WO2020218511A1 - 熱交換器用アルミニウム合金フィン材および熱交換器 - Google Patents

熱交換器用アルミニウム合金フィン材および熱交換器 Download PDF

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WO2020218511A1
WO2020218511A1 PCT/JP2020/017695 JP2020017695W WO2020218511A1 WO 2020218511 A1 WO2020218511 A1 WO 2020218511A1 JP 2020017695 W JP2020017695 W JP 2020017695W WO 2020218511 A1 WO2020218511 A1 WO 2020218511A1
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fin material
brazing
aluminum alloy
heat exchanger
heat
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PCT/JP2020/017695
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English (en)
French (fr)
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茂紀 中西
祐介 今井
岩尾　祥平
道泰 山本
貴弘 篠田
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三菱アルミニウム株式会社
株式会社デンソー
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    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C21/00—Alloys based on aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22F—CHANGING THE PHYSICAL STRUCTURE OF NON-FERROUS METALS AND NON-FERROUS ALLOYS
    • C22F1/00—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22F—CHANGING THE PHYSICAL STRUCTURE OF NON-FERROUS METALS AND NON-FERROUS ALLOYS
    • C22F1/00—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working
    • C22F1/04—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of aluminium or alloys based thereon

Definitions

  • the present invention relates to an aluminum alloy fin material for a heat exchanger and a heat exchanger.
  • the present application claims priority based on Japanese Patent Application No. 2019-082702 filed in Japan on April 24, 2019, the contents of which are incorporated herein by reference.
  • each aluminum member In heat exchangers installed in automobiles and the like, the thickness of each aluminum member is being reduced as the weight is reduced.
  • fin materials it is necessary to increase the strength of the material in order to achieve thinning.
  • the fin material is increased in strength, it becomes difficult to manufacture fins having the correct fin height and fin pitch during corrugated molding.
  • the heat exchanger when the heat exchanger is mounted on a vehicle, it is necessary to maintain the rigidity of the heat exchanger, and if the fins corrode and fall off, the rigidity of the entire heat exchanger core will be impaired.
  • the corrosion resistance of the fins themselves is also important.
  • Patent Document 1 proposes an aluminum alloy fin material for a heat exchanger having good corrosion resistance, low tensile strength before brazing, high tensile strength after brazing, and good thermal conductivity.
  • Patent Document 2 paying attention to the density of the second phase particles before brazing, the corrugated formability is good, and the strength is excellent after brazing heat, which is particularly suitable as fins for automobile heat exchangers.
  • An aluminum alloy fin material that can be used in the above and a method for producing the same have been proposed.
  • Patent Document 3 proposes an aluminum alloy fin material having excellent brazing resistance and sag resistance and a method for producing the same, depending on the component design.
  • Patent Document 4 proposes a fin material having excellent strength and brazing property after brazing by designing a component and a strengthening mechanism.
  • the present invention has been made against the background of the above circumstances, and although it is a fin material having excellent strength, it can be thinned, and by controlling the crystal structure of the fin material, it is excellent in moldability as compared with the prior art.
  • An object of the present invention is to provide a fin material having excellent corrosion resistance.
  • an aluminum alloy fin material and a heat exchanger having desired characteristics can be obtained by selecting an alloy composition and an appropriate manufacturing process. That is, among the inventions of the aluminum alloy fin material for heat exchangers having excellent strength, moldability, and corrosion resistance of the present invention, the first form is by mass%, Mn: 1.2 to 2.0%, Si: 0.
  • the balance is Al and unavoidable impurities It is made of an aluminum alloy having a composition consisting of 10 to 200 crystal grains / cm 2 having a diameter equivalent to a circle of 500 ⁇ m or more on the surface of the aluminum alloy fin material before corrosion molding, and 90% of the number of the crystal grains.
  • the above has a structure that is longer in the rolling direction than in the width direction, has a tensile strength of 200 to 250 MPa, an elongation of 1.0 to 5.0%, and is held at 600 ° C. for 3 minutes. It is characterized in that the tensile strength of the alloy fin material is 140 MPa or more, and the corrosion weight loss after 16 weeks in the neutral salt spray test is 150 mg / dm 2 or less.
  • the aluminum alloy is further increased in mass%, Ti: 0.01 to 0.20%, Cr: 0.01 to 0. It is characterized by containing one or more of .20%, Mg: 0.01 to 0.20%, and Zr: 0.01 to 0.20%.
  • the solidus temperature before brazing heat treatment is 615 ° C. or higher and the potential after the heat treatment equivalent to brazing is ⁇ 800 mV or higher and ⁇ 730 mV or lower. It is characterized by being vs Ag / AgCl.
  • the invention of the aluminum alloy fin material for a heat exchanger in another form is characterized in that the recrystallization completion temperature in the brazing heat addition is 450 ° C. or less in the invention of the above form.
  • the first embodiment is characterized by comprising the aluminum alloy fin material for a heat exchanger according to any one of the above embodiments.
  • an aluminum alloy fin material for a heat exchanger and a heat exchanger which are excellent in moldability, strength after brazing, and corrosion resistance.
  • the aluminum alloy fin material for a heat exchanger of the present embodiment (hereinafter, may be abbreviated as aluminum alloy fin material or fin material) is Mn: 1.2 to 2.0%, Si: 0 in mass%. .5 to 1.3%, Cu: 0.05 to 0.13%, Fe: 0.1 to 0.5%, Zn: 0.5 to 3.0%, the balance is Al and unavoidable impurities It is made of an aluminum alloy having a composition consisting of 10 to 200 crystal grains / cm 2 having a diameter equivalent to a circle of 500 ⁇ m or more on the surface of the aluminum alloy fin material before corrosion molding, and 90% or more of the number of crystal grains is present.
  • the tensile strength of the material is 140 MPa or more, and the corrosion weight loss after 16 weeks in the neutral salt spray test is 150 mg / dm 2 or less.
  • Mn 1.2 to 2.0% by mass Mn is added to precipitate an Al—Mn—Si compound and to obtain strength after brazing by strengthening the dispersion. If the Mn content is less than 1.2%, the effect of dispersion strengthening by the Al—Mn—Si intermetallic compound is small, and the desired post-brazing strength cannot be obtained. Further, if the content exceeds 2.0%, there is a concern that Al—Mn-based giant intermetallic compounds may crystallize during casting, leading to breakage during rolling. In addition, the solid solubility in the matrix increases, the solidus temperature (melting point) decreases, and the fin material may melt during brazing, which is not preferable. For these reasons, the Mn content is set within the above range. For the same reason, it is desirable that the lower limit of the Mn content is 1.4% and the upper limit is 1.8%.
  • Si precipitates an Al—Mn—Si-based intermetallic compound and is added to obtain strength after brazing by dispersion strengthening. If the Si content is less than 0.5%, the effect of dispersion strengthening by the Al—Mn—Si intermetallic compound is small, and the desired post-brazing strength cannot be obtained. On the other hand, if it is contained in excess of 1.3%, the solid solubility in the matrix increases, the solidus temperature (melting point) decreases, and the fin material may melt during brazing, which is not preferable. For these reasons, the Si content is set within the above range. For the same reason, it is desirable that the lower limit of the Si content is 0.7% and the upper limit is 1.2%.
  • -Cu 0.05 to 0.13% by mass Cu exists as a solid solution in an Al matrix or as an Al—Cu compound.
  • the Cu content is less than 0.05%, the contribution to the strength of the fin material after brazing by solid solution strengthening is small.
  • a ⁇ -CuAl 2 stable phase or a ⁇ '-CuAl 2 metastable phase having a higher potential than the matrix exists as a compound, which becomes a starting point of corrosion and lowers corrosion resistance, which is preferable. Absent.
  • the Cu content is set within the above range.
  • it is desirable that the lower limit of the Cu content is 0.07% and the upper limit is 0.12%.
  • Fe 0.1 to 0.5% by mass Fe crystallizes and precipitates Al—Fe-based and Al—Fe—Si-based intermetallic compounds, and is added in order to obtain strength after brazing due to dispersion strengthening. If the content is less than 0.1%, the effect is small and the desired post-brazing strength cannot be obtained. In addition, it is not preferable because it increases the cost because it is limited to the use of high-purity metal. On the other hand, if it is contained in an amount of 0.5% or more, the Al—Fe and Al—Fe—Si compounds act as the starting point of corrosion and the corrosion resistance is lowered, which is not preferable. For these reasons, the Fe content is set within the above range. For the same reason, it is desirable that the lower limit of the Fe content is 0.15% and the upper limit is 0.45%.
  • Zn has the effect of solid-solving in the Al matrix to lower the potential, and is added to obtain the sacrificial anode effect of the fin material.
  • the content is less than 0.5%, the effect of lowering the potential is small, the desired sacrificial anode effect cannot be obtained, and the erosion depth of the combined tube becomes large.
  • the Zn content is set within the above range.
  • it is desirable that the lower limit of the Zn content is 0.8% and the upper limit is 2.5%.
  • Ti, Cr, Mg, and Zr 0.01 to 0.20% by mass, respectively.
  • Ti, Cr, Mg, and Zr form an intermetallic compound with aluminum, and the strength is improved by dispersion strengthening and solid solution strengthening. Therefore, Ti, Cr, Mg, and Zr contain at least one kind as desired. However, if the content of each is less than the lower limit, the effect on dispersion strengthening and solid solution strengthening is small, and the effect of improving the strength of the fin material is small.
  • Ti, Cr, and Zr exceed the respective upper limits, there is a concern that the giant intermetallic compound may crystallize during casting of the ingot, leading to fracture during rolling. Further, when Mg exceeds the upper limit, the brazing property decreases.
  • Ti, Cr, Mg, and Zr have a lower limit of 0.03% and an upper limit of 0.15%, respectively. Even when these elements are not positively added, each of them may be contained as an impurity in an amount of less than 0.01%.
  • the upper limit of the crystal grains is preferably 3000 ⁇ m.
  • the circle-equivalent diameter means the diameter of a perfect circle corresponding to each area calculated by etching the surface of the fin material with a mixed solution containing hydrochloric acid, hydrofluoric acid, and nitric acid to expose the crystal grains.
  • the surface of the fin material exposed by etching was observed in a range of 12 mm ⁇ 9 mm using an optical microscope, and the average value measured at 3 points was converted to 1 square cm. It shall be assumed that Further, 90% or more of the number of crystal grains has a structure longer in the rolling direction than in the plate width direction, and by matching the longitudinal direction of corrugated molding with the long axis direction of crystal grains, the difference in corrugated molding is achieved. Since the directionality effect can be eliminated, there is an effect of contributing to the improvement of moldability.
  • the above provisions can be achieved by the continuous casting and rolling method, homogenization treatment, manufacturing process conditions such as rolling ratio, and the like.
  • -Tensile strength of fin material is 200 to 250 MPa
  • elongation is 1.0 to 5.0% If the tensile strength of the fin material is less than 200 MPa before corrugated molding, it is not preferable because it is deformed by the load at the time of assembling the heat exchanger. On the other hand, when the tensile strength exceeds 250 MPa, it becomes difficult to obtain a desired fin shape, fin height, and fin pitch for high-speed corrugated molding. Further, it is also important to have an appropriate elongation in order to improve the moldability, and if the elongation is less than 1.0%, it often breaks during unwinding during corrugated molding or during molding.
  • the tensile strength and elongation before corrugated molding are defined in the above ranges.
  • the lower limit of the tensile strength is preferably 205 MPa and the upper limit is 245 MPa, and the elongation is preferably 1.5% at the lower limit and 4.0% at the upper limit.
  • the fin material before corrugated molding is a fin material obtained through homogenization treatment, intermediate annealing, and cold rolling, which will be described later.
  • the tensile strength and elongation of the fin material before corrugated molding are measured by a method conforming to JIS Z2241 using an Instron type tensile tester. The above provision can be achieved by manufacturing process conditions such as rolling rate.
  • the tensile strength of the fin material after brazing heat is 140 MPa or more. As the weight of the heat exchanger is reduced, the fin material is also required to have a thin wall and high strength. If the strength of the fin material after brazing is low, the repeated vibrations that are applied to the heat exchanger when mounted on the vehicle and the expansion and compression of the cooling water cannot be suppressed, and the tube expands like a drum and breaks early, that is, inside. It leads to leakage of cooling water. Therefore, the strength of the fin material is required, and the tensile strength after brazing heat is specified in the above range. For the same reason, it is more desirable to set it to 145 MPa or more.
  • the above specification can be achieved by homogenizing treatment conditions, adjusting the number density of Al—Mn—Si compounds, and the like.
  • the number density of the Al—Mn—Si compound can be adjusted depending on the homogenization treatment conditions and the like.
  • the tensile strength after the heat of brazing can be measured after the heat treatment equivalent to brazing held at 600 ° C. for 3 minutes. This brazing equivalent heat treatment is for measuring by imitating standard brazing, and is not intended to limit the brazing conditions of the aluminum alloy fin material of the present embodiment.
  • the upper limit of the tensile strength is preferably 170 MPa.
  • the tensile strength of the fin material after brazing heat is measured by a method conforming to JIS Z2241 using an Instron type tensile tester.
  • Corrosion loss after 16 weeks in neutral salt spray test of fin material after brazing heat is 150 mg / dm 2 or less Neutral salt water of JIS Z2371 (2015) compliant method to ensure self-corrosion resistance of fin material. It is desirable that the corrosion loss of the fin material measured by the spray test after 16 weeks is 150 mg / dm 2 or less. If the corrosion weight loss after 16 weeks is 150 mg / dm 2 or less, performance deterioration and partial shedding due to corrosion of the fin material itself can be suppressed even in an actual usage environment, so that the characteristics as a heat exchanger are maintained. can do.
  • the above specification can be achieved by designing components of compositions such as Fe and Cu. The smaller the lower limit of the corrosion weight loss, the better, and the value may be 0 mg / dm 2 .
  • the solidus temperature of the fin material is 615 ° C or higher.
  • the solidus temperature can be set by designing the components.
  • the upper limit of the solid phase temperature is preferably 635 ° C.
  • the solidus temperature of the fin material is measured at a heating rate of 5 to 20 ° C./min using a differential scanning calorimetry (DSC).
  • the potential of the fin material after brazing heat is -800 mV or more and -730 mV or less (vs Ag / AgCl)
  • the potential of the fin material is less than -800 mV
  • the potential becomes excessively low (low) with respect to other members (for example, tubes and plate materials) to be joined, and galvanic corrosion accelerates the corrosion of the fin material. ..
  • the potential of the fin material exceeds ⁇ 730 mV, the potential difference cannot be sufficiently obtained for the other members to be joined, and the sacrificial anode effect cannot be obtained. In this case, for example, the corrosion of the tube is accelerated.
  • the potential of the fin material is preferably within the above range.
  • the above specification can be achieved by designing the components of the composition of Cu, Zn and the like.
  • a sample for potential measurement cut out from the fin material was used, and the sample was immersed in a 3 to 7 mass% NaOH solution heated to 45 to 60 ° C. for 20 to 40 seconds, and then 20 to 40 mass% HNO.
  • Immerse in 3 solutions for 50 to 80 seconds wash with tap water and ion-exchanged water, and leave as it is without drying in 3 to 7% by mass NaCl solution (adjusted to pH 3 with acetic acid) at 20 to 30 ° C. for 45 to It is obtained by measuring the potential after immersion for 90 minutes.
  • a silver-silver chloride electrode (Ag / AgCl) is used as the reference electrode.
  • the recrystallization temperature range during the brazing heat greatly affects the brazing property of the fin material.
  • brazing heat is tested in the temperature range of around 600 ° C, but when the recrystallization completion temperature exceeds 450 ° C, the structure change during recrystallization and the accompanying decrease in strength at high temperature are large, resulting in high temperature creep. With the increase, the sag property is greatly reduced, and the brazing property is also inferior accordingly. Therefore, it is desirable that the recrystallization temperature range (recrystallization completion temperature) at the time of brazing addition heat is 450 ° C. or less.
  • the recrystallization completion temperature is defined as the temperature at which the proof stress value begins to decrease to within + 20% as compared with the temperature after brazing heat addition.
  • the lower limit of the recrystallization completion temperature is preferably 300 ° C.
  • the relationship between the yield strength and temperature of the fin material after the brazing heat addition and the relationship between the yield strength and temperature of the fin material during the brazing heat addition are determined by a method conforming to JIS Z2241 to use an Instron type tensile tester. It is the temperature at which the proof stress value begins to decrease to within + 20% as compared with that after the wax addition heat as measured by using.
  • the above provisions can be achieved by the continuous casting and rolling method, homogenization treatment, manufacturing process conditions such as rolling ratio, and the like.
  • the aluminum alloy fin material of the present embodiment is cast by continuous casting and rolling (Continous Casting: CC method) of a twin roll casting machine or the like, and the cast plate is homogenized, cold rolled and intermediate annealed in the middle. Can be manufactured after. That is, in terms of mass%, Mn: 1.2 to 2.0%, Si: 0.5 to 1.3%, Cu: 0.05 to 0.13%, Fe: 0.1 to less than 0.5%. , Zn: 0.5 to 3.0%, and if desired, further, in mass%, Ti: 0.01 to 0.20%, Cr: 0.01 to 0.20%, Mg. A molten aluminum alloy containing one or more of 0.01 to 0.20% and Zr: 0.01 to 0.20% and the balance being Al and unavoidable impurities was prepared. A cast aluminum alloy plate is obtained by the method.
  • the homogenization treatment can be performed, for example, under heat treatment conditions in which the heating rate is 50 ° C./hour, the holding temperature is 400 to 500 ° C., the holding time is 1 to 10 hours, and the cooling rate is 10 to 100 ° C./hour. ..
  • the heating rate is 50 ° C./hour
  • the holding temperature is 400 to 500 ° C.
  • the holding time is 1 to 10 hours
  • the cooling rate is 10 to 100 ° C./hour. ..
  • This type of compound not only improves the strength after brazing by strengthening the dispersion, but also contributes to the improvement of corrosion resistance because the potential difference with respect to the matrix is small.
  • the obtained aluminum alloy is cold-rolled.
  • intermediate annealing can be performed after the rolling ratio reaches 60% or more.
  • Intermediate annealing is performed with a temperature of 200 to 350 ° C. and a holding time of 2 to 8 hours, and after intermediate annealing, cold rolling is performed at a rolling ratio of 10 to 35% to perform quality-classified H14 fin material (test material).
  • Test material quality-classified H14 fin material
  • the homogenization treatment, intermediate annealing, and cold rolling ratio within the above ranges, the tensile strength and elongation before brazing are within the target ranges of the present embodiment, and a state of a crystal structure excellent in corrugated molding can be obtained. Can be done.
  • the plate thickness can be 35 to 80 ⁇ m, but the thickness is not limited to this in the present embodiment.
  • the obtained fin material is excellent in moldability, strength, corrosion resistance, and brazing property, and is suitable as a fin material for heat exchangers.
  • the obtained fin material is corrugated, and at that time, it has the correct fin height and fin pitch due to its good formability, so that it can be used for heat exchangers such as headers, tubes, and side plates. Excellent brazing bondability in combination with members.
  • the heat treatment conditions and methods for brazing are not particularly limited, and brazing can be performed by a desired method (for example). , Brazing equivalent heating under the conditions of heat treatment, in which the temperature is raised from room temperature to 600 ° C. at an average temperature rise rate of 100 ° C./min, held at 600 ° C.
  • FIG. 1 shows a heat exchanger 1 manufactured by brazing by assembling a tube 3, a header 2, and a side plate 5 to a fin material 4 of the present embodiment.
  • an aluminum alloy fin material for a heat exchanger and a heat exchanger having excellent moldability, strength, corrosion resistance, and brazing property.
  • a continuously cast rolled sheet was produced from the molten metal adjusted to have the components shown in Table 1 (and the balance Al and unavoidable impurities) by using the CC method.
  • the obtained cast plate is subjected to homogenization treatment (heating rate is 50 ° C./hour, holding temperature is shown in Table 2, holding time is 8 hours, cooling is furnace cooling), and then cold.
  • Intermediate annealing was performed during rolling and intermediate steps. Specifically, intermediate annealing was performed after the cold rolling ratio was 50% or more, and after intermediate annealing, cold rolling was performed so as to have the final rolling ratio shown in Table 2.
  • the intermediate annealing was carried out at the intermediate annealing temperature shown in Table 2 for 2 to 8 hours, and the fin material having the plate thickness shown in Table 2 was prepared by H14 tempering.
  • the obtained fin material was subjected to a tensile test using an Instron type tensile tester by a method conforming to JIS Z2241, and mechanical properties (tensile strength, elongation) were confirmed. The results are shown in Table 2.
  • the surface photograph was taken using an optical microscope.
  • the parallel and vertical lengths in the rolling direction are calculated by image processing, and the number of crystal grains with a circle equivalent diameter of 500 ⁇ m or more per cm 2 and the length of the axis parallel to the rolling direction> perpendicular to the rolling direction.
  • the percentage% of the number of crystal grains to be the length of the shaft was calculated. The results are shown in Table 2.
  • the solidus temperature was measured at a heating rate of 10 ° C./min using a differential scanning calorimetry (DSC). The results are shown in Table 2.
  • a corrugated fin was produced by performing corrugated molding on the fin material of each plate thickness after obtaining the conditions that the fin height and the fin pitch were the target values by a preliminary test. For 20 randomly measured points, A was assigned when the fin height and fin pitch were within ⁇ 10% of the target value, B was assigned when the difference was ⁇ 20%, and C was assigned otherwise. The results are shown in Table 2.
  • a tensile test is performed at room temperature on a plate that has been cooled immediately after reaching 300 to 550 ° C at a heating rate of 100 ° C./min, and the recrystallization completion temperature during brazing addition heat is determined. It was measured. Specifically, a tensile test is performed on a plate cooled immediately after reaching the range of 300 to 550 ° C. at a heating rate of 100 ° C./min using a tensile tester at room temperature to determine the proof stress of each temperature during brazing addition heat. It was measured.
  • brazing heat treatment is performed under the conditions of a temperature rise rate of 100 ° C./min and a cooling rate of 100 ° C./min for 3 minutes, and a tensile test is performed at room temperature using a tensile tester. The strength was measured. Then, the temperature during the brazing heat at which the proof stress begins to decrease to within + 20% was specified as compared with the proof stress after the brazing heat, and this was defined as the recrystallization completion temperature. Similarly, in the state of a single plate, brazing heat treatment is performed under the conditions of a heating rate of 100 ° C./min, holding at 600 ° C.
  • a sample for potential measurement was cut out from the fin material subjected to the heat treatment equivalent to brazing, and the sample was immersed in a 5% NaOH solution heated to 50 ° C. for 30 seconds, and then immersed in a 30% HNO 3 solution for 60 seconds. Further, the potential was measured after washing with tap water and ion-exchanged water and immersing in a 5% NaCl solution (adjusted to pH 3 with acetic acid) at 25 ° C. for 60 minutes without drying.
  • a silver-silver chloride electrode (Ag / AgCl) was used as the reference electrode.
  • the produced fin material was corrugated, combined with other members (header plate, tube, side plate) to form a mold, and then flux was applied and brazed to produce a heat exchanger of 50 cm in length ⁇ 50 cm in width. After that, observe the joints between the fin material and the tube of the heat exchanger, determine the number of defective joints, and obtain a good fin material joint ratio of (1- (defective joints / all joints)) x 100. (%) was calculated.
  • the brazing property was evaluated with a bonding ratio of 90% or more as A (good bonding state) and 90% or less as C (bonding failure).
  • Comparative Example 1 The Mn content is low, and the tensile strength before brazing and the tensile strength after brazing are low.
  • Comparative Example 2 The Mn content is high, the tensile strength before brazing is high, and the corrugated formability is inferior. Due to its poor corrugated formability, brazing and post-brazing tests have not been performed.
  • Comparative Example 3 The Si content is low, and the tensile strength before brazing and the tensile strength after brazing are low.
  • Comparative Example 4 The Si content is high and the solidus temperature is low.
  • Comparative Example 5 The Cu content is low and the tensile strength after brazing is low. Comparative Example 6; Fe content is low, elongation before brazing is low, and corrugated formability is inferior. Due to its poor corrugated formability, brazing and post-brazing tests have not been performed. Comparative Example 7: The Fe content is high and the corrosion resistance is inferior. Comparative Example 8: The Zn content is low and the potential is noble. Comparative Example 9: The Zn content is high, the potential is low, and the corrosion resistance is inferior. Comparative Example 10: The tensile strength before brazing is high, and the corrugated formability is inferior. Comparative Example 11: The Zr content was high and the material broke during rolling.
  • Comparative Example 12 The content of Mg is high and the corrosion resistance is inferior. Comparative Example 13; The content of Cu is high and the corrosion resistance is inferior. Comparative Example 14; There are few crystal grains having a diameter equivalent to a circle of 500 ⁇ m or more, and the corrugated formability is inferior. Comparative Example 15; The Ti content is high and the material breaks during rolling. Comparative Example 16: The elongation before brazing is low, there are many crystal grains having a diameter equivalent to a circle of 500 ⁇ m or more, the proportion of structures longer in the rolling direction than in the plate width direction is small, and the corrugated formability is inferior. Due to its poor corrugated formability, brazing and post-brazing tests have not been performed.
  • Comparative Example 17 Cr content was high and the material broke during rolling. Comparative Example 18; The tensile strength before brazing is high, and the corrugated formability is inferior. Comparative Example 19; The elongation before brazing is low, and the corrugated formability is inferior. Comparative Example 20: Many crystal grains having a diameter equivalent to a circle of 500 ⁇ m or more are inferior in corrugated formability. Comparative Example 21; The recrystallization completion temperature during brazing is high, and the brazing property is inferior.

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Abstract

このアルミニウム合金フィン材は、質量％で、Ｍｎ：１．２～２．０％、Ｓｉ：０．５～１．３％、Ｃｕ：０．０５～０．１３％、Ｆｅ：０．１～０．５％、Ｚｎ：０．５～３．０％を含有し、残部がＡｌと不可避不純物からなる組成を有するアルミニウム合金からなり、コルゲート成形前のフィン材表面で、円相当径で５００μｍ以上の結晶粒が１０～２００個／ｃｍ２存在し、その９０％以上が幅方向よりも圧延方向に長い組織を有し、引張強さが２００～２５０ＭＰａ、伸びが１．０～５．０％であり、６００℃で３分間保持するろう付相当熱処理後に引張強さが１４０ＭＰａ以上で、中性塩水噴霧試験で１６週間後の腐食減量が１５０ｍｇ／ｄｍ２以下である。

Description

熱交換器用アルミニウム合金フィン材および熱交換器
　本発明は、熱交換器用アルミニウム合金フィン材および熱交換器に関する。
　本願は、２０１９年４月２４日に、日本に出願された特願２０１９－０８２７０２号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。
　自動車などに搭載される熱交換器では、軽量化に伴い、アルミニウム各部材の薄肉化が進められている。フィン材については薄肉化を達成するために素材の高強度化が必要となっている。しかし、フィン材が高強度化されるとコルゲート成形時、正しいフィン高さ、フィンピッチを持つフィンを製造することが困難となる。
　また、熱交換器が車載される場合には、熱交換器の剛性を保つ必要があり、フィンが腐食して脱落することは熱交換器コア全体の剛性を損なうことになるので、実使用環境におけるフィン自体の耐食性も重要である。
　例えば、特許文献１では、耐食性が良好で、ろう付前の抗張力が低く、ろう付後の抗張力が高く、かつ熱伝導性が良好な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２では、ろう付前の第２相粒子の密度に着目し、コルゲート成形性が良好であり、かつ、ろう付加熱後に優れた強度を有し、特に自動車用熱交換器のフィンとして好適に使用できるアルミニウム合金フィン材及びその製造方法が提案されている。
　特許文献３では、成分設計によって、優れたろう付性と耐サグ性を有するアルミニウム合金フィン材およびその製造方法が提案されている。
　特許文献４では、成分設計と強化機構の設計により、ろう付後の強度、ろう付性に優れるフィン材が提案されている。
特開２０１２－２１１３９３号公報 特開２０１５－１４０３４号公報 特開２０１５－２１８３４３号公報 特開２０１６－１２１３９３号公報
　しかし、従来の方法によっても、成形性と強度、耐食性のバランスを良好にすることが難しく、成形性、ろう付後強度、耐食性の全てにおいて良好な特性を有するフィン材を得ることができていない。
　本発明は、上記事情を背景としてなされたものであり、強度に優れたフィン材でありながら、薄肉化が可能であり、フィン材の結晶組織を制御することによって、従来よりも成形性に優れ、かつ耐食性に優れるフィン材を提供することを目的とする。
　本発明は、合金組成の選択と適切な製造工程を選択することによって、所望の特性を有するアルミニウム合金製フィン材および熱交換器を得ることができる。
　すなわち、本発明の強度、成形性、および耐食性に優れる熱交換器用アルミニウム合金フィン材の発明のうち、第１の形態は、質量％で、Ｍｎ：１．２～２．０％、Ｓｉ：０．５～１．３％、Ｃｕ：０．０５～０．１３％、Ｆｅ：０．１～０．５％、Ｚｎ：０．５～３．０％を含有し、残部がＡｌと不可避不純物からなる組成を有するアルミニウム合金からなり、コルゲート成形前のアルミニウム合金フィン材の表面で、円相当径で５００μｍ以上の結晶粒が１０～２００個／ｃｍ２存在し、前記結晶粒の数の９０％以上が幅方向よりも圧延方向に長い組織を有し、引張強さが２００～２５０ＭＰａ、伸びが１．０～５．０％であり、６００℃で３分間保持するろう付相当熱処理後に前記アルミニウム合金フィン材の引張強さが１４０ＭＰａ以上で、中性塩水噴霧試験で１６週間後の腐食減量が１５０ｍｇ／ｄｍ２以下であることを特徴とする。
　他の形態の熱交換器用アルミニウム合金フィン材の発明は、前記形態の発明において、前記アルミニウム合金が、さらに、質量％で、Ｔｉ：０．０１～０．２０％、Ｃｒ：０．０１～０．２０％、Ｍｇ：０．０１～０．２０％、Ｚｒ：０．０１～０．２０％のうち、１種または２種以上を含有することを特徴とする。
　他の形態の熱交換器用アルミニウム合金フィン材の発明は、前記形態の発明において、ろう付加熱前の固相線温度が６１５℃以上、前記ろう付相当熱処理後の電位が－８００ｍＶ以上－７３０ｍＶ以下　ｖｓ　Ａｇ／ＡｇＣｌであることを特徴とする。
　他の形態の熱交換器用アルミニウム合金フィン材の発明は、前記形態の発明において、ろう付加熱中における再結晶完了温度が４５０℃以下であることを特徴とする。
　本発明の熱交換器のうち、第１の形態は、前記各形態のいずれかに記載の熱交換器用アルミニウム合金フィン材を備えることを特徴とする。
　本発明の構成によれば、成形性に優れているとともに、ろう付後の強度、耐食性に優れた熱交換器用アルミニウム合金フィン材および熱交換器を得ることができる。
本発明の一実施形態における熱交換器の一部を示す斜視図である。
　以下、本発明の一実施形態について説明する。
　本実施形態の熱交換器用アルミニウム合金フィン材（以下、アルミニウム合金フィン材又はフィン材と略して記述することがある）は、質量％で、Ｍｎ：１．２～２．０％、Ｓｉ：０．５～１．３％、Ｃｕ：０．０５～０．１３％、Ｆｅ：０．１～０．５％、Ｚｎ：０．５～３．０％を含有し、残部がＡｌと不可避不純物からなる組成を有するアルミニウム合金からなり、コルゲート成形前のアルミニウム合金フィン材表面で、円相当径で５００μｍ以上の結晶粒が１０～２００個／ｃｍ２存在し、その結晶粒の数の９０％以上が幅方向よりも圧延方向に長い組織を有し、引張強さが２００～２５０ＭＰａ、伸びが１．０～５．０％であり、６００℃で３分間保持するろう付相当熱処理後にアルミニウム合金フィン材の引張強さが１４０ＭＰａ以上で、中性塩水噴霧試験で１６週間後の腐食減量が１５０ｍｇ／ｄｍ２以下である。
　以下に、本実施形態で規定する成分等の限定理由およびその作用について説明する。
・Ｍｎ：１．２～２．０質量％
　ＭｎはＡｌ－Ｍｎ－Ｓｉ系化合物を析出させ、分散強化によるろう付後の強度を得るために添加する。Ｍｎ含有量が１．２％未満では、Ａｌ－Ｍｎ－Ｓｉ系金属間化合物による分散強化の効果が小さく、所望のろう付後強度を得られない。また、２．０％を超えて含有していると、鋳造時にＡｌ－Ｍｎ系の巨大金属間化合物が晶出し、圧延時破断に至る懸念がある。また、マトリクスへの固溶度が大きくなり固相線温度（融点）が低下し、ろう付時にフィン材が溶融してしまう場合があり好ましくない。これらの理由によりＭｎ含有量を上記範囲に定める。なお、同様の理由で、Ｍｎ含有量は、下限を１．４％、上限を１．８％とするのが望ましい。
・Ｓｉ：０．５～１．３質量％
　ＳｉはＡｌ－Ｍｎ－Ｓｉ系の金属間化合物を析出させ、分散強化によってろう付後の強度を得るために添加する。Ｓｉ含有量が０．５％未満では、Ａｌ－Ｍｎ－Ｓｉ系金属間化合物による分散強化の効果が小さく、所望のろう付後強度が得られない。また、１．３％を超えて含有するとマトリクスへの固溶度が大きくなり、固相線温度（融点）が低下し、ろう付時にフィン材が溶融してしまう場合があり好ましくない。これらの理由によりＳｉ含有量を上記範囲に定める。なお、同様の理由で、Ｓｉ含有量は、下限を０．７％、上限を１．２％とするのが望ましい。
・Ｃｕ：０．０５～０．１３質量％
　ＣｕはＡｌマトリクスへ固溶するか、Ａｌ－Ｃｕ系化合物を生成して存在する。Ｃｕ含有量が０．０５％未満であると、固溶強化によるろう付後のフィン材の強度への寄与が小さい。一方、０．１３％を超えて含有すると、マトリクスよりも電位が貴なθ－ＣｕＡｌ２安定相やθ’－ＣｕＡｌ２準安定相が化合物として存在し、腐食の起点となり耐食性を低下させるため好ましくない。これらの理由によりＣｕ含有量を上記範囲に定める。なお、同様の理由で、Ｃｕ含有量は、下限を０．０７％、上限を０．１２％とするのが望ましい。
・Ｆｅ：０．１～０．５質量％
　Ｆｅは、Ａｌ－Ｆｅ系およびＡｌ－Ｆｅ－Ｓｉ系の金属間化合物を晶出、析出し、分散強化によるろう付後の強度を得るために添加する。０．１％未満の含有ではその効果が小さく、所望のろう付後強度が得られない。また高純度地金の使用に限定されるためコストアップとなるため好ましくない。一方、０．５％以上含有すると、Ａｌ－Ｆｅ、Ａｌ－Ｆｅ－Ｓｉ化合物が腐食の起点として作用し、耐食性が低下するため好ましくない。これらの理由によりＦｅ含有量を上記範囲に定める。なお、同様の理由で、Ｆｅ含有量は、下限を０．１５％、上限を０．４５％とするのが望ましい。
・Ｚｎ：０．５～３．０質量％
　Ｚｎは、Ａｌマトリクス中に固溶して電位を卑にさせる作用があり、フィン材の犠牲陽極効果を得るために添加する。但し、０．５％未満の含有では電位を卑にさせる作用が小さく、所望の犠牲陽極効果を得られず組み合わされるチューブの侵食深さが大きくなる。一方、３．０％を超えて含有すると電位が過剰に卑となり、フィン材の自己耐食性が低下するため好ましくない。これらの理由によりＺｎ含有量を上記範囲に定める。なお、同様の理由で、Ｚｎ含有量は、下限を０．８％、上限を２．５％とするのが望ましい。
・Ｔｉ、Ｃｒ、Ｍｇ、及びＺｒ：それぞれ０．０１～０．２０質量％
　Ｔｉ、Ｃｒ、Ｍｇ、及びＺｒは、アルミニウムと金属間化合物を形成し、分散強化および固溶強化により強度が向上するので、所望により１種以上を含有する。但し、それぞれの含有量が下限未満であると、分散強化および固溶強化への影響が小さく、フィン材の強度が向上する効果が小さい。一方、Ｔｉ、Ｃｒ、及びＺｒがそれぞれの上限を超えると鋳塊の鋳造時に巨大金属間化合物が晶出し、圧延時破断に至る懸念がある。また、Ｍｇは、上限を超えるとろう付性が低下する。したがって、それぞれの含有量を上記範囲に定める。なお、同様の理由で、Ｔｉ、Ｃｒ、Ｍｇ、Ｚｒは、それぞれ下限０．０３％、上限０．１５％とするのが望ましい。
　なお、これら元素を積極的に添加しない場合でも、それぞれを不純物として０．０１％未満で含有しても良い。
・コルゲート成形前のフィン材表面で、円相当径で５００μｍ以上の結晶粒が１０～２００個／ｃｍ２存在し、その９０％以上が板幅方向よりも圧延方向に長い組織を有する。
　コルゲート成形前のフィン材表面で、円相当径５００μｍ以上の結晶粒が１０個／ｃｍ２以下の場合、面内で１つの結晶粒が大きいため、コルゲート成形時に各結晶が有する異方性の影響が大きく現れてしまい、成形後のフィン材の山高さが不揃いとなるため好ましくない。一方、２００個／ｃｍ２を超える場合は、小さい結晶粒が多く存在するため、高速のコルゲート成形では、巻出し時に発生する張力の増加に伴い結晶粒界から一瞬で破断してしまうことがある。また、小さい結晶粒はろう付時の耐エロージョン性にも劣るため好ましくない。
　結晶粒の上限値は３０００μｍであることが好ましい。
　円相当径とは、フィン材表面を、塩酸、フッ酸及び硝酸を含む混合液にてエッチングして結晶粒を露出させて計算した、各々の面積に相当する真円の直径を意味する。１平方ｃｍ辺りの結晶粒の個数は、エッチングして結晶粒を露出させたフィン材表面を光学顕微鏡を用いて１２ｍｍ×９ｍｍの範囲観察し、これを３箇所測定した平均値を１平方ｃｍ換算したものとする。
　また、結晶粒の数の９０％以上が板幅方向よりも圧延方向に長い組織を有して、コルゲート成形の長手方向と結晶粒の長軸方向とを一致させることで、コルゲート成形時の異方性影響を排除することができるため成形性の向上に寄与する効果がある。
　上記規定は、連続鋳造圧延法、均質化処理、圧延率等の製造工程条件などにより達成することができる。
・フィン材の引張強さが２００～２５０ＭＰａ、伸びが１．０～５．０％
　コルゲート成形前で、フィン材の引張強さが２００ＭＰａ未満の場合は、熱交換器組み付け時の荷重に対して変形してしまうため好ましくない。一方、２５０ＭＰａを超える引張強さを有する場合は、高速のコルゲート成形に対して所望のフィン形状、フィン高さ、フィンピッチを得ることが困難となる。また、成形性を向上させるためには適度な伸びを有していることも重要であり、伸びが１．０％未満の場合は、コルゲート成形時の巻出しや成形時に破断することが多い。一方、伸びが５％を超える場合、フィン材をルーバー加工する場合にバリの発生が多くなるため好ましくない。これらの理由により、コルゲート成形前における引張り強さおよび伸びを上記範囲に規定する。同様の理由により、引張強さは、下限を２０５ＭＰａ、上限を２４５ＭＰａとするのが望ましく、伸びは、下限を１．５％、上限を４．０％とするのが望ましい。
　ここで、コルゲート成形前のフィン材とは、後述する均質化処理、中間焼鈍、冷間圧延を経て得たフィン材である。
　コルゲート成形前のフィン材の引張強さ、伸びは、ＪＩＳ　Ｚ２２４１準拠の方法で、インストロンタイプの引張試験機を用いて測定する。
　上記規定は、圧延率等の製造工程条件などにより達成することができる。
・ろう付加熱後にフィン材の引張強さが１４０ＭＰａ以上
　熱交換器の軽量化に合わせてフィン材も薄肉、高強度材が求められている。フィン材のろう付後強度が低いと車載搭載時に熱交換器に負荷される繰返しの振動や冷却水の膨張、圧縮を抑制することができずチューブは太鼓状に膨張して早期の破断つまり内部冷却水の漏れにつながる。よって、フィン材の強度が必要であり、ろう付加熱後の引張強さを上記範囲に規定する。同様の理由により１４５ＭＰａ以上とするのが一層望ましい。
　上記規定は、均質化処理条件、Ａｌ－Ｍｎ－Ｓｉ化合物の数密度調整などにより達成することができる。Ａｌ－Ｍｎ－Ｓｉ化合物の数密度調整は、均質化処理条件などにより行うことができる。
　前記ろう付加熱後の引張強さは、６００℃で３分間保持するろう付相当熱処理後に測定することができる。このろう付相当熱処理は、標準的なろう付を模して測定を行うためのものであり、本実施形態のアルミニウム合金フィン材のろう付条件を限定することを意図するものではない。
　引張強さの上限値は１７０ＭＰａであることが好ましい。
　ろう付加熱後のフィン材の引張強さはＪＩＳ　Ｚ２２４１準拠の方法で、インストロンタイプの引張試験機を用いて測定する。
・ろう付加熱後のフィン材の中性塩水噴霧試験で１６週間後の腐食減量が１５０ｍｇ／ｄｍ２以下
　フィン材の自己耐食性を確保するため、ＪＩＳ　Ｚ２３７１　（２０１５年）準拠の方法の中性塩水噴霧試験により測定したフィン材の１６週間後の腐食減量が１５０ｍｇ／ｄｍ２以下であることが望ましい。１６週間後の腐食減量が１５０ｍｇ／ｄｍ２以下であれば、実際の使用環境であってもフィン材自体の腐食による性能劣化や部分的な脱落を抑制できるので、熱交換器としての特性を維持することができる。
　上記規定は、Ｆｅ、Ｃｕ等の組成の成分設計により達成することができる。
　腐食減量の下限値は小さいほどよく、その値が０ｍｇ／ｄｍ２であってもよい。
・フィン材の固相線温度が６１５℃以上
　フィン材の固相線温度は高いほどろう付が容易である。通常のろう付方法の場合、６１５℃以上あれば、フィン材が溶融することなくろう付が可能であり、所望によりフィン材の固相線温度を規定する。固相線温度は成分の設計により設定することができる。
　固相線温度の上限値は６３５℃であると好ましい。
　フィン材の固相線温度は、示差走査熱分析装置（Ｄｉｆｆｅｒｅｎｔｉａｌ　ｓｃａｎｎｉｎｇ　ｃａｌｏｒｉｍｅｔｒｙ：ＤＳＣ）を用いて、５～２０℃／分の昇温速度で測定する。
・ろう付加熱後のフィン材の電位が－８００ｍＶ以上－７３０ｍＶ以下（ｖｓ　Ａｇ／ＡｇＣｌ）
　フィン材の電位が－８００ｍＶ未満の場合、接合される他部材（例えばチューブ、プレート材）に対して電位が過度に卑（低い）となるため、ガルバニック腐食によりフィン材の腐食が加速してしまう。フィン材の電位が－７３０ｍＶ超の場合、接合される他部材を対象として、電位差を十分に得ることができず犠牲陽極効果が得られない。この場合、例えばチューブの腐食が加速してしまう。上記理由により、フィン材の電位は所望により上記範囲内とする。より好ましくは、－７３５ｍＶ以下である。
　上記規定は、Ｃｕ、Ｚｎ等の組成の成分設計により達成することができる。
　フィン材の電位は、フィン材から切り出した電位測定用のサンプルを用い、サンプルを４５～６０℃に加熱した３～７質量％ＮａＯＨ溶液に２０～４０秒浸漬し、その後２０～４０質量％ＨＮＯ３溶液に５０～８０秒浸漬し、更に、水道水、イオン交換水で洗浄し、乾燥させずにそのまま２０～３０℃の３～７質量％ＮａＣｌ溶液（酢酸にてｐＨ３に調整）に４５～９０分浸漬後の電位を測定して得られる。参照電極には銀‐塩化銀電極（Ａｇ／ＡｇＣｌ）を使用する。
・フィン材のろう付加熱中、４５０℃までに再結晶が完了する
　ろう付加熱中における再結晶温度範囲はフィン材のろう付性に大きく影響する。一般的にろう付加熱は６００℃付近の温度範囲で試されるが、再結晶完了温度が４５０℃を超える場合、再結晶時の組織変化とそれに伴う高温での強度低下が大きく、結果高温クリープの増大を伴いサグ性が大きく低下し、それに伴いろう付特性にも劣る。そこでろう付加熱時の再結晶温度範囲（再結晶完了温度）は４５０℃以下とするのが望ましい。なお、再結晶完了温度とは、ろう付加熱後に比べて耐力値が＋２０％以内まで低下し始める温度と定義する。
　再結晶完了温度の下限値は３００℃であることが好ましい。
　再結晶完了温度は、フィン材のろう付加熱後の耐力と温度の関係と、フィン材のろう付加熱中の耐力と温度の関係とをＪＩＳ　Ｚ２２４１準拠の方法で、インストロンタイプの引張試験機を用いて測定して、ろう付加熱後に比べて耐力値が＋２０％以内まで低下し始める温度である。
　上記規定は、連続鋳造圧延法、均質化処理、圧延率等の製造工程条件などにより達成することができる。
　以下、本実施形態のアルミニウム合金フィン材の製造方法を説明する。
　本実施形態のアルミニウム合金フィン材は、双ロール鋳造機等の連続鋳造圧延（Ｃｏｎｔｉｎｕｏｕｓ　Ｃａｓｔｉｎｇ：ＣＣ法）を用いて鋳造し、鋳造板を均質化処理、冷間圧延と途中の中間焼鈍の工程を経て製造することができる。
　すなわち、質量％で、Ｍｎ：１．２～２．０％、Ｓｉ：０．５～１．３％、Ｃｕ：０．０５～０．１３％、Ｆｅ：０．１～０．５％未満、Ｚｎ：０．５～３．０％を含有し、所望により、さらに、所望により、質量％で、Ｔｉ：０．０１～０．２０％、Ｃｒ：０．０１～０．２０％、Ｍｇ：０．０１～０．２０％、Ｚｒ：０．０１～０．２０％のうち、１種または２種以上を含有し、残部がＡｌと不可避不純物からなるアルミニウム合金の溶湯を作製し、常法によってアルミニウム合金の鋳造板を得る。
　得られたアルミニウム合金の鋳塊あるいは鋳造板に対しては適切な条件で均質化処理を行う必要がある。均質化処理は、例えば、昇温速度を５０℃／時、保持温度を４００～５００℃、保持時間を１～１０時間、冷却速度を１０～１００℃／時とした熱処理条件によって行うことができる。これにより、Ａｌ－Ｍｎ－Ｓｉ系の金属間化合物がマトリクスに均一に分散する状態を得られる。この系の化合物は分散強化によってろう付後の強度が向上する他、マトリクスに対しての電位差が小さいため耐食性の向上にも寄与する。
　その後、得られたアルミニウム合金に対して、冷間圧延を行う。冷間圧延の途中では、圧延率が６０％以上となった後に中間焼鈍を行うことができる。中間焼鈍は、温度を２００～３５０℃、保持時間を２～８時間として行い、中間焼鈍後に圧延率１０～３５％で冷間圧延を行うことで、質別Ｈ１４のフィン材（供試材）となる。均質化処理、中間焼鈍、冷間圧延率を上記範囲に設定することで、ろう付前の引張強さ、伸びが本実施形態の狙い範囲内となり、コルゲート成形に優れる結晶組織の状態を得ることができる。なお、板厚は、３５～８０μｍとすることができるが、本実施形態としてはこの厚さに限定されるものではない。
　上記工程により、ろう付前、ろう付中、およびろう付後に所望する強度、とろう付前、ろう付後の結晶組織を持つ、熱交換器用のフィン材を得ることができる。
　得られたフィン材は、成形性、強度、耐食性、およびろう付性に優れており、熱交換器用フィン材として好適である。
　また得られたフィン材は、コルゲート加工されるが、その際には良好な成形性によって、正しいフィン高さ、フィンピッチを有しているので、ヘッダー、チューブ、サイドプレート等の熱交換器用の部材と組み合わせたろう付接合性に優れている。
　本実施形態としてはろう付の熱処理条件や方法（ろう付温度、雰囲気、フラックスの有無、ろう材の種類等）は特に限定されず、所望の方法によってろう付を行うことができるが、（例えば、室温から６００℃まで平均昇温速度１００℃／分で昇温し、６００℃で３分保持後、１００℃／分の降温速度で降温冷却する熱処理の条件のろう付相当加熱）、ろう付後のフィン材は、強度と耐食性に優れるため、熱交換器としての高い性能を有する。
　図１は、本実施形態のフィン材４にチューブ３、ヘッダー２、サイドプレート５を組み付けてろう付により製造された熱交換器１を示している。
　本実施形態によれば、成形性、強度、耐食性、およびろう付性に優れる熱交換器用アルミニウム合金フィン材および熱交換器を得ることができる。
　以下に本発明の実施例について説明する。
　表１に示す成分（及び残部Ａｌと不可避不純物）となるように調整した溶湯からＣＣ法を用いて連続鋳造圧延板を作製した。得られた鋳造板に対して、均質化処理（昇温速度を５０℃／時、保持温度は表２に示す、保持時間を８時間、冷却は炉冷とする）を行い、その後、冷間圧延と途中工程で中間焼鈍を行った。具体的には、冷間圧延率が５０％以上となった後に中間焼鈍を行い、中間焼鈍後に、表２に示す最終圧延率となるよう冷間圧延を行った。中間焼鈍は、表２で示す中間焼鈍温度で２～８時間で行い、Ｈ１４調質で表２に示す板厚のフィン材を作製した。
　得られたフィン材に対してＪＩＳ　Ｚ２２４１準拠の方法で、インストロンタイプの引張試験機を用いて引張試験を行い、機械的性質（引張強さ、伸び）を確認した。結果を表２に示す。
　次に、塩酸、フッ酸、硝酸の混合液にてフィン材のサンプル表面をエッチングして結晶粒を露出させ、１２ｍｍ（圧延方向と平行）×９ｍｍ（圧延方向と垂直＝板幅方向）視野の表面写真を光学顕微鏡を用いて撮影した。各々の結晶組織について、圧延方向平行、垂直長さを画像処理により算出し、１ｃｍ２当たりで円相当径５００μｍ以上の結晶粒数と、圧延方向と平行な軸の長さ＞圧延方向と垂直な軸の長さとなる結晶粒の数の割合％を計算した。結果を表２に示す。
　固相線温度は、示差走査熱分析装置（Ｄｉｆｆｅｒｅｎｔｉａｌ　ｓｃａｎｎｉｎｇ　ｃａｌｏｒｉｍｅｔｒｙ：ＤＳＣ）を用いて、１０℃／分の昇温速度で測定した。結果を表２に示す。
　次に、各板厚のフィン材に対して予備試験によってフィン高さとフィンピッチとが狙い値となる条件を出した後にコルゲート成形を行い、コルゲートフィンを作製した。ランダムに測定した２０箇所について、フィン高さとフィンピッチが狙い値に対して、±１０％以内の差であった場合はＡ、±２０％であった場合はＢ、それ以外をＣとした。結果を表２に示す。
　その後、コルゲート成形未実施の単板の状態で、昇温速度１００℃／分で、３００～５５０℃に到達直後に冷却した板について常温で引張試験を行い、ろう付加熱中の再結晶完了温度を測定した。具体的には、昇温速度１００℃／分で、３００～５５０℃の範囲に到達直後に冷却した板について常温で引張試験機を用いて引張試験を行い、ろう付加熱中の各温度の耐力を測定した。次に昇温速度１００℃／分、６００℃で３分保持、冷却速度１００℃／分の条件でろう付熱処理を行い、常温で引張試験機を用いて引張試験を行い、ろう付加熱後の耐力を測定した。そして、ろう付加熱後の耐力と比較して、耐力が＋２０％以内まで低下し始めるろう付加熱中の温度を特定して、これを再結晶完了温度とした。
　また、同様に単板の状態で、昇温速度１００℃／分、６００℃で３分保持、冷却速度１００℃／分の条件でろう付熱処理を行い、ろう付後の機械的性質（引張強さ）を引張試験機を用いて確認した。
　また、表面にフッ化物系フラックスを塗布した後、上記同様の条件でろう付熱処理した単板について、電位の測定と中性塩水噴霧試験を行い、１６週間後の腐食減量を調査した。
　ろう付相当熱処理を施したフィン材から電位測定用のサンプルを切り出し、サンプルを、５０℃に加熱した５％ＮａＯＨ溶液に３０秒浸漬し、その後、３０％ＨＮＯ３溶液中に６０秒浸漬し、さらに、水道水、イオン交換水で洗浄し、乾燥させずにそのまま２５℃の５％ＮａＣｌ溶液（酢酸にてｐＨ３に調整）に６０分浸漬後の電位を測定した。参照電極には、銀‐塩化銀電極（Ａｇ／ＡｇＣｌ）を使用した。
　作製したフィン材をコルゲート成形し、他部材（ヘッダープレート、チューブ、サイドプレート）と組み合わせて型組み後、フラックスを塗布してろう付して縦５０ｃｍ×横５０ｃｍの熱交換器を作製した。その後、熱交換器のフィン材とチューブとの接合箇所を観察し、不良接合箇所の数を求め、良好なフィン材の接合率として、（１－（不良接合箇所／全接合箇所））×１００（％）を算出した。接合率９０％以上をＡ（良好な接合状態）、９０％以下をＣ（接合不良）としてろう付性を評価した。
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000001
Figure JPOXMLDOC01-appb-T000002
　発明材では、成形性、強度、耐食性に優れる結果が得られた。一方、比較例では、これらの特性のいずれかにおいて劣っていた。すなわち、
比較例１；Ｍｎの含有量が少なく、ろう付前の引張強さ及びろう付後の引張強さが低い。
比較例２；Ｍｎの含有量が多く、ろう付前の引張強さが高く、コルゲート成形性に劣る。コルゲート成形性に劣るため、ろう付及びろう付後の試験は未実施である。
比較例３；Ｓｉの含有量が少なく、ろう付前の引張強さ及びろう付後の引張強さが低い。
比較例４；Ｓｉの含有量が多く、固相線温度が低い。
比較例５；Ｃｕの含有量が少なく、ろう付後の引張強さが低い。
比較例６；Ｆｅの含有量が少なく、ろう付前の伸びが低く、コルゲート成形性に劣る。コルゲート成形性に劣るため、ろう付及びろう付後の試験は未実施である。
比較例７；Ｆｅの含有量が多く、耐食性に劣る。
比較例８；Ｚｎの含有量が少なく、電位が貴。
比較例９；Ｚｎの含有量が多く、電位が卑、耐食性に劣る。
比較例１０；ろう付前の引張強さが高く、コルゲート成形性に劣る。
比較例１１；Ｚｒの含有量が多く、圧延途中で破断。
比較例１２；Ｍｇの含有量が多く、耐食性に劣る。
比較例１３；Ｃｕの含有量が多く、耐食性に劣る。
比較例１４；円相当径５００μm以上の結晶粒が少なく、コルゲート成形性に劣る
比較例１５；Ｔｉの含有量が多く、圧延途中で破断。
比較例１６；ろう付前の伸びが低く、円相当径で５００μｍ以上の結晶粒が多く、板幅方向よりも圧延方向に長い組織の割合が少なく、コルゲート成形性に劣る。コルゲート成形性に劣るため、ろう付及びろう付後の試験は未実施である。
比較例１７；Ｃｒの含有量が多く、圧延途中で破断。
比較例１８；ろう付前の引張強さが高く、コルゲート成形性に劣る。
比較例１９；ろう付前の伸びが低く、コルゲート成形性に劣る。
比較例２０；円相当径５００μm以上の結晶粒が多く、コルゲート成形性に劣る。
比較例２１；ろう付中の再結晶完了温度が高温く、ろう付性に劣る。
１　　熱交換器
２　　ヘッダー
３　　チューブ
４　　フィン
５　　サイドプレート

Claims (5)

  1. 　質量％で、Ｍｎ：１．２～２．０％、Ｓｉ：０．５～１．３％、Ｃｕ：０．０５～０．１３％、Ｆｅ：０．１～０．５％、Ｚｎ：０．５～３．０％を含有し、残部がＡｌと不可避不純物からなる組成を有するアルミニウム合金からなり、
    　コルゲート成形前のアルミニウム合金フィン材の表面で、円相当径で５００μｍ以上の結晶粒が１０～２００個／ｃｍ２存在し、前記結晶粒の数の９０％以上が幅方向よりも圧延方向に長い組織を有し、引張強さが２００～２５０ＭＰａ、伸びが１．０～５．０％であり、
    　６００℃で３分間保持するろう付相当熱処理後の前記アルミニウム合金フィン材の引張強さが１４０ＭＰａ以上で、中性塩水噴霧試験で１６週間後の腐食減量が１５０ｍｇ／ｄｍ２以下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。
  2. 　前記アルミニウム合金が、さらに、質量％で、Ｔｉ：０．０１～０．２０％、Ｃｒ：０．０１～０．２０％、Ｍｇ：０．０１～０．２０％、Ｚｒ：０．０１～０．２０％のうち、１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１に記載の熱交換器用アルミニウム合金フィン材。
  3. 　ろう付前の固相線温度が６１５℃以上、前記ろう付相当熱処理後の電位が－８００ｍＶ以上－７３０ｍＶ以下　ｖｓ　Ａｇ／ＡｇＣｌであることを特徴とする請求項１または２に記載の熱交換器用アルミニウム合金フィン材。
  4. 　ろう付加熱中における再結晶完了温度が４５０℃以下であることを特徴とする請求項１～３のいずれか１項に記載の熱交換器用アルミニウム合金フィン材。
  5. 　請求項１～４のいずれか１項に記載の熱交換器用アルミニウム合金フィン材を備えることを特徴とする熱交換器。
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