WO2019244411A1 - 耐座屈性に優れた熱交換器用アルミニウム合金フィン材及びその製造方法 - Google Patents

耐座屈性に優れた熱交換器用アルミニウム合金フィン材及びその製造方法 Download PDF

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fin material
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cold rolling
tensile strength
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貴訓 小久保
敏也 穴見
大輔 下坂
貴弘 篠田
功一 中下
山本　哲也
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日本軽金属株式会社
株式会社デンソー
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    • F28F2275/00—Fastening; Joining
    • F28F2275/04—Fastening; Joining by brazing

Definitions

  • Aluminum heat exchangers are made by brazing aluminum alloy fins to aluminum working fluid passage materials.
  • this aluminum alloy fin material is required to have a sacrificial anode effect in order to prevent corrosion of the material constituting the working fluid passage, and to be deformed by high-temperature heating at the time of brazing. Excellent sag resistance and erosion resistance are required to prevent penetration.
  • the thickness of the fin material constituting the working fluid passage is required to be reduced.
  • the fin material for a heat exchanger is brazed after being assembled to another member for a heat exchanger. Therefore, the strength before brazing and the high-temperature buckling resistance are also studied.
  • Patent Document 1 discloses that Mn contains 0.8 to 2.0% (% by weight, the same applies hereinafter), Si 0.2 to 0.6%, Zn 0.4 to 2.0%, and contains 0.03% of Cu.
  • Fe is controlled to 0.2% or less, the balance is made of Al and unavoidable impurities, and 600 or more intermetallic compounds having a diameter in the range of 0.02 to 0.3 ⁇ m / ⁇ m 3
  • the intermetallic compound having a diameter of 3 ⁇ m or more is regulated to 500 particles / mm 2 or less, the average crystal grain size of the surface after brazing is 0.4 mm or more, and the plate thickness is 0.03 to 0.10 mm.
  • aluminum alloy fin materials for heat exchangers having high strength and high heat resistance, having a tensile strength of 200 N / mm 2 or more, have been proposed.
  • the fin material for heat exchange proposed in Patent Literature 1 has a high strength before brazing (original plate strength) and is deformed at the time of assembling the heat exchanger even if the plate thickness is as thin as 0.1 mm or less. It is said that the possibility of buckling is extremely low, the buckling resistance at high temperatures is excellent, and the possibility of buckling due to the high temperature during brazing is also small.
  • the heat exchanger fin material is formed into a predetermined shape by corrugation or the like before brazing the fin material to another heat exchanger member, the requirements for formability are strict. . Further, Mn, Fe, Si, Zn, and the like are added to the fin material in order to satisfy the above-described basic characteristics. High strength aluminum alloy fins for heat exchangers having low tensile strength, high tensile strength after brazing and high thermal conductivity have been developed.
  • Patent Literature 2 includes 0.5 to 1.4 wt% of Si, 0.15 to 1.0 wt% of Fe, 0.8 to 3.0 wt% of Mn, and 0.5 to 2.5 wt% of Zn, and further contains Mg as an impurity. Limited to 0.05 wt% or less, the balance of ordinary molten impurities and Al is cast into a thin slab with a thickness of 5 to 10 mm by a twin-belt caster and wound into rolls. Cold rolling to 0.08 to 2.0 mm, intermediate annealing at a holding temperature of 350 to 500 ° C, and cold rolling at a cold rolling reduction of 50 to 96% to make the final sheet thickness 40 to 200 ⁇ m. A method for producing a high-strength aluminum alloy fin material for a heat exchanger has been proposed.
  • the fin material proposed in Patent Document 2 has high strength and thermal conductivity after brazing, and is excellent in sag resistance, erosion resistance, self-corrosion resistance, and sacrificial anode effect. .
  • the fin material for a heat exchanger is formed into a predetermined shape by corrugation or the like before brazing the fin material and another heat exchanger member. At this time, there is a problem in that the wear of the molding die progresses due to the second phase particles having high hardness existing in the metal structure of the fin material, and the life of the die is shortened.
  • Patent Literature 3 discloses a technique for defining the number of second phase particles having a size of 1 ⁇ m or more per unit area existing in a metal structure of a fin material in order to improve the mold wear characteristics.
  • the chemical composition is, in mass%, Si: 0.8 to 1.0%, Fe: 1.1 to 1.4%, Mn: 0.6 to 0.7. %, Zn: 0.5-0.9%, provided that Fe + Mn: 2.0% or less, the balance consisting of Al and unavoidable impurities, and Mg as the unavoidable impurities: 0.05% or less;
  • the temperature is 620 ° C.
  • the second phase particles have a high strength and a heat transfer characteristic, a sacrificial corrosion property, a brazing property and a wear resistance of a mold, characterized in that the number of the second phase particles per unit area is 6,000 / mm 2 or less.
  • Excellent aluminum alloy fin materials for heat exchangers have been proposed.
  • the fin material proposed in Patent Literature 3 although the particle density of the second phase particles having high hardness existing in the metal structure of the fin material is controlled in order to improve the mold wear characteristics, the fin material is not used. Since the contents of Si and Mn are small, there is a concern that when the fin material is made thinner, the fin material as a working fluid constituent material after brazing tends to buckle.
  • Patent Document 4 discloses that, by mass%, Si: 0.9 to 1.2%, Fe: 0.8 to 1.1%, Mn: 1.1 to 1.4%, Zn: 0.9 to 1 0.1%, Mg as an impurity is 0.05% or less, Cu is 0.03% or less, and ([Si] + [Fe] +2 [Mn]) / 3 is 1.4% to 1.6%.
  • the thickness is 35-50 ⁇ m, the tensile strength before brazing is 215 MPa or less, the solidus temperature is 620 ° C.
  • the tensile strength after brazing is 140 MPa or more, and the conductivity after brazing is limited to
  • the fin material has a ⁇ of 45% IACS or more and a natural potential after brazing of ⁇ 730 mV to ⁇ 760 mV.
  • the amount of springback is small, the fin has an appropriate strength before brazing for easy fin molding, and has a high strength after brazing, and has a mold wear characteristic. It can be said that an aluminum alloy fin material for a heat exchanger having excellent erosion resistance, self-corrosion resistance, and sacrificial anode effect can be obtained.
  • the fin material proposed in Patent Literature 4 has a small amount of springback and has an appropriate strength before brazing for easy fin molding, but in a specific composition, ([Si] + [Fe] +2) [Mn]) / 3 is limited to 1.4% to 1.6%. Therefore, if the thickness of the fin material is reduced, the fin material as a working fluid constituent material after brazing tends to buckle. It is concerned.
  • a slab is cast by a twin belt casting machine, and under the specified conditions, cold rolling and annealing are appropriately combined to perform a final sheet thickness of 30.
  • An object of the present invention is to provide a fin material thinned to a final plate thickness of 30 to 80 ⁇ m, which is excellent in formability at the time of corrugating, has an appropriate strength before brazing for easy fin forming, and
  • An object of the present invention is to provide an aluminum alloy fin material for a heat exchanger which exhibits appropriate self-corrosion resistance and a sacrificial anode effect, and has high strength and excellent buckling resistance as a material constituting a working fluid passage.
  • the fin material of the present invention (the first invention of the present application) contains, by mass%, Si: 1.3% to 1.6% and Fe: 0.30% to 0.70%. , Mn: 1.8% to 2.3%, Zn: 0.5% to 2.0%, Ti: 0.002% to 0.10%, and 0.05% or less of Mg as an impurity , Cu is limited to 0.06% or less, the balance is composed of unavoidable impurities and Al, the final plate thickness is 30 to 80 ⁇ m, the tensile strength is 260 MPa or less, the solidus temperature is 615 ° C. or more, and further brazing heating is performed.
  • An aluminum alloy fin material for a heat exchanger is provided, which has a tensile strength of 170 MPa or more as measured after cooling and a natural potential of -780 mV to -700 mV.
  • a molten metal having the above composition is poured, and a slab having a thickness of 6 to 15 mm is continuously cast using a twin belt casting machine.
  • the first invention of the present application even if the final sheet thickness is reduced to 30 to 80 ⁇ m, it is excellent in formability at the time of corrugating, easy to fin, has a suitable strength before brazing, and has a suitable strength. It is possible to provide an aluminum alloy fin material for a heat exchanger which exhibits self-corrosion resistance and a sacrificial anode effect, and has high strength and excellent buckling resistance as a material constituting a working fluid passage.
  • a slab is formed by a twin-belt casting machine using a molten aluminum having a specified composition, and cold rolling and annealing are appropriately combined under specified conditions to satisfy the above conditions.
  • Aluminum alloy fin material for a heat exchanger can be manufactured.
  • FIG. 1 is a diagram showing the appearance of a brazing test specimen.
  • FIG. 2 is a graph showing a relationship between a load (N) and a displacement (mm) when a compression test is performed using the brazing specimen shown in FIG.
  • Si coexists with Fe and Mn to form a submicron-level Al- (Fe.Mn) -Si-based compound at the time of brazing, and has an effect of increasing tensile strength and buckling strength after brazing. If the Si content is less than 1.3%, the effect is not sufficient. If the Si content exceeds 1.6%, the solidus temperature is lowered, and erosion may occur in the fin material during brazing. Therefore, the Si content ranges from 1.3% to 1.6%. The preferred Si content ranges from 1.4% to 1.55%. A more preferred Si content is in the range of greater than 1.4% to 1.5%.
  • Fe coexists with Mn and Si to generate a submicron-level Al- (Fe.Mn) -Si-based compound during brazing, contributes to dispersion strengthening, and increases the strength after brazing.
  • the Fe content must be 0.30% or more. If the Fe content is less than 0.30%, the strength decreases.
  • the Fe content exceeds 0.70%, coarse Al- (Fe.Mn) -Si-based crystallization is generated during casting of the alloy, and it becomes difficult to produce a sheet material. Therefore, the Fe content is in the range of 0.30% to 0.70%.
  • the preferred Fe content ranges from 0.30% to 0.65%. A more preferred Fe content is in the range of 0.30% to 0.60%.
  • Mn 1.8% to 2.3%
  • Mn precipitates at a high density as a submicron level Al- (Fe.Mn) -Si-based compound at the time of brazing, and has an effect of increasing tensile strength and buckling strength after brazing. is there.
  • submicron-level Al- (Fe.Mn) -Si-based precipitates have a strong recrystallization inhibiting action, the recrystallized grains have a size of 200 ⁇ m or more, erosion resistance can be secured, and brazing property is improved. To obtain this effect, the Mn content must be 1.8% or more.
  • the Mn content exceeds 2.3%, the tensile strength before brazing becomes too high, and the formability decreases. Therefore, the Mn content is in the range of 1.8% to 2.3%.
  • the preferred Mn content is in the range of 1.9% to 2.3%.
  • a more preferred Mn content is in the range of more than 2.0% to 2.3%.
  • Zn imparts a sacrificial anode effect to lower the natural potential of the fin material after brazing. To obtain this effect, the Zn content must be 0.5% or more. However, if the Zn content exceeds 2.0%, the natural potential becomes excessively low, and the self-corrosion resistance of the material deteriorates. Therefore, the Zn content is in the range of 0.5% to 2.0%. The preferred Zn content is in the range of 0.5% to 1.9%. A more preferred Zn content is in the range of 0.5% to 1.8%.
  • Ti acts as a crystal grain refiner at the time of slab casting, and prevents cracking of the slab at the time of casting. To obtain this effect, a Ti content of 0.002% or more is required. However, when the Ti content exceeds 0.10%, coarse intermetallic compound TiAl 3 is crystallized during casting, and there is a possibility that TiAl 3 becomes a starting point during cold rolling to become a defect. Therefore, the Ti content is in the range of 0.002% to 0.10%. The preferred Ti content ranges from 0.002% to 0.07%. A more preferred Ti content is in the range of 0.005% to 0.05%.
  • Mg affects the brazing property, and if its content exceeds 0.05%, the brazing property may be impaired.
  • fluorine (F) in the component of the flux easily reacts with Mg in the alloy, and a compound such as MgF 2 is generated. Therefore, the absolute amount of the flux that works effectively at the time of brazing is insufficient, and brazing failure is likely to occur. Therefore, the content of Mg among the inevitable impurities is particularly limited to 0.05% or less.
  • Cu 0.06% or less
  • Cu makes the potential noble and improves the tensile strength after brazing, if it exceeds 0.06%, the tensile strength before brazing becomes excessively high and may deteriorate the formability. Therefore, the content of Cu among the inevitable impurities is particularly limited to 0.06% or less.
  • the unavoidable impurities are elements that are unavoidably mixed from the raw material bullion, returned material and the like.
  • Cr, Zr, and Ni in particular reduce the thermal conductivity (conductivity) even in a very small amount, and therefore are each regulated to less than 0.05% by mass.
  • the content of B is regulated to less than 0.03%, because the effect of increasing the content of Ti may decrease the effect of refining crystal grains depending on the content of Ti.
  • allowable contents for example, Pb, Bi, Sn, Na, Ca, and Sr
  • others for example, Ga, V, Co, Nb, Mo, and W
  • the effects of the present invention are not impaired even if an uncontrolled element is contained in these ranges.
  • the final plate thickness is 30-80 ⁇ m] To reduce the thickness and weight, the final thickness is limited to 80 ⁇ m or less. On the other hand, if the final plate thickness is less than 30 ⁇ m, the strength of the heat exchanger itself after fin brazing is insufficient. Therefore, the final thickness of the fin material is limited to 30 to 80 ⁇ m.
  • the fin material according to the first invention of the present application is brazed to a tube or the like and used as a heat exchanger. For this reason, it is necessary to satisfy a predetermined required strength of the entire heat exchanger, and it is preferable that the buckling load of the fin as a working fluid component after brazing is high. Therefore, the tensile strength after brazing is limited to 170 MPa or more.
  • the spontaneous potential of the fin material according to the first invention of the present application is a potential based on a silver-silver chloride reference electrode (SSE: Ag / AgCl / 5% NaCl aqueous solution). If the natural potential after brazing is less than -780 mV, the potential becomes too low, and the self-corrosion resistance of the fin material is undesirably reduced. If the natural potential after brazing exceeds -700 mV, the potential becomes too noble and the sacrificial anode effect of the fin material is undesirably reduced.
  • SSE silver-silver chloride reference electrode
  • the natural potential after the heating by brazing is in the range of -780 mV to -700 mV.
  • the preferred spontaneous potential after heating by brazing is in the range of -760 mV to -700 mV.
  • the more preferable spontaneous potential after heating by brazing is in the range of -750 mV to -700 mV.
  • the twin-belt casting machine includes a pair of rotating belt portions provided with an endless belt and vertically facing each other, a cavity formed between the pair of rotating belt portions, and a cooling unit provided inside the rotating belt portion. And a method in which a molten metal is supplied into the cavity through a nozzle made of a refractory material to continuously cast a slab, or the like.
  • the thickness of the slab to be cast is limited to 6 to 15 mm. With this thickness, the solidification rate in the central part of the plate thickness is high, and when the composition is within the range of the present invention, the composition has a small amount of coarse compounds and has excellent properties with a large crystal grain size after brazing. Having a fin material. If the slab thickness is less than 6 mm, the amount of aluminum passing through the twin belt casting machine per unit time becomes too small, and casting becomes difficult. If the thickness exceeds 15 mm, it becomes difficult to wind the cast slab as it is. Therefore, the slab thickness is limited to 6 to 15 mm.
  • the slab cooling rate at a ⁇ ⁇ thickness of the slab is about 20 to 200 ° C./sec.
  • a coarse intermetallic compound such as Al— (Fe ⁇ Mn) —Si during casting is suppressed within the range of the chemical composition of the present invention. It is possible to increase the solid solution amount of elements such as Fe, Si, and Mn in the matrix.
  • the slab has a thickness of 6 to 15 mm and can be wound as it is on a coil.
  • skin pass rolling with a draft of about 5 to 10% by a hot rolling mill may be performed. it can. In this way, the flatness of the surface can be improved, and the surface quality of the coil can be improved.
  • first cold rolling process In the first cold rolling step, the slab wound around the coil is subjected to cold rolling in a plurality of passes by a cold rolling mill to a thickness of 1.0 to 6.0 mm. If the plate thickness exceeds 6.0 mm, the cold rolling reduction is too low, which is inappropriate. If the sheet thickness is less than 1.0 mm, work hardening becomes too severe, and it becomes difficult to continue cold rolling.
  • the holding temperature of the first intermediate annealing is 360 to 460 ° C.
  • the holding temperature of the first intermediate annealing is lower than 360 ° C.
  • a sufficient softened state cannot be obtained.
  • the holding temperature of the first intermediate annealing exceeds 460 ° C.
  • the Al— (Fe ⁇ Mn) —Si-based compound precipitated in the matrix during the intermediate annealing becomes coarse, so that the effect of dispersion strengthening is reduced and the desired effect is obtained.
  • the holding temperature of the first intermediate annealing is preferably 380 to 440 ° C.
  • the holding time of the first intermediate annealing is not particularly limited, but is preferably in the range of 1 to 5 hours. If the holding time of the first intermediate annealing is less than 1 hour, the temperature of the entire coil remains non-uniform, and a uniform softened state in the plate may not be obtained, which is not preferable. If the holding time of the first intermediate annealing exceeds 5 hours, it takes too much time for the treatment to lower the productivity, which is not preferable.
  • the temperature rising rate and the cooling rate during the first intermediate annealing are not particularly limited, but are preferably 30 ° C./hr or more. If the rate of temperature rise and the rate of cooling during the first intermediate annealing treatment are less than 30 ° C./hr, it takes too much time for the treatment to lower the productivity, which is not preferable.
  • the sheet subjected to the first intermediate annealing treatment is subjected to a plurality of passes of cold rolling by a cold rolling mill to a sheet thickness of 0.05 to 0.12 mm.
  • the sheet thickness exceeds 0.12 mm, the amount of strain accumulated in the sheet by cold rolling is too small, and a sheet having a predetermined metal structure cannot be obtained after the second intermediate annealing step.
  • the sheet thickness is less than 0.05 mm, it is difficult to perform the final cold rolling step at a final cold rolling reduction of 20 to 50% after the second intermediate annealing step, and a fin material having a predetermined temper is obtained. Becomes difficult.
  • the holding temperature of the second intermediate annealing is 200 to 350 ° C.
  • the holding temperature of the second intermediate annealing is lower than 200 ° C.
  • a sufficient softened state cannot be obtained.
  • the holding temperature of the second intermediate annealing exceeds 350 ° C.
  • the Al— (Fe ⁇ Mn) —Si-based compound precipitated in the matrix becomes coarse, and the effect of dispersion strengthening is small. And the desired tensile strength after brazing may not be obtained.
  • the holding temperature of the second intermediate annealing is preferably set to 220 to 330 ° C.
  • the holding time of the second intermediate annealing is not particularly limited, but is preferably in the range of 1 to 5 hours. If the holding time of the second intermediate annealing is less than 1 hr, it is not preferable because sufficient softening may not be obtained while the temperature of the entire coil remains uneven. If the holding time of the second intermediate annealing exceeds 5 hours, it takes too much time for the treatment to lower the productivity, which is not preferable.
  • the temperature rising rate and the cooling rate during the second intermediate annealing are not particularly limited, but are preferably 30 ° C./hr or more. If the rate of temperature rise and the rate of cooling during the second intermediate annealing treatment are less than 30 ° C./hr, it takes too much time for the treatment to lower the productivity, which is not preferable.
  • the final cold rolling reduction is limited to 20 to 50%.
  • the strain energy accumulated in the cold rolling is small, and recrystallization is not completed in the heating process during brazing, so that sag resistance and erosion resistance are reduced. If the final cold rolling reduction exceeds 50%, the product strength becomes too high, and it becomes difficult to obtain a predetermined fin shape in fin molding.
  • the aluminum alloy fin material (final thickness: 30 to 80 ⁇ m) manufactured in this way is slit to a predetermined width and then corrugated to form a working fluid passage material, for example, a 3003 alloy coated with a brazing material.
  • a heat exchanger unit can be obtained by alternately stacking flat tubes made of a clad plate made of and brazing them.
  • Example A In Example A, the result of studying the component composition of the aluminum alloy fin material for a heat exchanger according to the first invention of the present application will be described.
  • a molten alloy having a composition of 11 levels was melted in a # 10 crucible, and degassing treatment was performed by blowing an inert gas for 5 minutes using a small lance. After a sample for analysis was collected on a disk, each molten alloy was cast into a water-cooled mold having an inner size of 200 ⁇ 200 ⁇ 16 mm to produce a slab.
  • Table 1 shows the composition analysis value (component composition) of each material (11 levels) by emission spectroscopy.
  • the first stage of cold rolling was performed to a thickness of 4.0 mm, and the temperature was increased at a rate of 50 ° C./hr in an annealing furnace.
  • a first intermediate annealing treatment of air cooling was performed.
  • the second intermediate cold-rolling is performed by performing a second-stage cold rolling to a plate thickness of 0.083 mm, heating at a heating rate of 50 ° C./hr in an annealing furnace, holding at 300 ° C. ⁇ 2 hr, and air-cooling.
  • cold rolling was performed at a final cold rolling reduction of 40% to obtain a fin material having a final plate thickness of 50 ⁇ m (temper symbol: H 14 ).
  • Solidus temperature (° C) The solidus temperature of the fin materials having the compositions of alloy Nos. 1 to 11 obtained above was measured by differential thermal analysis. Table 2 shows the measurement results of the obtained solidus temperatures.
  • brazing heating conditions Assuming actual brazing heating conditions, the fin material having the composition of alloy No. 1 to alloy No. 11 obtained above was heated from room temperature to about 600 ° C. at an average heating rate of 50 ° C./min. , A heat treatment of cooling at an average cooling rate of 100 ° C./min. That is, the above-mentioned heat treatment was applied to the fin materials having the compositions of alloy No. 1 to alloy No. 11 obtained above without using the brazing material.
  • the solidus temperature was 615 ° C. or higher, and the brazing property (erosion resistance) was good.
  • the fin material of Comparative Example 4 (alloy No. 7) had a high Fe content and too low Si and Mn contents, the tensile strength after brazing heating was less than 170 MPa and the strength was insufficient.
  • the buckling load (average value) was less than 290 N, and the buckling resistance was poor.
  • the fin material of Comparative Example 5 (alloy No. 8), although the Cu content was too high, the Si content was too low, so that the tensile strength before brazing and heating exceeded 260 MPa, and the tensile strength after brazing and heating. was less than 170 MPa, and the strength was insufficient.
  • the fin material of Comparative Example 6 (alloy No.
  • Comparative Example 7 Since the fin material of Comparative Example 7 (alloy No. 10) had too low Si and Mn contents, the tensile strength after brazing heating was less than 170 MPa, the strength was insufficient, and the buckling load (average value) was low. It was less than 290 N and was inferior in buckling resistance. Comparative Example 8 (alloy No. 11) had a high Fe content and a too low Si and Mn content, so the tensile strength after brazing was less than 170 MPa and the strength was insufficient. The bending load (average value) was less than 290 N, and the buckling resistance was poor.
  • Example B In the embodiment B, a description will be given of a result obtained by examining plate making conditions such as a primary intermediate annealing condition and a secondary intermediate annealing condition in the second invention of the present application.
  • the first-stage cold rolling was performed on the facing slab (alloy No. 1, thickness 10 mm) prepared in Example A to a thickness of 4.0 mm, and the temperature was increased in an annealing furnace at a rate of 50 ° C / hr. After heating at 280, 400 and 500 ° C. for 2 hours, a first intermediate annealing treatment of air cooling was performed.
  • the plate is subjected to a second-stage cold rolling to have a plate thickness of 0.083, 0.091, and 0.110 mm, and is heated in an annealing furnace at a heating rate of 50 ° C./hr to 150, 250, 300, and 450. After holding at 2 ° C. ⁇ 2 hours, a second intermediate annealing treatment for air cooling was performed. Further, a cold rolling was performed at a final cold rolling ratio of 40% and 45% to obtain a fin material having a final plate thickness of 50 and 60 ⁇ m (temper symbol: H 14 ).
  • the temperature was raised from room temperature to about 600 ° C. at an average temperature rising rate of 50 ° C./min, assuming the actual brazing heating conditions. Then, after holding at about 600 ° C. for about 2 minutes, a heat treatment for cooling at an average cooling rate of 100 ° C./min was performed.
  • the fin material of Example 1 (alloy No. 1) had a component composition within the scope of the present invention and was manufactured under plate-making conditions within the scope of the present invention.
  • Good brazing properties (erosion resistance), good moldability with tensile strength before brazing heat of 260 MPa or less, high tensile strength after brazing heat of 170 MPa or more, and high strength after brazing and heating after brazing.
  • the fin material of Comparative Example 9 (alloy No. 1) was within the composition range of the present invention, but because the primary intermediate annealing temperature was too high at 500 ° C., the tensile strength after brazing heating was less than 170 MPa, and the strength was low. Was missing.
  • the fin material of Comparative Example 10 (alloy No. 1) was within the composition range of the present invention, but the primary intermediate annealing temperature was too low at 280 ° C., so the tensile strength before brazing heating exceeded 260 MPa. It was determined that the moldability was poor.
  • the fin material of Comparative Example 11 (alloy No.
  • the aluminum alloy fin material for heat exchangers manufactured under plate-making conditions within the scope of the present invention has a tensile strength of 260 MPa or less and a solidus temperature of less than 260 MPa. 615 ° C. or more, and furthermore, the tensile strength measured after brazing, heating and cooling is 170 MPa or more, and the natural potential is ⁇ 780 mV to ⁇ 700 mV.

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Abstract

最終板厚３０～８０μｍに薄肉化されたフィン材であっても、コルゲート加工時の成形性に優れており、フィン成形が容易な適度のろう付け前強度を有するとともに、適度な自己耐食性と犠牲陽極効果を示し、作動流体通路を構成する材料として高強度で耐座屈性に優れた熱交換器用アルミニウム合金フィン材を提供する。質量％で、Ｓｉ：１．３％～１．６％、Ｆｅ：０．３０％～０．７０％、Ｍｎ：１．８％～２．３％、Ｚｎ：０．５％～２．０％、Ｔｉ：０．００２％～０．１０％を含み、さらに不純物としてのＭｇを０．０５％以下、Ｃｕを０．０６％以下に限定し、残部不可避的不純物とＡｌからなり、最終板厚が３０～８０μｍ、抗張力が２６０ＭＰａ以下、固相線温度が６１５℃以上であり、更にろう付け加熱し冷却した後に測定したときの抗張力が１７０ＭＰａ以上且つ自然電位が－７８０ｍＶ～－７００ｍＶである。

Description

耐座屈性に優れた熱交換器用アルミニウム合金フィン材及びその製造方法
　アルミニウム製熱交換器には、アルミニウム製の作動流体通路構成材料などにアルミニウム合金フィン材をろう付けしたものが用いられる。熱交換器の性能特性を向上させるため、このアルミニウム合金フィン材として、作動流体通路構成材料を防食するために犠牲陽極効果が要求されるとともに、ろう付け時の高温加熱により変形したり、ろうが浸透したりしないように優れた耐サグ性、耐エロージョン性が要求される。
　熱交換器の軽量化とともに、作動流体通路を構成するフィン材の薄肉化が要求されている。薄肉化が進む状況の中で、熱交換器用フィン材は他の熱交換器用部材に組み付けた後にろう付けされるため、ろう付け加熱前の強度や耐高温座屈性についても検討されている。
　特許文献１には、Ｍｎ０．８～２．０％（重量％、以下同じ）、Ｓｉ０．２～０．６％、Ｚｎ０．４～２．０％を含有し、かつＣｕが０．０３％以下、Ｆｅが０．２％以下にそれぞれ規制され、残部がＡｌおよび不可避的不純物よりなり、しかも０．０２～０．３μｍの範囲内の径の金属間化合物を６００個／μｍ３ 以上含むとともに、３μｍ以上の径の金属間化合物が５００個／ｍｍ２ 以下に規制され、ろう付け加熱後の表面の平均結晶粒径が０．４ｍｍ以上であり、さらに板厚が０．０３～０．１０ｍｍの範囲内で、引張強さが２００Ｎ／ｍｍ２ 以上であることを特徴とする、高強度・高耐熱性を有する熱交換器用アルミニウム合金製フィン材が提案されている。
　特許文献１で提案されている熱交換用フィン材は、ろう付け前の強度（元板強度）が高く、板厚が０．１ｍｍ以下と薄肉であっても、熱交換器組立時において変形、座屈するおそれが極めて少なく、しかも耐高温座屈性も優れていて、ろう付け時の高温によって座屈するおそれも少ない、とのことである。
　また、熱交換器用フィン材は、フィン材と他の熱交換器用部材とをろう付けする前に、コルゲート加工等によって、所定の形状に成形されるため、成形性についても要求が厳しくなっている。さらに、フィン材には、上記したような基本的な特性を満足するために、Ｍｎ、Ｆｅ、Ｓｉ、Ｚｎ等が添加されているが、最近では、製造プロセスに工夫を凝らして、ろう付け前の抗張力が低く、ろう付け後の抗張力及び熱伝導度が高い熱交換器用高強度アルミニウム合金フィンが開発されている。
　特許文献２には、Ｓｉ０．５～１．４ｗｔ％、Ｆｅ０．１５～１．０ｗｔ％、Ｍｎ０．８～３．０ｗｔ％、Ｚｎ０．５～２．５ｗｔ％を含み、さらに不純物としてのＭｇを０．０５ｗｔ％以下に限定し、残部通常の不純物とＡｌからなる溶湯を、双ベルト式鋳造機により厚さ５～１０ｍｍの薄スラブを連続的に鋳造してロールに巻き取った後、板厚０．０８～２．０ｍｍまで冷間圧延し、保持温度３５０～５００℃で中間焼鈍を施し、冷延率５０～９６％の冷間圧延を行って最終板厚を４０μｍ～２００μｍとすることを特徴とする熱交換器用高強度アルミニウム合金フィン材の製造方法が提案されている。
　特許文献２で提案されているフィン材は、ろう付け後において高い強度と熱伝導度を有し、耐サグ性、耐エロージョン性、自己耐食性、犠牲陽極効果に優れている、とのことである。
　前述のように、熱交換器用フィン材は、フィン材と他の熱交換器用部材とをろう付けする前に、コルゲート加工等によって、所定の形状に成形される。この際、フィン材の金属組織中に存在する硬度の高い第２相粒子によって成形用金型の摩耗が進行し、金型の寿命が短くなるという問題があった。
　特許文献３には、この金型摩耗特性を改善するため、フィン材の金属組織中に存在する１μｍ以上の第２相粒子の単位面積当たり個数を規定する技術が開示されている。具体的には、特許文献３には、化学組成が、質量％で、Ｓｉ：０．８～１．０％、Ｆｅ：１．１～１．４％、Ｍｎ：０．６～０．７％、Ｚｎ：０．５～０．９％、但しＦｅ＋Ｍｎ：２．０％以下、残部Ａｌおよび不可避的不純物から成り、該不可避的不純物としてのＭｇ：０．０５％以下であり、固相線温度が６２０℃以上であり、ろう付け後の状態において、耐力が４０ＭＰａ以上、導電率が４９．５％ＩＡＣＳ以上、自然電位が－７４０ｍＶ以下であり、金属組織中で観察される円相当径１μｍ以上の第２相粒子の単位面積当たり個数が６千個/ｍｍ２以下であることを特徴とする、高強度で且つ伝熱特性、犠牲腐食性、ろう付け性および金型の耐摩耗性に優れた熱交換器用アルミニウム合金フィン材が提案されている。
　特許文献３で提案されているフィン材では、金型摩耗特性を向上させるため、フィン材の金属組織中に存在する硬度の高い第２相粒子の粒子密度を制御しているものの、フィン材中のＳｉ、Ｍｎの含有量が少ないため、フィン材の薄肉化を図ると、ろう付け後の作動流体構成材としてのフィン材が座屈しやすくなるということが懸念される。
　特許文献４には、質量％で、Ｓｉ：０．９～１．２％、Ｆｅ：０．８～１．１％、Ｍｎ：１．１～１．４％、Ｚｎ：０．９～１．１％を含み、不純物としてのＭｇを０．０５％以下、Ｃｕを０．０３％以下、（〔Ｓｉ〕＋〔Ｆｅ〕＋２〔Ｍｎ〕）／３を１．４％～１．６％に限定し、残部不可避的不純物とＡｌからなり、板厚が３５～５０μｍ、ろう付け前抗張力が２１５ＭＰａ以下、固相線温度が６２０℃以上、ろう付後抗張力が１４０ＭＰａ以上、ろう付け後導電率が４５％ＩＡＣＳ以上、ろう付け後自然電位が－７３０ｍＶ～－７６０ｍＶであるフィン材が提案されている。
　特許文献４で提案されているフィン材によると、スプリングバック量が小さく、フィン成形が容易な適度のろう付け前強度を有し、しかもろう付け後には高い強度を有し、且つ金型摩耗特性、耐エロージョン性、自己耐食性、犠牲陽極効果にも優れる熱交換器用アルミニウム合金フィン材とすることができる、とのことである。
　特許文献４で提案されているフィン材では、スプリングバック量が小さく、フィン成形が容易な適度のろう付け前強度を有しているものの、特定の組成において、（〔Ｓｉ〕＋〔Ｆｅ〕＋２〔Ｍｎ〕）／３を１．４％～１．６％に限定しているため、フィン材の薄肉化を図ると、ろう付け後の作動流体構成材としてのフィン材が座屈しやすくなるということが懸念される。
特開２０００－１１９７８３号公報 特開２００５－００２３８３号公報 特開２００９－２７０１８０号公報 特開２０１４－０４７３８４号公報
　したがって、合金組成を適切な範囲に規定するとともに、製造方法として、双ベルト鋳造機でスラブを鋳造し、規定した条件下で、冷間圧延及び焼鈍を適宜組み合わせて行なうことにより、最終板厚３０～８０μｍである薄肉化されても、コルゲート加工時の成形性に優れており、フィン成形が容易な適度のろう付け前強度を有するとともに、適度な自己耐食性と犠牲陽極効果を示し、作動流体通路を構成する材料として高強度で耐座屈性に優れた熱交換器用フィン材を得ることが望まれる。
　本発明の目的は、最終板厚３０～８０μｍに薄肉化されたフィン材であっても、コルゲート加工時の成形性に優れており、フィン成形が容易な適度のろう付け前強度を有するとともに、適度な自己耐食性と犠牲陽極効果を示し、作動流体通路を構成する材料として高強度で耐座屈性に優れた熱交換器用アルミニウム合金フィン材を提供することにある。
　上記の目的を達成するために、本発明のフィン材（本願の第１発明）は、質量％で、Ｓｉ：１．３％～１．６％、Ｆｅ：０．３０％～０．７０％、Ｍｎ：１．８％～２．３％、Ｚｎ：０．５％～２．０％、Ｔｉ：０．００２％～０．１０％を含み、さらに不純物としてのＭｇを０．０５％以下、Ｃｕを０．０６％以下に限定し、残部不可避的不純物とＡｌからなり、最終板厚が３０～８０μｍ、抗張力が２６０ＭＰａ以下、固相線温度が６１５℃以上であり、更にろう付け加熱し冷却した後に測定したときの抗張力が１７０ＭＰａ以上且つ自然電位が－７８０ｍＶ～－７００ｍＶであることを特徴とする、熱交換器用アルミニウム合金フィン材が提供される。
　本発明のフィン材の製造方法（本願の第２発明）は、上記の組成の溶湯を注湯して、双ベルト鋳造機を用いて、厚さ６～１５ｍｍのスラブを連続して鋳造してロールに巻き取る連続鋳造工程と、冷間圧延を施して板厚を１．０～６．０ｍｍとする第１次冷間圧延工程と、３６０～４６０℃で中間焼鈍を施す第１次中間焼鈍工程と、冷間圧延を施して板厚を０．０５～０．１２ｍｍとする第２次冷間圧延工程と、２００～３５０℃で中間焼鈍を施す第２次中間焼鈍工程と、冷間圧延率２０～５０％の冷間圧延を施して最終板厚を３０～８０μｍとする最終冷間圧延工程と、を含むことを特徴とする。
　本願の第１発明によると、最終板厚３０～８０μｍに薄肉化されても、コルゲート加工時の成形性に優れており、フィン成形が容易な、適度のろう付け前強度を有するとともに、適度な自己耐食性と犠牲陽極効果を示し、作動流体通路を構成する材料として高強度で耐座屈性に優れた熱交換器用アルミニウム合金フィン材を提供することができる。
　本願の第２発明によると、組成を規定したアルミニウム溶湯を用いて、双ベルト鋳造機でスラブとし、規定した条件下で冷間圧延及び焼鈍を適宜組み合わせて行なうことにより、上記の諸条件を備えた熱交換器用アルミニウム合金フィン材を製造することができる。
図１は、ろう付け試験体の外観を示す図である。 図２は、図１に示すろう付試験体を用いて圧縮試験を行った際の荷重（N）と変位量（mm）との関係を示すグラフである。
　＜熱交換器用アルミニウム合金フィン材＞
　以下に、本願の第１発明である熱交換器用アルミニウム合金フィン材について、組成を限定した理由、並びに最終板厚、抗張力、固相線温度、ろう付け加熱後の抗張力、及びろう付け加熱後の自然電位について説明する。本願明細書において、特に限定のない限り、％は質量％を意味するものとする。
〔Ｓｉ：１．３％～１．６％〕
　Ｓｉは、Ｆｅ、Ｍｎと共存して、ろう付け時にサブミクロンレベルのＡｌ－（Ｆｅ・Ｍｎ）－Ｓｉ系の化合物を生成し、ろう付け後の抗張力、座屈強度を高める効果がある。Ｓｉの含有量が１．３％未満ではその効果が十分でなく、１．６％を超えると、固相線温度が低下するため、ろう付け時にフィン材にエロージョンを発生させるおそれがある。したがって、Ｓｉ含有量は１．３％～１．６％の範囲である。好ましいＳｉ含有量は１．４％～１．５５％の範囲である。さらに好ましいＳｉ含有量は１．４％超え～１．５％の範囲である。
〔Ｆｅ：０．３０％～０．７０％〕
　Ｆｅは、Ｍｎ、Ｓｉと共存して、ろう付け時にサブミクロンレベルのＡｌ－（Ｆｅ・Ｍｎ）－Ｓｉ系の化合物を生成し、分散強化に寄与し、ろう付け後の強度を高める。この効果を得るためには、Ｆｅ含有量０．３０％以上が必要である。Ｆｅ含有量が０．３０％未満では強度が低下する。一方、Ｆｅ含有量が０．７０％を超えると、合金の鋳造時に粗大なＡｌ－（Ｆｅ・Ｍｎ）－Ｓｉ系晶出物が生成して板材の製造が困難となる。したがって、Ｆｅ含有量は０．３０％～０．７０％の範囲である。好ましいＦｅ含有量は０．３０％～０．６５％の範囲である。さらに好ましいＦｅ含有量は０．３０％～０．６０％の範囲である。
〔Ｍｎ：１．８％～２．３％〕
　Ｍｎは、Ｆｅ、Ｓｉと共存させることによりろう付け時にサブミクロンレベルのＡｌ－（Ｆｅ・Ｍｎ）－Ｓｉ系化合物として高密度に析出して、ろう付け後の抗張力、座屈強度を高める効果がある。また、サブミクロンレベルのＡｌ－（Ｆｅ・Ｍｎ）－Ｓｉ系析出物は強い再結晶阻止作用を有するため再結晶粒が２００μｍ以上となり、耐エロージョン性を確保でき、ろう付け性が向上する。この効果を得るためにはＭｎ含有量１．８％以上が必要である。Ｍｎ含有量が２．３％を超えると、ろう付け前の抗張力が高くなりすぎて成形性が低下する。したがって、Ｍｎ含有量は１．８％～２．３％の範囲である。好ましいＭｎ含有量は１．９％～２．３％の範囲である。さらに好ましいＭｎ含有量は２．０％超え～２．３％の範囲である。
〔Ｚｎ：０．５％～２．０％〕
　Ｚｎは、フィン材のろう付け後の自然電位を卑にするため、犠牲陽極効果を与える。この効果を得るためにはＺｎ含有量０．５％以上が必要である。ただし、Ｚｎ含有量が２．０％を超えると自然電位が過剰に卑となり、材料の自己耐食性が劣化する。したがって、Ｚｎ含有量は０．５％～２．０％の範囲である。好ましいＺｎ含有量は０．５％～１．９％の範囲である。さらに好ましいＺｎ含有量は０．５％～１．８％の範囲である。
〔Ｔｉ：０．００２％～０．１０％〕
　Ｔｉは、スラブ鋳造時に結晶粒微細化剤として作用し、鋳造時のスラブの割れを防止する。この効果を得るためにはＴｉ含有量０．００２％以上が必要である。ただし、Ｔｉ含有量が０．１０％を超えると、鋳造時に粗大な金属間化合物ＴｉＡｌ３が晶出して、冷間圧延中にＴｉＡｌ３が起点となって欠陥となるおそれがある。したがって、Ｔｉ含有量は０．００２％～０．１０％の範囲である。好ましいＴｉ含有量は０．００２％～０．０７％の範囲である。さらに好ましいＴｉ含有量は０．００５％～０．０５％の範囲である。
〔Ｍｇ：０．０５％以下〕
　Ｍｇは、ろう付け性に影響し、その含有量が０．０５％を超えると、ろう付け性を害するおそれがある。特にフッ化物系フラックスを用いたろう付けの場合、フラックスの成分中のフッ素（Ｆ）と合金中のＭｇとが反応し易く、ＭｇＦ2 などの化合物が生成する。そのため、ろう付け時に有効に作用するフラックスの絶対量が不足し、ろう付け不良が生じ易くなる。したがって、不可避的不純物のうち特にＭｇの含有量を０．０５％以下に限定する。
〔Ｃｕ：０．０６％以下〕
　Ｃｕは電位を貴にして、ろう付け後の抗張力を向上させるものの、０．０６％を超えると、ろう付け前の抗張力が高くなりすぎて成形性を劣化させるおそれがある。したがって、不可避的不純物のうち特にＣｕの含有量を０．０６％以下に限定する。
〔その他の不可避的不純物〕
　不可避的不純物は原料地金、返り材等から不可避的に混入する元素である。それらの元素のうち、特にＣｒ、Ｚｒ、Ｎｉは、微量であっても熱伝導性（導電率）を低下させるので、それぞれ各０．０５質量％未満に規制する。Ｂは、その含有量が増加すると、Ｔｉ含有量にもよるが結晶粒の微細化効果が低下するおそれがあるので、０．０３％未満に規制する。その他の管理外元素のうち、許容できる含有量（例えば、Ｐｂ、Ｂｉ、Ｓｎ、Ｎａ、Ｃａ、Ｓｒ）については、それぞれ０．０２％未満に規制し、その他（例えば、Ｇａ、Ｖ、Ｃｏ、Ｎｂ、Ｍｏ、Ｗ）については、それぞれ各０．０５％未満に規制する。なお、これらの範囲で管理外元素を含有しても本発明の効果を妨げるものではない。
〔最終板厚が３０～８０μｍ〕
　薄肉軽量化のため、最終板厚は８０μｍ以下に制限する。また、最終板厚３０μｍ未満では、フィンろう付け後の熱交換器自体の強度不足を招来する。したがって、フィン材の最終板厚は３０～８０μｍに限定する。
〔抗張力が２６０ＭＰａ以下〕
　ろう付け前の抗張力が２６０ＭＰａを超えると、板厚３０～８０μｍの薄肉フィン材の場合、フィン成形時の成形性が低下して所定の形状が得られなくなるおそれがあるため好ましくない。したがって、ろう付け前の抗張力は２６０ＭＰａ以下に限定する。
〔固相線温度が６１５℃以上〕
　固相線温度が６１５℃未満の場合、ろう付け時にエロージョンが発生する可能性が高まるため、好ましくない。したがって、固相線温度は６１５℃以上に限定する。
〔更にろう付け加熱し冷却した後に測定したときの抗張力が１７０ＭＰａ以上〕
　本願の第１発明であるフィン材は、チューブ等にろう付けされて熱交換器として使用される。このため、熱交換器全体として所定の要求強度を満足させる必要があり、ろう付け後の作動流体構成材としてのフィンの座屈荷重も高い方が好ましい。したがって、ろう付け加熱後の抗張力は１７０ＭＰａ以上に限定する。
〔更にろう付け加熱し冷却した後に測定したときの自然電位が－７８０ｍＶ～－７００ｍＶ〕
　本願の第１発明であるフィン材における自然電位は、銀塩化銀照合電極（ＳＳＥ：Ａｇ/ＡｇＣｌ/５％ＮａＣｌ水溶液）を基準とした電位をいう。ろう付け後の自然電位が－７８０ｍＶ未満であると電位が卑になりすぎて、フィン材の自己耐食性が低下するため好ましくない。ろう付け後の自然電位が－７００ｍＶを超えると電位が貴になりすぎて、フィン材の犠牲陽極効果が低下するため好ましくない。したがって、ろう付け加熱後の自然電位は－７８０ｍＶ～－７００ｍＶの範囲である。好ましいろう付け加熱後の自然電位は－７６０ｍＶ～－７００ｍＶの範囲である。さらに好ましいろう付け加熱後の自然電位は－７５０ｍＶ～－７００ｍＶの範囲である。
　＜熱交換器用アルミニウム合金フィン材の製造方法＞
　次に、本願の第２発明である熱交換器用アルミニウム合金フィン材の製造方法について、スラブの鋳造条件、第１次冷間圧延工程、第１次中間焼鈍工程、第２次冷間圧延工程、第２次中間焼鈍工程、及び最終冷間圧延工程、のそれぞれについての、製造条件等について、説明する。
［スラブの鋳造工程］
（双ベルト鋳造機を用いること）
　双ベルト鋳造機は、エンドレスベルトを備え上下に対峙する一対の回転ベルト部と、当該一対の回転ベルト部の間に形成されるキャビティーと、上記回転ベルト部の内部に設けられた冷却手段とを備え、耐火物からなるノズルを通して上記キャビティー内に金属溶湯が供給されて連続的にスラブを鋳造するもの等を使用することができる。このような双ベルト鋳造機を用いることで、面削工程、均質化処理工程、及び熱間圧延工程を省略することができる。
（スラブ厚みを６～１５ｍｍとすること）
　本願の第２発明においては、鋳造するスラブの厚さは６～１５ｍｍに限定する。この厚さであると、板厚中央部の凝固速度が速く、均一組織でしかも本発明範囲の組成であると、粗大な化合物の少なく、ろう付け後において結晶粒径の大きい優れた諸性質を有するフィン材とすることができる。スラブ厚さが６ｍｍ未満であると、単位時間当たりに双ベルト鋳造機を通過するアルミニウム量が小さくなりすぎて、鋳造が困難になる。厚さが１５ｍｍを超えると、鋳造スラブをそのまま巻き取ることが困難となる。よって、スラブ厚さを６～１５ｍｍに限定する。
　双ベルト鋳造機を用いて、厚み６～１５ｍｍのスラブを鋳造する場合、スラブ１/４厚みの位置におけるスラブ冷却速度は、２０～２００℃/sec程度である。このように比較的速い冷却速度で溶湯が凝固することによって、本発明の化学組成の範囲内において、鋳造時にＡｌ－（Ｆｅ・Ｍｎ）－Ｓｉなどの粗大な金属間化合物の晶出を抑制することが可能となり、Ｆｅ、Ｓｉ、Ｍｎなどの元素のマトリックスへの固溶量を高めることができる。
　本願の第２発明においては、スラブ厚みが６～１５ｍｍであり、そのままコイルに巻き取ることも可能であるが、例えば、熱間圧延機により圧下率５～１０％程度のスキンパス圧延を行うこともできる。このようにすれば、表面の平胆度を改善することができ、コイルの表面品質も向上する。
〔第１次冷間圧延工程〕
　第１次冷間圧延工程では、コイルに巻き取ったスラブに対して、冷間圧延機によって、複数パスの冷間圧延を施し、板厚１．０～６．０ｍｍとする。板厚６．０ｍｍを超えると、冷間圧延率が低すぎて不適切である。板厚１．０ｍｍ未満とすると、加工硬化が激しくなりすぎて、冷間圧延を続行することが困難となる。
〔第１次中間焼鈍工程〕
　第１次中間焼鈍の保持温度は３６０～４６０℃とする。第1次中間焼鈍の保持温度が３６０℃未満の場合、十分な軟化状態を得ることができない。第１次中間焼鈍の保持温度が４６０℃を超えると、中間焼鈍時にマトリックス中に析出するＡｌ－（Ｆｅ・Ｍｎ）－Ｓｉ系化合物が粗大となるため、分散強化の効果が小さくなり、所望のろう付け後の抗張力が得られないおそれがあり、好ましくない。第１次中間焼鈍の保持温度は、３８０～４４０℃とすることが好ましい。
　第１次中間焼鈍の保持時間は特に限定する必要はないが、１～５ｈｒの範囲とすることが好ましい。第１次中間焼鈍の保持時間が１ｈｒ未満では、コイル全体の温度が不均一なままで、板中における均一な軟化状態が得られない可能性があるので、好ましくない。第１次中間焼鈍の保持時間が５ｈｒを超えると、処理に時間が掛かりすぎて生産性が低下するため、好ましくない。
　第1次中間焼鈍処理時の昇温速度および冷却速度は特に限定する必要はないが、３０℃／ｈｒ以上とすることが好ましい。第1次中間焼鈍処理時の昇温速度および冷却速度が３０℃／ｈｒ未満の場合、処理に時間が掛かりすぎて生産性が低下するので、好ましくない。
〔第２次冷間圧延工程〕
　第２次冷間圧延工程では、第１次中間焼鈍処理を施した板に対して、冷間圧延機によって複数パスの冷間圧延を施し、板厚０．０５～０．１２ｍｍとする。板厚０．１２ｍｍを超えると、冷間圧延によって板に蓄積される歪量が少なすぎて、第２次中間焼鈍工程後に所定の金属組織を有する板を得ることができない。板厚０．０５ｍｍ未満であると、第２次中間焼鈍工程後に最終冷延率２０～５０％の最終冷間圧延工程を行うことが困難となり、所定の調質を施したフィン材を得ることが難しくなる。
〔第２次中間焼鈍工程〕
　第２次中間焼鈍の保持温度は２００～３５０℃とする。第２次中間焼鈍の保持温度が２００℃未満の場合、十分な軟化状態を得ることができない。これに対し、第２次中間焼鈍の保持温度が３５０℃を超えると、マトリックス中に析出しているＡｌ－（Ｆｅ・Ｍｎ）－Ｓｉ系化合物が粗大化してしまうため、分散強化の効果が小さくなり、所望のろう付け後の抗張力が得られないおそれがある。第２次中間焼鈍の保持温度は、２２０～３３０℃とすることが好ましい。
　第２次中間焼鈍の保持時間は特に限定する必要はないが、１～５ｈｒの範囲とすることが好ましい。第２次中間焼鈍の保持時間が１ｈｒ未満では、コイル全体の温度が不均一なままで、十分な軟化の得られない可能性があるので好ましくない。第２次中間焼鈍の保持時間が５ｈｒを超えると、処理に時間が掛かりすぎて生産性が低下するため、好ましくない。
　第２次中間焼鈍処理時の昇温速度および冷却速度は特に限定する必要はないが、３０℃／ｈｒ以上とすることが好ましい。第２次中間焼鈍処理時の昇温速度および冷却速度が３０℃／ｈｒ未満の場合、処理に時間が掛かりすぎて生産性が低下するので、好ましくない。
〔最終冷延率２０～５０％の最終冷間圧延工程〕
　最終冷間圧延工程では、最終冷延率は２０～５０％に限定する。最終冷延率が２０％未満の場合、冷間圧延で蓄積される歪エネルギーが少なく、ろう付け時の昇温過程で再結晶が完了しないため、耐サグ性と耐エロージョン性が低下する。最終冷延率が５０％を超えると、製品強度が高くなり過ぎて、フィン成形において所定のフィン形状を得ることが困難になる。
　このようにして製造されたアルミニウム合金フィン材（最終板厚を３０～８０μｍ）は、所定幅にスリッティングした後コルゲート加工して、作動流体通路用材料、例えば、ろう材を被覆した３００３合金などからなるクラッド板からなる偏平管と交互に積層し、ろう付け接合することにより熱交換器ユニットとすることができる。
　（実施例Ａ）
　この実施例Ａでは、本願の第１発明である熱交換器用アルミニウム合金フィン材の成分組成について検討した結果について説明する。
　１１水準の組成の合金溶湯を＃１０坩堝中で溶解し、小型ランスを用いて不活性ガスを５分間吹き込んで脱ガス処理を行なった。分析用サンプルをディスクに採取した後、各合金溶湯を内寸法２００×２００×１６ｍｍの水冷金型に鋳込み、スラブを作製した。各供材（１１水準）の発光分光分析による組成分析値（成分組成）を表１に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
　これらのスラブの両面に各３ｍｍの面削を施した後、第１段の冷間圧延を施して板厚を４．０ｍｍとし、焼鈍炉内で昇温速度５０℃／ｈｒで昇温し、４００℃×２ｈｒ保持した後、空冷する第１次中間焼鈍処理を施した。さらに第２段の冷間圧延を施して板厚を０．０８３ｍｍとし、焼鈍炉内で昇温速度５０℃／ｈｒで昇温し、３００℃×２ｈｒ保持した後、空冷する第２中間焼鈍処理を施した。さらに最終冷間圧延率４０％の冷間圧延を施して最終板厚が５０μｍのフィン材（調質記号：Ｈ１４）とした。
　上記得られた合金No.1～合金No.11の組成のフィン材について、下記（１）乃至（３）の試験測定を行った。
（１）ろう付け加熱前の諸特性
〔試験項目〕
　［１］抗張力（ＭＰａ）
　ろう付け加熱前の抗張力として、上記得られた合金No.1～合金No.11の組成のフィン材の抗張力を測定した。得られた抗張力の測定結果を表２に示す。
　［２］固相線温度（℃）
　上記得られた合金No.1～合金No.11の組成のフィン材について、示差熱分析によって固相線温度を測定した。得られた固相線温度の測定結果を表２に示す。
（２）ろう付け加熱後の諸特性
〔ろう付け加熱条件〕
　実際のろう付け加熱の条件を想定して、上記得られた合金No.１～合金No.11の組成のフィン材について、室温から６００℃近傍まで平均昇温速度５０℃／ｍｉｎで昇温し、６００℃近傍で２分間程度保持後、平均冷却速度１００℃／ｍｉｎで冷却する熱処理を行った。すなわち、ろう材を用いることなく、上記得られた合金No.１～合金No.11の組成のフィン材に上記熱処理を施した。
〔試験項目〕
　［１］抗張力〔ＭＰａ〕
　ろう付け加熱後の抗張力として、上記熱処理を施した後の合金No.1～合金No.11の組成のフィン材の抗張力を測定した。得られた抗張力の測定結果を表２に示す。
　［２］自然電位〔ｍＶ〕
　ろう付け加熱後の自然電位として、上記熱処理を施した後の合金No.1～合金No.11の組成のフィン材について、銀塩化銀電極（飽和）を照合電極として、５％食塩水中で６０ｍｉｎ浸漬後の自然電位（ｍＶ）を測定した。得られた自然電位の測定結果を表２に示す。
　（３）座屈荷重の測定
　上記得られた合金No.1～合金No.11（計１１水準）の組成のフィン材のそれぞれについて、高さ２．３ｍｍ×幅２１ｍｍ×ピッチ３．４ｍｍ（８山）のコルゲート状に加工した（各水準３個作製）。次に非腐食性フッ化物系フラックスを塗布した厚さ０．２５ｍｍのブレージングシート（ろう材４０４５合金、クラッド率８％）を準備した。コルゲート状のフィン材の上下にブレージングシートを設置し、室温から６００℃近傍まで平均昇温速度５０℃／ｍｉｎで昇温し、６００℃近傍で２分間程度保持後、平均冷却速度１００℃／ｍｉｎで冷却することで、ろう付試験体を作製した。ろう付試験体の外観を図１に示す。このろう付試験体を用いて圧縮試験を行って、図２に示すように、その時の最大荷重を測定して、これを座屈荷重とした。各水準につき３回試験を行って、３回測定した座屈荷重の平均値を算出し、この平均値で評価を行った。得られた座屈荷重の測定結果およびその平均値（ｎ＝３）を表２に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　実施例１～３（合金No.1～3）のフィン材は、本願発明の組成範囲内であったため、固相線温度が６１５℃以上でろう付け性（耐エロージョン性）が良好であり、ろう付加熱前の抗張力が２６０ＭＰａ以下で成形性が良好であり、ろう付加熱後の抗張力が１７０ＭＰａ以上で高強度であり、ろう付け加熱後の自然電位が－７００ｍＶ～－７８０ｍＶで適度な自己耐食性と犠牲陽極効果を示し、座屈荷重（平均値）が２９０Ｎ以上で耐座屈性に優れたものであった。
　比較例１（合金No.4）のフィン材は、Ｓｉの含有量が低すぎたため、ろう付け加熱後の抗張力が１７０ＭＰａ未満であり強度が不足しており、座屈荷重（平均値）が２９０Ｎ未満であり耐座屈性に劣っていた。
　比較例２（合金No.5）のフィン材は、Ｓｉ、Ｍｎの含有量が低すぎたため、ろう付け加熱後の抗張力が１７０ＭＰａ未満であり強度が不足しており、自然電位が－７８０ｍＶ未満であり、座屈荷重（平均値）が２９０Ｎ未満であり耐座屈性に劣っていた。
　比較例３（合金No.6）のフィン材は、Ｆｅの含有量が高く、Ｓｉ、Ｍｎの含有量が低すぎたため、ろう付け加熱後の抗張力が１７０ＭＰａ未満であり強度が不足しており、座屈荷重（平均値）が２９０Ｎ未満であり耐座屈性に劣っていた。
　比較例４（合金No.7）のフィン材は、Ｆｅの含有量が高く、Ｓｉ、Ｍｎの含有量が低すぎたため、ろう付け加熱後の抗張力が１７０ＭＰａ未満であり強度が不足しており、座屈荷重（平均値）が２９０Ｎ未満であり耐座屈性に劣っていた。
　比較例５（合金No.8）のフィン材は、Ｃｕ含有量が高すぎたものの、Ｓｉ含有量が低すぎたため、ろう付け加熱前の抗張力が２６０ＭＰａを超えており、ろう付け加熱後の抗張力が１７０ＭＰａ未満であり強度が不足していた。
　比較例６（合金No.9）のフィン材は、Ｍｎ含有量が低すぎたため、固相線温度が６１５℃未満であり、ろう付け加熱後の抗張力が１７０ＭＰａ未満であり強度が不足しており、座屈荷重（平均値）が２９０Ｎ未満であり耐座屈性に劣っていた。
　比較例７（合金No.10）のフィン材は、Ｓｉ、Ｍｎ含有量が低すぎたため、ろう付け加熱後の抗張力が１７０ＭＰａ未満であり強度が不足しており、座屈荷重（平均値）が２９０Ｎ未満であり耐座屈性に劣っていた。
　比較例８（合金No.11）フィン材は、Ｆｅの含有量が高く、Ｓｉ、Ｍｎの含有量が低すぎたため、ろう付け加熱後の抗張力が１７０ＭＰａ未満であり強度が不足しており、座屈荷重（平均値）が２９０Ｎ未満であり耐座屈性に劣っていた。
（実施例Ｂ）
　この実施例Ｂでは、本願の第２発明における第１次中間焼鈍条件、第２次中間焼鈍条件等の製板条件について検討した結果について説明する。
　実施例Ａで作製した面削済みスラブ（合金No.1，厚さ１０ｍｍ）に第１段の冷間圧延を施して板厚を４．０ｍｍとし、焼鈍炉内で昇温速度５０℃／ｈｒで昇温し、２８０，４００，５００℃×２ｈｒ保持した後、空冷する第１次中間焼鈍処理を施した。さらに第２段の冷間圧延を施して板厚を０．０８３，０．０９１，０．１１０ｍｍとし、焼鈍炉内で昇温速度５０℃／ｈｒで昇温し、１５０，２５０，３００，４５０℃×２ｈｒ保持した後、空冷する第２中間焼鈍処理を施した。さらに最終冷間圧延率４０％，４５％の冷間圧延を施して最終板厚が５０，６０μｍのフィン材（調質記号：Ｈ１４）とした。
　得られた４水準のフィン材（比較例9,10,11,12）について、実際のろう付け加熱の条件を想定して、室温から６００℃近傍まで平均昇温速度５０℃／ｍｉｎで昇温し、６００℃近傍で２分間程度保持後、平均冷却速度１００℃／ｍｉｎで冷却する熱処理を行った。
　得られた供試材について、実施例Ａと同様に、抗張力（ＭＰａ）、自然電位（ｍＶ）等の諸特性を測定した。得られた諸特性の測定結果を中間焼鈍条件等の製板条件とともに表３に示す。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000003
　実施例１（合金No.1）のフィン材は、本願発明の範囲内の成分組成を有するとともに、本願発明の範囲内の製板条件下で製造されたため、固相線温度が６１５℃以上でろう付け性（耐エロージョン性）が良好であり、ろう付加熱前の抗張力が２６０ＭＰａ以下で成形性が良好であり、ろう付加熱後の抗張力が１７０ＭＰａ以上で高強度であり、且つろう付け加熱後の自然電位が－７００ｍＶ～－７８０ｍＶで適度な自己耐食性と犠牲陽極効果を示した。
　比較例９（合金No.1）のフィン材は、本願発明の組成範囲内であったが、１次中間焼鈍温度が５００℃と高すぎたため、ろう付け加熱後の抗張力が１７０ＭＰａ未満であり強度が不足していた。
　比較例１０（合金No.1）のフィン材は、本願発明の組成範囲内であったが、１次中間焼鈍温度が２８０℃と低すぎたため、ろう付け加熱前の抗張力が２６０ＭＰａを超えており、成形性に劣っていると判断された。
　比較例１１（合金No.1）のフィン材は、本願発明の組成範囲内であったが、２次中間焼鈍温度が４５０℃と高すぎたため、ろう付け加熱後の抗張力が１７０ＭＰａ未満であり強度が不足していた。
　比較例１２（合金No.1）のフィン材は、本願発明の組成範囲内であったが、２次中間焼鈍温度が１５０℃と低すぎたため、ろう付け加熱前の抗張力が２６０ＭＰａを超えており、成形性に劣っていると判断された。
　以上のことから、本願発明の範囲内の成分組成を有するとともに、本願発明の範囲内の製板条件下で製造された熱交換器用アルミニウム合金フィン材は、抗張力が２６０ＭＰａ以下、固相線温度が６１５℃以上であり、更にろう付け加熱し冷却した後に測定したときの抗張力が１７０ＭＰａ以上であり且つ自然電位が－７８０ｍＶ～－７００ｍＶであるため、最終板厚３０～８０μｍに薄肉化されても、コルゲート加工時の成形性に優れており、フィン成形が容易な適度のろう付け前強度を有するとともに、適度な自己耐食性と犠牲陽極効果を示し、作動流体通路を構成する材料として高強度で耐座屈性に優れていることが理解できる。

Claims (2)

  1. 　質量％で、Ｓｉ：１．３％～１．６％、Ｆｅ：０．３０％～０．７０％、Ｍｎ：１．８％～２．３％、Ｚｎ：０．５％～２．０％、Ｔｉ：０．００２％～０．１０％を含み、さらに不純物としてのＭｇを０．０５％以下、Ｃｕを０．０６％以下に限定し、残部不可避的不純物とＡｌからなり、
    　最終板厚３０～８０μｍ、抗張力が２６０ＭＰａ以下、固相線温度６１５℃以上であり、更にろう付け加熱し冷却した後に測定したときの抗張力が１７０ＭＰａ以上且つ自然電位－７８０ｍＶ～－７００ｍＶであることを特徴とする耐座屈性に優れた熱交換器用アルミニウム合金フィン材。
  2. 　請求項１に記載の組成の溶湯を注湯して、双ベルト鋳造機を用いて、厚さ６～１５ｍｍのスラブを連続して鋳造してロールに巻き取る連続鋳造工程と、
    　冷間圧延を施して板厚を１．０～６．０ｍｍとする第１次冷間圧延工程と、
    　３６０～４６０℃で中間焼鈍を施す第一次中間焼鈍工程と、
    　冷間圧延を施して板厚を０．０５～０．１２ｍｍとする第２次冷間圧延工程と、
    　２００～３５０℃で中間焼鈍を施す第２次中間焼鈍工程と、
    　冷間圧延率２０～５０％の冷間圧延を施して最終板厚を３０～８０μｍとする最終冷間圧延工程と、を含むことを特徴とする耐座屈性に優れた熱交換器用アルミニウム合金フィン材の製造方法。
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