようなフィンの中抜け腐食は発生しない。
　本発明に係る熱交換器のフィンにおける領域Ａと領域Ｂでの金属間化合物の分散状態について、以下に詳細に説明する。領域Ａでは、０．１～２．５μｍの円相当径を有するＡｌ－Ｆｅ－Ｍｎ－Ｓｉ系金属間化合物が数密度で、５．０×１０４～１．０×１０７個／ｍｍ２存在する。なお、Ａｌ－Ｆｅ－Ｍｎ－Ｓｉ系金属間化合物とは、具体的にはＡｌ－Ｆｅ系、Ａｌ－Ｍｎ系、Ａｌ－Ｆｅ－Ｓｉ系、Ａｌ－Ｍｎ－Ｓｉ系、Ａｌ－Ｆｅ－Ｍｎ系、Ａｌ－Ｆｅ－Ｍｎ－Ｓｉ系の金属間化合物等、Ａｌと添加元素との組合せにより生成される金属間化合物の晶析出物である。
　領域Ａは、カソードとなる微細なＡｌ－Ｆｅ－Ｍｎ－Ｓｉ系金属間化合物が互いに離間した状態で分散しているため、腐食が一方向に優先的に進行せず、全体的に均一に進行する。そのため、領域Ｂより腐食は起こり易いものの、全体的な腐食となり、放熱性能が急激に失われるような腐食が発生しない。
　領域Ａにおける上記数密度が５．０×１０４個／ｍｍ２未満の場合には、Ａｌ－Ｆｅ－Ｍｎ－Ｓｉ系金属間化合物が安定してカソードとして作用せず、腐食が起こった場合に全体的な腐食の進行とならない。なお、この領域Ａは、領域Ｂより腐食が起こり易い。一方、１．０×１０７個／ｍｍ２を超える場合には、カソードとなるＡｌ－Ｆｅ－Ｍｎ－Ｓｉ系金属間化合物が多過ぎ溶解反応が進行して、全面的な腐食が顕著に進行する虞がある。
　領域ＡにおけるＡｌ－Ｆｅ－Ｍｎ－Ｓｉ系金属間化合物の数密度について、その円相当径を０．１～２．５μｍに限定したのは以下の理由による。円相当径が０．１μｍ未満のものは、小さすぎて有効なカソードとして作用しないため、対象から外した。一方、円相当径が２．５μｍを超えるものは、カソードとして作用し当該金属間化合物と接するマトリクス部位では腐食が発生し易いが、その腐食が均一に進行することがない。従って、これまた対象から外した。
　領域Ｂでは、０．１～２．５μｍの円相当径を有するＡｌ－Ｆｅ－Ｍｎ－Ｓｉ系金属間化合物が数密度で、５．０×１０４個／ｍｍ２未満存在する。この場合、カソードとなるＡｌ－Ｆｅ－Ｍｎ－Ｓｉ系金属間化合物がほとんど存在しないために、領域Ａに比べて腐食が進行し難い。そのため、同一部材内の近隣に領域Ａと領域Ｂが存在した場合、領域Ａでの腐食が優先的に進行する。
　領域Ｂにおける上記数密度が５．０×１０４個／ｍｍ２以上存在する場合には、領域Ａとなる。従って、結晶粒界の周囲にこのような組織が存在していても、結晶粒界からマトリクス内部への腐食の進行を妨げる作用を発揮できない。なお、この数密度は０個／ｍｍ２の場合も含む。
　領域ＢにおけるＡｌ－Ｆｅ－Ｍｎ－Ｓｉ系金属間化合物の数密度について、その円相当径を０．１～２．５μｍに限定したのは以下の理由による。円相当径が０．１μｍ未満のものは、小さすぎて有効なカソードとして働かず、領域Ｂの腐食抑制作用に影響を与えないので、対象から外した。一方、円相当径が２．５μｍを超えるものについては、領域Ａにおけるのと同じ理由から対象から外した。
　なお、上記の領域Ａ及びＢにおけるＡｌ－Ｆｅ－Ｍｎ－Ｓｉ系金属間化合物の数密度は、アルミニウム合金材の任意の断面におけるものであり、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。
２．結晶粒界の長さ当たりにおける領域Ｂの平均面積ｓμｍ
　本発明の熱交換器のフィンでは、結晶粒界の長さ当たりにおける領域Ｂの平均面積をｓμｍとして、ｓが２＜ｓ＜４０を満たすのが好ましい。図２に示すように、ｓは、フィンの断面組織の測定によって求められる。すなわち、一定の視野のフィン断面より、結晶粒界の合計長さ（Ｌ１＋Ｌ２＋・・・＋Ｌｎ）と、結晶粒界に接する領域Ｂの合計面積（ｓ１＋ｓ２＋・・・＋ｓｎ）を測定し、ｓ＝｛（ｓ１＋ｓ２＋・・・＋ｓｎ）／（Ｌ１＋Ｌ２＋・・・＋Ｌｎ）｝×（１／２）によって求められる。なお、一定の視野とは、少なくとも０．１ｍｍ２以上の視野であることが望ましい。
　平均面積ｓμｍが２μｍ未満である場合には、腐食の進行を十分に抑制できず、粒内の分散領域Ａへの腐食が進行してしまい中抜け腐食が発生する虞がある。一方、平均面積ｓμｍが４０μｍを超える場合には、カソードとなる微細金属間化合物が分散している領域Ａが付近に存在しないため、厚さ方向への孔食が急激に起こって中抜け腐食が発生する虞がある。
　結晶粒界の周囲に存在する領域Ｂは、アルミニウム材が固相線温度以上に保持された際に、結晶粒界に液相が浸透した状態になり、そのまま結晶粒界が移動することで発生する。液相が浸透した状態の結晶粒界が移動すると、進行方向前方に存在するＡｌ－Ｆｅ－Ｍｎ－Ｓｉ系金属間化合物や液相を取り込み、後方にはＡｌ－Ｆｅ－Ｍｎ－Ｓｉ系金属間化合物や液相が存在しないＡｌ相が形成される。このＡｌ相は領域Ｂであり、その面積を合計することで合計面積（ｓ１＋ｓ２＋・・・＋ｓｎ）となる。結晶粒界の移動度が大きいほど合計面積は大きくなる。一方、結晶粒界の合計長さは、結晶粒界の移動度が大きいほど、結晶粒同士が合体して小さくなる。
　液相が浸透した状態での結晶粒界の移動は、液相率および加熱時間の増加によって促進され、Ａｌ－Ｆｅ－Ｍｎ－Ｓｉ系金属間化合物の存在によって阻害されることがわかっている。液相率が高いほど、結晶粒界を満たす液相の幅が厚くなるので、より容易に進行方向のＡｌ－Ｆｅ－Ｍｎ－Ｓｉ系金属間化合物を取り込んで移動することができる。また、加熱時間が長いほど、進行方向のＡｌ－Ｆｅ－Ｍｎ－Ｓｉ系金属間化合物を取り込む反応が進むので、より移動することができる。一方、Ｍｎ、Ｆｅ組成が高くＡｌ－Ｆｅ－Ｍｎ－Ｓｉ系金属間化合物の総量が多い場合や、微細なＡｌ－Ｆｅ－Ｍｎ－Ｓｉ系金属間化合物が緻密に形成されている場合は、液相が浸透した状態の結晶粒界の移動が阻害されやすい。
　粒界の周囲に存在する領域Ｂの平均面積ｓμｍは、具体的には以下のように測定する。
（１）まず、アルミニウム材のフィンのＬ－ＳＴ断面を鏡面研磨し、ケラーエッチングの後に光学顕微鏡にて複数個所観察する。
（２）観察像が得られたら、その像にある結晶粒界を最初に同定し、全ての結晶粒界の長さの和（Ｌ１＋Ｌ２＋・・・＋Ｌｎ）を求める。結晶粒界に液相が浸透している試料では、ケラーエッチングで線上に黒く観察される部位が結晶粒界である。線上に黒く観察される部位は、部分的に不連続であっても、仮想線を引くことで直線が一致する場合は、空白部も粒界とみなす。結晶粒界への液相の浸透が少ないサンプルであり、結晶粒界が不明瞭である場合には、同じ視野を陽極酸化法にて処理した後に光学顕微鏡にて観察することで結晶粒界を同定することができる。また、ＥＢＳＰによる分析によって結晶粒界を同定することもできる。
（３）結晶粒界が同定されたら、ケラーエッチング観察像にて、その周囲に領域Ｂが存在するかどうかを調べる。領域ＢはＡｌ－Ｆｅ－Ｍｎ－Ｓｉ系金属間化合物が５．０×１０４個／ｍｍ２未満であることから、４．４μｍ四方の正方形の中に１個もＡｌ－Ｆｅ－Ｍｎ－Ｓｉ系金属間化合物（以下、「粒子」と呼ぶ）がない領域が領域Ｂであるとし、距離４．４μｍ以内にある粒子を互いに結んでいくことで、領域Ａと領域Ｂの境界線を引けるとした。ただし、その方法では粒界に沿って幅４．４μｍ以下に形成されている領域Ｂが検出されない。請求項２に２＜ｓ＜４０μｍと規定されるように、粒界の周囲に形成される領域Ｂは２μｍを超えれば効果を奏することがわかっている。そこで、粒子と粒子の場合は距離４．４μｍ以内にあるもの同士を線で結ぶのに対して、粒界と粒子においては距離２．０μｍ以内にある粒子と線を引くことで領域Ａと領域Ｂの境界線を引くこととした。
（４）境界線を引く際は、図９のグレー部に示すように、粒界の周囲に距離４．４μｍ以内に粒子が互いに存在しないようなＢ候補をまず見つける。そして、図１０に示すように、領域Ｂ候補と接する粒界の一方の端部において、結晶粒界と結晶粒界から距離２．０μｍ以内にある粒子を線で結ぶ。次に、その粒子から距離４．４μｍ以内にある粒子を線で結ぶ。その際、領域Ａ側には無数にそのような粒子が見つかるので、もっとも領域Ｂ側にある粒子だけを結べばよい。上記の行為を繰り返し、もう一方の粒界端部に到達したら、その結線と粒界で囲まれた領域が粒界の周囲に存在する領域Ｂである。
（５）上記のようにして、観察像中にある全ての「粒界の周囲に存在する領域Ｂ」を同定し、その面積の和（ｓ１＋ｓ２＋・・・＋ｓｎ）を求める。この面積の和を、同じ観察像中にある結晶粒界の長さの和（Ｌ１＋Ｌ２＋・・・＋Ｌｎ）で割り、更に１／２とすることで、平均面積ｓμｍを求めることができる。
（６）なお、領域Ａと領域Ｂの境界線を引く際に留意すべきことがある。１つ目は、図１０の粒子Ａに示すように、距離４．４μｍ以内の粒子を１、２、３・・・個と結んでいく際に、ｎ番目の粒子から距離４．４μｍ以内の粒子が、（ｎ－１）番目の粒子以外に見つからない場合である。この場合は、ｎ番目の粒子は領域Ｂ中に属する粒子と判断して線を結ばないこととする。図１０を例にすると、粒子Ａと粒子Ｂはともに領域Ｂ中の粒子と認識される。また、（ｎ－１）番目の粒子も、ｎ番目の粒子以外に距離４．４μｍ以内に粒子がない場合は、同様に領域Ｂ中に属すると判断する。これは、粒界から距離２μｍ以内にある粒子を結ぶ際も同様である。２つ目は、図１１に示すように、粒界の一方の端部から線を結んでいった際に、もう一方の端部が粒界ではなく表面になってしまった場合である。この場合は、図１１のグレー部に示すように粒界から距離４０μｍまでの領域Ｂを「粒界の周囲に存在する領域Ｂ」として測定する。表面において粒界から距離４０μｍを超えて遠くまで続く領域Ｂは、表面の腐食速度を抑制する一方で、内部の腐食を優先的に起こし、中抜け腐食の原因となることから、ここではその他の領域Ｂと区別して測定する。
３．フィンの表面における領域Ａの面積占有率
　また、本発明において領域Ａは表層からフィンの厚さ方向の内部まで分布しているが、図１（ａ）に示すように、結晶粒界の周囲や円相当径１μｍを超える晶出物粒子の周りなどに、領域Ｂも表層から厚さ方向の内部まで斑に混在する場合がある。しかしながら、フィンの表面における領域Ａの面積占有率が６０％以上であれば、腐食は表層から全面腐食的に起こり、中抜け腐食や厚さ方向への急速な腐食の進展は発生せず、表層から全体的な腐食が進行する。従って、上記面積占有率を６０％以上とするのが好ましい。
　表面における領域Ａの面積占有率ａは、液相が浸透した状態の結晶粒界が表面で移動し、表面の領域Ｂが増加することによって減少していく。よって、液相が浸透した状態の結晶粒界の移動が大きいほど面積占有率ａは小さくなる。さらに、結晶粒径が小さいほど表面に接する結晶粒界が増加するので、表面での結晶粒界の移動による領域Ｂの発生率が増加し、面積占有率ａは小さくなる。クラッド材のように、表面にろう材層が形成されている場合は、面積占有率ａはほぼ０％となる。
　表面における領域Ａの面積占有率ａは、平均面積ｓμｍを求めた時と同様にして、領域Ａと領域Ｂの境界線を引くことで求めることができる。平均面積sμｍを求める際は、粒界から結線をスタートしたのに対し、領域Ａの面積占有率ａを測定する場合は、表面からスタートする。粒界と同様に、表面と粒子を結ぶ際は図１３のように距離２．０μｍ以内のものを結ぶ。次に、その粒子から距離４．４μｍ以内にある粒子を線で結ぶ。その際、領域Ａ側には無数にそのような粒子が見つかるので、もっとも領域Ｂ側にある粒子だけを結ぶ。バルク内の境界線を全て結線する必要はなく、表面近傍のみ境界線を引けばよい。つまり、表面から２．０μｍ以内にある粒子のうち、４．４μｍ以内で粒子同士が隣り合っている領域、もしくは粒界と粒子が２．０μｍ以内で隣り合っている領域を領域Ａとし、それ以上離れて存在している粒子間もしくは粒界－粒子間を領域Ｂとする。そして、図６に示すように観察像中の表面における領域Ａの合計長さ（a１＋a２＋・・・＋aｎ）を、表面の長さ２Ｍでわることで、面積占有率ａを算出する。なお、この場合は、粒界に接する領域Ｂの平均面積ｓを求めた時と異なり、粒界に接する領域Ｂと粒界に接しない領域Ｂを区別する必要はない。
４．チューブ表面のＡｌ－Ｓｉ共晶組織
　本発明の熱交換器は特にフィンの中抜け腐食を防ぐことを発明の要点としているが、高腐食環境下で使用されることを想定しているため、フィン以外の部位も高い耐食性を有するのが好ましい。
　本発明の熱交換器のチューブ表面では、接合部フィレット以外においてＡｌ－Ｓｉ共晶組織が存在しないことが好ましい。前述の特許文献７に記載のように、チューブ表面にＡｌ－Ｓｉ共晶組織が存在すると、この部分が強力なカソードサイトとして作用し、チューブの腐食を促進して早期における冷媒漏れに至る虞がある。従って、チューブ材としては、押出多穴管や、犠牲陽極材を表面に配した電縫管であることが好ましい。例えば、添加元素を少なくしてカソードサイトとなる化合物が少ない組織でもよく、Ｚｎ溶射をして表面に犠牲防食層（溶射があっても単層とみなす）を備えた組織でもよい。
５．フィンのＬ－ＬＴ断面におけるＡｌマトリクスの結晶粒径とＬ－ＳＴ断面におけるＡｌマトリクスの結晶粒の板厚方向の平均長さ
　更に本発明の熱交換器で、フィンのＬ－ＬＴ断面でのＡｌマトリクスの結晶粒径をＬμｍ、フィンのＬ－ＳＴ断面におけるＡｌマトリクスの結晶粒の板厚方向の平均長さをＴμｍとした場合、Ｌ≧１００とするのが好ましく、また、Ｌ／Ｔ≧２とするのが好ましい。なお、板状フィンの場合に、長手方向をＬ、幅方向をＬＴ、板厚方向をＳＴと定め、Ｌ方向とＬＴ方向からなる断面をＬ－ＬＴ断面、Ｌ方向とＳＴ方向からなる断面をＬ－ＳＴ断面とそれぞれ定めている。
　図１（ｂ）に示すように、結晶粒界は組織の中でも特に腐食し易い。Ｌ＜１００（μｍ）であると、結晶粒界の腐食によりフィンが早期に非常に脆くなる虞がある。また、Ｌ－ＳＴ断面において、長手方向に伸びる結晶粒界の長さに比べて、厚さ方向に延びる結晶粒界の長さの割合が多い程、腐食によって早期に厚さ方向において貫通し、作動流体が漏れたり、脆くなる虞がある。Ｌ／Ｔ＜２であると、厚さ方向において貫通する腐食が早期に発生する虞がある。Ｌ及びＬ／Ｔの上限値は特に規定するものではなく、フィン材の合金組成と製造条件、フィン材とチューブ材との接合条件によって決まるが、本発明では、Ｌの上限値は５０００μｍ、Ｌ／Ｔの上限値は１００である。
　上記Ｌ－ＬＴ断面におけるＡｌマトリクスの結晶粒径Ｌ（μｍ）は、鏡面研磨後に陽極酸化法にてエッチングした試料を、光学顕微鏡によって観察し、結晶粒組織観察像を得ることで測定できる。測定方法は板厚の中央において、ＡＳＴＭ　Ｅ１１２－９６に基づき平均結晶粒径を測定した。また、ＥＢＳＰなどによる分析によって結晶粒組織観察像を得ることでも、同様に結晶粒径を求めることができる。
　Ｌ－ＳＴ断面におけるＡｌマトリクスの板厚方向の結晶粒の平均長さＴ(μｍ)は、図１２に示すように、板厚ｔ（μｍ）を板厚方向に存在するＡｌマトリクスの平均個数で割ることで算出する。板厚方向に存在するＡｌマトリクスの平均個数は、少なくとも長手方向が１ｍｍ以上の観察視野において、少なくとも１０本以上の切断線を板厚方向に等間隔に引き、切断線状に何個結晶粒が存在するかを測定して平均したものである。上記の測定を少なくとも５つの観察像において行い、平均化した値を使用することが望ましい。
６．自然電位
　更に本発明の熱交換器では、フィンの自然電位が－９１０ｍＶ以上であるのが好ましい。フィンの自然電位が－９１０ｍＶ未満の場合は、フィンの腐食が顕著に進行する虞がある。フィンの自然電位の上限値は特に規定するものではなく、フィン材の合金組成と製造条件、フィン材とチューブ材との接合条件によって決まるが、本発明では、－７５０ｍＶである。
　フィンの自然電位が、フィンとチューブの接合部のフィレットの自然電位より０～２００ｍＶ貴であるのが好ましい。この電位差が０ｍＶ未満であると、フィンの腐食が促進され、フィンが消失する虞がある。一方、この電位差が２００ｍＶを超えると、フィレットが消失し、フィンがチューブから剥がれて放熱性能を維持できない虞がある。この電位差の好ましい範囲は、５０～１５０ｍＶである。
　そして、フィン（Ｆｉｎ）、チューブ表面（ＴＳ）、チューブ芯（ＴＢ）及び接合部のフィレット（Ｆｉｌｌｅｔ）の４部位における電位の関係を、下記（１）、（２）、（３）、（４）とするのが更に好ましい。
（１）ＴＳ－Ｆｉｌｌｅｔ≦２００ｍＶ、
（２）Ｆｉｌｌｅｔ≧－９５０ｍＶ
（３）ＴＢ－ＴＳ≧１００ｍＶ
（４）ＴＳ≧－９５０ｍＶ
　上記（１）の左辺が２００を超える場合、フィレットの犠牲防食作用による優先腐食が促進されすぎて、早期に接合部が剥れてしまう虞がある。上記（２）の左辺が－９５０ｍＶ未満の場合、フィレットの腐食が促進されて早期に接合部が剥がれてしまう虞がある。上記（３）の左辺が１００ｍＶ未満の場合、チューブ表面の犠牲防食作用が作用しないため、チューブが貫通し易くなる。上記（４）の左辺が－９５０ｍＶ未満の場合、チューブ表面の腐食速度が速過ぎて、早期に犠牲防食効果が失われるため貫通し易くなる虞がある。
７．フィン材（第１の形態）
　本発明の熱交換器は、接合する前の材料であるフィン材に単層で接合機能を有する材料を用いて製造することにより得られる。第１の形態に係るフィン材は、具体的には、フィン材として、Ｓｉ：１．０～５．０質量％（以下、単に「％」と記す）、Ｆｅ：０．１～２．０％、Ｍｎ：０．１～２．０％を必須元素として含有し、残部Ａｌ及び不可避的不純物からなるアルミニウム合金を用いる。更に、このアルミニウム合金において、０．５～５μｍの円相当径を有するＳｉ系金属間化合物が２５０～７×１０４個／ｍｍ２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１０～１０００個／ｍｍ２存在する。以下、このアルミニウム合金の特徴について詳細に説明する。
７－１．合金組成（必須元素）
Ｓｉ：１．０～５．０％
　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含有量が１．０％未満の場合は十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％を超えるとアルミニウム合金材中の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、熱交換器の形状維持が困難となる。従って、Ｓｉ含有量を１．０％～５．０％と規定する。このＳｉ含有量は、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構造に応じて必要となるＳｉ含有量や接合加熱温度を調整することが好ましい。
Ｆｅ：０．１～２．０％
　Ｆｅはマトリクスに若干固溶して強度を向上させる効果を有するのに加えて、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を有する。Ｆｅは、その含有量が０．１％未満の場合、上記各効果が不十分となるだけでなく、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、熱交換器が腐食環境（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含有量は、０．２％～１．０％である。
Ｍｎ：０．１～２．０％
　Ｍｎは、ＳｉとともにＡｌ－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含有量が０．１％未満では上記各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易くなり耐食性を低下させる。従って、Ｍｎ含有量は０．１％～２．０％とする。好ましいＭｎ含有量は、０．３％～１．５％である。
７－２．金属組織
　次に、本発明の熱交換器用のフィン材の金属組織における特徴について説明する。このフィン材に用いるアルミニウム合金は、０．５～５μｍの円相当径を有するＳｉ系金属間化合物が、数密度で２５０～７×１０４個／ｍｍ２存在することを特徴とする。ここで、Ｓｉ系金属間化合物とは、（１）単体Ｓｉ、及び（２）単体Ｓｉの一部に他の元素を含むものであり、他の元素としては、Ｃａ、Ｐなどが挙げられる。このようなＳｉ系金属間化合物は、後述するように液相発生プロセスにおいて液相生成に寄与する。なお、上記数密度は、アルミニウム合金材の任意の断面におけるものであり、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。
　上記の通り、アルミニウム合金材中に分散したＳｉ粒子等の金属間化合物の分散粒子は、接合時においてその周囲のマトリクスと反応して液相を生成する。そのため、前記金属間化合物の分散粒子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、前記金属間化合物の分散粒子が微細なほど、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、本発明に用いられるアルミニウム合金材では、好適なＳｉ系金属間化合物として、その円相当径を０．５～５μｍと規定すると共に、その数密度を２５０～７×１０４個／ｍｍ２であることを必要とする。２５０個／ｍｍ２未満であると、生成する液相に偏りが生じ良好な接合が得られなくなる。７×１０４個／ｍｍ２を超えると、粒子とマトリクスの反応面積が大きすぎるために、液相量の増加が急激に起こり変形が生じ易くなる。このように、このＳｉ系金属間化合物の数密度は、２５０～７×１０４個／ｍｍ２とする。なお、この数密度は、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。
　フィン材のＳｉ系金属間化合物の数密度について、その円相当径を０．５～５μｍに限定したのは以下の理由による。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。
　また、本発明に係るフィン材に用いるアルミニウム合金は、基本組成（Ａｌ－Ｓｉ系合金）によって生じるＳｉ系金属間化合物に加えて、Ａｌ－Ｆｅ－Ｍｎ－Ｓｉ系の金属間化合物が分散粒子として存在する。このＡｌ－Ｆｅ－Ｍｎ－Ｓｉ系金属間化合物は、Ａｌ－Ｆｅ系、Ａｌ－Ｆｅ－Ｓｉ系、Ａｌ－Ｍｎ―Ｓｉ系、Ａｌ－Ｆｅ－Ｍｎ系、Ａｌ－Ｆｅ－Ｍｎ－Ｓｉ系化合物等、Ａｌと添加元素によって生成する金属間化合物である。これらの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、マトリクスと共に材料強度を担う分散粒子である。そして、このＡｌ系金属間化合物については、５μｍを超える円相当径を有するものが、１０～１０００個／ｍｍ２存在する必要がある。１０個／ｍｍ２未満の場合には、強度低下による変形が生じる。一方、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。このように、このＡｌ系金属間化合物の数密度は、１０～１０００個／ｍｍ２とする。
　また、Ａｌ－Ｆｅ－Ｍｎ－Ｓｉ系金属間化合物の数密度について、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。
　上記数密度は、Ｓｉ系金属間化合物と同様に、アルミニウム合金材の任意の断面におけるものであり、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。
　なお、分散粒子の円相当径は、断面のＳＥＭ観察（反射電子像観察）を行うことで決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、接合前の分散粒子の円相当径及を求めることが好ましい。また、Ｓｉ系金属間化合物とＡｌ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。また、分散粒子の金属種は、ＥＰＭＡ（Ｘ線マイクロアナライザー）等でより正確に特定することができる。
　以上説明した、合金組成及び金属組織に特徴を有し、本発明のフィン材に用いられるアルミニウム合金は、それ自体の接合性により接合を可能とし各種のアルミニウム合金構造物の構成部材として用いることができるものであり、この合金材をフィン材として適用することにより、本発明に係る熱交換器を得ることが出来る。
７－３．合金組成（選択的添加元素）
　なお、上記アルミニウム合金は、選択的添加元素としてＭｇ：２．０％以下、Ｃｕ：１．５％以下、Ｚｎ：６．０％以下、Ｔｉ：０．３％以下、Ｖ：０．３％以下、Ｚｒ：０．３％以下、Ｃｒ：０．３％以下及びＮｉ：２．０％以下から選択される１種又は２種以上を更に含有してもよい。
Ｍｇ：２．０％以下
　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し、結果としてフラックスが酸化皮膜に作用できなくなるため、接合が著しく困難となる。従って、Ｍｇの添加量は２．０％以下とする。好ましいＭｇの添加量は、０．０５％～２．０％である。さらに好ましくは０．１％～１．５％である。
Ｃｕ：１．５％以下
　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。
Ｚｎ：６．０％以下
　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。
Ｔｉ：０．３％以下、Ｖ：０．３％以下
　Ｔｉ及び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。いずれも０．３％を超えると粗大晶出物が発生し、成形性、耐食性を阻害する。従って、Ｔｉ及びＶの含有量はそれぞれ０．３％以下とするのが好ましく、０．０５％～０．３％とするのがより好ましい。
Ｚｒ：０．３％以下
　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。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％以下とするのが好ましく、０．０５％～０．３％とするのがより好ましい。
Ｃｒ：０．３％以下
　Ｃｒは、固溶強化により強度を向上させ、またＡｌ－Ｃｒ系の金属間化合物の析出により、加熱後の結晶粒粗大化に作用する。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く、０．０５％～０．３％とするのがより好ましい。
Ｎｉ：２．０％以下
　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を発揮する。Ｎｉの含有量は、２．０％以下の範囲とするのが好ましく、０．０５％～２．０％の範囲とするのがより好ましい。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易くなり、加工性を低下させ自己耐食性も低下する。
　本発明に係るアルミニウム合金材では、熱交換器の耐食性向上のための選択的元素を更に添加しても良い。このような元素としては、Ｓｎ：０．３％以下、Ｉｎ：０．３％以下とするのが好ましく、これらの１種又は２種を必要に応じて添加する。
　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にするための選択的元素を更に添加してもよい。このような元素としては、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種以上を必要に応じて添加する。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、Ｓｉ粒子の微細分散や液相の流動性向上等の効果が不十分となる場合がある。また、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種又が添加される場合においても、任意の２種以上が添加される場合においても、上記いずれの元素は上記好ましい又はより好ましい成分範囲内で添加される。
７－４．機械特性
　本発明に係る熱交換器用フィン材は、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用フィン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用フィン材は、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用フィン材は、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。
７－５．フィン材に用いるアルミニウム合金材の製造方法
７－５－１．鋳造工程
　上記第１の形態のフィン材に用いるアルミニウム合金材の製造方法について説明する。こ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。
７－５－２．熱間圧延工程
　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。
７－５－３．冷間圧延工程及び焼鈍工程
　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。
８．フィン材（第２の形態）
　本発明の熱交換器は、接合する前の材料であるフィン材に単層で接合機能を有する材料を用いて製造することにより得られるが、第１の形態に係るフィン材に代えて以下に示す単層で接合機能を有する材料を用いて製造することによっても得られる。具体的には、フィン材として、Ｓｉ：１．０～５．０％、Ｆｅ：０．０１～２．０％を含有し、残部Ａｌ及びＭｎを含む不可避的不純物からなる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２５０～７×１０５個／ｍｍ２存在し、０．５～５μｍの円相当径を有するＡｌ－Ｆｅ－Ｍｎ－Ｓｉ系の分散粒子が、前記アルミニウム合金材断面において１００～７×１０５個／ｍｍ２存在することを特徴とするアルミニウム合金材である。以下、このアルミニウム合金の特徴について詳細に説明する。
８－１．合金組成（必須元素）
　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％を超えるとアルミニウム合金材中の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、構造体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、製造する構造体の構造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。
　Ｆｅ濃度について、Ｆｅはマトリクスに若干固溶して強度を向上させる効果を有するのに加えて、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を有する。Ｆｅは、その添加量が０．０１％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、本接合体が腐食環境（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０．０１％～２．０％とする。好ましいＦｅの添加量は、０．２％～１．０％である。
８－２．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２５０～７×１０５個／ｍｍ２存在することを特徴とする。ここで、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や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。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。
　上記の通り、アルミニウム合金材中に分散したＳｉ粒子等の金属間化合物の分散粒子は、接合時においてその周囲のマトリクスと反応して液相を生成する。そのため、前記金属間化合物の分散粒子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、前記金属間化合物の分散粒子が微細なほど、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。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、その円相当径を０．５～５μｍと規定すると共に、その存在割合として断面で２５０～７×１０５個／ｍｍ２であることを必要とする。２５０個／ｍｍ２未満であると、生成する液相に偏りが生じ良好な接合が得られなくなる。７×１０５個／ｍｍ２を超えると、粒子とマトリクスの反応面積が大きすぎるために、液相量の増加が急激に起こり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、２５０～７×１０５個／ｍｍ２とする。なお、この存在割合は、好ましくは１×１０３個／ｍｍ２以上１×１０５個／ｍｍ２以下である。
　また、本発明に係るアルミニウム合金材では、基本組成（Ａｌ－Ｓｉ系合金）で生じるＳｉ系金属間化合物に加えて、Ａｌ系の金属間化合物が分散粒子として存在する。このＡｌ系金属間化合物は、Ａｌ－Ｆｅ系、Ａｌ－Ｆｅ－Ｓｉ系、Ａｌ－Ｍｎ―Ｓｉ系、Ａｌ－Ｆｅ－Ｍｎ系、Ａｌ－Ｆｅ－Ｍｎ－Ｓｉ系化合物等、Ａｌと添加元素によって生成する金属間化合物である。これらのＡｌ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、マトリクスと共に材料強度を担う分散粒子である。そして、このＡｌ系金属間化合物については、０．５～５μｍの円相当径を有するものが、材料断面において１００～７×１０５個／ｍｍ２存在する必要がある。１００個／ｍｍ２未満の場合には、強度低下による変形が生じる。一方、７×１０５個／ｍｍ２を超える場合には、再結晶の核が増加して結晶粒が微細になり変形が生じる。このように、このＡｌ系金属間化合物の存在割合は、１００～７×１０５個／ｍｍ２とする。なお、この存在割合は、好ましくは１×１０３個／ｍｍ２以上１×１０５個／ｍｍ２以下である。
　尚、分散粒子の円相当径は、断面のＳＥＭ観察（反射電子像観察）を行うことで決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、接合前の分散粒子の円相当径及を求めることが好ましい。また、Ｓｉ系金属間化合物とＡｌ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。また、分散粒子の金属種は、ＥＰＭＡ（Ｘ線マイクロアナライザー）等でより正確に特定することができる。
　以上説明した、Ｓｉ、Ｆｅ濃度範囲及び金属組織に特徴を有するアルミニウム合金材は、それ自体の接合性により接合を可能とし、本発明の熱交換器用のフィン材として用いることができる。
　以上のように、上記アルミニウム合金材は第１態様において、接合性という基本的機能を果たすためには、Ｓｉ、Ｆｅ及びＭｎを必須元素としてその添加量が規定される。接合性という基本的機能に加えて強度を更に向上させるために、上記アルミニウム合金材は第２態様において、必須元素であるＳｉ及びＦｅに加えて、所定量のＭｎ、Ｍｇ及びＣｕが添加元素として更に添加される。なお、第２態様では、Ｓｉ系金属間化合物及びＡｌ系金属間化合物の断面における面密度については、第１態様と同様に規定される。
８－３．選択元素
　Ｍｎは、ＳｉとともにＡｌ－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添加量が２．０％を超えると、粗大金属間化合物が形成され易くなり耐食性を低下させる。従って、Ｍｎ添加量は２．０％以下とする。好ましいＭｎ添加量は、０．０５％～２．０％である。なお、本発明においては、Ｍｎ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。
　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。好ましいＭｇの添加量は、０．０５％～２．０％である。
　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。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。好ましいＣｕの添加量は、０．０５％～１．５％である。
　本発明においては、強度や耐食性を更に向上させるために、上記添加元素以外の添加元素として、Ｔｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｎｉ及びＺｒを単独又は複数で選択的に添加することができる。以下に各選択的添加元素について述べる。
　Ｔｉ及び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。０．３％を超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く、０．０５％～０．３％とするのがより好ましい。
　Ｃｒは、固溶強化により強度を向上させ、またＡｌ－Ｃｒ系の金属間化合物の析出により、加熱後の結晶粒粗大化に作用する。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く、０．０５％～０．３％とするのがより好ましい。
　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を発揮する。Ｎｉの添加量は、２．０％以下の範囲とするのが好ましく、０．０５％～２．０％の範囲とするのがより好ましい。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易くなり、加工性を低下させ自己耐食性も低下する。
　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。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％以下とするのが好ましく、０．０５％～０．３％とするのがより好ましい。
　以上の主に強度向上のための選択的添加元素の他に、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選択的添加元素としては、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、液相が生じると液相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、染み出した部分における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用いることで、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。Ｚｎ添加量が６．０％を超えると腐食速度が速くなって自己耐食性が低下する。従って、Ｚｎ添加量は、６．０％以下が好ましく、０．０５％～６．０％がより好ましい。
　ＳｎとＩｎは、犠牲陽極作用を発揮する効果を奏する。それぞれの添加量が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、ＳｎとＩｎの添加量は、０．３％以下が好ましく、０．０５％～０．３％がより好ましい。
　上記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にするための選択的元素を更に添加してもよい。このような元素としては、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種以上を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、Ｓｉ粒子の微細分散や液相の流動性向上等の効果が不十分となる場合がある。また、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種又が添加される場合においても、任意の２種以上が添加される場合においても、上記いずれの元素は上記好ましい又はより好ましい成分範囲内で添加される。
　ところで、Ｆｅ及びＭｎは、いずれもＳｉと共にＡｌ－Ｆｅ－Ｍｎ－Ｓｉ系の金属間化合物を形成する。Ａｌ－Ｆｅ－Ｍｎ－Ｓｉ系金属間化合物を生成するＳｉは液相の生成への寄与が小さいため、接合性が低下することになる。そのため、本発明に係るアルミニウム合金材でＦｅ及びＭｎを添加する場合には、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未満の場合は、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。
８－４．フィン材に用いるアルミニウム合金材の製造方法
　上記第２の形態のフィン材に用いるアルミニウム合金材の製造方法について説明する。このアルミニウム合金材は、連続鋳造法、ＤＣ（Ｄｉｒｅｃｔ　Ｃｈｉｌｌ）鋳造法又は押出法を用いて製造することができる。連続鋳造法としては、双ロール式連続鋳造圧延法や双ベルト式連続鋳造法等の連続的に板材を鋳造する方法であれば特に限定されるものではない。双ロール式連続鋳造圧延法とは、耐火物製の給湯ノズルから一対の水冷ロール間にアルミニウム溶湯を供給し、薄板を連続的に鋳造圧延する方法であり、ハンター法や３Ｃ法等が知られている。また、双ベルト式連続鋳造法は、上下に対峙し水冷されている回転ベルト間に溶湯を注湯してベルト面からの冷却で溶湯を凝固させてスラブとし、ベルトの反注湯側より該スラブを連続して引き出してコイル状に巻き取る連続鋳造方法である。
　双ロール式連続鋳造圧延法では、鋳造時の冷却速度がＤＣ鋳造法に比べて数倍～数百倍速い。例えば、ＤＣ鋳造法の場合の冷却速度が０．５～２０℃／ｓｅｃであるのに対し、双ロール式連続鋳造圧延法の場合の冷却速度は１００～１０００℃／ｓｅｃである。そのため、鋳造時に生成する分散粒子が、ＤＣ鋳造法に比べて微細かつ高密度に分布する特徴を有する。この高密度に分布した分散粒子は、接合時においてこれら分散粒子の周囲のマトリクスと反応し、多量の液相を生成し易くすることができ、それによって良好な接合性が得られる。
　双ロール式連続鋳造圧延法で鋳造する際の圧延板の速度は０．５ｍ／分以上、３ｍ／分以下が好ましい。鋳造速度は、冷却速度に影響を及ぼす。鋳造速度が０．５ｍ／分未満の場合は、十分な冷却速度が得られず化合物が粗大になる。また、３ｍ／分を超える場合は、鋳造時にロール間でアルミニウム材が十分に凝固せず、正常な板状鋳塊が得られない。
　双ロール式連続鋳造圧延法で鋳造する際の溶湯温度は、６５０～８００℃の範囲が好ましい。溶湯温度は、給湯ノズル直前にあるヘッドボックスの温度である。溶湯温度が６５０℃未満の温度では、給湯ノズル内に巨大な金属間化合物の分散粒子が生成し、それらが鋳塊に混入することで冷間圧延時の板切れの原因となる。溶湯温度が８００℃を超えると、鋳造時にロール間でアルミニウム材が十分に凝固せず、正常な板状鋳塊が得られない。より好ましい溶湯温度は６８０～７５０℃である。
　また、鋳造する板厚は２ｍｍ～１０ｍｍが好ましい。この厚さ範囲においては、板厚中央部の凝固速度も速く、均一組織な組織が得られ易い。鋳造板厚が２ｍｍ未満であると、単位時間当たりに鋳造機を通過するアルミニウム量が少なく、安定して溶湯を板幅方向に供給することが困難になる。一方、鋳造板厚が１０ｍｍを超えると、ロールによる巻取りが困難になる。より好ましい鋳造板厚は、４ｍｍ～８ｍｍである。
　得られた鋳造板材を最終板厚に圧延加工する工程中では、焼鈍を１回以上行っても良い。調質は用途に応じて適切な調質を選定する。通常はエロージョン防止のためにＨ１ｎ又はＨ２ｎ調質とするが、形状や使用方法によっては焼鈍材を使用しても良い。
　本発明に係るアルミニウム合金材をＤＣ連続鋳造法で製造するに場合は、鋳造時のスラブやビレットの鋳造速度を制御するのが好ましい。鋳造速度は、冷却速度に影響を及ぼすので、２０ｍｍ／分以上、１００ｍ／分以下が好ましい。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化合物が粗大化する。一方、１００ｍ／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。より好ましい鋳造速度は、３０ｍｍ／分以上、８０ｍｍ／分以下である。
　ＤＣ連続鋳造時のスラブ厚さは、６００ｍｍ以下が好ましい。スラブ厚さが６００ｍｍを超える場合は、十分な冷却速度が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鋳造法でスラブを製造した後は、均質化処理、熱間圧延、冷間圧延、焼鈍を必要に応じて行えばよい。また、用途に応じて調質が行われる。この調質は、通常はエロージョン防止のためにＨ１ｎ又はＨ２ｎとするが、形状や使用方法によっては軟質材を使用しても良い。
９．フィン材（第３の形態）
　本発明の熱交換器は、接合する前の材料であるフィン材に単層で接合機能を有する材料を用いて製造することにより得られるが、第１、２の形態に係るフィン材に代えて以下に示す単層で接合機能を有する材料を用いて製造することによっても得られる。具体的には、必須元素としてＳｉ濃度：１．０～５．０％及びＦｅ：０．０１～２．０％を含有し、残部Ａｌ及びＭｎを含む不可避的不純物からなるＡｌ－Ｆｅ－Ｍｎ－Ｓｉ系のアルミニウム合金を基本組成とし、その金属組織において、０．０１～０．５μｍの円相当径を有するＡｌ系金属間化合物が１０～１×１０４個／μｍ３存在し、５．０～１０μｍの円相当径を有するＳｉ系金属間化合物が２００個／ｍｍ２以下存在するアルミニウム合金を用いるものである。以下に、これらの特徴について説明する。
９－１．必須元素について
Ｓｉ濃度について
　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％を超えるとアルミニウム合金材中の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、構造体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体積が大きく、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、製造する構造体の構造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。
Ｆｅ濃度について
　Ｆｅ濃度について、Ｆｅはマトリクスに若干固溶して強度を向上させる効果を有するのに加えて、晶出物や析出物として分散して特に高温での強度低下を防止する効果を有する。Ｆｅは、その添加量が０．０１％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、本接合体が腐食環境（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０．０１％～２．０％とする。好ましいＦｅの添加量は、０．２％～１．０％である。
９－２．Ａｌ系金属間化合物について
　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は、ＭＯＮＯＢＲＡＺＥ法による接合加熱時に固相線温度以上に加熱される。この時、アルミニウム合金材は主に粒界すべりによって変形する。そこで、金属組織としては、（１）接合加熱時に結晶粒が粗大になることが望ましい。（２）また、粒界に液相が生成すると粒界すべりによる変形が起こり易くなるため、粒界での液相生成が抑制されることが望ましい。本発明では、加熱後の結晶粒が粗大になり、粒界での液相生成が抑制される金属組織を規定する。
　すなわち、本発明に係る単層で加熱接合機能を有するアルミニウム合金材では、円相当径０．０１～０．５μｍのＡｌ系金属間化合物が分散粒子として存在する。このＡｌ系金属間化合物は、Ａｌ－Ｆｅ系、Ａｌ－Ｆｅ－Ｓｉ系、Ａｌ－Ｍｎ―Ｓｉ系、Ａｌ－Ｆｅ－Ｍｎ系、Ａｌ－Ｆｅ－Ｍｎ－Ｓｉ系化合物等、Ａｌと添加元素によって生成する金属間化合物である。０．０１～０．５μｍの円相当径を有するＡｌ系金属間化合物は、加熱時に再結晶核とはならずに、結晶粒界の成長を抑制するピン止め粒子として働く。また、液相が生成する核となり、粒内の固溶Ｓｉを集める働きを有する。本発明に係るアルミニウム合金材は、円相当径０．０１～０．５μｍのＡｌ系金属間化合物を有するため、加熱時に再結晶核が無数に成長するのが抑制され、限られた再結晶核のみが成長するので、加熱後の結晶粒が粗大になる。また、粒内の固溶Ｓｉを集めることで、相対的に粒界での液相生成を抑制する。
　上記のＡｌ系金属間化合物の効果は、Ａｌ系金属間化合物の体積密度が適切な範囲であることでより確実に発揮される。具体的には、材料中の任意部分において１０～１×１０４個／μｍ３の体積密度で存在する。体積密度が１０個／μｍ３未満の場合には、ピン止め効果が小さすぎるため、成長することができる再結晶粒が多くなり、粗大な結晶粒が形成され難くなる。また、液相生成の核が少なくなるため、粒内の固溶Ｓｉを集める作用が十分に発揮されず、粒内の固溶Ｓｉが粒界で生成した液相の成長に寄与する割合が増加し、耐変形性が低下する。一方、体積密度が１×１０４個／μｍ３を超える場合には、ピン止め効果が大きすぎるため、あらゆる再結晶粒の成長が抑制され、粗大な結晶粒が形成され難くなる。また、液相生成の核が多すぎるため、直接粒界に接してしまう液相が増加し、粒界の液相がより成長してしまう。適切な強さのピン止め効果により、限られた結晶粒のみが成長し、結晶粒が粗大化するため、及び適切な液相生成の核を形成し、粒内の固溶Ｓｉを集めて粒界での液相生成を抑制するためには、上記体積密度の範囲内とする。なお、この体積密度は、好ましくは５０～５×１０３個／μｍ３であり、より好ましくは１００～１×１０３個／μｍ３である。
　円相当径０．０１μｍ未満のＡｌ系金属間化合物は、実質的に測定が困難なため対象外とする。また、円相当径０．５μｍを超えるＡｌ系金属間化合物は存在するが、ピン止め粒子としてはほとんど有効に作用しないため、本発明に係る効果に影響は小さく規定の対象外とする。また、円相当径０．５μｍを超えるＡｌ系金属間化合物は液相生成の核としては作用し得る。しかしながら、粒内の固溶Ｓｉを集める効果は化合物表面からの距離で決まるため、円相当径０．５μｍを超えるＡｌ系金属間化合物では、当該化合物の体積当りにおける固溶Ｓｉ収集効果が小さくなることからも対象外とする。
　尚、Ａｌ系金属間化合物の円相当径は、電解研磨により薄肉加工したサンプルをＴＥＭ観察することで決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。ＴＥＭ観察画像をＳＥＭ観察画像と同様に２次元像として画像解析することで接合前の円相当径を求めるのが好ましい。また、体積密度を算出するためには、ＴＥＭ観察した各視野においてＥＥＬＳ法などを用いてサンプルの膜厚も測定する。ＴＥＭ観察像を２次元像として画像解析した後、２次元像の測定面積にＥＥＬＳ法で測定した膜厚を乗じることで測定体積を求め、体積密度を算出する。サンプルの膜厚が厚すぎると、電子の透過方向に重複する粒子数が増えて正確な測定が困難になるので、膜厚５０ｎｍ～２００ｎｍの範囲となる部分を観察するのが望ましい。また、Ｓｉ系金属間化合物とＡｌ系金属間化合物は、ＥＤＳなどで元素分析することでより正確に区別することができる。
　以上説明した、Ｓｉ、Ｆｅ濃度範囲及び金属組織に特徴を有する本発明に係る単層で加熱接合機能を有するアルミニウム合金材は、接合加熱時にそれ自体が半溶融状態となって液相を供給することで接合を可能にするとともに、耐変形性にも優れる。
９－３．Ｓｉ系金属間化合物について
　本発明に係るアルミニウム合金材では、上記Ａｌ系金属間化合物に関する規定に加えて、Ｓｉ系金属間化合物に関しても規定する。本発明に係るアルミニウム合金材では、５．０～１０μｍの円相当径を有するＳｉ系金属間化合物が、材料中の断面において２００個／ｍｍ２以下存在する。ここで、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やＰなどの元素を含むものである。尚、材料中の断面とは、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。
　ここで、５．０μｍ～１０μｍの円相当径を有するＳｉ系金属間化合物は、加熱時に再結晶の核となる。そのため、Ｓｉ系金属間化合物の面密度が２００個／ｍｍ２を超えると、再結晶核が多いために結晶粒が微細になり、接合加熱中の耐変形性が低下する。Ｓｉ系金属間化合物の面密度が２００個／ｍｍ２以下であれば、再結晶核の数が少ないため特定の結晶粒のみが成長し、粗大な結晶粒が得られ、接合加熱中の耐変形性が向上する。上記面密度は、好ましくは２０個／ｍｍ２以下である。なお、５．０μｍ～１０μｍの円相当径を有するＳｉ系金属間化合物が少ないほど耐変形性が向上するため、上記面密度が０個／ｍｍ２が最も好ましい。
　なお、Ｓｉ系金属間化合物の円相当径を５．０μｍ～１０μｍに限定するのは、以下の理由による。円相当径が５．０μｍ未満のＳｉ系金属間化合物は存在するが、再結晶の核としては働き難いため対象から除外した。また、円相当径が１０μｍを超えるＳｉ系金属間化合物は、製造時に割れの原因となり製造が困難となる。従って、このように大きな円相当径を有するＳｉ系金属間化合物はアルミニウム合金中に存在させることがないため、これも対象から除外した。
　尚、Ｓｉ系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）を行うことで決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、接合前の分散粒子の円相当径を求めることが好ましい。画像解析結果と測定面積から面密度を算出できる。また、Ｓｉ系金属間化合物とＡｌ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。また、分散粒子の金属種は、ＥＰＭＡ（Ｘ線マイクロアナライザー）等でより正確に特定することができる。
９－４．Ｓｉ固溶量について
　また、上記アルミニウム合金材では、上記Ａｌ系金属間化合物及びＳｉ系金属間化合物の規定に加え、Ｓｉ固溶量が規定される。本発明に係るアルミニウム合金材は、ＭＯＮＯＢＲＡＺＥ法による接合前において、Ｓｉ固溶量が０．７％以下であることが好ましい。なお、このＳｉ固溶量は、２０～３０℃の室温における測定値である。上述のように固溶Ｓｉは加熱中に固相拡散し、周囲の液相の成長に寄与する。固溶Ｓｉ量が０．７％以下であれば、固溶Ｓｉの拡散によって粒界に生成する液相量が少なくなり、加熱中の変形を抑制できる。一方、固溶Ｓｉ量が０．７％を超えると、粒界に生成した液相に取り込まれるＳｉが増加する。その結果、粒界に生成する液相量が増加して、変形が起こり易くなる。より好ましい固溶Ｓｉ量は、０．６％以下である。なお、固溶Ｓｉ量の下限値は特に限定するものではないが、アルミニウム合金のＳｉ含有量及び製造方法によって自ずと決まり、本発明では０％である。
９－５．第１の選択的添加元素について
　上述のように、本発明に係る単層で加熱接合機能を有するアルミニウム合金材は、接合加熱中の耐変形性の向上のために、必須元素として所定量のＳｉ及びＦｅを含有する。そして、強度を更に向上させるために、必須元素であるＳｉ及びＦｅに加えて、所定量のＭｎ、Ｍｇ及びＣｕから選択される１種又は２種以上が第１の選択的添加元素として更に添加される。なお、このような第１の選択的添加元素を含有する場合においても、Ａｌ系金属間化合物の体積密度及びＳｉ系金属間化合物の面密度については、上記の通りに規定される。
　Ｍｎは、ＳｉやＦｅとともにＡｌ－Ｍｎ－Ｓｉ系、Ａｌ－Ｍｎ－Ｆｅ－Ｓｉ系、Ａｌ－Ｍｎ－Ｆｅ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添加量が２．０％を超えると、粗大金属間化合物が形成され易くなり耐食性を低下させる。一方、Ｍｎ添加量が０．０５％未満では、上記の効果が不十分となる。従って、Ｍｎ添加量は０．０５～２．０％以下とする。好ましいＭｎ添加量は、０．１％～１．５％である。
　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。一方、Ｍｇ添加量が０．０５％未満では、上記の効果が不十分となる。従って、Ｍｇ添加量は０．０５～２．０％とする。好ましいＭｇ添加量は、０．１％～１．５％である。
　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。Ｃｕ添加量が、１．５％を超えると耐食性が低下する。一方、Ｃｕ添加量が０．０５％未満では、上記の効果が不十分となる。従って、Ｃｕの添加量は０．０５～１．５％とする。好ましいＣｕ添加量は、０．１％～１．０％である。
９－６．第２の選択的添加元素について
　本発明においては、耐食性を更に向上させるために、上記必須元素及び／又は第１の選択的添加元素に加えて、所定量のＺｎ、Ｉｎ及びＳｎから選択される１種又は２種以上が第２の選択的添加元素として更に添加される。なお、このような第２の選択的添加元素を含有する場合においても、Ａｌ系金属間化合物の体積密度及びＳｉ系金属間化合物の面密度については、上記の通りに規定される。
　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、液相が生じると液相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、染み出した部分における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用いることで、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。Ｚｎ添加量が６．０％を超えると腐食速度が速くなって自己耐食性が低下する。従って、Ｚｎ添加量は、６．０％以下とする。好ましいＺｎ添加量は、０．０５％～６．０％である。
　ＳｎとＩｎは、犠牲陽極作用を発揮する効果を奏する。それぞれの添加量が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、ＳｎとＩｎの添加量はそれぞれ、０．３％以下とする。好ましいＳｎとＩｎの添加量はそれぞれ、０．０５％～０．３％である。
９－７．第３の選択的添加元素について
　本発明においては、強度や耐食性を更に向上させるために、上記必須元素、第１の選択的添加元素及び第２の選択的添加元素の少なくともいずれかに加えて、所定量のＴｉ、Ｖ、Ｃｒ、Ｎｉ及びＺｒから選択される１種又は２種以上が第３の選択的添加元素として更に添加される。なお、このような第３の選択的添加元素を含有する場合においても、Ａｌ系金属間化合物の体積密度及びＳｉ系金属間化合物の面密度については、上記の通りに規定される。
　Ｔｉ及び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。それぞれの添加量が０．３％を超えると粗大晶出物が発生し、成形性、耐食性を阻害する。従って、Ｔｉ及びＶの添加量はそれぞれ、０．３％以下とする。好ましいＴｉ及びＶの添加量はそれぞれ、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系の金属間化合物の析出により、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。好ましいＣｒの添加量は、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を発揮する。Ｎｉの添加量は、２．０％以下の範囲とし、好ましくは０．０５％～２．０％の範囲である。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易くなり、加工性を低下させ自己耐食性も低下する。
　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％以下とする。好ましいＺｒの添加量は、０．０５％～０．３％である。
９－８．第４の選択的添加元素について
　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にするために、上記必須元素及び第１～３の選択的添加元素の少なくともいずれかに加えて、所定量のＢｅ、Ｓｒ、Ｂｉ、Ｎａ及びＣａから選択される１種又は２種以上を第４の選択的添加元素として更に添加してもよい。なお、このような第４の選択的添加元素を含有する場合においても、Ａｌ系金属間化合物の体積密度及びＳｉ系金属間化合物の面密度については、上記の通りに規定される。
　このような元素としては、Ｂｅ：０．１％以下、Ｓｒ：０．１％以下、Ｂｉ：０．１％以下、Ｎａ：０．１％以下及びＣａ：０．０５％以下の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、上記の好ましい規定範囲未満では、Ｓｉ粒子の微細分散や液相の流動性向上等の効果が不十分となる場合がある。また、上記の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。
９－９．Ｓｉ、Ｆｅ、Ｍｎの含有量の関係
　ところで、Ｆｅ及びＭｎはいずれも、Ｓｉと共にＡｌ－Ｆｅ－Ｍｎ－Ｓｉ系の金属間化合物を形成する。Ａｌ－Ｆｅ－Ｍｎ－Ｓｉ系金属間化合物を生成するＳｉは液相の生成への寄与が小さいため、接合性が低下することになる。そのため、本発明に係るアルミニウム合金材でＦｅ及びＭｎを添加する場合には、Ｓｉ、Ｆｅ、Ｍｎの含有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（ｍａｓｓ％）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未満の場合は、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。
９－１０．ＭＯＮＯＢＲＡＺＥ法による接合前における引張強さ
　また、上記アルミニウム合金材は、ＭＯＮＯＢＲＡＺＥ法による接合前の引張強さが８０～２５０ＭＰａであるものが好ましい。この引張強さが８０ＭＰａ未満であると、製品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。この引張強さが２５０ＭＰａを超えると、成形した後の形状保持性が悪く、接合体として組み立てたときに他の部材との間に隙間ができて接合性が悪化する。なお、ＭＯＮＯＢＲＡＺＥ法による接合前の引張強さは、２０～３０℃の室温での測定値をいう。また、ＭＯＮＯＢＲＡＺＥ法による接合前の引張強さ（Ｔ０）と接合後の引張強さ（Ｔ）の比（Ｔ／Ｔ０）が、０．６～１．１の範囲であることが好ましい。（Ｔ／Ｔ０）が０．６未満の場合には、材料の強度が不足し、構造体としての機能が損なわれる場合があり、１．１を超えると粒界での析出が過剰となり粒界腐食が起こりやすくなる場合がある。
９－１１．フィン材に用いるアルミニウム合金材の製造方法
９－１１－１．鋳造工程
　上記第３の形態のフィン材に用いるアルミニウム合金材の製造方法について説明する。このアルミニウム合金材は、連続鋳造法を用いて製造される。連続鋳造法では、凝固時の冷却速度が速いため、粗大な晶出物が形成され難く、円相当径５．０μｍ～１０μｍのＳｉ系金属間化合物の形成が抑制される。その結果、再結晶核の数が少なくできるため特定の結晶粒のみが成長し、粗大な結晶粒が得られる。また、Ｍｎ、Ｆｅなどの固溶量が大きくなるため、その後の加工工程で円相当径０．０１μｍ～０．５μｍのＡｌ－Ｆｅ－Ｍｎ－Ｓｉ系金属間化合物の形成が促進される。このように、適切な強さのピン止め効果と、粒内の固溶Ｓｉを集める効果が得られる円相当径０．０１μｍ～０．５のＡｌ－Ｆｅ－Ｍｎ－Ｓｉ系金属間化合物が形成されることにより、限られた結晶粒のみが成長し、粗大な結晶粒が得られ、かつ粒界での液相生成が抑制され、耐変形性が向上する。
　また、連続鋳造法では、円相当径０．０１μｍ～０．５のＡｌ－Ｆｅ－Ｍｎ－Ｓｉ系金属間化合物の形成により、マトリクス中の固溶Ｓｉ量が低下する。その結果、接合加熱中の粒界に供給される固溶Ｓｉ量が更に減少し、粒界での液相生成が抑制され、耐変形性が向上する。
　連続鋳造法としては、双ロール式連続鋳造圧延法や双ベルト式連続鋳造法等の連続的に板状鋳塊を鋳造する方法であれば特に限定されるものではない。双ロール式連続鋳造圧延法とは、耐火物製の給湯ノズルから一対の水冷ロール間にアルミニウム溶湯を供給し、薄板を連続的に鋳造圧延する方法であり、ハンター法や３Ｃ法等が知られている。また、双ベルト式連続鋳造法は、上下に対峙し水冷されている回転ベルト間に溶湯を注湯してベルト面からの冷却で溶湯を凝固させてスラブとし、ベルトの反注湯側より該スラブを連続して引き出してコイル状に巻き取る連続鋳造方法である。
　双ロール式連続鋳造圧延法では、鋳造時の冷却速度が半連続鋳造法に比べて数倍～数百倍速い。例えば、半連続鋳造法の場合の冷却速度が０．５～２０℃／秒であるのに対し、双ロール式連続鋳造圧延法の場合の冷却速度は１００～１０００℃／秒である。そのため、鋳造時に生成する分散粒子が、半連続鋳造法に比べて微細かつ高密度に分布する特徴を有する。これにより粗大な晶出物の発生が抑制されるため、接合加熱中の結晶粒が粗大化する。また、冷却速度が速いために、添加元素の固溶量を増加させることができる。これにより、その後の熱処理によって微細な析出物が形成され、接合加熱中の結晶粒粗大化に寄与することができる。本発明においては、双ロール式連続鋳造圧延法の場合の冷却速度を１００～１０００℃／秒とするのが好ましい。１００℃／秒未満では目的の金属組織を得ることが困難となり、１０００℃／秒を超えると安定した製造が困難となる。
　双ロール式連続鋳造圧延法で鋳造する際の圧延板の速度は０．５～３ｍ／分が好ましい。鋳造速度は、冷却速度に影響を及ぼす。鋳造速度が０．５ｍ／分未満の場合は、上記のような十分な冷却速度が得られず化合物が粗大になる。また、３ｍ／分を超える場合は、鋳造時にロール間でアルミニウム材が十分に凝固せず、正常な板状鋳塊が得られない。
　双ロール式連続鋳造圧延法で鋳造する際の溶湯温度は、６５０～８００℃の範囲が好ましい。溶湯温度は、給湯ノズル直前にあるヘッドボックスの温度である。溶湯温度が６５０℃未満の温度では、給湯ノズル内に粗大な金属間化合物の分散粒子が生成し、それらが鋳塊に混入することで冷間圧延時の板切れの原因となる。溶湯温度が８００℃を超えると、鋳造時にロール間でアルミニウム材が十分に凝固せず、正常な板状鋳塊が得られない。より好ましい溶湯温度は６８０～７５０℃である。
　双ロール式連続鋳造圧延法で鋳造する板状鋳塊の板厚は２ｍｍ～１０ｍｍが好ましい。この厚さ範囲においては、板厚中央部の凝固速度も速く、均一組織な組織が得られ易い。板厚が２ｍｍ未満であると、単位時間当たりに鋳造機を通過するアルミニウム量が少なく、安定して溶湯を板幅方向に供給することが困難になる。一方、板厚が１０ｍｍを超えると、ロールによる巻取りが困難になる。より好ましい板状鋳塊の板厚は、４ｍｍ～８ｍｍである。
　双ロール式連続鋳造圧延法で鋳造された板状鋳塊を最終板厚に冷間圧延する工程中において、２５０～５５０℃で１～１０時間の範囲で焼鈍を行う。この焼鈍は鋳造後の製造工程において、最終冷間圧延を除くどの工程で行っても良く、１回以上行う必要がある。なお、焼鈍の回数の上限は好ましくは３回、より好ましくは２回である。この焼鈍は、材料を軟化させて最終圧延で所望の材料強度を得易くするために行われ、この焼鈍により材料中の金属間化合物のサイズ及び密度、添加元素の固溶量を最適に調整することが出来る。焼鈍温度が２５０℃未満では、材料の軟化が不十分なために、ろう付け加熱前のＴＳが高くなる。ろう付け加熱前のＴＳが高いと、成形性に劣るためコア寸法が悪化し、結果として耐久性が低下する。一方、５５０℃を超えた温度で焼鈍を行うと、製造工程中の材料への入熱量が多くなりすぎるために、金属間化合物が粗大かつ疎に分布することになる。粗大かつ疎に分布した金属間化合物は、固溶元素を取り込み難く、材料中の固溶量が低下し難い。また、１時間未満の焼鈍温度では上記の効果が十分ではなく、１０時間を越えた焼鈍時間では上記の効果が飽和しているために経済的に不利となる。
　また、調質はＯ材でもよくＨ材でもよい。Ｈ１ｎ材またはＨ２ｎ材とする場合は、最終冷間圧延率が重要である。最終冷間圧延率は５０％以下であり、好ましい最終冷間圧延率は５％～５０％である。最終冷間圧延率が５０％を超えると、加熱時に再結晶核が多数発生し、接合加熱後の結晶粒径が微細になる。なお、最終冷間圧延率が５％未満では、製造が実質上に困難となる場合がある。
９－１１－２．双ロール式連続鋳造圧延法における金属間化合物密度の制御
　上述の双ロール式連続鋳造圧延法とその後の製造工程により、半連続鋳造に比べて分散粒子を微細にすることが可能である。しかしながら、本発明に係るアルミニウム合金材の金属組織を得るためには、凝固時の冷却速度をより精密に制御することが重要となる。本発明者らは、上記冷却速度の制御が、アルミコーティング厚みの制御及び圧延荷重による溶湯内サンプ制御によって可能であることを見出した。
９－１１－３．アルミコーティング厚みの制御
　アルミコーティングとは、アルミニウム及び酸化アルミニウムを主成分とする皮膜である。鋳造中にロール表面に形成されるアルミコーティングは、ロール表面と溶湯の濡れを良くし、ロール表面と溶湯間の熱伝達を向上させる。アルミコーティングを形成するためには、６８０～７４０℃のアルミニウム溶湯を５００Ｎ／ｍｍ以上の圧延荷重にて双ロール式連続鋳造圧延を実施してもよく、或いは、双ロール式連続鋳造圧延開始前に３００℃以上に加熱した展伸材用アルミニウム合金板を圧下率２０％以上で２回以上圧延させてもよい。アルミコーティング形成に使用するアルミニウム溶湯又はアルミニウム合金板は、添加元素の少ない１０００系合金が特に好ましいが、その他のアルミニウム合金系を用いてもコーティング形成は可能である。鋳造中、アルミコーティング厚みは常に増加するため、窒化ホウ素、または炭素系離型剤（グラファイトスプレー、もしくは煤）をロール表面に１０μｇ／ｃｍ２で塗布し、アルミコーティングの更なる形成を抑制する。また、ブラシロール等で物理的に除去することも可能である。
　アルミコーティング厚みは１～５００μｍとするのが好ましい。これにより、溶湯の冷却速度が最適に調整され、接合加熱時の耐変形性に優れる金属間化合物密度とＳｉ固溶量を有するアルミニウム合金を鋳造することが可能となる。アルミコーティング厚みが１μｍ未満では、ロール表面と溶湯の濡れ性が悪いため、ロール表面と溶湯の接触面積が小さくなる。これにより、ロール表面と溶湯の熱伝達性が悪化し、溶湯の冷却速度が低下する。その結果、金属間化合物が粗大化し、所望の金属間化合物密度を得られない。また、ロール表面と溶湯の濡れ性が悪いと、ロール表面と溶湯が局所的に非接触となる場合もある。その場合、鋳塊が再溶解して溶質濃度の高い溶湯が鋳塊表面へ染み出して表面偏析が生じ、鋳塊表面において粗大な金属間化合物が形成される虞もある。一方、アルミコーティング厚みが５００μｍを超えると、ロール表面と溶湯の濡れ性は向上するものの、コーティングが厚すぎるためにロール表面及び溶湯間の熱伝達性は著しく悪化する。その結果、この場合も溶湯の冷却速度が低下するため、金属間化合物が粗大化し、所望の金属間化合物密度及びＳｉ固溶量を得られない。アルミコーティング厚みは、より好ましくは８０～４１０μｍである。
９－１１－４．圧延荷重による溶湯内サンプ制御
　連続鋳造板の金属間化合物密度については、本来凝固時の冷却速度を制御して操作することが望ましい。但し、鋳造中の冷却速度測定は非常に困難であり、オンラインで計測できるパラメータにて金属間化合物密度を制御することが必要とされる。
　双ロール式連続鋳造圧延法は、図３、４に示すように、上下に対向配置された金属製冷却ロール２Ａ、２Ｂとロール中心線３とノズルチップ４の出口に囲まれた領域２に、耐火物製のノズルチップ４を介してアルミニウム合金の溶湯１を注入して実施される。ここで、連続鋳造中の領域２は、圧延領域５と非圧延領域６に大別できる。圧延領域５におけるアルミニウム合金は凝固が完了し鋳塊となっており、ロールの圧下に対してロール分離力が発生する。一方、非圧延領域６におけるアルミニウム合金は、ロール近傍の凝固は完了しているものの、板厚中央部は未凝固の溶湯として存在しているため、ロール分離力は発生しない。凝固開始点７の位置は、鋳造条件を変化させても、ほぼ移動しない。そのため、鋳造速度を速く、又は、溶湯温度を高くして、図３に示すように圧延領域５を小さくすると溶湯内サンプは深くなり、結果として冷却速度は低下する。反対に鋳造速度を遅く、又は、溶湯温度を低くして、図４に示すように圧延領域５を大きくすると溶湯内サンプは浅くなり、冷却速度は増加する。このように、冷却速度は、圧延領域の増減、すなわちロール分離力の垂直成分である圧延荷重８の計測によって制御可能である。なお、溶湯内サンプとは、鋳造時の凝固部と未凝固部の固液界面のことであり、この界面が圧延方向に深く入りこんで谷型を形成している場合はサンプが深いと言い、反対に圧延方向に入りこまず平坦に近い界面を形成している場合はサンプが浅いという。
　上記圧延荷重は、５００～５０００Ｎ／ｍｍとするのが好ましい。圧延荷重が５００Ｎ／ｍｍ未満では、図１に示すように圧延領域４が小さく、溶湯内サンプが深い状況となる。これにより冷却速度が低くなり、粗大な晶出物が形成され易く、微細な析出物は形成され難くなる。その結果、接合加熱中に粗大な晶出物を核とする再結晶粒が増加し、結晶粒が微細になるため変形し易くなる。また、微細な析出物が疎になることで適切なピン止め効果が得られず、Ｓｉ固溶量も多くなるために接合加熱中において粒界に生成する液相が増加し、変形し易くなる。更に、溶質原子が板厚中央部に集まり、中心線偏析を起こす要因ともなる。
　一方、圧延荷重が５０００Ｎ／ｍｍを超えると、図２に示すように圧延領域５が大きく、溶湯内サンプが浅い状況となる。これにより、冷却速度が高くなりすぎ、Ａｌ系金属間化合物分布が過密となる。その結果、接合加熱中にピン止め効果が働きすぎて結晶粒が微細となり、変形し易くなる。また、ロール表面からの抜熱量が大きいため、ロール表面と非接触の溶湯（メニスカス部９）まで凝固が進行する。そのため、鋳造中の溶湯供給が不十分となり、リップルが深くなって鋳塊表面における表面欠陥が生じる。この表面欠陥は、圧延時の割れの起点となり得る。
９－１１－５．圧延荷重の測定方法
　双ロール式連続鋳造圧延法においては、鋳造中に鋳塊がロールを押し上げる力と、鋳造前から鋳造中まで上下ロール間にかかる一定の力が発生する。これら２つの力の和は、ロール中心線に平行な成分として、油圧式シリンダにて計測することが可能である。したがって、圧延荷重は、鋳造開始前と鋳造中におけるシリンダ圧の増加分を力に変換し、鋳造板の幅で割ることで求められる。例えば、シリンダ数が２個、シリンダ径が６００ｍｍ、１つのシリンダ圧の増加が４ＭＰａ、鋳造中の圧延板の幅が１５００ｍｍであった場合、板状鋳塊の単位幅あたりの圧延荷重は、下記式から１５０８Ｎ／ｍｍとなる。
　　４×３００２×π÷１５００×２＝１５０８Ｎ／ｍｍ　　
１０．その他の部材
　また、本発明の熱交換器の製造に用いる材料としてフィン材以外の部材については、特に規定しないが以下のような形態であるのが好ましい。
　フィン材に組み合わせるチューブ材は、外面にろう材を有していないろう付可能なアルミニウム合金材であれば良い。たとえば、３０００系や１０００系の押出多穴管や、３０００系の心材の外面に７０００系の犠牲陽極材をクラッドした電縫管などが用いられる。これらチューブ材は、熱交換器チューブの耐食性を向上させるために、更に表面にＺｎ溶射やＺｎ置換フラックスの塗布などが施されたものであっても良い。
　チューブ材の両端に配されるヘッダ材は、チューブ材を接合する為のろうが供給されるアルミニウム合金部材であることが好ましい。具体的には、素材として３０００系の心材の片面又は両面に４０００系ろう材をクラッドしたブレージングシート、前記構成のブレージングシートを電縫加工した管、３０００系の心材の片面又は両面に４０００系ろう材をクラッドした押出・抽伸材、３０００系の押出・抽伸材にペーストろうを塗布したものなどが用いられる。これら材料は、熱交換器ヘッダの耐食性を向上させるために、更に犠牲陽極材のクラッド、表面へのＺｎ溶射やＺｎ置換フラックスの塗布などが施されたものであっても良い。これら材料にプレス加工を施して、ヘッダ材として供される。
１１．熱交換器の製造方法
　本発明に係る熱交換器は、上記各部材を熱交換器の形状に組んだ後、フラックス塗布などの処理を施し、炉で加熱接合を行い製造される。
　本発明に係る熱交換器の製造方法、特に接合方法について以下に詳述する。本発明に係る熱交換器では、ろう材を使用することなく、アルミニウム合金のフィン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。また、この接合中において、上述の熱交換器フィンの金属組織が形成される。そのため、接合加熱条件を管理することが重要である。具体的には、本発明に用いるフィン材内部に液相が生成する固相線温度以上で液相線温度以下の温度であって、かつ、フィン材に液相が生成し、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において、接合に必要な時間加熱するものである。
　更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５％以上３５％以下となる温度で接合する必要がある。液相が少ないと接合が困難であるため、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、液相がフィン材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％以上の時間が３０秒以上３６００秒以内であるのが好ましい。より好ましくは、液相率が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％以上の時間が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。更には、結晶粒界の周囲の領域Ｂが十分に形成されず、十分な耐食性能を得られない虞がある。一方、液相率が５％以上の時間が３６００秒を超えると、アルミニウム合金材の変形が進行する場合がある。更には、結晶粒界の周囲の領域Ｂが過剰に形成される虞がある。なお、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。
　好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直ち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、組成より上記規定の液相率となる温度に設定する。
　なお、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。既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。予め材料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、フィン材は薄肉材であるので、内部に発生する応力が高過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材に加わると大きな変形が発生する虞がある。フィン材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。
１．第１実施例
　フィン、チューブ及びヘッダを下記材料を用いて形成し、これらを図５に示すような熱交換器の形状に組み付けた後、全体を接合加熱し、熱交換器を製造した。
フィン材の作製
　表１の合金組成の試験材を用いた。表１において、合金組成の「－」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。上記試験材を用いて、鋳造鋳塊を製造した。Ｆ１、Ｆ３については、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。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。
　Ｆ２の試験材については、双ロール式連続鋳造圧延法（ＣＣ）により鋳造鋳塊を製造した。双ロール式連続鋳造圧延法で鋳造する際の溶湯温度は６５０～８００℃であり、鋳造速度は０．６ｍ／分とした。なお、冷却速度については、直接的な測定が困難であるが、上述のように、アルミコーティング厚みの制御及び圧延荷重による溶湯内サンプ制御によって、３００～７００℃／秒の範囲となっているものと考えられる。このような鋳造工程により、幅１３０ｍｍ、長さ２００００ｍｍ、厚さ７ｍｍの鋳造鋳塊を得た。次に、得られた板状鋳塊を０．７ｍｍまで冷間圧延し、４２０℃×２時間の中間焼鈍後に、０．０７１ｍｍまで冷間圧延し、３５０℃×３時間の２回目の焼鈍の後に、０．０５０ｍｍまで最終冷間圧延率３０％で圧延して供試材とした。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
　ＣＣでの鋳造時には、溶湯温度６８０℃～７５０℃において結晶粒微細化剤を投入した。その際溶湯保持炉と給湯ノズル直前にあるヘッドボックスの間を連結する樋を流れる溶湯に対して、ワイヤー状の結晶粒微細化剤ロッドを用いて一定速度で連続的に投入した。結晶粒微細化剤はＡｌ－５Ｔｉ－１Ｂ合金を使用して、Ｂ量換算で０．００２％となるよう添加量を調整した。
　また、Ｆ４については、上記幅１０００ｍｍ、長さ３０００ｍｍ、厚さ４００ｍｍのＤＣ鋳造鋳塊に、表１に示す皮材（ろう材）をクラッドして二層ブレージングシートとした。クラッド後の冷間圧延、中間焼鈍、冷間圧延し、２回目の焼鈍、最終冷間圧延は、他のフィン材と同様にして行った。
　また、製造した板材（素板）中のＡｌ－Ｆｅ－Ｍｎ－Ｓｉ系金属間化合物の数密度のうち、円相当径０．０１～０．５μｍ未満のものは、板厚方向に沿った断面のＴＥＭ観察により測定した。ＴＥＭ観察用サンプルは電解エッチングを用いて作成した。平均的に５０～２００μｍの膜厚である視野を選択して観察した。Ｓｉ系金属間化合物とＡｌ系金属間化合物とは、ＳＴＥＭ－ＥＤＳによりマッピングを行うことで区別することができる。観察は各サンプル１０００００倍で１０視野ずつ行い、それぞれのＴＥＭ写真を画像解析することで円相当径０．０１～０．５μｍ未満のＡｌ－Ｆｅ－Ｍｎ－Ｓｉ系金属間化合物数を測定し、測定面積で割って数密度を算出した。
　また、製造した板材（素板）中のＡｌ－Ｆｅ－Ｍｎ－Ｓｉ系金属間化合物のうち、０．５～５μｍ未満のもの、５～１０μｍのもの、ならびに、０．５μｍ～５μｍ、５μｍ超～１０μｍＳｉ系金属間化合物の数密度は、板厚方向に沿った断面をＳＥＭ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－反射電子像観察とＳＥＭ－二次電子像観察を用いて区別した。反射電子像観察では、白いコントラストが強く得られるものがＡｌ系金属間化合物であり、白いコントラストが弱く得られるものはＳｉ系金属間化合物である。Ｓｉ系金属間化合物はコントラストが弱いため、微細な粒子などは判別がつき難いことがある。その場合は表面研磨後コロイダルシリカ系研濁液で１０秒程度エッチングしたサンプルをＳＥＭ－二次電子像観察した。黒いコントラストが強く得られる粒子がＳｉ系金属間化合物である。観察は各サンプル５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０．５～５μｍ未満、５～１０μｍのＡｌ－Ｆｅ－Ｍｎ－Ｓｉ系金属間化合物、および０．５μｍ～５μｍ、５μｍ超～１０μｍのＳｉ系金属間化合物の数密度を調べた。
　以上のＡｌ－Ｆｅ－Ｍｎ－Ｓｉ系金属間化合物とＳｉ系金属間化合物の数密度を、表１に併せて示す。
　フィン材は、板厚０．０７ｍｍのフィン材をコルゲート加工し、フィン山高さ８ｍｍｍ、フィンピッチ３ｍｍ、長さ４００ｍｍとしたコルゲートフィン材とした。
　チューブは、表２の合金組成の試験材を用いた。表２に示すように、長さ４４０ｍｍの押出多穴管をチューブ材とした。また、チューブ材外面の状態も、表２に併せて示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　ヘッダは、表３に示す肉厚１．３ｍｍ、直径２０ｍｍのクラッド管（心材＋皮材（ろう材））を長さ４００ｍｍに切断し、チューブ厚さとフィン山高さに合わせて合計３０箇所のチューブ差込穴の加工を施したものを用いた。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　これらの部材を図５の形状に組み付け、フッ化物フラックスを表面から全体に塗布した後、窒素雰囲気炉で加熱し接合を行った。各部材の組合せは表４に示した。組付体の加熱の際における最高到達温度は６０５℃とした。組付体の温度が４００℃以上であるときの炉内の酸素濃度は１００ｐｐｍ以下、露点は－４０℃以下となるよう制御した。また、これらの部材が６００℃～６０５℃の間に保持される時間を３０分とした。
　完成した各熱交換器について、フィンの断面観察を実施した。まず、結晶粒界の周囲の領域Ｂとその周囲の領域Ａの有無を観察した。次に、領域Ｂに存在する、０．１～２．５μｍの粒径を有するＡｌ－Ｆｅ－Ｍｎ－Ｓｉ系化合物の平均面積ｓを、図２により上述のようにして求めた。更に、フィン表面における領域Ａの面積占有率ａは、上述のように図６によりフィン長さ合計１ｍｍの視野の断面から、表面の全長に対する領域Ａが存在する部位の長さの和の割合として求めた。また、フィンのＬ－ＬＴ断面でのＡｌマトリクスの結晶粒径をＬμｍ、Ｌ－ＳＴ断面でのＡｌマトリクスの結晶粒径をＴμｍとして、上述のようにしてＬ／Ｔを求めた。更に、接合加熱後のフィンの自然電位と、フィンの自然電位－フィレットの自然電位を測定した。自然電位は、Ａｇ／ＡｇＣｌ電極を用い、純水中に重量比で５％のＮａＣｌを溶解させ、さらに酢酸を添加してｐＨ３にした溶液内で測定した。また、測定するサンプルには、熱交換器より切り出し、測定部位（フィンあるいはフィレット）以外をマスキングしたサンプルを用いた。
　以上のようにして作製した熱交換器に対して、腐食試験としてＳＷＡＴＴ試験を実施した。試験時間を１０００時間とし、試験終了後にチューブの漏れの有無を評価した。その後、チューブの漏れが無かった熱交換器の中央部より図７に示すようなサンプルを切り出し、腐食生成物を除去した後に樹脂に埋め込み、断面研磨後、断面観察を行った。そして、フィン長さ合計２ｍｍの視野の断面から、図７に示すように定義した中抜け腐食部の有無を観察した。すなわち、腐食試験後のフィンの断面を観察し、その視野内でのフィンの最外部より内側に、所定以上の腐食があるか否かで中抜け腐食の有無と程度を判断した。そして、視野内に１箇所でも図７ａに示すようなＬ１５０μｍ×ｔ７０μｍのガイドが納まる腐食が存在する場合を×、視野内に×となる腐食は無いもののＬ１５０μｍ×ｔ３０μｍのガイドが納まる腐食が１箇所でも存在する場合を△、それ以外を○と判定した。
　以上の結果を、表４に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000004
　実施例１～５では、チューブの漏れがなく、かつ、腐食試験後もフィンの中抜け腐食の評価結果が△以上となり、良好な結果が得られた。
　一方、比較例６及び７では、結晶粒界の周囲に領域Ｂが形成されず、チューブ漏れは発生しなかったものの、中抜け腐食が顕著に現れた。
第２実施例
　フィン、チューブ及びヘッダを下記材料を用いて形成し、第１実施例と同様に熱交換器の形状に組み付けた後、全体を接合加熱し、熱交換器を製造した。
　フィン材用に、表５の合金組成の試験材を用いた。表５において、合金組成の「－」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。この第２実施例では、フィン材中の微量添加元素の影響を検討した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000005
　上記試験材を用いて、鋳造鋳塊を製造した。Ｆ５～Ｆ３０は、第１実施例のＦ１、Ｆ３と同様にして加工した。また、製造した板材（素板）の粒子分布評価も、第１実施例と同様に行った。測定したＡｌ－Ｆｅ－Ｍｎ－Ｓｉ系金属間化合物とＳｉ系金属間化合物の数密度を、表６に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000006
　次に、第１実施例と同様にしてコルゲートフィン材に加工し、第１実施例で用いたのと同じチューブ材及びヘッダ材と組み合わせて熱交換器を作成した。このようにして作成した熱交換器を、第１実施例と同様に評価した。評価結果を表７に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000007
　実施例６～３１では、チューブの漏れがなく、かつ、腐食試験後もフィンの中抜け腐食の評価結果が○となり、良好な結果が得られた。
第３実施例
　フィン、チューブ及びヘッダを下記材料を用いて形成し、第１実施例と同様に熱交換器の形状に組み付けた後、全体を接合加熱し、熱交換器を製造した。この第３実施例では、主要添加元素の影響を検討した。
フィン材の作製
　まず、表８に示す合金組成の鋳造鋳塊を製造した。表８において、合金組成の「－」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。Ｆ３１、Ｆ３３～F４３については、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。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０．１４５ｍｍ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０．１１５ｍｍまで圧延して供試材とした。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000008
　Ｆ３２の試験材については、双ロール式連続鋳造圧延法（ＣＣ）により鋳造鋳塊を製造した。双ロール式連続鋳造圧延法で鋳造する際の溶湯温度は６５０～８００℃であり、鋳造速度は０．６ｍ／分とした。なお、冷却速度については、直接的な測定が困難であるが、上述のように、アルミコーティング厚みの制御及び圧延荷重による溶湯内サンプ制御によって、３００～７００℃／秒の範囲となっているものと考えられる。このような鋳造工程により、幅１３０ｍｍ、長さ２００００ｍｍ、厚さ７ｍｍの鋳造鋳塊を得た。次に、得られた板状鋳塊を０．７ｍｍまで冷間圧延し、４２０℃×２時間の中間焼鈍後に、０．１ｍｍまで冷間圧延し、３５０℃×３時間の２回目の焼鈍の後に、０．０７ｍｍまで最終冷間圧延率３０％で圧延して供試材とした。
　ＣＣでの鋳造時には、溶湯温度６８０℃～７５０℃において結晶粒微細化剤を投入した。その際溶湯保持炉と給湯ノズル直前にあるヘッドボックスの間を連結する樋を流れる溶湯に対して、ワイヤー状の結晶粒微細化剤ロッドを用いて一定速度で連続的に投入した。結晶粒微細化剤はＡｌ－５Ｔｉ－１Ｂ合金を使用して、Ｂ量換算で０．００２％となるよう添加量を調整した。
　また、製造した板材（素板）の粒子分布評価も、第１実施例と同様に行った。測定したＡｌ－Ｆｅ－Ｍｎ－Ｓｉ系金属間化合物とＳｉ系金属間化合物の数密度を、表９に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000009
　フィン材は、板厚０．１１５ｍｍのフィン材をコルゲート加工し、フィン山高さ８ｍｍｍ、フィンピッチ３ｍｍ、長さ４００ｍｍとしたコルゲートフィン材とした。チューブ及びヘッダは、第１実施例で用いたものと同じものを用いた。
　これらの部材を図５の形状に組み付け、フッ化物フラックスを表面から全体に塗布した後、窒素雰囲気炉で加熱し接合を行った。組付体の加熱の際における最高到達温度は６０５℃とした。組付体の温度が４００℃以上であるときの炉内の酸素濃度は１００ｐｐｍ以下、露点は－４０℃以下となるよう制御した。また、これらの部材が６００℃～６０５℃の間に保持される時間を３分とした。
　このようにして作製した熱交換器を、第１実施例と同様に評価した。評価結果を表１０に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000010
　実施例３２～４０では、チューブの漏れがなく、かつ、腐食試験後もフィンの中抜け腐食の評価結果が△以上となり、良好な結果が得られた。
　比較例４１～４４では、チューブの漏れがなかったが、フィンの中抜け腐食が顕著に現れたため、評価は×となった。
　本発明によれば、高腐食環境下でも長期間にわたって作動流体漏れが発生せず、かつ、腐食による冷却性能の低下が抑制される熱交換器が得られる。例えば、ルームエアコン用熱交換器やカーエアコン用熱交換器に好適に用いられる。
　１・・・アルミニウム合金の溶湯
　２・・・領域
　２Ａ・・・ロール
　２Ｂ・・・ロール
　３・・・ロール中心線３
　４・・・ノズルチップ
　５・・・圧延領域                                          
　６・・・非圧延領域
　７・・・凝固開始点
　８・・・圧延荷重
　９・・・メニスカス部
　ｎ・・・結晶粒数
　ｔ・・・板厚
　Ｔ・・・Ｌ－ＳＴ断面におけるＡｌマトリクスの板厚方向の結晶粒の平均長さ
 

Claims (12)

  1. 　作動流体が流通するアルミニウム材のチューブと、当該チューブに金属的に接合されたアルミニウム材のフィンとを含む熱交換器であって、前記フィンが、０．１～２．５μｍの円相当径を有するＡｌ－Ｆｅ－Ｍｎ－Ｓｉ系金属間化合物が５．０×１０４個／ｍｍ２未満存在する領域Ｂを結晶粒界の周囲に有し、かつ、当該領域Ｂの周囲に、０．１～２．５μｍの円相当径を有するＡｌ－Ｆｅ－Ｍｎ－Ｓｉ系金属間化合物が５．０×１０４～１．０×１０７個／ｍｍ２存在する領域Ａを有することを特徴とする熱交換器。
  2. 　結晶粒界の長さ当たりにおける前記領域Ｂの平均面積をｓμｍとして、２＜ｓ＜４０を満たす、請求項１に記載の熱交換器。
  3. 　前記フィンの表面における前記領域Ａの面積占有率が６０％以上である、請求項１又は２に記載の熱交換器。
  4. 　接合部フィレット以外の前記チューブ表面にＡｌ－Ｓｉ共晶組織が存在しない、請求項１～３のいずれか一項に記載のアルミニウム合金熱交換器。
  5. 　前記フィンのＬ－ＬＴ断面でのＡｌマトリクスの結晶粒径をＬμｍとし、前記フィンのＬ－ＳＴ断面でのＡｌマトリクスの結晶粒径をＴμｍとして、Ｌ≧１００、かつ、Ｌ／Ｔ≧２である、請求項１～４のいずれか一項に記載のアルミニウム合金熱交換器。
  6. 　前記フィンの自然電位が－９１０ｍＶ以上であり、当該フィンの自然電位が、前記フィンとチューブの接合部のフィレットの自然電位より０～２００ｍＶ貴である、請求項１～５のいずれか一項に記載のアルミニウム合金熱交換器。
  7. 　請求項１～６のいずれか一項に記載の熱交換器に用いるフィン材であって、Ｓｉ：１．０～５．０ｍａｓｓ％、Ｆｅ：０．１～２．０ｍａｓｓ％、Ｍｎ：０．１～２．０ｍａｓｓ％を含有し、残部Ａｌ及び不可避的不純物からなるアルミニウム合金からなり、０．５～５μｍの円相当径を有するＳｉ系金属間化合物が２５０～７×１０４個／ｍｍ２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１０～１０００個／ｍｍ２存在することを特徴とする単層で加熱接合機能を有する熱交換器用フィン材。
  8. 　前記アルミニウム合金が、Ｍｇ：２．０ｍａｓｓ％以下、Ｃｕ：１．５ｍａｓｓ％以下、Ｚｎ：６．０ｍａｓｓ％以下、Ｔｉ：０．３ｍａｓｓ％以下、Ｖ：０．３ｍａｓｓ％以下、Ｚｒ：０．３ｍａｓｓ％以下、Ｃｒ：０．３ｍａｓｓ％以下及びＮｉ：２．０ｍａｓｓ％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７に記載の熱交換器用フィン材。
  9. 　請求項１～６のいずれか一項に記載の熱交換器に用いるフィン材であって、Ｓｉ：１．０～５．０ｍａｓｓ％、Ｆｅ：０．０１～２．０ｍａｓｓ％を含有し、残部Ａｌ及びＭｎを含む不可避的不純物からなるアルミニウム合金からなり、０．５～５μｍの円相当径を有するＳｉ系金属間化合物が２５０～７×１０５個／ｍｍ２存在し、０．５～５μｍの円相当径を有するＡｌ－Ｆｅ－Ｍｎ－Ｓｉ系金属間化合物が１００～７×１０５個／ｍｍ２存在することを特徴とする単層で加熱接合機能を有する熱交換器用フィン材。
  10. 　前記アルミニウム合金が、Ｍｎ：２．０ｍａｓｓ％以下、Ｍｇ：２．０ｍａｓｓ％以下、Ｃｕ：１．５ｍａｓｓ％以下、Ｚｎ：６．０ｍａｓｓ％以下、Ｔｉ：０．３ｍａｓｓ％以下、Ｖ：０．３ｍａｓｓ％以下、Ｚｒ：０．３ｍａｓｓ％以下、Ｃｒ：０．３ｍａｓｓ％以下及びＮｉ：２．０ｍａｓｓ％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９に記載の熱交換器用フィン材。
  11. 　請求項１～６のいずれか一項に記載の熱交換器に用いるフィン材であって、Ｓｉ：１．０～５．０ｍａｓｓ％、Ｆｅ：０．０１～２．０ｍａｓｓ％を含有し、残部Ａｌ及びＭｎを含む不可避的不純物からなるアルミニウム合金からなり、５．０～１０μｍの円相当径を有するＳｉ系金属間化合物が２００個／ｍｍ２以下存在し、０．０１～０．５μｍの円相当径を有するＡｌ－Ｆｅ－Ｍｎ－Ｓｉ系金属間化合物が１０～１×１０４個／μｍ３存在することを特徴とする単層で加熱接合機能を有する熱交換器用フィン材。
  12. 　前記アルミニウム合金が、Ｍｎ：０．０５～２．０ｍａｓｓ％、Ｍｇ：０．０５～２．０ｍａｓｓ％、Ｃｕ：０．０５～１．５ｍａｓｓ％、Ｚｎ：６．０ｍａｓｓ％以下、Ｔｉ：０．３ｍａｓｓ％以下、Ｖ：０．３ｍａｓｓ％以下、Ｚｒ：０．３ｍａｓｓ％以下、Ｃｒ：０．３ｍａｓｓ％以下及びＮｉ：２．０ｍａｓｓ％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１０に記載の熱交換器用フィン材。
     
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