WO2023008499A1 - アルミニウム合金フィン材と熱交換器及びアルミニウム合金フィン材の製造方法 - Google Patents

アルミニウム合金フィン材と熱交換器及びアルミニウム合金フィン材の製造方法 Download PDF

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WO2023008499A1
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aluminum alloy
fin material
brazing
ratio
mass
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瞬 丸野
路英 吉野
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Ｍａアルミニウム株式会社
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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 stock, a heat exchanger, and a method for manufacturing an aluminum alloy fin stock.
  • Automotive heat exchangers are exposed to various corrosive environments depending on the object to be cooled and the location in the vehicle.
  • tubes and fins which are the main components of aluminum alloy heat exchangers, are exposed to harsh environments, and must have high corrosion resistance while maintaining structural strength as a heat exchanger and brazing stability, which is the manufacturing method. is required.
  • the potential of the fin material is adjusted to be lower than that of the surrounding components by adding a component such as Zn to the fin material.
  • a component such as Zn
  • Patent Literature 1 discloses that Mn, Si, Fe, and Zn are contained in specified amounts, the solidus temperature is 615° C. or higher, the tensile strength after brazing is 130 MPa or higher, and pitting corrosion after brazing It describes an aluminum alloy fin material having a potential in the range of -1000 to -830 mV and an average crystal grain size of the rolled surface after brazing in the range of 150 ⁇ m to 800 ⁇ m.
  • Patent Document 2 Mn, Si, and Zn are contained in specified amounts, the plate thickness is 0.06 mm or less, the average grain size of the recrystallized structure is 200 ⁇ m or more, and the average grain boundary length of the recrystallized grain cross section ( ⁇ m)/fin material plate thickness ( ⁇ m) as the average cross-sectional distance of grain boundaries is 1.5 or more, and the recrystallization rate at 577° C. during brazing heat treatment is 97% or more. material is described.
  • the problem of fin falling off can be solved by controlling the potential to be base only by adjusting the Zn content of the fin material, but such a simple countermeasure will cause the corrosion rate of the fin itself to increase extremely. There's a problem. If the fins corrode and disappear at an extremely early stage, there is a problem that the period in which heat dissipation performance can be secured as a heat exchanger is significantly reduced, and improvement in the self-corrosion resistance of the fin material is required.
  • the present invention was made to solve these problems, and is an aluminum alloy fin material that has excellent self-corrosion resistance, excellent erosion resistance even under high heat input conditions, and excellent chipping resistance. and to provide a heat exchanger and a method for manufacturing an aluminum alloy fin material.
  • the aluminum alloy fin material of the present embodiment has, in mass %, Mn: 0.8 to 1.8%, Si: 0.15 to 0.8%, Fe: 0.01 to 0.30%, Zn : An aluminum alloy fin material made of an aluminum alloy containing 2.0 to 4.0% and having a composition of the balance inevitable impurities and Al, wherein the content (M) in mass% of Mn and the mass% of Si
  • the Mn/Si ratio which is the ratio of the content (S), is 2.0 to 5.0, and when the Mn/Si ratio ⁇ 3.0, M-3S ⁇ 0.6%, and Mn/ 3S-M ⁇ 0.6% when the Si ratio is ⁇ 3.0, and the number of Al-Mn-Si-based crystallized substances with an equivalent circle diameter of 500 nm or more and the number of Si particles with an equivalent circle diameter of 500 nm or more are combined.
  • the number density is 0.015 pieces/ ⁇ m 2 or less, and the number density of Al—Mn—Si-based dispersed particles having an equivalent circle
  • the aluminum alloy fin material of the present embodiment has, in mass%, Mn: 0.8 to 1.8%, Si: 0.15 to 0.8%, Fe: 0.01 to 0.30%, Zn : An aluminum alloy fin material made of an aluminum alloy containing 2.0 to 4.0% and having a composition of the balance inevitable impurities and Al, wherein the content (M) in mass% of Mn and the mass% of Si
  • the Mn/Si ratio which is the ratio of the content (S), is 2.0 to 5.0, and when the Mn/Si ratio ⁇ 3.0, M-3S ⁇ 0.6%, and Mn/ 3S-M ⁇ 0.6% when the Si ratio is ⁇ 3.0, and when heat treatment equivalent to brazing is performed, the first grain boundary triple point and the second grain boundary triple point are connected.
  • the total grain boundary distance between these grain boundary triple points at the grain boundaries that do not include the third grain boundary triple point between these grain boundary triple points is defined as the linear distance between the first and second triple points The value obtained by dividing by is 1.2 or more.
  • the aluminum alloy fin material of the present embodiment in addition to the composition, contains Cu: 0.10% or less, Cr: 0.01% or less, and Ti: 0.05% or less by mass %. It is preferable to include one or two or more.
  • the aluminum alloy fin material of this embodiment it is preferable that the aluminum alloy has a tensile strength of 150 to 200 MPa and an elongation of 0.5 to 5.0%.
  • a heat exchanger according to this aspect comprises a tube and the aluminum alloy fin material according to any one of (1) to (5) brazed to the tube.
  • the method for manufacturing the aluminum alloy fin material of the present embodiment has, in mass%, Mn: 0.8 to 1.8%, Si: 0.15 to 0.8%, and Fe: 0.01 to 0.30. %, Zn: 2.0 to 4.0%, and the balance has a composition of inevitable impurities and Al, and the content (M) in mass% of Mn and the content (S) in mass% of Si Mn/Si ratio, which is a ratio, is 2.0 to 5.0, M-3S ⁇ 0.6% when the Mn/Si ratio ⁇ 3.0, and Mn/Si ratio ⁇ 3.0 Sometimes 3S-M ⁇ 0.6%, and the number density of the sum of the number of Al-Mn-Si-based crystallized substances having an equivalent circle diameter of 500 nm or more and the number of Si particles having an equivalent circle diameter of 500 nm or more is 0.015 An aluminum alloy fin material made of an aluminum alloy having a number density of Al-Mn-Si-based dispersed particles having an equivalent circle diameter of 25 to 200 nm
  • an ingot is obtained by casting from an aluminum alloy molten metal having the above composition, the ingot is subjected to homogenization treatment, hot rolling and cold rolling are performed to produce an aluminum alloy fin material, and during the casting
  • the cooling rate is set to 0.1 to 300° C./sec, and homogenization treatment is performed at 350 to 500° C. for 1 to 10 hours.
  • Mn 0.8 to 1.8%
  • Si 0.15 to 0.8%
  • Fe 0.01 to 0.30% by mass.
  • Zn 2.0 to 4.0%
  • the balance has a composition of inevitable impurities and Al
  • 3S-M ⁇ 0.6% and a heat treatment equivalent to brazing is applied, the first grain boundary triple point and the second grain boundary triple point are connected, and these grain boundary triple points
  • the value obtained by dividing the total grain boundary distance between these grain boundary triple junctions by the linear distance between the first and second triple junctions at the grain boundaries that do not include the third grain boundary triple junction therebetween is 1.
  • an ingot is obtained by casting from an aluminum alloy molten metal having the above composition, the ingot is homogenized, hot rolled and cold rolled.
  • An aluminum alloy fin material is produced, and the cooling rate during casting is set to 0.1 to 300° C./sec, and homogenization treatment is performed at 350 to 500° C. for 1 to 10 hours.
  • the aluminum alloy in addition to the above composition, contains, by mass%, Cu: 0.10% or less, Cr: 0.01% or less, and Ti: 0.05%. % or less is preferably included.
  • the cooling rate during casting is 0.1 to 10°C/sec, the hot rolling reduction at 200 to 550°C is 99.2 to 99.0°C. 8% is preferred.
  • the aluminum alloy has a tensile strength of 150 to 200 MPa and an elongation of 0.5 to 5.0%.
  • the contents of Mn, Si, Fe, and Zn are specified, and in addition to adjusting the Zn content, in addition to adjusting the Zn content, the Mn content and the Si content are optimized,
  • the number density which is the sum of the number of Al-Mn-Si-based crystallized substances of 500 nm or more and the number of Si particles, and the number density of Al-Mn-Si-based dispersed particles of 25 to 200 nm
  • the potential as a fin material is adjusted to be base with respect to other members such as tubes made of aluminum alloy.
  • the Fe content in the aluminum alloy the distribution of coarse crystallized substances can be sparsely controlled, improving the self-corrosion resistance.
  • the anti-corrosion effect can be exhibited by reducing the corrosion rate of the fin material itself, compared to the conventional structure in which the potential is made base only by the addition of Zn.
  • FIG. 1 is a front view showing an example of a heat exchanger obtained by brazing an aluminum alloy fin material according to the present invention to a tube;
  • FIG. FIG. 4 is a partially enlarged cross-sectional view showing a state in which header pipes, tubes and aluminum alloy fin materials are assembled and brazed in the same heat exchanger.
  • FIG. 4 is a partially enlarged cross-sectional view showing a heat exchanger assembly in which tubes coated with a brazing paint, fins, and header pipes are assembled before brazing in the heat exchanger;
  • FIG. 4 is a schematic diagram of a coil for explaining a state during coil slitting;
  • FIG. 4 is a schematic diagram for explaining burrs at the time of coil slitting, where (A) is a diagram showing the end of the fin material without burrs, and (B) is a diagram showing the end of the fin material with burrs. be.
  • FIG. 10 is a schematic diagram of a molded fin for explaining defective molding of a louver;
  • FIG. 1 shows one embodiment of a heat exchanger to which the fin material according to the present invention is applied.
  • the heat exchanger 100 of this embodiment includes header pipes 1 and 2 which are spaced apart from each other in the left and right direction and which are arranged parallel to each other. , 2 and corrugated fins 4 brazed to each tube 3 .
  • the header pipes 1, 2, tubes 3 and fins 4 are all made of aluminum alloy.
  • a plurality of slits 6 are formed at regular intervals along the length of each pipe, as shown enlarged in FIGS. , 2 facing each other, and the tube 3 is bridged between the header pipes 1 and 2.
  • a plurality of fins 4 are arranged between a plurality of tubes 3, 3 which are laid between the header pipes 1, 2 at a predetermined interval, and these fins 4 are brazed to the front side or the back side of the tubes 3.
  • a first fillet portion 8 is formed by the brazing material at the portion where the end portion of the tube 3 is inserted into the slit 6 of the header pipes 1 and 2, and the tube is attached to the header pipes 1 and 2. 3 is brazed.
  • the corrugated fins 4 face the top surface or the back surface of the adjacent tube 3 , and the brazing material generated in the portion between them forms the second fillet portion 9 . Corrugated fins 4 are brazed to the side and back side.
  • the heat exchanger 100 of this embodiment is formed by assembling header pipes 1 and 2, a plurality of tubes 3 and a plurality of fins 4A installed between them to form a heat exchanger assembly 101 as shown in FIG. , which is manufactured by heating and brazing.
  • reference numeral 11 indicates the core material of the header pipe 1
  • reference numeral 12 indicates the Zn-containing coating layer
  • reference numeral 13 indicates the brazing material layer.
  • a sacrificial anode layer diffused from the Zn melt-diffusion layer is formed on the front side and the back side of the tube 3 by heating during brazing.
  • the fins 4 ⁇ /b>A are made of an aluminum alloy plate material having a composition and structure that will be described later.
  • a heat exchanger assembly 101 composed of header pipes 1, 2, tubes 3 and fins 4A assembled as shown in FIG.
  • the brazing material layer 13 and the brazing material layer 7 such as the coating film for brazing are melted to join the header pipe 1 and the tube 3, and the tube 3 and the fin 4 as shown in FIG.
  • a heat exchanger 100 having the structure shown in FIGS. 1 and 2 is obtained.
  • the brazing filler metal layer 13 on the inner peripheral surface of the header pipe 1 melts and flows near the slit 6 to form a fillet 8 to join the header pipe 1 and the tube 3 together.
  • brazing material layer 7 such as a brazing coating film on the surface of the tube 3 is melted to become Al--Si brazing or Al--Si--Zn brazing, which flows near the fins 4 by capillary force to form fillets 9. Then, the tube 3 and the fins 4 are joined.
  • brazing In brazing, the coating film 7 for brazing and the brazing material layer 13 are melted by heating to an appropriate temperature in an appropriate atmosphere such as an inert gas atmosphere. As a result, the activity of the flux increases, destroying the oxide films on the surfaces of both the brazing material and the material to be brazed, thereby promoting the bonding between the brazing material and the material to be brazed.
  • Brazing conditions are not particularly limited. As an example, the inside of the furnace is made into a nitrogen atmosphere, the heat exchanger assembly 101 is heated from 550° C. to the target temperature in 1 to 15 minutes at a temperature rising rate, and the target temperature is 590 to 615° C. For example, the condition is held for 1 to 20 minutes, then cooled to 300° C. at 10 to 100° C./min, and then air-cooled to room temperature.
  • a brazing material layer such as a brazing mixed composition paint made of brazing material powder, flux, synthetic resin, organic solvent, and water is applied to the front and back surfaces to which the fins 4A are joined, A dried brazing material layer 7 is formed as shown in FIG.
  • the tube 3 is made of aluminum having a plurality of passages 3C formed therein and having a flat surface (upper surface) 3A and a back surface (lower surface) 3B and side surfaces 3D adjacent to the front surface 3A and back surface 3B. Consists of extruded flat multi-hole tube made of alloy.
  • the tube 3 may be made of an aluminum alloy containing, for example, Si: 0.05 to 1.0%, Mn: 0.1 to 1.5% by mass, and the balance being inevitable impurities and Al. preferable.
  • the tube 3 is produced by extruding an aluminum alloy having the composition described above.
  • the fin 4A is composed of Mn: 0.8 to 1.8%, Si: 0.15 to 0.8%, Fe: 0.01 to 0.30%, and Zn: 2.0 to 2.0% by mass.
  • It is an aluminum alloy fin material made of an aluminum alloy containing 4.0% and having a composition of unavoidable impurities and Al as the balance.
  • the above-mentioned aluminum alloy contains, by mass %, one or more of Cu: 0.10% or less, Cr: 0.01% or less, and Ti: 0.05% or less. is preferred.
  • 0.8% to 1.8% means 0.8% or more and 1.8% or less.
  • the aluminum alloy described above preferably has a tensile strength of 150 to 200 MPa and an elongation of 0.5 to 5.0%.
  • Mn 0.8 to 1.8%
  • Si contributes to strength improvement. If the Mn content is less than 0.8%, the strength will be insufficient, and if the Mn content exceeds 1.8%, the castability or rollability of the aluminum alloy will be deteriorated, which will likely cause problems in terms of production. More preferably, the Mn content is in the range of 1.0% or more and 1.7% or less.
  • Si 0.15 to 0.8% In the aluminum alloy having the above composition, Si contributes to strength improvement.
  • the Si content is less than 0.15%, the strength is insufficient, and if the Si content exceeds 0.8%, the melting point of the aluminum alloy is lowered, resulting in poor brazeability. More preferably, the Si content is in the range of 0.15% or more and 0.7% or less.
  • Fe 0.01 to 0.30%
  • Fe contributes to strength improvement and self-corrosion resistance. If the Fe content is less than 0.01%, the strength is insufficient, and if the Si content exceeds 0.30%, large intermetallic compounds are likely to occur during casting of the aluminum alloy, resulting in reduced manufacturability and self-corrosion resistance. It leads to deterioration and increased corrosion rate. More preferably, the Fe content is in the range of 0.01% to 0.25%.
  • Zn 2.0 to 4.0%
  • Zn is an important element for making the potential base. %, the corrosion rate becomes too high and the corrosion resistance deteriorates.
  • Mn/Si ratio In the aluminum alloy having the above composition, the Mn/Si ratio, which is the ratio of the Mn content (M) in mass% and the Si content (S) in mass%, is 2.0 to 5.0, It is preferable that M-3S ⁇ 0.6% when the Mn/Si ratio ⁇ 3.0 and 3S-M ⁇ 0.6% when the Mn/Si ratio ⁇ 3.0.
  • M-3S ⁇ 0.6% when the Mn/Si ratio ⁇ 3.0, 3S-M ⁇ 0.6% when the Mn/Si ratio ⁇ 3.0 The Mn/Si ratio is related to making the potential of the aluminum alloy with the above composition base, and when the Mn/Si ratio ⁇ 3.0, the value of M-3S is a low value of 0.6% or less.
  • the value of 3S-M is preferably 0.6% or less, and the lower the value, the better. More preferably, the value of M-3S is 0.5% or less when the Mn/Si ratio ⁇ 3.0. More preferably, the 3S-M value is 0.5% or less when the Mn/Si ratio is ⁇ 3.0.
  • the Mn/Si ratio By adjusting the Mn/Si ratio in the range of 2.0 to 5.0, it becomes possible to adjust the potential to a desired level, which is effective in suppressing an increase in corrosion rate.
  • Mn/Si ratio ⁇ 3.0 if the value of M-3S exceeds 0.6%, the potential tends to become noble and the corrosion resistance tends to deteriorate. If the 3S-M value exceeds 0.6% when the Mn/Si ratio is ⁇ 3.0, the potential tends to become noble and the corrosion resistance tends to deteriorate. If the above conditions are satisfied, the electric potential after brazing, which will be described later, can be maintained when the fin material is manufactured by the manufacturing process described later.
  • Cu 0.10% or less, Cr: 0.01% or less, Ti: 0.05% or less
  • a composition containing one or more of Cu: 0.10% or less, Cr: 0.01% or less, and Ti: 0.05% or less can be employed.
  • Cu has the effect of making the potential of the fin material noble, and if the content exceeds 0.1%, the corrosion rate becomes too high.
  • a more desirable Cu content is 0.05% or less.
  • Cr has the effect of forming a compound with aluminum to disperse pitting corrosion, improving corrosion resistance, and improving castability. If the content exceeds 0.01%, large crystallized substances are likely to occur, resulting in poor castability. In addition, the erosion resistance is lowered due to the crystal grain refining effect.
  • a more desirable Cr content is 0.008% or less.
  • Ti has the effect of forming a compound with aluminum to disperse pitting corrosion, improving corrosion resistance, and improving castability. If the content exceeds 0.05%, large crystallized substances are likely to occur, resulting in poor castability. In addition, the erosion resistance is lowered due to the crystal grain refining effect.
  • a more desirable Ti content is 0.04% or less.
  • the tensile strength before brazing of the aluminum alloy is desirably 150 to 200 MPa, and this range provides good formability. More preferably, the tensile strength before brazing is 160-200 MPa.
  • the header pipes 1 and 2 and the plurality of tubes 3 and the plurality of fins 4A installed therebetween are assembled to form a heat exchanger assembly 101 as shown in FIG. can be improved. If the tensile strength of the aluminum alloy is less than 150 MPa, when the heat exchanger assembly 101 is constructed, the assembly 101 may collapse (core collapse). If the tensile strength of the aluminum alloy exceeds 200 MPa, when the assembly 101 is constructed, the amount of springback due to the fins 4A increases, and the assembly 101 may collapse (core collapse).
  • Elongation of aluminum alloy 0.5 to 5.0%
  • the elongation of the aluminum alloy before brazing is desirably in the range of 0.5 to 5.0%. Formability is improved if the elongation is within the above range. More preferably, the elongation is in the range of 0.6% or more and 5.0% or less. If the elongation is less than 0.5%, the amount of springback increases, and if the elongation exceeds 5.0%, burrs at the time of coil slitting increase, resulting in poor fin formability and fin louver forming defects. Become.
  • a wide aluminum alloy plate 20 is wound into a coil to form a wide coil 21, and the aluminum alloy plate 20 is unwound from the coil 21 and cut by a cutter (not shown). It means a cutting process in which a fin material 22 having a required width is produced by cutting, and the fin material 22 is re-coiled to manufacture a narrow coil 23 .
  • burrs 25 are formed at both ends of the fin material 22, which means the burrs 25. As shown in FIG. This burr 25 is likely to occur when the elongation of the aluminum alloy forming the fin material 22 is high.
  • the fin material 22 having the burrs 25 When the fin material 22 having the burrs 25 is processed into a desired shape by a fin molding machine, the fin material 22 may not fit into the mold of the molding machine due to the burrs 25. Problems such as the fin shape easily collapsing tend to occur.
  • the louver refers to a plurality of slit-like cuts provided at intervals in the width direction of the fin 26 after forming (corrugating), as shown in FIG.
  • the louver 26A is formed in a slit shape from the bottom to the top of the fin 26 except for the bottom and top of the fin 26.
  • the elongation of the aluminum alloy forming the fins 26 is high, there may be a case where an attempt to form the louver 26A only elongates the aluminum alloy and does not form a notch.
  • the presence of the louvers 26A turbulates the wind, thereby improving the heat exchange performance.
  • the louvers 26A are not formed, the heat exchange performance may deteriorate.
  • the number density of the sum of the number of Al-Mn-Si-based crystallized substances having an equivalent circle diameter of 500 nm or more and the number of Si particles having an equivalent circle diameter of 500 nm or more is 0.015/ ⁇ m 2 or less. and the number density of Al—Mn—Si-based dispersed particles having an equivalent circle diameter of 25 to 200 nm is preferably 1.0 to 10.0 particles/ ⁇ m 2 .
  • the total number density of the number of Al-Mn-Si-based crystallized substances with an equivalent circle diameter of 500 nm or more and the number of Si particles with an equivalent circle diameter of 500 nm or more is 0.015/ ⁇ m 2 or less. If the total number density of the Al--Mn--Si crystallized substances and the number of Si particles is 0.015/.mu.m.sup.2 or less, it contributes to the improvement of the erosion resistance of the aluminum alloy. If the total number density of the number of Al--Mn--Si - based crystallized substances and the number of Si particles exceeds 0.015/.mu.m.sup.2, the refinement of crystal grains affects the erosion. The total number density of the number of Al--Mn--Si crystallized substances and the number of Si particles is more preferably 0.014 pieces/.mu.m.sup.2 or less.
  • the number density of Al-Mn-Si-based dispersed particles with an equivalent circle diameter of 25 to 200 nm is 1.0 to 10.0 pieces/ ⁇ m 2 "
  • the Al--Mn-Si-based dispersed particles have a number density of 2.0 to 10.0 particles/.mu.m.sup.2. If the number density of Al--Mn--Si dispersed particles exceeds 10.0 pieces/.mu.m.sup.2, recrystallization during brazing is retarded, and erosion increases due to residual strain during brazing melting.
  • the pitting potential of the fin 4 is -950 to -850 mV (vs SCE) after brazing under the above conditions. Further, it is desirable that the tensile strength after brazing is 100 to 150 MPa, the average crystal grain size after brazing is 500 to 2000 ⁇ m, and the elongation after brazing is 8 to 15%. "Potential after brazing: -950 to -850 mV (vs SCE)" In the fin 4 described above, if the potential after brazing is in the range of -950 to -850 mV (vs SCE), it contributes to the improvement of corrosion resistance.
  • Post-braze potentials below -950 mV increase the corrosion rate, and post-braze potentials above -850 mV are more noble than the potential of the primary alpha phase of the Zn-enriched fillet. More preferably, the post-braze potential is in the range of 940 mV to -860 mV (vs SCE).
  • the reason why it is desirable that the potential after brazing is within the above range is as follows.
  • Zn tends to concentrate in the fillets 9 and the potential tends to be more negative than the fins 4 and the tubes 3 . It is conceivable that delamination may occur. In this case, sacrificial corrosion protection by the fins 4 becomes insufficient, and corrosion tends to occur in the tube 3 .
  • the potential of the primary crystal ⁇ phase in the fillet 9 tends to be about ⁇ 830 mV to ⁇ 850 mV, it is desirable to set the pitting corrosion potential of the fin 4A in the range of ⁇ 950 mV to ⁇ 850 mV from the viewpoint of the sacrificial anode effect. , -940 mV to -860 mV.
  • the tensile strength of the aluminum alloy after brazing is desirably 100-150 MPa. More preferably, the tensile strength of the aluminum alloy after brazing is 110-150 MPa. If the tensile strength of the aluminum alloy after brazing is within the above range, it is possible to obtain the necessary structural strength when constructing a heat exchanger. If the tensile strength of the aluminum alloy after brazing is less than 100 MPa, the structural strength of the heat exchanger is insufficient, and if the tensile strength exceeds 150 MPa, heat exchangers cannot be stably produced using the aluminum alloy having the composition described above. Gone.
  • Average crystal grain size after brazing 500 to 2000 ⁇ m
  • the average grain size after brazing is desirably in the range of 500 to 2000 ⁇ m. More preferably, the average crystal grain size after brazing is in the range of 600 to 1800 ⁇ m.
  • the average grain size after brazing contributes to the improvement of erosion resistance. If the average crystal grain size after brazing is less than 500 ⁇ m, the effect of improving erosion resistance is insufficient, and if the average crystal grain size after brazing exceeds 2000 ⁇ m, the elongation decreases and the strength to resist chipping is insufficient. descend.
  • Average grain boundary shape index 1.20 or more
  • the average grain boundary shape index means that when the aluminum alloy having the above composition is subjected to a heat treatment equivalent to brazing, the metal structure becomes an aggregate of crystal grains that can approximate a hexagonal shape.
  • grain boundary triple points exist at the grain boundaries of crystal grains.
  • these grains A value obtained by dividing the total grain boundary distance between the boundary triple junctions by the straight distance between the triple junctions is the average grain boundary shape index.
  • This average grain boundary shape index is preferably 1.2 or more.
  • the fact that the average grain boundary shape index is 1.2 or more means that when a metal structure containing crystal grains is observed with a microscope, the grain boundaries are not simple straight lines or curves, but zigzag (or This can be explained by exhibiting an intricate grain boundary shape (like a saw blade). When the crystal grain boundary presents such a shape, it has a feature of being excellent in elongation in spite of the large size of the crystal grain.
  • the elongation after brazing is desirably 8 to 15%. More preferably, the elongation after brazing is 9 to 14%.
  • the elongation after brazing if the heat exchanger with fin material is placed on the front side of the car, chipping (small cracks, etc. It is important to prevent If the elongation after brazing is less than 8%, chipping tends to occur. If the elongation after brazing exceeds 15%, the aluminum alloy with the above composition often experiences erosion due to the residual strain, leading to deterioration of corrosion resistance.
  • the number density which is the sum of the number of Al-Mn-Si-based crystallized substances with an equivalent diameter of 500 nm or more and the number of Si particles with an equivalent circle diameter of 500 nm or more, is 0.015 / ⁇ m 2 or less, and the equivalent circle diameter is 25 to 25
  • the aluminum alloy fin material has a number density of 200 nm Al--Mn--Si-based dispersed particles of 1.0 to 10.0/ ⁇ m 2 , it is possible to obtain an aluminum alloy fin material having the following characteristics. can.
  • an aluminum alloy fin material that is excellent in self-corrosion resistance and, even when brazing is performed under high heat input conditions, has excellent erosion resistance and high elongation, and is resistant to chipping. Further, if the heat exchanger uses the above-described aluminum alloy fin material, the fins are less likely to come off even if corrosion progresses, and excellent heat exchange efficiency can be maintained for a long period of time.
  • the configuration of the heat exchanger 100 including the fins 4 described above is an example, and the fin material and heat exchanger to which the present invention is applied are, of course, not limited to the configurations shown in FIGS. Although various configurations are adopted for the configuration of the heat exchanger, the present invention can be widely applied to general heat exchangers having tubes and fins through which a medium passes.
  • Aluminum alloys were cast by semi-continuous casting and continuous casting.
  • the compositions of the cast aluminum alloys were shown in Tables 1 and 2 below for each example composition (balance Al and unavoidable impurities) and each comparative example composition (balance Al and unavoidable impurities).
  • HOMO homogenization treatment
  • Tables 3 and 4 show the casting cooling rate (°C/s), hot rolling finish temperature (°C), hot rolling rate (%), and intermediate annealing temperature (°C x hours) of each example.
  • the size of the crystallized product can be adjusted by optimizing the heat treatment and rolling rate in the post-process, and it is necessary to select manufacturing conditions according to the cooling rate during casting. It is desirable to set the cooling rate during casting to 0.1 to 300° C./sec and perform the homogenization treatment described below at 350 to 500° C. for 1 to 10 hours.
  • Homogenization treatment was performed for the purpose of removing inhomogeneous structures such as segregation after casting.
  • the additive element supersaturated in solid solution in the matrix during casting precipitates as an intermetallic compound.
  • the size and amount of dispersed intermetallic compounds that precipitate are affected by the temperature and time of homogenization treatment, and are also related to the recrystallized grain size and grain shape after brazing. must be selected.
  • the angular shape of crystallized substances formed during casting can be rounded, the total interfacial area with the mother phase can be slightly reduced, and a state in which recrystallization nuclei are relatively unlikely to occur can be achieved. is considered possible. If the temperature is too high, the growth of crystallized substances is accelerated and the crystallized substances become too coarse, so it is necessary to select appropriate heat treatment conditions.
  • ⁇ Rolling rate during hot rolling By controlling the hot rolling rate at 99.2 to 99.8% during hot rolling at 200 to 550 ° C, coarse crystallized substances are easily crushed and refined. Even if coarse crystallized substances are produced during casting, they can be refined by optimizing the rolling rate. Excessive growth of crystallized substances during homogenization and soaking reduces stress concentration during rolling and tends to make crushing difficult. It is necessary to select the hot rolling rate appropriately.
  • the cooling rate during casting is set to 0.1 to 300° C./sec, the homogenization treatment is performed at 350 to 500° C. for 1 to 10 hours, and the hot rolling rate is set to the above-mentioned hot rolling rate to make crystallized substances fine.
  • the number density of the Al--Mn--Si system crystallized substances can be adjusted to the above-mentioned range by crushing and reducing the size.
  • a fin that can achieve the object of the present application can be obtained by forming such a structure in the state of the fin material before brazing.
  • ⁇ Finishing temperature of hot rolling Normally, hot rolling starts at a high temperature of around 500°C, but after the rolling is completed, it is coiled and cooled to room temperature. In this case, the hot rolling finishing temperature affects the precipitation behavior of the intermetallic compounds, since the time of holding at high temperature changes depending on the hot rolling finishing temperature.
  • Intermediate annealing In producing the thin fin material, intermediate annealing is performed to obtain a temper of H14. Generally, heat treatment is performed at about 200 to 400° C., which affects the precipitation behavior of intermetallic compounds. Appropriate heat treatment conditions must be selected in consideration of the effects of heat input from homogenization to hot rolling.
  • the heat treatment conditions for brazing are to heat at a temperature rising rate that takes 1 to 15 minutes to reach the target temperature from 550 ° C, and at the target temperature of 590 to 615 ° C for 1 to 20 minutes. After holding, cooling to 300.degree.
  • the equivalent circle diameter and number density (particles/ ⁇ m 2 ) of the dispersed particles were measured with a field emission scanning electron microscope (FE-SEM).
  • the measurement method is to prepare a sample by exposing the plate material cross section (cross section parallel to the rolling direction) by mechanical polishing and cross-section polisher (CP) processing of the test material before brazing heat treatment, and using FE-SEM at 10000 to 50000 times. I took a photo. Photographs were taken for 10 fields of view, and the equivalent circle diameter and number density of the dispersed particles were measured by image analysis.
  • the circle-equivalent diameter and number density (pieces/ ⁇ m 2 ) of the crystallized substances were measured with a field emission scanning electron microscope (FE-SEM).
  • the measurement method is to prepare a sample by exposing the plate material cross section (cross section parallel to the rolling direction) by mechanical polishing and cross section polisher (CP) processing on the test material before brazing heat treatment, and using FE-SEM at 1000 to 5000 times. I took a photo. Photographs were taken for 10 fields of view, and the equivalent circle diameter and number density of crystallized substances were measured by image analysis.
  • the fin material was subjected to a heat treatment equivalent to brazing.
  • the heat treatment conditions were that the temperature was raised from room temperature to 600°C in about 20 minutes, held at 600°C for 3 minutes, and then cooled to 300°C at a cooling rate of 100°C/min. .
  • the pitting potential after brazing was measured by anodic polarization measurement. A sample for polarization measurement is cut out from the fin material subjected to the brazing equivalent treatment and immersed in a 5% NaOH solution heated to 50° C. for 30 seconds.
  • the pitting potential (the reference electrode is a saturated calomel electrode) was measured at room temperature under the conditions of a potential sweep rate of 0.5 mV/s.
  • the pitting potential was defined as the potential at which the current density rapidly increased in the current density-potential diagram. However, when a clear rapid increase in current density was not observed, the potential at a current density of 0.1 mA/cm 2 was measured as the pitting potential.
  • the fin material was subjected to a heat treatment equivalent to brazing under the same conditions as described in the pitting potential measurement.
  • a tensile test was performed before and after heat treatment equivalent to brazing to measure tensile strength and elongation.
  • a sample was cut out parallel to the rolling direction to prepare a JIS No. 13 B-shaped test piece, and a test was performed. If any of the mechanical properties before and after brazing was not satisfied, it was judged to be x, if at least all were satisfied, it was judged to be ⁇ , and if all were within the preferable range, it was judged to be ⁇ .
  • the crystal grain size was measured using a stereomicroscope.
  • the produced fin material was immersed in a DAS solution for a predetermined time, etched until the crystal grain structure of the rolled surface was clearly visible, and then the crystal grain structure of the rolled surface was observed with a stereoscopic microscope.
  • the observation magnification was basically 20 times, and when the crystal grains were remarkably coarse or fine, the observation magnification was appropriately changed according to the size of the crystal grains.
  • the crystal grain structure was photographed for 5 fields of view, and the size of the crystal grains was measured by a cutting method in the direction parallel to the rolling direction.
  • the grain boundary shape was quantified using the photograph obtained by the method described in the grain size measurement after brazing. At the grain boundary connected by the first grain boundary triple point and the second grain boundary triple point, measure the grain boundary that does not include the third grain boundary triple point between these grain boundary triple points Targeted. In calculating the value obtained by dividing the total grain boundary distance between the grain boundary triple junctions by the linear distance between the grain boundary triple junctions (for convenience, it is called the grain boundary shape index), the typical grain boundary shape in the structure We decided to determine the shape of the grain boundary by measuring 10 arbitrary grain boundaries among them and quantifying them.
  • the grain boundary shape index is greater than or equal to 1.2, the grain boundaries will often have a serrated appearance, increasing the total grain boundary area within the material and increasing the grain boundaries to a non-serrated equivalent. A higher elongation can be obtained than a material with a grain size of When the average grain boundary shape index was less than 1.2, it was judged as ⁇ , when it was 1.20 or more and less than 1.25, it was judged as ⁇ , and when it was 1.25 or more, it was judged as ⁇ .
  • brazing erosion evaluation was performed according to the following procedure. I assembled a mini-core heat exchanger for First, the fin material made of the aluminum alloy was corrugated. Then, the fin material was attached to the tube material. A flux of 5 g/m 2 was applied to the joint between the tube material and the fin material, and a brazing heat treatment was performed. Brazing was performed under the conditions of raising the temperature from 550 to 615° C. in about 8 minutes, holding at 615° C. for 20 minutes, and then controlling the cooling rate at 100° C./min.
  • this brazing heat treatment condition is a condition in which heat input is the largest among the assumed conditions and erosion is likely to occur.
  • Arbitrary portions of the fabricated mini-core heat exchanger were filled with resin, and cross-sectional observation of the fin/tube joint was performed.
  • the fins in the immediate vicinity of the joint fillet were observed to investigate the wax erosion state of the fins.
  • a case where buckling occurred in the fin was judged as x
  • a case where mild erosion occurred in less than half the plate thickness was judged as ⁇
  • a case where erosion hardly occurred was judged as ⁇ .
  • the potential of the fillet primary crystal ⁇ phase tends to be about ⁇ 830 to ⁇ 850 mV vs SCE, from the viewpoint of the sacrificial anode effect, if the pitting potential of the fin material is less than ⁇ 850 mV, ⁇ , ⁇ 850 to ⁇ If it was 870 mV, it was judged to be ⁇ , and if it was -870 to -950 mV, it was judged to be ⁇ .
  • Examples 1 to 38 are mass %, Mn: 0.8 to 1.8%, Si: 0.15 to 0.8%, Fe: 0.01 to 0 30%, Zn: 2.0 to 4.0%, and the balance being inevitable impurities and Al.
  • the aluminum alloy fin materials of Examples 1 to 38 have a ratio of the content (M) in mass% of Mn to the content (S) in mass% of Si.
  • a certain Mn/Si ratio is 2.0 to 5.0, M-3S ⁇ 0.6% when the Mn/Si ratio ⁇ 3.0, and when the Mn/Si ratio ⁇ 3.0 3S-M ⁇ 0.6%.
  • the number of Al-Mn-Si-based crystallized substances with an equivalent circle diameter of 500 nm or more and the number of Si particles with an equivalent circle diameter of 500 nm or more Al-Mn with a combined number density in Tables 5 and 6, described as pre-brazing crystallized product + Si particle number density) of 0.015/ ⁇ m2 or less and an equivalent circle diameter of 25 to 200 nm
  • the number density of the -Si-based dispersed particles (described as the number density of the pre-brazing dispersed particles in Tables 5 and 6) is 1.0 to 10.0 particles/ ⁇ m 2 .
  • Examples 1 to 38 as shown in Tables 5 and 6, the strength after brazing is in the desirable range of 100 to 150 MPa, and the elongation after brazing is excellent in 8.0 to 15.0%. values.
  • Examples 1 to 35 had post-brazing potentials in the range of -950 to -850 mV and exhibited excellent SWAAT corrosion resistance.
  • Examples 1 to 38 have an average crystal grain size of 500 to 2000 ⁇ m as shown in Table 7, which is a desirable crystal grain size. Therefore, Examples 1 to 35 are aluminum alloy fin materials that are excellent in self-corrosion resistance, excellent in erosion resistance even when brazed under high heat input conditions, and excellent in chipping resistance.
  • the heat exchanger is provided with the fin materials of Examples 1 to 38, it is possible to prevent the fin materials from coming off for a long period of time, and it is possible to maintain the heat exchange performance for a long period of time without increasing the manufacturing cost. At the same time, it is possible to provide a heat exchanger that is less susceptible to adverse effects due to chipping, such as breakage or cuts of fins, even if it receives an impact from flying stones or the like when applied to an automobile.
  • Comparative Examples 1 to 9 are samples in which the contents of Mn, Si, Fe and Zn or the Mn/Si ratio are outside the desired range.
  • Comparative Examples 1 to 9 as shown in Table 6 or Table 8, the number density of pre-brazing dispersed particles, the number density of pre-brazing crystallized substances + Si particles, the strength before brazing, the elongation before brazing, and the brazing
  • One or more of post strength, post brazing elongation, post brazing potential, average crystal grain size, and grain boundary shape index is out of the desirable range.
  • Comparative Examples 10 to 12 are samples containing more than the desired range of any of Cu, Cr, and Ti, but the number density of pre-brazing crystallized material + Si particles, the number density of particles Any of the field shape indices are outside the desired range, resulting in erosion.
  • Comparative Example 13 is a sample that does not satisfy the condition of M-3S ⁇ 0.6% when the Mn/Si ratio ⁇ 3.0, but the potential after brazing is out of the desired range, causing a problem in corrosion resistance. Erosion occurred.
  • the Mn/Si ratio exceeded 5.0 and the dispersed particle number density before brazing was out of the desired range, so the required strength before brazing could not be obtained and the elongation before brazing increased. It's passed.
  • Comparative Example 15 although the grain boundary shape index was out of the desired range, erosion occurred and the strength after brazing and the elongation after brazing were insufficient.
  • an aluminum alloy fin material having excellent self-corrosion resistance, excellent erosion resistance even under high heat input conditions, and excellent chipping resistance a heat exchanger, and a method for manufacturing an aluminum alloy fin material of can be provided.

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Abstract

本発明のアルミニウム合金フィン材は、質量％で、Ｍｎ：０．８～１．８％、Ｓｉ：０．１５～０．８％、Ｆｅ：０．０１～０．３０％、Ｚｎ：２．０～４．０％を含み、残部不可避不純物とＡｌの組成を有するアルミニウム合金からなるアルミニウム合金フィン材であって、Ｍｎの質量％での含有量（Ｍ）とＳｉの質量％での含有量（Ｓ）の比であるＭｎ／Ｓｉ比が２．０～５．０であり、前記Ｍｎ／Ｓｉ比≧３．０のときにＭ－３Ｓ≦０．６％であり、Ｍｎ／Ｓｉ比＜３．０のときに３Ｓ－Ｍ≦０．６％であり、円相当径が５００ｎｍ以上のＡｌ－Ｍｎ－Ｓｉ系晶出物の数と円相当径が５００ｎｍ以上のＳｉ粒子の数を合わせた数密度が０．０１５個／μｍ２以下であり、円相当径が２５～２００ｎｍのＡｌ－Ｍｎ－Ｓｉ系の分散粒子の数密度が１．０～１０．０個／μｍ２であることを特徴とする。

Description

アルミニウム合金フィン材と熱交換器及びアルミニウム合金フィン材の製造方法
　本発明は、アルミニウム合金フィン材と熱交換器及びアルミニウム合金フィン材の製造方法に関する。
　本願は、２０２１年７月２７日に、日本に出願された特願２０２１－１２２５０１号に基づき優先権を主張し、その内容をここに援用する。
　自動車用熱交換器は、冷却する対象や車内で配置される箇所によって様々な腐食環境に晒される。中でもアルミニウム合金製熱交換器の主要構成部材であるチューブやフィンは、いずれにせよ厳しい環境に晒され、熱交換器としての構造強度やその製造方法であるろう付安定性を保ちつつ、高い耐食性が要求される。
　近年の熱交換器では、フィン材にＺｎ等の成分を添加することでフィン材の電位を周囲構成部材よりも卑に調整している。この電位調整により、フィン材と他の材料間の電位差を大きく設定することで犠牲陽極効果を持たせ、フィン材自身を優先的に腐食させることによってチューブ等の周囲構成部材を防食する設計とし、このような設計思想が近年の熱交換器では主流となっている。
　例えば、以下の特許文献１には、Ｍｎ、Ｓｉ、Ｆｅ、Ｚｎを規定量含有し、固相線温度が６１５℃以上で、ろう付後の引張強さが１３０ＭＰａ以上、ろう付後の孔食電位が－１０００～－８３０ｍＶの範囲にあり、ろう付後の圧延面の平均結晶粒径が１５０μｍ～８００μｍの範囲にあるアルミニウム合金フィン材が記載されている。
　また、以下の特許文献２には、Ｍｎ、Ｓｉ、Ｚｎを規定量含有し、板厚０．０６ｍｍ以下、再結晶組織の平均粒径が２００μｍ以上、再結晶粒断面の平均粒界長さ（μｍ）／フィン材の板厚（μｍ）を粒界の平均断面距離として、１．５以上で、ろう付熱処理時の昇温時の５７７℃における再結晶率が９７％以上であるアルミニウム合金フィン材が記載されている。
特許第６５２６４３４号公報 特開２０１８－１７８１７０号公報
　しかし、従来において、空調系の自動車用熱交換器のひとつであるコンデンサでよく見られるような、押出チューブにフィン材をろう付接合するタイプの熱交換器では、以下の問題が生じるおそれがある。
　ろう付用塗料や両面ろうフィン材のろうの影響で、塗料中のＺｎや溶射されたＺｎがフィレットに濃縮し、フィレットの電位が極端に卑となることで、部材中でフィレットが最も優先的に腐食の生じる部位となってしまう。このような電位バランスをとると、腐食が進行するとフィンが早期に脱落し、熱交換器としての放熱性能（熱交換性能）が低下する問題がある。また、フィンの脱落により、そもそも犠牲陽極効果を確保することができなくなってしまう。
　従来、上述のタイプの熱交換器では上記の現象は不可避であると解釈し、フィンによる耐食性・放熱性の確保は（期間において）限定的で、チューブのみで耐食性を維持できるような設計思想が基本とされている。
　また、近年では、フィレットのＺｎ濃縮量を低減するために、ろう付用塗料中のＺｎ量を低減させることやＺｎ溶射量を低減すること、Ａｌ－Ｚｎの皮材をクラッドしたクラッドフィンを用いること等によって電位バランスを調整する対策を講じている。しかし、塗布量や溶射量のバラツキにより局所的に防食が効かず腐食が発生してしまう問題があり、バラツキ解消のために設備改造や塗料の改良を行うと、製造面でのコストアップにつながってしまう問題点がある。また、クラッドフィン材を作製するという点でも、製造工程が多いことや歩留まりが低いことにより、ベア材と比較して製造コストが高くなる問題点がある。
　なお、フィン材のＺｎ量の成分調整のみで電位を卑に制御することで、フィン脱落の問題は解決されるが、このような単純な対策ではフィン自体の腐食速度が極端に増加してしまう問題がある。フィンが極めて早期に腐食して消失すると、熱交換器として放熱性能を確保できる期間が著しく減少してしまう問題があり、フィン材の自己耐食性の向上が求められる。
　さらに、近年では熱交換器の構造の複雑化により、ろう付時の入熱がより高くなる熱処理条件が多くなってきており、フィンの耐エロージョン性向上が必要となってきている。耐エロージョン性の向上には、材料のろう付後の再結晶粒径を粗大に制御することが有効とされている。
　しかし、再結晶粒径を粗大にすると、ろう付後の材料伸びが低下してしまう。このため、自動車の最前列に搭載されるコンデンサ用フィン材等に使用される際は、走行中の飛び石によるフィンの破損や切れなどチッピングによる影響を大きく受け、熱交性能が低下する恐れがある。
　本発明は、これらの問題を解決するためになされたものであり、自己耐食性に優れ、高い入熱条件であっても耐エロ-ジョン性に優れ、さらに、チッピング性にも優れるアルミニウム合金フィン材の提供、並びに、熱交換器の提供及びアルミニウム合金フィン材の製造方法の提供を目的とする。
（１）本形態のアルミニウム合金フィン材は、質量％で、Ｍｎ：０．８～１．８％、Ｓｉ：０．１５～０．８％、Ｆｅ：０．０１～０．３０％、Ｚｎ：２．０～４．０％を含み、残部不可避不純物とＡｌの組成を有するアルミニウム合金からなるアルミニウム合金フィン材であって、Ｍｎの質量％での含有量（Ｍ）とＳｉの質量％での含有量（Ｓ）の比であるＭｎ／Ｓｉ比が２．０～５．０であり、前記Ｍｎ／Ｓｉ比≧３．０のときにＭ－３Ｓ≦０．６％であり、Ｍｎ／Ｓｉ比＜３．０のときに３Ｓ－Ｍ≦０．６％であり、円相当径が５００ｎｍ以上のＡｌ－Ｍｎ－Ｓｉ系晶出物の数と円相当径が５００ｎｍ以上のＳｉ粒子の数を合わせた数密度が０．０１５個／μｍ２以下であり、円相当径が２５～２００ｎｍのＡｌ－Ｍｎ－Ｓｉ系の分散粒子の数密度が１．０～１０．０個／μｍ２であることを特徴とする。
（２）本形態のアルミニウム合金フィン材は、質量％で、Ｍｎ：０．８～１．８％、Ｓｉ：０．１５～０．８％、Ｆｅ：０．０１～０．３０％、Ｚｎ：２．０～４．０％を含み、残部不可避不純物とＡｌの組成を有するアルミニウム合金からなるアルミニウム合金フィン材であって、Ｍｎの質量％での含有量（Ｍ）とＳｉの質量％での含有量（Ｓ）の比であるＭｎ／Ｓｉ比が２．０～５．０であり、前記Ｍｎ／Ｓｉ比≧３．０のときにＭ－３Ｓ≦０．６％であり、Ｍｎ／Ｓｉ比＜３．０のときに３Ｓ－Ｍ≦０．６％であり、ろう付相当熱処理が施された場合、第１の結晶粒界三重点と第２の結晶粒界三重点で結ばれ、これら結晶粒界三重点間に第３の結晶粒界三重点を含まない結晶粒界において、これらの結晶粒界三重点間の総粒界距離を第１と第２の三重点間直線距離で割った値が１．２以上である。
（３）本形態のアルミニウム合金フィン材において、前記アルミニウム合金が、前記組成に加え、質量％で、Ｃｕ：０．１０％以下、Ｃｒ：０．０１％以下、Ｔｉ：０．０５％以下の１種または２種以上を含むことが好ましい。
（４）本形態のアルミニウム合金フィン材において、前記アルミニウム合金の引張強さが１５０～２００ＭＰａ、伸びが０．５～５．０％であることが好ましい。
（５）本形態のアルミニウム合金フィン材において、５５０℃から目標温度までの到達時間が１～１５分となるような昇温速度で加熱され、５９０～６１５℃の目標温度で１～２０分間保持し、その後、３００℃まで１０～１００℃／ｍｉｎで冷却した後、室温までを空冷とするろう付相当熱処理を施した場合、前記ろう付相当熱処理後の孔食電位が－９５０～－８５０ｍＶ（ｖｓ　ＳＣＥ）、前記ろう付相当熱処理後の引張強さが１００～１５０ＭＰａ、前記ろう付相当熱処理後の平均結晶粒径が５００～２０００μｍ、前記ろう付相当熱処理後の伸びが８～１５％であることが好ましい。
（６）本形態の熱交換器は、チューブと、該チューブにろう付された（１）～（５）のいずれかに記載のアルミニウム合金フィン材とを備えたことを特徴とする。
（７）本形態のアルミニウム合金フィン材の製造方法は、質量％で、Ｍｎ：０．８～１．８％、Ｓｉ：０．１５～０．８％、Ｆｅ：０．０１～０．３０％、Ｚｎ：２．０～４．０％を含み、残部不可避不純物とＡｌの組成を有し、Ｍｎの質量％での含有量（Ｍ）とＳｉの質量％での含有量（Ｓ）の比であるＭｎ／Ｓｉ比が２．０～５．０であり、前記Ｍｎ／Ｓｉ比≧３．０のときにＭ－３Ｓ≦０．６％であり、Ｍｎ／Ｓｉ比＜３．０のときに３Ｓ－Ｍ≦０．６％であり、円相当径が５００ｎｍ以上のＡｌ－Ｍｎ－Ｓｉ系晶出物の数と円相当径が５００ｎｍ以上のＳｉ粒子の数を合わせた数密度が０．０１５個／μｍ２以下であり、円相当径が２５～２００ｎｍのＡｌ－Ｍｎ－Ｓｉ系の分散粒子の数密度が１．０～１０．０個／μｍ２であるアルミニウム合金からなるアルミニウム合金フィン材を製造する場合、前記組成のアルミニウム合金溶湯から鋳造により鋳塊を得、前記鋳塊に均質化処理を施し、熱間圧延と冷間圧延を経てアルミニウム合金フィン材を製造するとともに、前記鋳造時の冷却速度を０．１～３００℃／ｓｅｃに設定し、３５０～５００℃×１～１０ｈの均質化処理を施すことを特徴とする。
（８）本形態のアルミニウム合金フィン材の製造方法は、質量％で、Ｍｎ：０．８～１．８％、Ｓｉ：０．１５～０．８％、Ｆｅ：０．０１～０．３０％、Ｚｎ：２．０～４．０％を含み、残部不可避不純物とＡｌの組成を有し、Ｍｎの質量％での含有量（Ｍ）とＳｉの質量％での含有量（Ｓ）の比であるＭｎ／Ｓｉ比が２．０～５．０であり、前記Ｍｎ／Ｓｉ比≧３．０のときにＭ－３Ｓ≦０．６％であり、Ｍｎ／Ｓｉ比＜３．０のときに３Ｓ－Ｍ≦０．６％であり、ろう付相当熱処理が施された場合、第１の結晶粒界三重点と第２の結晶粒界三重点で結ばれ、これら結晶粒界三重点間に第３の結晶粒界三重点を含まない結晶粒界において、これらの結晶粒界三重点間の総粒界距離を第１と第２の三重点間直線距離で割った値が１．２以上であるアルミニウム合金からなるアルミニウム合金フィン材を製造する場合、前記組成のアルミニウム合金溶湯から鋳造により鋳塊を得、前記鋳塊に均質化処理を施し、熱間圧延と冷間圧延を経てアルミニウム合金フィン材を製造するとともに、前記鋳造時の冷却速度を０．１～３００℃／ｓｅｃに設定し、３５０～５００℃×１～１０ｈの均質化処理を施すことを特徴とする。
（９）本形態のアルミニウム合金フィン材の製造方法において、前記アルミニウム合金が、前記組成に加え、質量％で、Ｃｕ：０．１０％以下、Ｃｒ：０．０１％以下、Ｔｉ：０．０５％以下の１種または２種以上を含むことが好ましい。
（１０）本形態のアルミニウム合金フィン材の製造方法において、前記鋳造時の冷却速度が０．１～１０℃／ｓｅｃの場合、２００～５５０℃での熱間圧延率を９９．２～９９．８％とすることが好ましい。
（１１）本形態のアルミニウム合金フィン材の製造方法において、前記アルミニウム合金の引張強さが１５０～２００ＭＰａ、伸びが０．５～５．０％であることが好ましい。
　本発明によれば、ＭｎとＳｉとＦｅとＺｎの含有量を規定し、Ｚｎ含有量の調整のみではなく、Ｚｎ含有量の調整に加え、Ｍｎ含有量とＳｉ含有量の適正化を計り、５００ｎｍ以上のＡｌ－Ｍｎ－Ｓｉ系晶出物の数とＳｉ粒子の数を合わせた数密度と、２５～２００ｎｍのＡｌ－Ｍｎ－Ｓｉ系分散粒子の数密度を調整することにより、フィン材としての電位をアルミニウム合金からなるチューブ等の他の部材に対し卑に調整する。加えて、アルミニウム合金におけるＦｅ含有量を低減することにより、粗大な晶出物の分布を疎に制御することができ、自己耐食性を向上させる。これらにより、Ｚｎの添加のみより電位を卑としていた従来構造に比較し、フィン材を卑とすることによる犠牲防食効果に加え、フィン材自身の腐食速度を低減することによる防食効果を発揮できる。また、入熱が高くなる条件でろう付がなされても、耐エロ－ジョン性に優れるとともに、チッピングも生じ難いアルミニウム合金フィン材を提供できる。
本発明に係るアルミニウム合金フィン材をチューブにろう付して得られた熱交換器の一例を示す正面図である。 同熱交換器において、ヘッダーパイプ、チューブ及びアルミニウム合金フィン材を組み立ててろう付した状態を示す部分拡大断面図である。 前記熱交換器において、ろう付前に、ろう付用塗料を塗布したチューブ及びフィンとヘッダーパイプを組み立てた熱交換器組立体を示す部分拡大断面図である。 コイルスリット時の状態を説明するためのコイルの模式図である。 コイルスリット時のバリについて説明するための模式図であり、（Ａ）はバリのない状態のフィン材端部を示す図、（Ｂ）はバリを生じた状態のフィン材端部を示す図である。 ルーバーの成形不良について説明するための成形フィンの模式図である。
　以下、添付図面を参照し、実施形態の一例について詳細に説明する。なお、以下の説明で用いる図面は、特徴をわかりやすくするために、便宜上特徴となる部分を拡大して示している場合がある。
　図１は、本発明に係わるフィン材を適用した熱交換器の一実施形態を示す。
　この実施形態の熱交換器１００は、左右に離間し平行に配置されたヘッダーパイプ１、２と、これらのヘッダーパイプ１、２の間に相互に間隔を保って平行に、かつ、ヘッダーパイプ１、２に対して直角に接合された複数の扁平状のチューブ（扁平管）３と、各チューブ３にろう付された波形のフィン（コルゲートフィン）４を主体として構成されている。ヘッダーパイプ１、２、チューブ３及びフィン４は、いずれもアルミニウム合金から構成されている。
　より詳細には、ヘッダーパイプ１、２の相対向する側面に図２、図３に拡大して示すように複数のスリット６が各パイプの長さ方向に定間隔で形成され、これらヘッダーパイプ１、２の相対向するスリット６にチューブ３の端部を挿通してヘッダーパイプ１、２間にチューブ３が架設されている。また、ヘッダーパイプ１、２間に所定間隔で架設された複数のチューブ３、３の間に複数のフィン４が配置され、これらのフィン４がチューブ３の表面側あるいは裏面側にろう付されている。
　即ち、図２に示す如く、ヘッダーパイプ１、２のスリット６に対してチューブ３の端部を挿通した部分においてろう材により第１のフィレット部８が形成され、ヘッダーパイプ１、２に対しチューブ３がろう付されている。また、波形のフィン４において波の頂点の部分を隣接するチューブ３の表面または裏面に対向させてそれらの間の部分に生成されたろう材により第２のフィレット部９が形成され、チューブ３の表面側と裏面側に波形のフィン４がろう付されている。
　本実施形態の熱交換器１００は、ヘッダーパイプ１、２とそれらの間に架設された複数のチューブ３と複数のフィン４Ａとを組み付けて図３に示す如く熱交換器組立体１０１を形成し、これを加熱してろう付することにより製造されたものである。熱交換器組立体１０１において、符号１１はヘッダーパイプ１の心材を示し、符号１２はＺｎ含有被覆層を示し、符号１３はろう材層を示す。なお、ろう付時の加熱によってチューブ３の表面側と裏面側にはＺｎ溶融拡散層から拡散された犠牲陽極層が形成される。フィン４Ａは、後に説明する組成と組織を有するアルミニウム合金の板材からなり、この板材が波形に成形され、チューブ３に接するように配置されている。
　詳細には、図３に示すように組み立てられたヘッダーパイプ１、２、チューブ３及びフィン４Ａからなる熱交換器組立体１０１を不活性ガス雰囲気の加熱炉などにおいてろう材の融点以上の温度に加熱し、加熱後に冷却すると、ろう材層１３、ろう付用塗膜などのろう材層７が溶けて図２に示すようにヘッダーパイプ１とチューブ３、チューブ３とフィン４が各々接合され、図１と図２に示す構造の熱交換器１００が得られる。この時、ヘッダーパイプ１の内周面のろう材層１３は溶融してスリット６の近傍に流れ、フィレット８を形成してヘッダーパイプ１とチューブ３とが接合される。また、チューブ３の表面のろう付用塗膜などのろう材層７は溶融してＡｌ－Ｓｉろう、あるいはＡｌ-Ｓｉ-Ｚｎろうとなり、毛管力によりフィン４の近傍に流れ、フィレット９を形成してチューブ３とフィン４が接合される。
　ろう付に際し、不活性ガス雰囲気などの適切な雰囲気で適温に加熱して、ろう付用塗膜７、ろう材層１３を溶融させる。そうすると、フラックスの活性度が上がって、ろう材及び被ろう付材の双方の表面の酸化皮膜を破壊してろう材と被ろう付材との間の接合を促進する。
　ろう付の条件は特に限定されない。一例として、炉内を窒素雰囲気とし、熱交換器組立体１０１を５５０℃から目標温度までの到達時間が１～１５分となるような昇温速度で加熱し、５９０～６１５℃の目標温度で１～２０分間保持し、その後、３００℃まで１０～１００℃／ｍｉｎで冷却した後、室温までを空冷とする条件を例示できる。
　ろう付前のチューブ３には、フィン４Ａが接合される表面と裏面に、ろう材粉末、フラックス、合成樹脂、有機溶剤、水からなるろう付混合組成物塗料などのろう材層を塗布し、乾燥させたろう材層７が図３に示すように形成されている。
　チューブ３は、一例として、内部に複数の通路３Ｃが形成されるとともに、平坦な表面（上面）３Ａ及び裏面（下面）３Ｂと、これら表面３Ａ及び裏面３Ｂに隣接する側面３Ｄとを具備したアルミニウム合金製の押出扁平多穴管からなる。
　チューブ３は、例えば、質量％で、Ｓｉ：０．０５～１．０％、Ｍｎ：０．１～１．５％を含有し、残部不可避不純物およびＡｌの組成を有するアルミニウム合金からなることが好ましい。チューブ３は、上述の組成のアルミニウム合金を押出し加工することによって作製されている。
　フィン４Ａは、一例として、質量％で、Ｍｎ：０．８～１．８％、Ｓｉ：０．１５～０．８％、Ｆｅ：０．０１～０．３０％、Ｚｎ：２．０～４．０％を含み、残部不可避不純物とＡｌの組成を有するアルミニウム合金からなるアルミニウム合金フィン材である。また、上述のアルミニウム合金は、前記組成に加え、質量％で、Ｃｕ：０．１０％以下、Ｃｒ：０．０１％以下、Ｔｉ：０．０５％以下の１種または２種以上を含むことが好ましい。
　本願明細書に記載の数値範囲において「～」を用いて上限値と下限値を規定した場合、特に表記しない限り、以上、以下を意味する。よって、例えば、０．８～１．８％は０．８％以上１．８％以下を意味する。
　上述のアルミニウム合金は、引張強さが１５０～２００ＭＰａ、伸びが０．５～５．０％であることが好ましい。
　以下にフィン４を構成する上述のアルミニウム合金の成分限定理由について説明する。　「Ｍｎ：０．８～１．８％」
　上述の組成のアルミニウム合金において、Ｍｎは強度向上に寄与する。Ｍｎ含有量が０．８％未満では強度が不足し、Ｍｎ含有量が１．８％を超えるようではアルミニウム合金の鋳造性あるいは圧延性が悪化するので製造の面で問題を生じやすくなる。Ｍｎ含有量については１．０％以上１．７％以下の範囲がより望ましい。
　「Ｓｉ：０．１５～０．８％」
　上述の組成のアルミニウム合金において、Ｓｉは強度向上に寄与する。Ｓｉ含有量が０．１５％未満では強度が不足し、Ｓｉ含有量が０．８％を超えるようではアルミニウム合金の融点が低下するのでろう付性が低下する。Ｓｉ含有量については０．１５％以上０．７％以下の範囲がより望ましい。
　「Ｆｅ：０．０１～０．３０％」
　上述の組成のアルミニウム合金において、Ｆｅは強度向上と自己耐食性に寄与する。Ｆｅ含有量が０．０１％未満では強度が不足し、Ｓｉ含有量が０．３０％を超えるようではアルミニウム合金鋳造時に巨大金属間化合物が発生し易くなり製造性が低下することや、自己耐食性劣化、腐食速度増大につながる。Ｆｅ含有量については０．０１％以上０．２５％以下の範囲がより望ましい。
　「Ｚｎ：２．０～４．０％」
　上述の組成のアルミニウム合金において、Ｚｎは電位を卑とするために重要な元素であり、Ｚｎ含有量が２．０％未満では電位を卑とする効果が不足し、Ｚｎ含有量が４．０％を超えると腐食速度が大きくなりすぎ、耐食性が劣化する。
　「Ｍｎ／Ｓｉ比」
　上述の組成のアルミニウム合金において、Ｍｎの質量％での含有量（Ｍ）とＳｉの質量％での含有量（Ｓ）の比であるＭｎ／Ｓｉ比が２．０～５．０であり、前記Ｍｎ／Ｓｉ比≧３．０のときにＭ－３Ｓ≦０．６％であり、Ｍｎ／Ｓｉ比＜３．０のときに３Ｓ－Ｍ≦０．６％であることが好ましい。
　「Ｍｎ／Ｓｉ比≧３．０のときにＭ－３Ｓ≦０．６％、
　　Ｍｎ／Ｓｉ比＜３．０のときに３Ｓ－Ｍ≦０．６％」
　Ｍｎ／Ｓｉ比は、上述の組成のアルミニウム合金の電位を卑とすることに関連性があり、Ｍｎ／Ｓｉ比≧３．０のときにＭ－３Ｓの値は０．６％以下で低い値ほど望ましく、Ｍｎ／Ｓｉ比＜３．０のときに３Ｓ－Ｍの値は０．６％以下で低い値ほど望ましい。Ｍｎ／Ｓｉ比≧３．０のときにＭ－３Ｓの値が０．５％以下であることがより好ましい。Ｍｎ／Ｓｉ比＜３．０のときに３Ｓ－Ｍの値は０．５％以下であることがより好ましい。
　Ｍｎ／Ｓｉ比を２．０～５．０の範囲に調整することで目的の電位に調整することが可能となり、腐食速度増加の抑制に効果的となる。
　Ｍｎ／Ｓｉ比≧３．０のときにＭ－３Ｓの値が０．６％を超えると電位が貴化し、耐食性が劣化する傾向がある。Ｍｎ／Ｓｉ比＜３．０のときに３Ｓ－Ｍの値が０．６％を超えると電位が貴化し、耐食性が劣化する傾向がある。上述の件を満足すると、後に説明する製造工程によりフィン材を製造した場合、後述するろう付後電位を維持できるようになる。
　「Ｃｕ：０．１０％以下、Ｃｒ：０．０１％以下、Ｔｉ：０．０５％以下」
　上述のアルミニウム合金において、Ｃｕ：０．１０％以下、Ｃｒ：０．０１％以下、Ｔｉ：０．０５％以下の１種または２種以上を含む組成を採用できる。
　Ｃｕは、フィン材の電位を貴とする効果があり、０．１％を超える含有量にすると腐食速度が大きくなり過ぎる。Ｃｕのより望ましい含有量は０．０５％以下である。
　Ｃｒは、アルミニウムと化合物を形成して孔食を分散させ耐食性を向上させる効果や鋳造性を向上させる効果がある。０．０１％を超える含有量にすると巨大晶出物が生じ易く鋳造性が悪化する。また、結晶粒微細化効果により耐エロージョン性を低下させる。Ｃｒのより望ましい含有量は０．００８％以下である。
　Ｔｉは、アルミニウムと化合物を形成して孔食を分散させ耐食性を向上させる効果や鋳造性を向上させる効果がある。０．０５％を超える含有量にすると巨大晶出物が生じ易く鋳造性が悪化する。また、結晶粒微細化効果により耐エロージョン性を低下させる。Ｔｉのより望ましい含有量は０．０４％以下である。
　「アルミニウム合金の引張強さ：１５０～２００ＭＰａ」
　アルミニウム合金のろう付前引張り強さは、１５０～２００ＭＰａであることが望ましく、この範囲であることにより、成形性が良好となる。ろう付前引張り強さは、１６０～２００ＭＰａであることがより望ましい。
　また、ヘッダーパイプ１、２とそれらの間に架設された複数のチューブ３と複数のフィン４Ａとを組み付けて図３に示す如く熱交換器組立体１０１を形成する場合、組立体１０１の構造強度を向上できる。アルミニウム合金の引張強さが１５０ＭＰａ未満では熱交換器組立体１０１を構成した場合、組立体１０１の崩れ（コア崩れ）発生のおそれがある。アルミニウム合金の引張強さが２００ＭＰａを超えると組立体１０１を構成した場合に、フィン４Ａによるスプリングバック量が増大し、組立体１０１の崩れ（コア崩れ）発生のおそれがある。
　「アルミニウム合金の伸び：０．５～５．０％」
　アルミニウム合金のろう付前の伸びは、０．５～５．０％の範囲であることが望ましい。伸びが上述の範囲内であれば成形性が向上する。伸びは、０．６％以上５．０％以下の範囲がより好ましい。伸びが０．５％未満ではスプリングバック量が増大し、伸びが５．０％を超えるとコイルスリット時のバリが大きくなり、フィン成形性が低下することや、フィンのルーバー成形不良を生じ易くなる。
　コイルスリットとは、図４に示すように幅広のアルミニウム合金板２０をコイル状に巻回して幅広のコイル２１を作成し、このコイル２１からアルミニウム合金板２０を巻き出して図示略のカッターにて切断し、必要幅のフィン材２２を作製し、このフィン材２２を再度コイル化して幅狭のコイル２３を製造する場合の切断加工のことを意味する。
　コイルスリット時のバリとは、図４に示すスリット後のフィン材２２の端部を図５に示すように拡大視した場合、正常なフィン材２２であれば、図５（Ａ）に示すように形の整った長方形状を呈するが、図５（Ｂ）ではフィン材２２の両端部にバリ２５が形成されており、このバリ２５のことを意味する。このバリ２５は、フィン材２２を構成するアルミニウム合金の伸びが高いと生じ易い。バリ２５を有するフィン材２２をフィン成形機により目的の形状に加工しようとすると、バリ２５が邪魔となってフィン材２２が成形機の型に嵌まらないことがあり、成型加工品としてのフィン形状が崩れ易いなどの問題を生じやすい。
　ルーバーとは、図６に示すように成形加工後（コルゲート加工後）のフィン２６において、フィン２６の幅方向に複数離間して設けたスリット状の切込部のことを示す。
　図６においてルーバー２６Ａはフィン２６の底部と頂部を除きフィン２６の下部から上部に至るようにスリット状に形成されている。フィン２６を構成するアルミニウム合金の伸びが高い場合、ルーバー２６Ａを形成しようとしてもアルミニウム合金が伸びるだけで切込部が生成されない場合が生じる。
　このフィン２６に対し図６の矢印に示すように風が通過しようとした場合、ルーバー２６Ａの存在によって風が乱流化するので、熱交換性能を向上させる効果が得られる。しかし、ルーバー２６Ａが形成されていない場合、熱交換性能が低下するおそれがある。
　上述の組成のアルミニウム合金において、円相当径が５００ｎｍ以上のＡｌ－Ｍｎ－Ｓｉ系晶出物の数と円相当径が５００ｎｍ以上のＳｉ粒子の数を合わせた数密度が０．０１５個／μｍ２以下であり、円相当径が２５～２００ｎｍのＡｌ－Ｍｎ－Ｓｉ系の分散粒子の数密度が１．０～１０．０個／μｍ２であることが好ましい。
　「円相当径が５００ｎｍ以上のＡｌ－Ｍｎ－Ｓｉ系晶出物の数と円相当径が５００ｎｍ以上のＳｉ粒子の数を合わせた数密度が０．０１５個／μｍ２以下」
　Ａｌ－Ｍｎ－Ｓｉ系晶出物の数とＳｉ粒子の数を合わせた数密度が０．０１５個／μｍ２以下であると、アルミニウム合金の耐エロ－ジョン向上に寄与する。Ａｌ－Ｍｎ－Ｓｉ系晶出物の数とＳｉ粒子の数を合わせた数密度が０．０１５個／μｍ２を超えると、結晶粒の微細化が影響し、エロ－ジョンが大きくなる。Ａｌ－Ｍｎ－Ｓｉ系晶出物の数とＳｉ粒子の数を合わせた数密度は０．０１４個個／μｍ２以下がより好ましい。
　「円相当径２５～２００ｎｍのＡｌ－Ｍｎ－Ｓｉ系の分散粒子の数密度が１．０～１０．０個／μｍ２」
　ろう付前のアルミニウム合金において、円相当径２５～２００ｎｍのＡｌ－Ｍｎ－Ｓｉ系の分散粒子の数密度が１．０～１０．０個／μｍ２であるとアルミニウム合金の強度向上に寄与する。Ａｌ－Ｍｎ－Ｓｉ系の分散粒子の数密度は２．０～１０．０個／μｍ２であることがより好ましい。Ａｌ－Ｍｎ－Ｓｉ系の分散粒子の数密度が１０．０個／μｍ２を超えるとろう付中の再結晶が遅延し、ろう溶融時に残存したひずみによってエロージョンが大きくなる。
　上述の条件によりなされるろう付後において、フィン４の孔食電位が－９５０～－８５０ｍＶ（ｖｓ　ＳＣＥ）であることが望ましい。また、前記ろう付後の引張強さが１００～１５０ＭＰａ、前記ろう付後の平均結晶粒径が５００～２０００μｍ、前記ろう付後の伸びが８～１５％であることが望ましい。
　「ろう付後電位：－９５０～－８５０ｍＶ（ｖｓ ＳＣＥ）」
　上述のフィン４において、ろう付後電位が－９５０～－８５０ｍＶ（ｖｓ ＳＣＥ）の範囲であれば、耐食性向上に寄与する。ろう付後電位が－９５０ｍＶ未満であると、腐食速度が増大し、ろう付後電位が－８５０ｍＶを超えるとＺｎが濃縮したフィレットの初晶α相の電位より貴となる。ろう付後電位は９４０ｍＶ～－８６０ｍＶ（ｖｓ ＳＣＥ）の範囲であることがより好ましい。
　ろう付後の電位に関し、上述の範囲であることが望ましい理由は以下の通りである。　ろう材層７にＺｎが含まれている場合、フィレット９にＺｎが濃縮し、フィン４やチューブ３よりも電位が卑となる傾向があり、フィレット９が優先的に腐食し、フィン４の早期剥離を生じることが考えられる。この場合、フィン４による犠牲防食が不十分となり、チューブ３に腐食が発生しやすくなる。フィン４の電位をフィレット９の電位よりも十分に卑に調整することで、フィン４の早期剥離を抑制することができる。
　そこで、フィレット９において初晶α相の電位は－８３０ｍＶ～－８５０ｍＶ程度になりやすいことから、犠牲陽極効果の観点から、フィン４Ａの孔食電位を－９５０ｍＶ～－８５０ｍＶの範囲とすることが望ましく、－９４０ｍＶ～－８６０ｍＶの範囲とすることがより好ましいこととなる。
　「ろう付後引張り強さ：１００～１５０ＭＰａ」
　上述のろう付後アルミニウム合金の引張り強さは１００～１５０ＭＰａであることが望ましい。ろう付後アルミニウム合金の引張り強さは１１０～１５０ＭＰａであることがより望ましい。ろう付後アルミニウム合金の引張り強さが上述の範囲であれば、熱交換器を構成した場合の必要な構造強度を得ることができる。ろう付後アルミニウム合金の引張り強さが１００ＭＰａ未満であると、熱交換器としての構造強度が不足し、引張強度が１５０ＭＰａを超えると上述の組成のアルミニウム合金を用いて熱交換器を安定生産できなくなる。
　「ろう付後平均結晶粒径：５００～２０００μｍ」
　ろう付後平均結晶粒径は、５００～２０００μｍの範囲であることが望ましい。ろう付後平均結晶粒径は、６００～１８００μｍの範囲であることがより望ましい。ろう付後平均結晶粒径は、耐エロ－ジョン向上に寄与する。ろう付後平均結晶粒径が５００μｍ未満では、耐エロ－ジョン向上効果が不足し、ろう付後平均結晶粒径が２０００μｍを超えると、伸びが低下し、チッピングなどに対抗し得るための強度が低下する。
　「平均粒界形状指数：１．２０以上」
　上述の組成のアルミニウム合金のろう付後の金属組織において、平均粒界形状指数が１．２０以上であることが望ましい。平均粒界形状指数とは、上述の組成のアルミニウム合金において、ろう付相当熱処理が施された場合、金属組織は、６角形状に近似できる形態の結晶粒の集合体となる。この金属組織において、結晶粒の粒界には粒界三重点が存在する。この金属組織において、結晶粒界三重点と他の結晶粒界三重点で結ばれ、これら結晶粒界三重点間に第３の結晶粒界三重点を含まない結晶粒界において、これらの結晶粒界三重点間の総粒界距離を三重点間直線距離で割った値が平均粒界形状指数となる。この平均粒界形状指数は、１．２以上であることが好ましい。なお、平均粒界形状指数が１．２以上であることは、結晶粒を含む金属組織を顕微鏡観察した場合、粒界が単純な直線や曲線ではなく、隣接する結晶粒に対しジグザグ状（あるいはのこぎりの刃状）に入り組んだ粒界形状を呈すると説明できる。結晶粒界がこのような形状を呈すると、結晶粒が大きいにも拘わらず、伸びに優れる特徴を有する。
　「ろう付後の伸び：８～１５％」
　前述のアルミニウム合金において、ろう付後の伸びは８～１５％が望ましい。ろう付後の伸びは９～１４％がより望ましい。ろう付後の伸びについては、フィン材を組み込んだ熱交換器を自動車の前面側に配置する熱交換器とした場合、走行中に飛び石などが衝突することにより生じるチッピング（小さな欠けなどが発生すること）を防止する上で重要である。ろう付後の伸びが８％未満の場合、チッピングを生じ易くなる。ろう付後の伸びが１５％を超える場合、上述の組成のアルミニウム合金では残存したひずみの影響でエロ－ジョンが発生した状態となることが多く、耐食性の劣化に繋がる。
　上述の組成を有し、Ｍｎ／Ｓｉ比≧３．０のときにＭ－３Ｓ≦０．６％、Ｍｎ／Ｓｉ比＜３．０のときに３Ｓ－Ｍ≦０．６％であり、円相当径が５００ｎｍ以上のＡｌ－Ｍｎ－Ｓｉ系晶出物の数と円相当径が５００ｎｍ以上のＳｉ粒子の数を合わせた数密度が０．０１５個／μｍ２以下であり、円相当径が２５～２００ｎｍのＡｌ－Ｍｎ－Ｓｉ系の分散粒子の数密度が１．０～１０．０個／μｍ２であるアルミニウム合金フィン材であるならば、以下の特徴を有するアルミニウム合金フィン材を得ることができる。
　即ち、自己耐食性に優れ、高い入熱条件のろう付がなされた場合であっても、耐エロ－ジョン性に優れ、伸びが高いので、チッピングにも強いアルミニウム合金フィン材を提供できる。
　また、上述のアルミニウム合金フィン材を用いた熱交換器であるならば、腐食が進行してもフィンの脱落を生じ難く、優れた熱交換効率を長期間維持できる特徴を有する。
　なお、以上説明したフィン４を含む熱交換器１００の構成は一例であって、本発明を適用するフィン材と熱交換器は図１～図３に示す構成に限らないのは勿論である。熱交換器の構成は種々の構成が採用されるが、媒体が通過するチューブとフィンを備えた熱交換器一般に広く本発明を適用することができる。
　以下、本発明に係る実施例と比較例について、フィン材の製造方法も加味し説明する。　半連続鋳造および連続鋳造によりアルミニウム合金を鋳造した。鋳造したアルミニウム合金の組成は以下の表１～表２に記載の各実施例組成（残部Ａｌおよび不可避不純物）と各比較例組成（残部Ａｌおよび不可避不純物）に示す合金を用いた。各合金には鋳造後、それぞれ表３と表４に示す各条件にて均質化処理（ＨＯＭＯ）および均熱処理を行った。表３と表４に、各例の鋳造冷却速度（℃／ｓ）、熱間圧延の仕上り温度（℃）、熱間圧延率（％）、中間焼鈍温度（℃×時間）を示す。
　表３に示すように、実施例では、鋳造時の冷却速度が０．１～１０℃／ｓｅｃのときは２００～５５０℃での熱間圧延率が９９．２～９９．８％となるように熱間圧延を実施し、さらに冷間圧延を行い、表３に示す条件にて中間焼鈍を行った。そして０．０７０ｍｍまで冷間圧延を行い質別Ｈ１４のフィン材を作製した。比較例では表４に示すように、各種の条件を設定した。
　以下、製造工程順に重要な項目について、更に詳細に説明する。
「製造工程」
〇鋳造(鋳造時の冷却速度)
　半連続鋳造（ＤＣ法）と連続鋳造（ＣＣ法）にて鋳造を実施した。鋳造時の冷却速度によって、鋳造時のマトリクスに固溶する添加元素量や晶出物の量やサイズが変化する。鋳造時の冷却速度が遅い場合には、材料中に粗大な晶出物が分布しやすく、早い場合には比較的微細な晶出物が分布する。特に円相当径が５００ｎｍ以上の粗大な晶出物は再結晶核となりやすく、多量分布するとろう付後の結晶粒径が微細化してしまう。晶出物のサイズ調整は後工程の熱処理および圧延率を適正化すことによって行うことができ、鋳造時の冷却速度に応じた製造条件を選択する必要がある。鋳造時の冷却速度は０．１～３００℃／ｓｅｃに設定し、以下に説明する均質化処理を３５０～５００℃×１～１０ｈ施すことが望ましい。
　〇均質化処理および均熱処理
　鋳造後に偏析など不均質な組織を除去する事を目的に均質化処理を実施した。均質化処理により、鋳造時にマトリクスに過飽和に固溶した添加元素が金属間化合物として析出する。析出する金属間化合物のサイズや分散量は均質化処理の温度、時間に影響を及ぼされ、ろう付後の再結晶粒径やその粒形状にも関わるため、添加元素の種類に応じた熱処理条件を選択する必要がある。
　また、鋳造時に形成された晶出物の角ばった形状に丸みを帯びさせることができ、母相との総界面面積をわずかに減少させることができ、比較的再結晶核となりにくい状態とさせることができると考えられる。高温にしすぎると、逆に晶出物の成長が促進され、晶出物が粗大化しすぎてしまうため、適切な熱処理条件を選択する必要がある。
〇熱間圧延時の圧延率
　２００～５５０℃の熱間圧延時には熱間圧延率を９９．２～９９．８％で制御することで、粗大な晶出物が破砕され微細化されやすくなる。鋳造時に粗大な晶出物が生成した場合でも圧延率を適正化することで微細化を図ることができる。均質化処理や均熱時に晶出物を成長させすぎると、圧延時の応力集中が緩和され、破砕されにくくなる傾向ともなるため、晶出物分布は鋳造速度、均質化処理、均熱、および熱間圧延率を適切に選択する必要がある。
　鋳造時の冷却速度を０．１～３００℃／ｓｅｃに設定し、均質化処理を３５０～５００℃×１～１０ｈで施し、上述の熱間圧延率とすることで、晶出物を微細に破砕して小さくし、Ａｌ－Ｍｎ－Ｓｉ系晶出物の数密度を上述の範囲に調整できるようになる。ろう付前のフィン材の状態でこのような組織とすることで本願の目的を達成できるフィンとすることができる。
○熱間圧延仕上げ温度
　通常熱間圧延は５００℃前後の高温で負荷が開始されるが、圧延終了後にコイル化され、室温まで冷却される。この場合、熱間圧延の仕上げ温度により高温で保持される時間が変わるため、熱間圧延仕上げ温度は、金属間化合物の析出挙動に影響を及ぼす。
〇中間焼鈍
　薄肉フィン材を作製するにあたり、質別Ｈ１４とするために中間焼鈍を実施する。一般的には２００～４００℃程度の熱処理を実施し、金属間化合物の析出挙動に影響を及ぼす。均質化処理から熱間圧延までの入熱の影響を考慮し、適切な熱処理条件を選択する必要がある。
〇ろう付処理
　ろう付時の熱処理条件は５５０℃から目標温度までの到達時間が１分～１５分となるような昇温速度で加熱し、５９０～６１５℃の目標温度で１分～２０分間保持し、その後、３００℃まで１０～１００℃／ｍｉｎで冷却した後、室温までを空冷とする条件で行うことができる。
〇分散粒子の分布状態
　分散粒子の円相当径および数密度（個／μｍ２）を電界放出型走査電子顕微鏡（ＦＥ－ＳＥＭ）によって測定した。
　測定方法は、ろう付熱処理前の供試材に機械研磨およびクロスセクションポリッシャー（ＣＰ）加工により板材断面（圧延方向平行断面）を露出させ試料を作製し、ＦＥ－ＳＥＭにて１００００～５００００倍で写真撮影した。１０視野について写真撮影し、画像解析によって分散粒子の円相当径および数密度を計測した。
〇晶出物およびＳｉ粒子の分布状態
　晶出物の円相当径および数密度（個／μｍ２）を電界放出型走査電子顕微鏡（ＦＥ－ＳＥＭ）によって測定した。
　測定方法は、ろう付熱処理前の供試材に機械研磨およびクロスセクションポリッシャー（ＣＰ）加工により板材断面（圧延方向平行断面）を露出させ試料を作製し、ＦＥ－ＳＥＭにて１０００～５０００倍で写真撮影した。１０視野について写真撮影し、画像解析によって晶出物の円相当径および数密度を計測した。
　〇孔食電位測定
　フィン材にろう付相当の熱処理を施した。熱処理条件は、室温から６００℃まで約２０分で昇温し、６００℃で３分保持後、３００℃までの冷却を１００℃／ｍｉｎの冷却速度で制御する方法でろう付相当熱処理を行った。
　アノード分極測定により、ろう付後の孔食電位を測定した。ろう付相当処理を施したフィン材から分極測定用のサンプルを切り出して５０℃に加熱した５％ＮａＯＨ溶液中に３０秒浸漬する。その後、３０％ＨＮＯ３溶液中に６０秒浸漬、さらに水道水、イオン交換水で洗浄した後、高純度Ｎ２ガスの吹込みにより十分に脱気した４０℃の２．６７％ＡｌＣｌ３溶液中、電位掃引速度０．５ｍＶ／ｓの条件で孔食電位（参照電極は飽和カロメル電極）を室温で測定した。孔食電位は電流密度－電位線図において電流密度が急増する電位と定義した。ただし、明瞭な電流密度の急増が見られない場合は電流密度０．１ｍＡ／ｃｍ２の電位を孔食電位として測定した。
〇機械的性質
　フィン材に孔食電位測定に記載の条件と同様のろう付相当の熱処理を施した。ろう付相当の熱処理前後において引張試験を実施し、引張強さおよび伸びを測定した。圧延方向と平行にサンプルを切り出してＪＩＳ１３号Ｂ形状の試験片を作製し、試験を実施した。
　なお、ろう付前後のいずれかの機械的性質を満足していなければ×、少なくとも全て満足していれば〇、さらに全て好ましい範囲内であれば◎と判断した。
　〇ろう付後の結晶粒径測定
　フィン材に孔食電位測定に記載の条件と同様のろう付相当の熱処理を施した後に、実体顕微鏡を用いて結晶粒径を測定した。測定方法は、作製したフィン材をＤＡＳ液に所定時間浸漬し、圧延面の結晶粒組織が明瞭に見えるまでエッチングした後、実体顕微鏡によって圧延面の結晶粒組織を観察した。観察倍率は２０倍を基本とし、結晶粒が著しく粗大あるいは微細な場合は結晶粒の大きさによって、観察倍率は適宜変更した。５視野について結晶粒組織を撮影し、圧延方向に対して平行方向に切断法によって結晶粒の大きさを計測した。
〇結晶粒界形状の定量化および評価
　ろう付後の粒径測定に記載した方法で得られた写真を用い、結晶粒界形状の定量化を行った。第１の結晶粒界三重点と第２の結晶粒界三重点で結ばれた結晶粒界において、これら結晶粒界三重点間に第３の結晶粒界三重点を含まない結晶粒界を計測対象とした。この結晶粒界三重点間の総粒界距離を結晶粒界三重点間直線距離で割った値（便宜上、粒界形状指数と呼称する）を算出するにあたり、組織内の典型的な粒界形状のうち任意の粒界を１０個計測し、定量化を行うことで粒界形状の判定を行うこととした。
　粒界形状指数が１．２以上であると、結晶粒界は鋸状の見た目となることが多く、材料内の総結晶粒界面積が増加することとなり、結晶粒界が鋸状ではない同等の結晶粒径の材料よりも高い伸びを得ることができる。
　平均粒界形状指数が１．２未満であるものは×、１．２０以上１．２５未満であるものは〇、１．２５以上であるものは◎と判断した。
〇耐エロージョン性の評価－ミニコア試験
　作製したフィン材および別途用意した板厚０．２５ｍｍのチューブ材（芯材３００３／ろう材４０４５（１０％クラッド材）を用い、以下の手順に従ってろう侵食性評価用のミニコア熱交換器を組み上げた。
　まず、前記アルミニウム合金からなるフィン材をコルゲート加工した。そして、前記チューブ材に前記フィン材を組み付けた。チューブ材のフィン材との接合部にフラックスを５ｇ／ｍ２の分量で塗布し、ろう付熱処理を行った。ろう付は５５０～６１５℃まで約８分で昇温し、６１５℃で２０分保持した後、１００℃／ｍｉｎの冷却速度で制御する条件で実施した。
　なお、このろう付熱処理条件は、想定した中で最も入熱が大きくエロージョンが生じやすくなる条件となっている。作製したミニコア熱交換器の任意箇所を樹脂埋めして、フィン／チューブ接合部の断面観察を実施した。接合部フィレット直近のフィンを観察し、フィンのろう浸食状態を調査した。
　フィンに座屈が発生したものは×、板厚半分未満の軽度な侵食が発生したものは〇、侵食がほとんど発生しなかったものは◎と判断した。
　〇フィン材の孔食電位評価
　電位が卑なフィン材を用いて熱交換器を製造した際、被接合体との電位差を確保するほどフィンによる犠牲陽極効果が得られ、一定期間被接合体を防食することが可能となる。　被接合体としてはＺｎを含有したろう材が貼り合わされたチューブ材を用いることが多く、フィンとチューブはろう付中に溶融しフィレットを形成し金属接合されることとなる。
　この場合、フィレットにＺｎが濃縮し、フィンやチューブよりも電位が卑となる傾向があり、フィレットが優先的に腐食しフィンの早期剥離が生じることとなり、フィンによる犠牲防食が不十分となり、チューブに腐食が発生しやすくなる。フィンの電位をフィレットよりも十分に卑に調整することで、フィンの早期剥離を抑制することができる。
　そこで、フィレット初晶α相の電位は－８３０～－８５０ｍＶ ｖｓ ＳＣＥ程度になりやすいことから、犠牲陽極効果の観点から、フィン材の孔食電位が－８５０ｍＶ未満であれば×、－８５０～－８７０ｍＶであれば〇、－８７０～－９５０ｍＶであれば◎と判断した。
　〇自己耐食性の評価－ＳＷＡＡＴ
　フィンの自己耐食性はＳＷＡＡＴ－試験期間６日の試験サンプルの試験前後の重量変化によって評価した。試験後のサンプルは、沸騰させたリン酸クロム酸混合溶液中に５分間浸漬することで腐食生成物除去し、その後に重量を測定した。
　フィンの腐食減量が０．８ｍｇ／ｃｍ２以上となったものは×、０．５以上０．８ｍｇ／ｃｍ２未満となったものは〇、０．５ｍｇ／ｃｍ２未満であれば◎と判断した。
〇総合評価
　いずれかの評価項目が×の場合は×として評価した。いずれかの評価項目が○以上で１つでも〇を含む場合には○と評価し、他の全ての項目が◎の場合に◎と評価した。
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　表１、表２に示すように、実施例１～３８は、質量％で、Ｍｎ：０．８～１．８％、Ｓｉ：０．１５～０．８％、Ｆｅ：０．０１～０．３０％、Ｚｎ：２．０～４．０％を含み、残部不可避不純物とＡｌの組成を有するアルミニウム合金からなるアルミニウム合金フィン材である。
　また、実施例１～３８のアルミニウム合金フィン材は、表１、表２に示すように、Ｍｎの質量％での含有量（Ｍ）とＳｉの質量％での含有量（Ｓ）の比であるＭｎ／Ｓｉ比が２．０～５．０であり、前記Ｍｎ／Ｓｉ比≧３．０のときにＭ－３Ｓ≦０．６％であり、Ｍｎ／Ｓｉ比＜３．０のときに３Ｓ－Ｍ≦０．６％である。
　実施例１～３８のフィン材であれば、表５、表６に示すように、円相当径が５００ｎｍ以上のＡｌ－Ｍｎ－Ｓｉ系晶出物の数と円相当径が５００ｎｍ以上のＳｉ粒子の数を合わせた数密度（表５、表６では、ろう付前晶出物＋Ｓｉ粒子の数密度と記載）が０．０１５個／μｍ２以下であり、円相当径が２５～２００ｎｍのＡｌ－Ｍｎ－Ｓｉ系の分散粒子の数密度（表５、表６では、ろう付前分散粒子の数密度と記載）が１．０～１０．０個／μｍ２である。
　このため、実施例１～３８は、表５、表６に示すように、ろう付後強度が１００～１５０ＭＰａの望ましい範囲であり、ろう付後の伸びが８．０～１５．０％の優れた値を示した。また、実施例１～３５は、ろう付後電位が－９５０～－８５０ｍＶの範囲であり、優れたＳＷＡＡＴ耐食性を示した。また、実施例１～３８は、表７に示すように平均結晶粒径が５００～２０００μｍであり、望ましい結晶粒径を有する。従って、実施例１～３５は、自己耐食性に優れ、高い入熱条件でろう付されても耐エロ-ジョン性に優れ、チッピング性にも優れるアルミニウム合金フィン材となっている。
　また、実施例１～３８のフィン材を備えた熱交換器であるならば、長期間フィン材の脱落を防止でき、製造面でのコストアップを不用としながら、熱交換性能を長期間維持できるとともに、自動車に適用した場合に飛び石などによる衝撃を受けてもフィンの破損や切れなど、チッピングによる悪影響を生じ難い熱交換器を提供できる。
　これらの実施例に対し、比較例１～９は、ＭｎとＳｉとＦｅとＺｎの含有量あるいはＭｎ／Ｓｉ比を望ましい範囲から外した試料である。比較例１～９は、表６あるいは表８に示すように、ろう付前分散粒子の数密度、ろう付前晶出物＋Ｓｉ粒子の数密度、ろう付前強度、ろう付前伸び、ろう付後強度、ろう付後伸び、ろう付後電位、平均結晶粒径、粒界形状指数のいずれか、または複数が、望ましい範囲から外れている。
　比較例１０～１２は、表６または表８に示すように、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｔｉのいずれかを望ましい範囲よりも多く含む試料であるが、ろう付前晶出物＋Ｓｉ粒子の数密度、粒界形状指数のいずれかが、望ましい範囲から外れ、エロ－ジョンを生じている。
　比較例１３は、Ｍｎ／Ｓｉ比≧３．０のときにＭ－３Ｓ≦０．６％の条件を外れた試料であるが、ろう付後電位が望ましい範囲から外れ、耐食性に問題を生じ、エロ－ジョンを生じた。
　比較例１４は、Ｍｎ／Ｓｉ比が５．０を超え、ろう付前分散粒子数密度が望ましい範囲から外れたため、必要なろう付前強度を得ることができず、ろう付前伸びが大きくなり過ぎた。
　比較例１５は、粒界形状指数が望ましい範囲から外れたが、エロ－ジョンを生じ、ろう付後強度とろう付後伸びが不足した。
　自己耐食性に優れ、高い入熱条件であっても耐エロ-ジョン性に優れ、さらに、チッピング性にも優れるアルミニウム合金フィン材の提供、並びに、熱交換器の提供及びアルミニウム合金フィン材の製造方法の提供することができる。
　１、２　　ヘッダーパイプ
　３　　チューブ
　４　　フィン
　４Ａ　　フィン
　９　　フィレット
　１１　　心材
　１２　　Ｚｎ含有被覆層
　１３　　ろう材層
　１００　　熱交換器
　１０１　　熱交換器組立体

Claims (11)

  1. 　質量％で、Ｍｎ：０．８～１．８％、Ｓｉ：０．１５～０．８％、Ｆｅ：０．０１～０．３０％、Ｚｎ：２．０～４．０％を含み、残部不可避不純物とＡｌの組成を有するアルミニウム合金からなるアルミニウム合金フィン材であって、
    　Ｍｎの質量％での含有量（Ｍ）とＳｉの質量％での含有量（Ｓ）の比であるＭｎ／Ｓｉ比が２．０～５．０であり、前記Ｍｎ／Ｓｉ比≧３．０のときにＭ－３Ｓ≦０．６％であり、Ｍｎ／Ｓｉ比＜３．０のときに３Ｓ－Ｍ≦０．６％であり、
    　円相当径が５００ｎｍ以上のＡｌ－Ｍｎ－Ｓｉ系晶出物の数と円相当径が５００ｎｍ以上のＳｉ粒子の数を合わせた数密度が０．０１５個／μｍ２以下であり、
    　円相当径が２５～２００ｎｍのＡｌ－Ｍｎ－Ｓｉ系の分散粒子の数密度が１．０～１０．０個／μｍ２であることを特徴とするアルミニウム合金フィン材。
  2. 　質量％で、Ｍｎ：０．８～１．８％、Ｓｉ：０．１５～０．８％、Ｆｅ：０．０１～０．３０％、Ｚｎ：２．０～４．０％を含み、残部不可避不純物とＡｌの組成を有するアルミニウム合金からなるアルミニウム合金フィン材であって、
    　Ｍｎの質量％での含有量（Ｍ）とＳｉの質量％での含有量（Ｓ）の比であるＭｎ／Ｓｉ比が２．０～５．０であり、前記Ｍｎ／Ｓｉ比≧３．０のときにＭ－３Ｓ≦０．６％であり、Ｍｎ／Ｓｉ比＜３．０のときに３Ｓ－Ｍ≦０．６％であり、
    　ろう付相当熱処理が施された場合、第１の結晶粒界三重点と第２の結晶粒界三重点で結ばれ、これら結晶粒界三重点間に第３の結晶粒界三重点を含まない結晶粒界において、これらの結晶粒界三重点間の総粒界距離を第１と第２の三重点間直線距離で割った値が１．２以上であることを特徴とするアルミニウム合金フィン材。
  3. 　前記アルミニウム合金が、前記組成に加え、質量％で、Ｃｕ：０．１０％以下、Ｃｒ：０．０１％以下、Ｔｉ：０．０５％以下の１種または２種以上を含むことを特徴とするアルミニウム合金フィン材。
  4. 　前記アルミニウム合金の引張強さが１５０～２００ＭＰａ、伸びが０．５～５．０％であることを特徴とする請求項１～請求項３のいずれか一項に記載のアルミニウム合金フィン材。
  5. 　５５０℃から目標温度までの到達時間が１～１５分となるような昇温速度で加熱され、５９０～６１５℃の目標温度で１～２０分間保持し、その後、３００℃まで１０～１００℃／ｍｉｎで冷却した後、室温までを空冷とするろう付相当熱処理を施した場合、
    　前記ろう付相当熱処理後の孔食電位が－９５０～－８５０ｍＶ（ｖｓ　ＳＣＥ）、前記ろう付相当熱処理後の引張強さが１００～１５０ＭＰａ、前記ろう付相当熱処理後の平均結晶粒径が５００～２０００μｍ、前記ろう付相当熱処理後の伸びが８～１５％であることを特徴とする請求項１～請求項４の何れか一項に記載のアルミニウム合金フィン材。
  6. 　チューブと、該チューブにろう付された請求項１～請求項５のいずれか一項に記載のアルミニウム合金フィン材とを備えたことを特徴とする熱交換器。
  7. 　質量％で、Ｍｎ：０．８～１．８％、Ｓｉ：０．１５～０．８％、Ｆｅ：０．０１～０．３０％、Ｚｎ：２．０～４．０％を含み、残部不可避不純物とＡｌの組成を有し、
    　Ｍｎの質量％での含有量（Ｍ）とＳｉの質量％での含有量（Ｓ）の比であるＭｎ／Ｓｉ比が２．０～５．０であり、前記Ｍｎ／Ｓｉ比≧３．０のときにＭ－３Ｓ≦０．６％であり、Ｍｎ／Ｓｉ比＜３．０のときに３Ｓ－Ｍ≦０．６％であり、
    　円相当径が５００ｎｍ以上のＡｌ－Ｍｎ－Ｓｉ系晶出物の数と円相当径が５００ｎｍ以上のＳｉ粒子の数を合わせた数密度が０．０１５個／μｍ２以下であり、
    　円相当径が２５～２００ｎｍのＡｌ－Ｍｎ－Ｓｉ系の分散粒子の数密度が１．０～１０．０個／μｍ２であるアルミニウム合金からなるアルミニウム合金フィン材を製造する場合、
    　前記組成のアルミニウム合金溶湯から鋳造により鋳塊を得、前記鋳塊に均質化処理を施し、熱間圧延と冷間圧延を経てアルミニウム合金フィン材を製造するとともに、
    　前記鋳造時の冷却速度を０．１～３００℃／ｓｅｃに設定し、３５０～５００℃×１～１０ｈの均質化処理を施すことを特徴とするアルミニウム合金フィン材の製造方法。
  8. 　質量％で、Ｍｎ：０．８～１．８％、Ｓｉ：０．１５～０．８％、Ｆｅ：０．０１～０．３０％、Ｚｎ：２．０～４．０％を含み、残部不可避不純物とＡｌの組成を有し、
    　Ｍｎの質量％での含有量（Ｍ）とＳｉの質量％での含有量（Ｓ）の比であるＭｎ／Ｓｉ比が２．０～５．０であり、前記Ｍｎ／Ｓｉ比≧３．０のときにＭ－３Ｓ≦０．６％であり、Ｍｎ／Ｓｉ比＜３．０のときに３Ｓ－Ｍ≦０．６％であり、
    　ろう付相当熱処理が施された場合、第１の結晶粒界三重点と第２の結晶粒界三重点で結ばれ、これら結晶粒界三重点間に第３の結晶粒界三重点を含まない結晶粒界において、これらの結晶粒界三重点間の総粒界距離を第１と第２の三重点間直線距離で割った値が１．２以上であるアルミニウム合金からなるアルミニウム合金フィン材を製造する場合、
    　前記組成のアルミニウム合金溶湯から鋳造により鋳塊を得、前記鋳塊に均質化処理を施し、熱間圧延と冷間圧延を経てアルミニウム合金フィン材を製造するとともに、
    　前記鋳造時の冷却速度を０．１～３００℃／ｓｅｃに設定し、３５０～５００℃×１～１０ｈの均質化処理を施すことを特徴とするアルミニウム合金フィン材の製造方法。
  9. 　前記アルミニウム合金が、前記組成に加え、質量％で、Ｃｕ：０．１０％以下、Ｃｒ：０．０１％以下、Ｔｉ：０．０５％以下の１種または２種以上を含むことを特徴とする請求項７または請求項８に記載のアルミニウム合金フィン材の製造方法。
  10. 　前記鋳造時の冷却速度が０．１～１０℃／ｓｅｃの場合、２００～５５０℃での熱間圧延率を９９．２～９９．８％とすることを特徴とする請求項７～請求項９のいずれか一項に記載のアルミニウム合金フィン材の製造方法。
  11. 　前記アルミニウム合金の引張強さが１５０～２００ＭＰａ、伸びが０．５～５．０％であることを特徴とする請求項７～請求項１０のいずれか一項に記載のアルミニウム合金フィン材の製造方法。
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