JP2017057497A - 熱交換器用アルミニウム合金フィン材及びその製造方法、ならびに、当該アルミニウム合金フィン材を用いた熱交換器 - Google Patents

Abstract

【課題】ろう付時の耐フィン溶融性に優れ、ろう付後には優れた高温耐久性を示す熱交換器用アルミニウム合金フィン材、ならびに、これを用いた熱交換器を提供する。
【解決手段】Ｓｉ：０．７０〜１．５０ｍａｓｓ％、Ｆｅ：０．０５〜２．００ｍａｓｓ％、Ｍｎ：１．０〜２．０ｍａｓｓ％、Ｚｎ：０．５〜４．０ｍａｓｓ％を含有し、残部Ａｌ及び不可避的不純物からなるアルミニウム合金からなり、ろう付加熱前において固溶Ｓｉ量が０．６０ｍａｓｓ％以下及び固溶Ｍｎ量が０．６０ｍａｓｓ％以下であり、ろう付時の昇温過程における再結晶温度が４５０℃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及びその製造方法、ならびに、当該アルミニウム合金フィン材を用いた熱交換器及びその製造方法。
【選択図】なし

Description

本発明は、熱交換器用アルミニウム合金フィン材、詳細には、ラジエータ、ヒータコア、オイルクーラ、インタークーラ、カーエアコンのコンデンサ、エバポレータ等のように、フィンと作動流体通路の構成材料とをろう付けにより接合する熱交換器用アルミニウム合金フィン材、特にろう付時の耐フィン溶融性とろう付後の高温耐久性に優れた熱交換器用アルミニウム合金フィン材及びその製造方法、ならびに、当該アルミニウム合金フィン材を組付けた熱交換器に関する。

アルミニウム合金は軽量かつ高熱伝導性を備えており、適切な処理により高耐食性が実現できるため、自動車用などの熱交換器、例えば、ラジエータ、コンデンサ、エバポレータ、ヒータ、インタークーラ、オイルクーラなどに用いられている。自動車用熱交換器のチューブ材としては、３００３合金などのＡｌ−Ｍｎ系合金を芯材として、その一方の面に、Ａｌ−Ｓｉ系合金のろう材や、Ａｌ−Ｚｎ系合金の犠牲陽極材をクラッドした２層チューブ材、更に他方の面にＡｌ−Ｓｉ系合金のろう材をクラッドした３層チューブ材などが使用されている。熱交換器は、通常、このようなチューブ材とコルゲート成形したアルミニウム合金フィン材を組み合わせ、６００℃程度の高温でろう付することによって接合される。

このような熱交換器において、アルミニウム合金フィン材としては、熱伝導性に優れるＪＩＳ１０５０合金等の純アルミニウム系合金や、強度及び耐座屈性に優れるＪＩＳ３００３合金等のＡｌ−Ｍｎ系合金が一般的に用いられてきた。

ところで、近年になって、熱交換器に対して軽量化、小型化及び高性能化の要求が高まってきている。これに伴い、ろう付接合されるアルミニウム合金フィン材についても、薄肉で、かつ、ろう付性が良好であり、しかもろう付加熱後の強度、熱伝導性及び耐食性等の特性が優れていることが特に要望されている。しかしながら、薄肉化が進むにつれ、下記のような問題の解決が特に困難となってきた。

一つは、ろう付時においてＡｌ−Ｓｉ系ろう材から生じたろうによってフィンが侵食され、結晶粒界においてフィンが溶融してしまうという問題である。結晶粒界にはＺｎやＳｉが偏析するため、マトリクスに比べてＺｎやＳｉの濃度が高く、融点が低い状態にある。しかも、ろう付時において、溶融したろうからフィンへＳｉが拡散するが、このとき結晶粒界におけるＳｉの拡散速度はマトリクスにおけるＳｉの拡散速度に比べ大幅に大きいため、特に粒界へ多量のＳｉが拡散する。Ｓｉはフィンの板厚全体にわたって拡散するため、フィンの板厚が厚ければその影響は大きくないが、板厚が薄い場合には、フィン材の粒界におけるＳｉ固溶量が大きく増大して、粒界の融点が低下し、フィンの溶融が生じてしまう。そのため、ろう付前のフィン材におけるＳｉ固溶量を予め低下させておくことが必要となる。

フィン材の固溶Ｓｉ量を抑制する技術は、特許文献１に記載されている。この技術においては、ろう付加熱後のフィン厚さ中央部におけるＳｉ固溶量を０．７％以下にすることにより、フィンの粒界腐食を抑制できるとしている。しかしながら、この技術は、粒界におけるフィンの溶融という問題点を解決するためのものとはされていない。従って、ろう付前の固溶Ｓｉ量や、況してや結晶粒界への偏析が耐フィン溶融性に影響するという問題点については一切認識されておらず、その解決法を何ら示唆するものではない。

もう一つは、高温における耐久性に劣るという問題である。例えばラジエータのフィンとして用いられる場合、チューブ内部を流れる冷却水は８５〜１２０℃程度の高温となり、しかも内圧によってチューブに繰り返しの膨れが生じ、フィンには繰り返しの高温疲労損傷が与えられる。従って、フィンの板厚が薄いと、高温疲労損傷により破断を生じてしまう。

フィンの耐久性を向上させる技術としては、特許文献２に記載されている。この技術においては、Ａｌ−（Ｍｎ、Ｆｅ）−Ｓｉ系化合物を適切な数密度に制御することにより、ろう付加熱後におけるフィン材の強度を向上させ、その結果、熱交換器としての強度、すなわち耐久性を向上させるとしている。しかしながら、この技術においては、熱交換器が高温になるということについては一切触れられておらず、従って高温疲労損傷によるフィン破断という問題点に対し、その解決法を何ら示唆するものではない。

特開２００４−０８４０６０号公報 特開２０１２−１２６９５０号公報

このように、薄肉のアルミニウム合金フィン材を熱交換器に用いる際に、ろう付時において粒界におけるフィンの溶融を抑制し、しかもろう付後には高温耐久性に優れるアルミニウム合金フィン材を提供することは、従来の技術では困難であった。

本発明は、上述の問題点を解消するべく完成したものであって、ろう付時の耐フィン溶融性に優れ、ろう付後には優れた高温耐久性を有する熱交換器用アルミニウム合金フィン材及びその製造方法、ならびに、これを用いた自動車用などの熱交換器の提供を目的とする。

本発明は請求項１において、Ｓｉ：０．７０〜１．５０ｍａｓｓ％、Ｆｅ：０．０５〜２．００ｍａｓｓ％、Ｍｎ：１．０〜２．０ｍａｓｓ％、Ｚｎ：０．５〜４．０ｍａｓｓ％を含有し、残部Ａｌ及び不可避的不純物からなるアルミニウム合金からなり、ろう付加熱前において固溶Ｓｉ量が０．６０ｍａｓｓ％以下及び固溶Ｍｎ量が０．６０ｍａｓｓ％以下であり、ろう付加熱時の昇温過程における再結晶温度が４５０℃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とした。

本発明は請求項２では請求項１において、ろう付加熱後の前記アルミニウム合金において、固溶Ｍｎ量が０．６０ｍａｓｓ％以下であり、粒界近傍におけるＳｉ及びＺｎの濃度をそれぞれＳ１ｍａｓｓ％、Ｚ１ｍａｓｓ％とし、マトリクスにおけるＳｉ及びＺｎの濃度をそれぞれＳ２ｍａｓｓ％、Ｚ２ｍａｓｓ％としたとき、Ｓ１／Ｓ２及びＺ１／Ｚ２の値がいずれも１．２０以下であるものとした。

本発明は請求項３では請求項１又は２において、前記アルミニウム合金が、Ｃｕ：０．０５〜０．３０ｍａｓｓ％、Ｔｉ：０．０５〜０．３０ｍａｓｓ％、Ｚｒ：０．０５〜０．３０ｍａｓｓ％、Ｃｒ：０．０５〜０．３０ｍａｓｓ％及びＶ：０．０５〜０．３０ｍａｓｓ％から選択される１種又は２種以上を更に含有するものとした。

本発明の熱交換器用アルミニウム合金フィン材の第１態様に係る製造方法は請求項４において、請求項１〜３のいずれか一項に記載の熱交換器用アルミニウム合金フィン材の製造方法であって、前記アルミニウム合金を鋳造する工程と、鋳造した鋳塊を熱間圧延する熱間圧延工程と、熱間圧延板を冷間圧延する冷間圧延工程と、冷間圧延工程の途中及び冷間圧延工程の後の一方又は両方において冷間圧延板を焼鈍する１回以上の焼鈍工程とを含み、前記熱間圧延工程が加熱段階と保持段階と熱間圧延段階とを含み、加熱段階において、４００℃到達時から保持段階の保持温度到達時までの昇温速度が６０℃／ｈ以下であり、保持段階における保持温度が４５０〜５６０℃であり保持時間が０．５時間以上であり、熱間圧延段階中において、熱間圧延板の温度が４００℃以上である時間が５分間以上であり、前記冷間圧延工程において、冷間圧延板の温度が１２０℃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の製造方法とした。

本発明の熱交換器用アルミニウム合金フィン材の第２態様に係る製造方法は請求項５において、請求項１〜３のいずれか一項に記載の熱交換器用アルミニウム合金フィン材の製造方法であって、前記アルミニウム合金を鋳造する工程と、鋳造した鋳塊を均質化処理する均質化処理工程と、均質化処理した鋳塊を熱間圧延する熱間圧延工程と、熱間圧延板を冷間圧延する冷間圧延工程と、冷間圧延工程の途中及び冷間圧延工程の後の一方又は両方において冷間圧延板を焼鈍する１回以上の焼鈍工程とを含み、前記均質化処理工程が加熱段階と保持段階と冷却段階とを含み、加熱段階において、４００℃に達してから保持段階の保持温度到達時までの昇温速度が６０℃／ｈ以下であり、保持段階における保持温度が４５０〜５６０℃であり保持時間が１．０時間以上であり、冷却段階中において、鋳塊の温度が４００℃に達するまでの冷却速度が６０℃／ｈ以下であり、前記冷間圧延工程において、冷間圧延板の温度が１２０℃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の製造方法とした。

本発明は請求項６において、請求項１〜３のいずれか一項に記載のアルミニウム合金フィン材が、ろう付けにより組付けられていることを特徴とする熱交換器とした。

本発明は請求項７において、請求項６に記載の熱交換器の製造方法であり、請求項１〜３のいずれか一項に記載のアルミニウム合金フィン材を他の部材と組み合わせ、これを５９０〜６１５℃の到達温度で２〜６分間ろう付加熱する方法であって、ろう付時の昇温過程における再結晶温度を４５０℃以下とし、３００〜５８０℃の温度域における昇温速度を６０〜１６０℃／ｍｉｎとすることを特徴とする熱交換器の製造方法とした。

本発明によれば、ろう付時の耐フィン溶融性に優れ、ろう付後には優れた高温耐久性を示す熱交換器用アルミニウム合金フィン材、ならびに、これを用いた自動車用などの熱交換器が提供される。本発明に係るアルミニウム合金フィン材は、成形性や、ろう付加熱後の耐食性、熱伝導性にも優れるため、自動車用などの熱交換器のフィン材として好適に用いられる。

本発明に係るアルミニウム合金フィン材及びその製造方法、ならびに、このアルミニウム合金フィン材を用いた熱交換器の好適な実施態様について、詳細に説明する。

１．アルミニウム合金フィン材の構成及びろうの供給方法
本発明に係る熱交換器用アルミニウム合金フィン材（以下、単に「アルミニウム合金フィン材」と記す）は、ろう材などの皮材をクラッドしない、一層構成のベア材であることを前提とする。ろう付に必要なろうは、例えば接合の相手材となる流路形成部品に低融点のＡｌ−Ｓｉ合金をクラッドすることなどにより供給される。

２．合金成分
本発明に係るアルミニウム合金フィン材は、Ｓｉ：０．７０〜１．５０ｍａｓｓ％（以下、単に「％」と記す）、Ｆｅ：０．０５〜２．００％、Ｍｎ：１．０〜２．０％及びＺｎ：０．５〜４．０％を必須元素として含有し、残部Ａｌ及び不可避的不純物からなるアルミニウム合金が用いられる。また、このアルミニウム合金は、Ｃｕ：０．０５〜０．３０％、Ｔｉ：０．０５〜０．３０％、Ｚｒ：０．０５〜０．３０％、Ｃｒ：０．０５〜０．３０％及びＶ：０．０５〜０．３０％から選択される１種又は２種以上を選択的添加元素として更に含有してもよい。更に、上記必須元素及び選択的添加元素の他に不可避的不純物として、Ｎｉ、Ｃｏなどを各々０．０５％以下、全体で０．１５％含有していてもよい。以下に、各成分について詳細に説明する。

Ｓｉ
Ｓｉは、Ｆｅ、Ｍｎと共にＡｌ−Ｆｅ―Ｓｉ系、Ａｌ−Ｍｎ−Ｓｉ系、Ａｌ−Ｆｅ―Ｍｎ−Ｓｉ系の金属間化合物を形成し、分散強化により強度を向上させ、或いは、アルミニウム母相中に固溶して固溶強化により強度を向上させる。Ｓｉ含有量は、０．７０〜１．５０％である。０．７０％未満では上記効果が不十分となり、１．５０％を超えると融点が低下して溶融が生じる虞が高くなる。Ｓｉの好ましい含有量は、０．７５〜１．２０％である。

Ｆｅ
Ｆｅは、Ｓｉ、Ｍｎと共にＡｌ−Ｆｅ−Ｍｎ−Ｓｉ系の金属間化合物を形成し、分散強化により強度を向上させる。Ｆｅの含有量は、０．０５〜２．００％である。０．０５％未満では、高純度アルミニウム地金を使用しなければならずコスト高となる。一方、２．００％を超えると鋳造時に巨大金属間化合物が形成され易くなり、塑性加工性を低下させる。Ｆｅの好ましい含有量は、０．１０〜１．５０％である。

Ｍｎ
Ｍｎは、Ｓｉと共にＡｌ−Ｍｎ−Ｓｉ系金属間化合物を、また、Ｓｉ、Ｆｅと共にＡｌ−Ｍｎ−Ｆｅ−Ｓｉ系の金属間化合物を形成し、分散強化により強度を向上させ、或いは、アルミニウム母相中に固溶して固溶強化により強度を向上させる。Ｍｎ含有量は、１．０〜２．０％である。１．０％未満では上記効果が不十分となり、２．０％を超えると鋳造時に巨大金属間化合物が形成され易くなり、塑性加工性を低下させる。Ｍｎの好ましい含有量は、１．１〜１．８％である。

Ｚｎ
Ｚｎは孔食電位を卑にすることができ、チューブなどろう付した相手の材料との電位差を形成することで、犠牲防食効果により、相手材の耐食性を向上させることができる。Ｚｎの含有量は、０．５〜４．０％である。０．５％未満では、犠牲防食効果による耐食性向上の効果が十分に得られない。一方、４．０％を超えると、フィンの腐食速度が大きくなり、早期に消失してしまい、耐食性が不十分となる。Ｚｎの好ましい含有量は、１．０〜３．５％である。

Ｃｕ
Ｃｕは、固溶強化により強度を向上させるので含有させてもよい。Ｃｕ含有量は、０．０５〜０．３０％である。０．０５％未満では上記効果が不十分となり、０．３０％を超えると孔食電位が貴となり、犠牲防食効果が不十分となる。Ｃｕの好ましい含有量は、０．１０〜０．３０％である。

Ｔｉ
Ｔｉは、固溶強化により強度を向上させるので含有させてもよい。Ｔｉ含有量は、０．０５〜０．３０％である。０．０５％未満では上記効果が不十分となる。０．３０％を超えると巨大金属間化合物を形成し易くなり、塑性加工性を低下させる。Ｔｉの好ましい含有量は、０．１０〜０．２０％である。

Ｚｒ
Ｚｒは、固溶強化により強度を向上させると共に、Ａｌ−Ｚｒ系の金属間化合物を析出させてろう付加熱後の結晶粒を粗大化する作用を有するので含有させてもよい。Ｚｒ含有量は、０．０５〜０．３０％である。０．０５％未満では上記効果が得られない。０．３０％を超えると巨大金属間化合物を形成し易くなり、塑性加工性を低下させる。Ｚｒの好ましい含有量は、０．１０〜０．２０％である。

Ｃｒ
Ｃｒは、固溶強化により強度を向上させると共に、Ａｌ−Ｃｒ系の金属間化合物を析出させてろう付加熱後の結晶粒を粗大化する作用を有するので含有させてもよい。Ｃｒ含有量は、０．０５〜０．３０％である。０．０５％未満では上記効果が得られない。０．３０％を超えると巨大金属間化合物を形成し易くなり、塑性加工性を低下させる。Ｃｒの好ましい含有量は、０．１０〜０．２０％である。

Ｖ
Ｖは、固溶強化により強度を向上させると共に、耐食性も向上させるので含有させてもよい。Ｖ含有量は、０．０５〜０．３０％である。０．０５％未満では上記効果が得られない。０．３０％を超えると巨大金属間化合物を形成し易くなり、塑性加工性を低下させる。Ｖの好ましい含有量は、０．１０〜０．２０％である。

これらＣｕ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｃｒ及びＶは、必要により少なくとも１種が添加されていればよい。

３．ろう付前及びろう付後の固溶量
本発明に係るアルミニウム合金フィン材では、ろう付加熱前における固溶Ｓｉ量を０．６０％以下、固溶Ｍｎ量を０．６０％以下に限定する。これらの限定事項は、ろう付加熱時のフィン溶融を防止し、なおかつ、ろう付加熱後の高温耐久性を向上させるためのものである。以下にこの限定理由を説明する。

既に述べたように、ろう付時には溶融したろうからフィン材の結晶粒界へ多量のＳｉが拡散し、フィン材の結晶粒界における融点を低下させる。このようなろう付時におけるＳｉの拡散を無くすことは不可能であるため、ろう付前のフィン材において、予め固溶Ｓｉを少なくしておくことが重要である。ろう付前の固溶Ｓｉ量が０．６０％以下であれば、溶融ろうからフィン材の結晶粒界へ例え多量のＳｉが拡散したとしても、結晶粒界における総Ｓｉ濃度を所定レベル以下に抑制できるので、ろう付時における結晶粒界の融点低下を抑制して結晶粒界の溶融を防止することができる。一方、ろう付前の固溶Ｓｉ量が０．６０％を超えると、溶融ろうからフィン材の結晶粒界へ多量のＳｉが拡散すると、結晶粒界における総Ｓｉ濃度が所定レベルを超えるので、ろう付時の結晶粒界の融点が低下し、結晶粒界の溶融が生じてしまう。従って、ろう付前の固溶Ｓｉ量は０．６０％以下に規制され、好ましくは０．５５％以下に規制される。なお、ろう付時の溶融の観点からは、ろう付前の固溶Ｓｉ量の下限値が限定されるものではないが、本発明で規定するＳｉ含有量の範囲内では、０．０５％以下とすることは困難である。

一方、既に述べたように、例えばラジエータのフィンとして用いられる場合、チューブ内部を流れる冷却水は８５〜１２０℃程度の高温となり、しかも内圧によってチューブに繰り返しの膨れが生じ、フィンには繰り返しの高温疲労損傷が与えられる。但し、高温においては、与えられた疲労損傷の一部は回復する現象が見られる。本発明者らは鋭意研究を重ねた結果、固溶Ｍｎがこの回復を妨げる因子であることを明らかにした。そして、この事実に基づき、ろう付加熱後における固溶Ｍｎ量を低く抑制することにより、高温耐久性を向上できることを見出した。

具体的には、ろう付加熱後における固溶Ｍｎ量が０．６０％以下であれば、疲労損傷の回復が十分に生じ、優れた高温耐久性を得ることができる。ろう付後にける固溶Ｍｎ量が０．６０％を超えると、疲労損傷の回復が妨げられ高温耐久性が不十分となる。従って、ろう付後における固溶Ｍｎ量は０．６０％以下に規制され、好ましくは０．５５％以下に規制される。

ろう付時には、Ａｌ−Ｍｎ−Ｓｉ系、Ａｌ−Ｆｅ−Ｍｎ−Ｓｉ系及びＡｌ−Ｍｎ系の金属間化合物の固溶が生じるため、ろう付後の固溶Ｍｎ量はろう付前よりも増加する。従って、ろう付前の状態において、固溶Ｍｎ量は少なくとも０．６０％以下となっていなければ、ろう付後の状態の固溶Ｍｎ量を０．６０％以下とすることができない。従って、ろう付前における固溶Ｍｎ量もまた、０．６０％以下に規制される。これによって、優れた高温耐久性が発揮される。これに対して、ろう付前の固溶Ｍｎ量が０．６０％を超えると、ろう付後の固溶Ｍｎ量を０．６０％以下に抑制することができず、優れた高温耐久性が得られない。以上により、ろう付の前及び後の固溶Ｍｎ量は０．６０％以下に規制され、好ましくは０．５５％以下に規制される。なお、高温耐久性の観点からは、ろう付前及びろう付後の固溶Ｍｎ量の下限値が限定されるものではないが、本発明で規定するＭｎ含有量の範囲内では、０．０５％以下とすることは困難である。

４．ろう付後の粒界偏析
本発明に係るアルミニウム合金フィン材では、ろう付時において、粒界近傍におけるＳｉ及びＺｎの濃度をそれぞれＳ１％、Ｚ１％、マトリクスにおけるＳｉ及びＺｎの濃度をそれぞれＳ２％、Ｚ２％としたとき、Ｓ１／Ｓ２及びＺ１／Ｚ２の値をいずれも１．２０以下に規定する。この限定事項は、ろう付時のフィン溶融を防止するためのものである。以下にこの限定理由について説明する。

ろう付時において、アルミニウム合金フィン材には再結晶が生じる。既に述べたように、結晶粒界にはＺｎやＳｉが偏析するため、マトリクスに比べて結晶粒界近傍ではＺｎやＳｉの濃度が高くなって融点が低い状態にある。従って、フィンの溶融を抑制するためには、ろう付時の粒界偏析を抑制する必要がある。

本発明者らは鋭意研究を重ねた結果、ろう付後における粒界近傍とマトリクスとの固溶Ｚｎ量比と固溶Ｓｉ量比、すなわち粒界近傍におけるＳｉ及びＺｎの濃度をそれぞれＳ１％、Ｚ１％とし、マトリクスにおけるＳｉ及びＺｎの濃度をそれぞれＳ２％、Ｚ２％としたときの、Ｓ１／Ｓ２及びＺ１／Ｚ２の値がいずれも１．２０以下となっている場合に、結晶粒界の溶融を抑制できることを見出した。Ｓ１／Ｓ２及びＺ１／Ｚ２の値がいずれも１．２０以下の場合には、ろう付中の粒界偏析は十分に抑制されており、結晶粒界の溶融は生じない。一方、Ｓ１／Ｓ２及びＺ１／Ｚ２のいずれか一方又は両方の値が１．２０を超える場合には、ろう付中の粒界偏析の抑制が不十分であり、結晶粒界の溶融が生じてしまう。Ｓ１／Ｓ２及びＺ１／Ｚ２の好ましい値はともに、１．１０以下である。また、フィン溶融の観点から、Ｓ１／Ｓ２及びＺ１／Ｚ２の下限値が限定されるものではないが、粒界近傍の固溶元素量がマトリクスに対して低すぎると、マトリクスの元素が粒界に拡散してくるため、Ｓ１／Ｓ２及びＺ１／Ｚ２をそれぞれ０．５０以下とすることは困難である。

なお、ろう付の冷却過程においては、粒界近傍で優先的に析出が生じ、粒界近傍の固溶量が減少する。従って、ろう付中に粒界偏析が生じていたとしても、ろう付後においては粒界の固溶量の方がマトリクスの固溶量よりも少なくなる場合もあり、Ｓ１／Ｓ２及びＺ１／Ｚ２の値が１．００未満となる場合もある。また、ここでの粒界近傍の固溶量とは、粒界からその両側０．０５μｍの範囲内における固溶量の平均値をいうものとする。

５．ろう付時の再結晶温度
本発明に係るアルミニウム合金フィン材では、ろう付時の昇温過程における再結晶温度を４５０℃以下に規定する。この限定事項は、ろう付時のフィン溶融を防止するためのものである。以下にこの限定理由について説明する。

既に述べたように、ろう付時における結晶粒界の溶融を防止するためには、ろう付中の再結晶時における粒界偏析を抑制することが必要である。しかしながら、マトリクス中に一定量のＳｉやＺｎが固溶している以上、再結晶時に生じる粒界偏析を完全に無くすことは困難である。ここで、粒界偏析を生じたとしても、ろう付時に再結晶が生じてからろう材が溶融するまでの時間が十分にあり、その間に粒界に偏析した元素がマトリクスへ拡散することにより粒界偏析が解消されていれば、結晶粒界の溶融は生じない。本発明者らはこのことに着目して鋭意研究を重ねた結果、ろう付時の昇温過程における再結晶を早期に完了させることで、ろうが溶融する前に粒界偏析を解消することにより、結晶粒界の溶融を抑制できることを見出した。

具体的には、ろう付時の昇温過程における再結晶温度が４５０℃以下であれば、ろうの溶融までに粒界偏析が解消されて、結晶粒界の溶融は生じないことを見出した。すなわち、ろう付時の昇温過程における再結晶温度が４５０℃以下の場合には、上述のＳ１／Ｓ２及びＺ１／Ｚ２の値がいずれも１．２０以下に制御でき、これによって、ろう付中の粒界偏析が十分に抑制され結晶粒界の溶融は生じない。一方、ろう付時の昇温過程における再結晶温度が４５０℃を超える場合、ろうの溶融までに粒界偏析が解消されず、結晶粒界の溶融が生じてしまう。すなわち、ろう付時の昇温過程における再結晶温度が４５０℃を超える場合には、上述のＳ１／Ｓ２及びＺ１／Ｚ２のいずれか一方又は両方の値が１．２０を超え、これによって、ろう付中の粒界偏析の抑制が不十分となり、結晶粒界の溶融が生じてしまう。ろう付時の昇温過程における再結晶温度は、好ましくは４００℃以下である。なお、耐フィン溶融の観点からは、ろう付時の昇温過程における再結晶温度の下限が限定されるものではないが、本発明のアルミニウム合金フィン材では、低すぎる温度域では再結晶を生じさせるための熱エネルギーが不十分となるため、２５０℃以下とすることは困難である。

なお、ろう付加熱条件（ろう付加熱相当条件）は特に限定されるものではないが、通常は３００〜５８０℃の温度域における昇温速度を６０〜１６０℃／ｍｉｎ、好ましくは８０〜１４０℃／ｍｉｎとし、到達温度が５８５〜６２０℃で２〜１０分間、好ましくは到達温度が５９０〜６１５℃で２〜６分間とすることにより行われる。３００〜５８０℃の温度域における昇温速度が６０℃／ｍｉｎ未満の場合は、昇温速度が遅過ぎて生産効率を著しく損なう。一方、この昇温速度が１６０℃／ｍｉｎを超える場合は、ろう付時における温度分布が不均一となることがある。また、到達温度が５８５℃未満の場合には、ろうの溶融が不十分となり良好なろう付が得られない虞があり、６２０℃を超える場合には、材料に溶融が生じる虞がある。なお、ろう付されたものは、通常、２０〜５００℃／分の冷却速度で冷却される。

６．アルミニウム合金フィン材の製造方法
本発明に係るアルミニウム合金フィン材は、異なる二つの態様による製造方法によって製造することができる。第１態様の製造方法は、熱間圧延工程と冷間圧延工程に特徴を有し、後述の第２態様とは熱間圧延工程が相違し、更に、均質化処理工程を任意工程としつつ、その条件も第２態様と相違する。一方、第２態様の製造方法は、均質化処理工程と冷間圧延工程に特徴を有し、第１態様とは均質化処理工程を必須工程とする点で相違し、その条件も第１態様と相違する。更に、第２態様の製造方法では、熱間圧延工程が第１態様のものと相違する。

６−１．第１態様の製造方法
まず、本発明に係るアルミニウム合金フィン材の第１態様の製造方法について説明する。

６−１−１．各製造工程
本発明に係るアルミニウム合金フィン材の第１態様の製造方法は、アルミニウム合金を鋳造する工程と、鋳造した鋳塊を熱間圧延する熱間圧延工程と、熱間圧延板を冷間圧延する冷間圧延工程と、冷間圧延工程の途中及び冷間圧延工程の後の一方又は両方において冷間圧延板を焼鈍する１回以上の焼鈍工程とを含む。

本発明のアルミニウム合金フィン材は、固溶Ｓｉ量及び固溶Ｍｎ量、ならびに、ろう付時の再結晶温度を制御することにより、優れた耐フィン溶融性と高温耐久性を実現するものである。本発明者らは鋭意研究の結果、製造工程中で固溶Ｓｉ量及び固溶Ｍｎ量に及ぼす影響が最も大きいのは熱間圧延工程であり、ろう付時の再結晶温度に及ぼす影響が最も大きいのは冷間圧延工程であることを見出した。以下では、これら熱間圧延工程及び冷間圧延工程の制御方法について説明する。

６−２．熱間圧延工程
本発明に係るアルミニウム合金フィン材の第１態様の製造方法では、鋳造したアルミニウム合金の鋳塊を熱間圧延する熱間圧延工程にまず特徴を有する。この熱間圧延工程は、鋳塊を加熱する加熱段階と、これに続く保持段階と、加熱保持した鋳塊を圧延する熱間圧延段階を含む。そして、加熱段階においては、４００℃到達時から保持段階の保持温度到達時までの昇温速度を６０℃／ｈ以下に規定する。また、保持段階においては、保持温度を４５０〜５６０℃で保持時間を０．５時間以上に規定する。更に、熱間圧延段階においては、熱間圧延板の温度が４００℃以上である時間を５分以上に規定する。このようにアルミニウム合金の熱間圧延工程の条件を規定することにより、本発明に係るアルミニウム合金フィン材は、本発明で規定するろう付前における固溶Ｓｉ量、ならびに、本発明で規定するろう付前及びろう付後における固溶Ｍｎ量（以下、「本発明で規定する固溶Ｓｉ量及び固溶Ｍｎ量」と記す）を達成することができ、ろう付中に優れた耐フィン溶融性と高温耐久性を発揮することができる。以下において、この理由を説明する。

アルミニウム合金の鋳造工程において、多量のＳｉ及びＭｎが鋳塊のマトリクス中に固溶する。このようにマトリクス中に固溶した多量のＳｉ及びＭｎは、熱間圧延工程における圧延段階の前の加熱段階において、Ａｌ−Ｍｎ系やＡｌ−Ｍｎ−Ｓｉ系の金属間化合物の核を生成し、これらの核を基にして圧延段階において上記金属間化合物が多量に析出する。その結果、加熱段階も含めた熱間圧延工程がアルミニウム合金フィン材の本発明で規定する固溶Ｓｉ量及び固溶Ｍｎ量をほぼ決定する。

従って、固溶Ｓｉ量及び固溶Ｍｎ量を減少させるためには、この加熱段階において、できるだけ多くのＡｌ−Ｍｎ系やＡｌ−Ｍｎ−Ｓｉ系の金属間化合物の核を生成し、圧延段階においてできるだけ多量に析出させれば良い。特に、加熱段階において４００℃に達してからの核生成量が多くなるため、これ以降の温度制御が重要である。加熱段階において４００℃に達してから保持温度到達時までの昇温速度を６０℃／ｈ以下とし、なおかつ、保持段階においては４５０〜５６０℃の保持温度で保持時間を０．５時間以上とし、熱間圧延段階においては熱間圧延板の温度が４００℃以上である時間を５分以上とすることにより、Ａｌ−Ｍｎ系やＡｌ−Ｍｎ−Ｓｉ系の金属間化合物が十分に析出し、本発明で規定する固溶Ｓｉ量及び固溶Ｍｎ量を得ることができる。

加熱段階において４００℃に達してから保持温度到達時までの昇温速度が６０℃／ｈを超える場合、又は、保持段階において保持温度が４５０〜５６０℃での保持時間が０．５時間未満の場合は、生成する核の量が不十分であり、本発明で規定する固溶Ｓｉ量及び固溶Ｍｎ量を得ることができない。また、圧延段階において熱間圧延板の温度が４００℃以上である時間が５分間未満の場合は、Ａｌ−Ｍｎ系やＡｌ−Ｍｎ−Ｓｉ系の金属間化合物の析出量が不十分であり、本発明で規定する固溶Ｓｉ量及び固溶Ｍｎ量を得ることができない。保持段階における保持温度が５６０℃を超える場合は、生成した金属間化合物の核が再固溶してしまい、本発明で規定する固溶Ｓｉ量及び固溶Ｍｎ量を得ることができない。更に、保持温度が５６０℃を超える場合は、アルミニウム合金に溶融が生じてしまい、フィン材を製造できない虞がある。また、保持段階における保持温度が４５０℃未満の場合は、熱間圧延時の塑性加工性が不十分となり、熱間圧延中に割れが生じて、アルミニウム合金材を製造できないおそれがある。

加熱段階において４００℃に達してから保持温度到達時までの昇温速度は、好ましくは５０℃／ｈ以下であり、保持段階における保持時間は、好ましくは１．０時間以上であり、保持段階における保持温度は、好ましくは４６０〜５４０℃であり、熱間圧延段階において熱間圧延板の温度が４００℃以上である時間は、好ましくは７分以上である。

本発明で規定する固溶Ｓｉ量及び固溶Ｍｎ量の観点からは、４００℃到達時から保持段階の保持温度到達時までの昇温速度の下限値は特に限定されるものではないが、１０℃／ｈ未満とした場合には、昇温に極めて長時間を要してしまい経済性が著しく損なわれる。また、本発明で規定する固溶Ｓｉ量及び固溶Ｍｎ量の観点からは、上記保持段階における保持時間の上限値は特に限定されるものではないが、２０時間を超えると経済性が著しく損なわれる。更に、熱間圧延段階において熱間圧延板の温度が４００℃以上である時間の上限値は特に限定されるものではないが、５０分を超えると経済性が著しく損なわれる。となる。

６−３．冷間圧延工程
本発明に係るアルミニウム合金フィン材の第１態様の製造方法では、冷間圧延工程において更に特徴を有する。この冷間圧延工程では、冷間圧延板の温度を１２０℃以下に規定する。この制御により、ろう付中の再結晶温度を低くすることができ、それによってろう付加熱時の昇温過程における再結晶温度を４５０℃以下とすることができ、その結果、ろう付中のろう溶融前において粒界偏析が解消され、更にその結果、Ｓ１／Ｓ２及びＺ１／Ｚ２の値がいずれも１．２０以下となり、フィンの溶融を抑制することができる。以下に、この理由を説明する。

既に述べたように、ろう付中のアルミニウム合金フィン材には再結晶が生じるが、この再結晶の駆動力となるものは、冷間圧延中にアルミニウム合金に加えられた加工ひずみである。しかしながら、冷間圧延中にも加工により発熱が生じるため、単に冷間圧延を行っただけではこの加工発熱によって材料温度が上昇し、加えられた加工ひずみが回復してしまうため、十分な加工ひずみを得ることができない。本発明者らはこのことに着目して鋭意研究を重ねた結果、冷間圧延工程中における冷間圧延板の温度が１２０℃以下であれば、十分な加工ひずみを得られ、ろう付時の再結晶温度を４５０℃以下に低くすることができることを見出した。

冷間圧延中の冷間圧延板の温度が１２０℃を超える場合は、加えた加工ひずみが回復してしまい、ろう付時の再結晶温度を４５０℃以下に低くすることができない。冷間圧延中の冷間圧延板の温度は、好ましくは１００℃以下である。なお、加工ひずみの観点からは、冷間圧延中のアルミニウム合金の温度の下限値は制限されるものではないが、加工発熱を完全に無くすことはできないため、６０℃以下とすることは困難である。なお、冷間圧延中のアルミニウム合金の温度を制御する方法は特に制限されるものではないが、例えば冷間圧延出側の温度を測定して、冷間圧延の速度にフィードバックする方法などにより制御することができる。

なお、冷間圧延の途中で１回又は２回以上の焼鈍工程を施す場合は、最後の焼鈍を行った後の最終冷間圧延で上記温度制御を行えば良い。

６−４．その他の工程
本発明に係るアルミニウム合金フィン材の第１態様における鋳造工程は、半連続鋳造（ＤＣ）法による。本発明に係るアルミニウム合金フィン材は、既に述べたように、熱間圧延工程における加熱段階、保持段階及び熱間圧延段階により、フィン溶融及び高温疲労によるフィン破断を抑制している。アルミニウム合金を鋳造する方法としては半連続鋳造法の他に連続鋳造法があるが、連続鋳造法で得られるアルミニウム合金は板厚が薄く、熱間圧延工程に供することができないため本発明に適用することはできない。

アルミニウム合金を鋳造して得られる鋳塊を、熱間圧延工程の前に均質化処理工程に供しても良い。均質化処理工程は、通常、４５０〜６２０℃で１〜２４時間行うのが好ましく、４８０〜６２０℃で１〜２０時間行うのがより好ましい。処理温度が４５０℃未満又は処理時間が１時間未満では均質化効果が十分でない場合があり、６２０℃を超えると鋳塊の溶融を生じてしまう虞がある。また、処理時間が２４時間を超えると、経済性を著しく損なう。なお、均質化処理工程の加熱段階において、既に述べた熱間圧延工程の加熱段階における規定と同等の制御を行うことは可能である。しかしながら、均質化処理後に一旦アルミニウム合金を冷却すると、生成された金属間化合物の核が消失してしまうため、熱間圧延工程の加熱段階での処理と同等の効果を得ることはできない。

焼鈍工程は、成形性向上などの目的で、冷間圧延工程の途中及び冷間圧延工程の後の一方又は両方において１回以上行われる。具体的には、（１）冷間圧延工程の途中において１回以上の中間焼鈍が実施され、（２）冷間圧延工程の後に最終焼鈍工程が１回実施され、或いは、（３）（１）及び（２）が実施されるものである。この焼鈍工程では、フィン材を２００〜４５０℃で１〜１０時間保持するのが好ましい。保持温度が２００℃未満、保持時間が１時間未満の場合は、上記効果が十分でない場合がある。保持温度が４５０℃を超える場合、保持時間が１０時間を超える場合は、経済性を著しく損なう。より好ましい焼鈍条件は、温度２３０〜４２０℃、保持時間１〜８時間である。なお、焼鈍工程の回数の上限は特に限定されるものではないが、工程数の増加によるコスト増加を回避するために、３回とするのが好ましい。また、冷間圧延の途中において焼鈍を行う場合、既に述べた加工ひずみの観点から、最後に焼鈍を行ってから最終板厚に達するまでの冷間圧延率は、１５％以上とすることが好ましい。

６−２．第２態様の製造方法
次に、本発明に係るアルミニウム合金フィン材の第２態様の製造方法について説明する。

６−２−１．各製造工程
本発明に係るアルミニウム合金フィン材の第２態様の製造方法は、アルミニウム合金を鋳造する工程と、鋳造した鋳塊を均質化処理する均質化処理工程と、均質化処理した鋳塊を熱間圧延する熱間圧延工程と、熱間圧延板を冷間圧延する冷間圧延工程と、冷間圧延工程の途中及び冷間圧延工程の後の一方又は両方において冷間圧延板を焼鈍する１回以上の焼鈍工程とを含む。

本発明のアルミニウム合金フィン材は、固溶Ｓｉ量及び固溶Ｍｎ量、ならびに、ろう付時の再結晶温度を制御することにより、優れた耐フィン溶融性と高温耐久性を実現するものである。本発明者らは鋭意研究の結果、製造工程中で固溶Ｓｉ量及び固溶Ｍｎ量に及ぼす影響が最も大きいのは均質化処理工程であり、ろう付時の再結晶温度に及ぼす影響が最も大きいのは冷間圧延工程であることを見出した。以下では、これら均質化処理工程及び冷間圧延工程の制御方法について説明する。

６−２．均質化処理工程
本発明に係るアルミニウム合金フィン材の第２態様の製造方法では、鋳造したアルミニウム合金の鋳塊を均質化処理する均質化処理工程にまず特徴を有する。この均質化処理工程は、鋳塊を加熱する加熱段階と、これに続く保持段階と、加熱保持した鋳塊を冷却する冷却段階を含む。そして、加熱段階においては、４００℃に達してから保持段階の保持温度到達時までの昇温速度を６０℃／ｈ以下に規定する。また、保持段階においては、保持温度が４５０〜５６０℃で保持時間を１．０時間以上に規定する。更に、冷却段階においては、鋳塊の温度が４００℃に達するまでの冷却速度を６０℃／ｈ以下に規定する。このようにアルミニウム合金の均質化処理工程の条件を規定することにより、本発明に係るアルミニウム合金フィン材は、本発明で規定するろう付前における固溶Ｓｉ量、ならびに、本発明で規定するろう付前及びろう付後における固溶Ｍｎ量（以下、「本発明で規定する固溶Ｓｉ量及び固溶Ｍｎ量」と記す）を達成することができ、ろう付中に優れた耐フィン溶融性と高温耐久性を発揮することができる。以下において、この理由を説明する。

アルミニウム合金の鋳造工程において、多量のＳｉ及びＭｎが鋳塊のマトリクス中に固溶する。このようにマトリクス中に固溶した多量のＳｉ及びＭｎは、均質化処理工程における加熱段階、保持段階及び冷却段階において、Ａｌ−Ｍｎ系やＡｌ−Ｍｎ−Ｓｉ系の金属間化合物を生成し、これら３つの段階からなる均質化処理工程の条件がろう付前のアルミニウム合金フィン材の本発明で規定する固溶Ｓｉ量及び固溶Ｍｎ量をほぼ決定する。

従って、固溶Ｓｉ量及び固溶Ｍｎ量を減少させるためには、この加熱段階、保持段階及び冷却段階において、できるだけ多くのＡｌ−Ｍｎ系やＡｌ−Ｍｎ−Ｓｉ系の金属間化合物を析出させれば良い。特に、４００℃以上の温度領域における析出量が多くなるため、これ以降の温度制御が重要である。加熱段階において４００℃に達してから保持温度到達時までの昇温速度を６０℃／ｈ以下とし、保持段階においては４５０〜５６０℃の保持温度で保持時間を１．０時間以上とし、冷却段階においては鋳塊の温度が４００℃に達するまでの冷却速度を６０℃／ｈ以下とすることにより、Ａｌ−Ｍｎ系やＡｌ−Ｍｎ−Ｓｉ系の金属間化合物が十分に析出し、本発明で規定する固溶Ｓｉ量及び固溶Ｍｎ量を得ることができる。

加熱段階において４００℃に達してから保持温度到達時までの昇温速度が６０℃／ｈを超える場合、又は、保持段階において保持温度が４５０℃未満の場合や保持時間が１．０時間未満の場合、又は、冷却段階において鋳塊の温度が４００℃に達するまでの冷却速度が６０℃／ｈを超える場合は、析出する金属間化合物の量が不十分であり、本発明で規定する固溶Ｓｉ量及び固溶Ｍｎ量を得ることができない。保持段階における保持温度が５６０℃を超える場合は、析出した金属間化合物のＳｉ及びＭｎが再固溶してしまい、本発明で規定する固溶Ｓｉ量及び固溶Ｍｎ量を得ることができない。更に、保持温度が５６０℃を超える場合は、アルミニウム合金に溶融が生じてしまい、フィン材を製造できない虞がある。

加熱段階において４００℃に達してから保持温度到達時までの昇温速度は、好ましくは５０℃／ｈ以下であり、保持段階における保持時間は、好ましくは２．０時間以上であり、保持段階における保持温度は、好ましくは４８０〜５３０℃であり、冷却段階において鋳塊の温度が４００℃に達するまでの冷却速度は、好ましくは５０℃／ｈ以下である。

本発明で規定する固溶Ｓｉ量及び固溶Ｍｎ量の観点からは、加熱段階において４００℃に達してから保持段階の保持温度到達時までの昇温速度、ならびに、冷却段階において鋳塊の温度が４００℃に達するまでの冷却速度の下限値は特に限定されるものではないが、１０℃／ｈ未満とした場合には、昇温や降温に極めて長時間を要してしまい経済性が著しく損なわれる。また、本発明で規定する固溶Ｓｉ量及び固溶Ｍｎ量の観点からは、上記保持段階における保持時間の上限値は特に限定されるものではないが、２０時間を超えると経済性が著しく損なわれる。

６−３．冷間圧延工程
本発明に係るアルミニウム合金フィン材の第２態様の製造方法では、冷間圧延工程において更に特徴を有する。この冷間圧延工程では、冷間圧延板の温度を１２０℃以下に規定する。この制御により、ろう付中の再結晶温度を低くすることができ、それによってろう付加熱時の昇温過程における再結晶温度を４５０℃以下とすることができ、その結果ろう付中のろう溶融前において粒界偏析が解消され、さらにその結果、Ｓ１／Ｓ２及びＺ１／Ｚ２の値がいずれも１．２０以下となり、フィンの溶融を抑制することができる。以下に、この理由を説明する。

既に述べたように、ろう付中のアルミニウム合金フィン材には再結晶が生じるが、この再結晶の駆動力となるものは、冷間圧延中にアルミニウム合金に加えられた加工ひずみである。しかしながら、冷間圧延中にも加工により発熱が生じるため、単に冷間圧延を行っただけではこの加工発熱によって材料温度が上昇し、加えられた加工ひずみが回復してしまうため、十分な加工ひずみを得ることができない。本発明者らはこのことに着目して鋭意研究を重ねた結果、冷間圧延工程中における冷間圧延板の温度が１２０℃以下であれば、十分な加工ひずみを得られ、ろう付時の再結晶温度を４５０℃以下に低くすることができることを見出した。

冷間圧延中の冷間圧延板の温度が１２０℃を超える場合は、加えた加工ひずみが回復してしまい、ろう付時の再結晶温度を４５０℃以下に低くすることができない。冷間圧延中の冷間圧延板の温度は、好ましくは１００℃以下である。なお、加工ひずみの観点からは、冷間圧延中のアルミニウム合金の温度の下限値は制限されるものではないが、加工発熱を完全に無くすことはできないため、６０℃以下とすることは困難である。なお、冷間圧延中のアルミニウム合金の温度を制御する方法は特に制限されるものではないが、例えば冷間圧延出側の温度を測定して、冷間圧延の速度にフィードバックする方法などにより制御することができる。

なお、冷間圧延の途中で１回又は２回以上の焼鈍工程を施す場合は、最後の焼鈍を行った後の最終冷間圧延で上記温度制御を行えば良い。

６−４．その他の工程
本発明に係るアルミニウム合金フィン材の第２態様における鋳造工程は、半連続鋳造（ＤＣ）法による。本発明に係るアルミニウム合金フィン材は、既に述べたように、均質化処理工程における加熱段階、保持段階及び冷却段階により、フィン溶融及び高温疲労によるフィン破断を抑制している。アルミニウム合金を鋳造する方法としては半連続鋳造法の他に連続鋳造法があるが、連続鋳造法で得られるアルミニウム合金は板厚が薄く、熱間圧延工程に供することができないため本発明に適用することはできない。

鋳造工程後、均質化処理工程に供されたアルミニウム合金の鋳塊は、次いで熱間圧延工程に供される。熱間圧延工程における加熱段階では、鋳塊を好ましくは４００〜５８０℃で０．５時間以上、より好ましくは４２０〜５５０℃で１時間以上加熱する。加熱温度が４００℃未満の場合は塑性加工性が低く、熱間圧延中に割れが生じる虞があり、加熱温度が５８０℃を超える場合は鋳塊に溶融が生じる虞があり、加熱時間が０．５時間未満の場合は鋳塊の温度が均一とならない虞がある。なお、加熱時間の上限値は特に限定されるものではないが、経済性の観点から本発明では２０時間程度である。

焼鈍工程は、成形性向上などの目的で、冷間圧延工程の途中及び冷間圧延工程の後の一方又は両方において１回以上行われる。具体的には、（１）冷間圧延工程の途中において１回以上の中間焼鈍が実施され、（２）冷間圧延工程の後に最終焼鈍工程が１回実施され、或いは、（３）（１）及び（２）が実施されるものである。この焼鈍工程では、フィン材を２００〜４５０℃で１〜１０時間保持するのが好ましい。保持温度が２００℃未満、保持時間が１時間未満の場合は、上記効果が十分でない場合がある。保持温度が４５０℃を超える場合、保持時間が１０時間を超える場合は、経済性を著しく損なう。より好ましい焼鈍条件は、温度２３０〜４２０℃、保持時間１〜８時間である。なお、焼鈍工程の回数の上限は特に限定されるものではないが、工程数の増加によるコスト増加を回避するために、３回とするのが好ましい。また、冷間圧延の途中において焼鈍を行う場合、既に述べた加工ひずみの観点から、最後に焼鈍を行ってから最終板厚に達するまでの冷間圧延率は、１５％以上とすることが好ましい。

本発明に係るアルミニウム合金フィン材の板厚は特に限定されるものではないが、１００μm以下の薄肉材である場合に、耐溶融性の向上及び高温耐久性の向上の優位性が十分に発揮される。板厚が１００μｍより大きい場合には、フィンの溶融や高温耐久性はそれほど問題とならないため、本発明の優位性は十分に発揮されない。

７．熱交換器
本発明に係るアルミニウム合金フィン材は、熱交換器用のフィンとして好適に用いられる。例えば、フィン形状にコルゲート成型した後、流路形成部品、ヘッダープレートなどの熱交換器用部材と組み合わせ、ろう付加熱に供することによって熱交換器を得ることができる。

上記熱交換器は、両端部分をヘッダープレートに取り付けた流路形成部品の外面にフィン材を配置して組立てる。次いで、流路形成部品の両端重ね合せ部分、フィン材と流路形成部品の外面、流路形成部品の両端とヘッダープレートを１回のろう付け加熱によって同時に接合する。ろう付け方法としては、フラックス無しろう付法、ノコロックろう付法、真空ろう付法が用いられるが、ノコロックろう付法が好ましい。このようなろう付においては、上述のように、ろう付時のフィン溶融を防止するために、ろう付時の昇温過程における再結晶温度を４５０℃以下とする。なお、他のろう付加熱条件は、上述の通り通りとするのが好ましい。

次に、本発明例と比較例に基づいて本発明を更に詳細に説明するが、本発明はこれらに制限されるものではない。

第１実施例（本発明例１−１〜１−９、１−１９〜１−２８、比較例１−１０〜１−１８、１−２９〜１−３４）
まず、第１態様の製造方法で製造したアルミニウム合金フィン材について説明する。
表１に示す合金組成を有するアルミニウム合金をそれぞれＤＣ鋳造により鋳造し、各々両面を面削して仕上げた。面削後の鋳塊厚さは、いずれも４００ｍｍとした。これらのアルミニウム合金の鋳塊を、表２に示す条件の均質化処理工程、熱間圧延工程、冷間圧延工程、焼鈍工程に供した。熱間圧延後の板厚はいずれも３ｍｍであった。その後、（１）冷間圧延→中間焼鈍→最終冷間圧延の順、（２）冷間圧延→中間焼鈍→最終冷間圧延→最終焼鈍の順、（３）冷間圧延→最終焼鈍の順のいずれかで、最終板厚０．０５ｍｍのフィン材試料を作製した。中間焼鈍及び最終焼鈍の条件は、いずれも３７０℃にて２時間とし、中間焼鈍後の最終冷間圧延での圧延率は、いずれも３０％とした。工程の組み合わせを表２に示す。

以上の製造工程において問題が発生せず、０．０５ｍｍの最終板厚まで圧延できた場合は製造性を「○」とし、鋳造時や圧延時に割れが生じて０．０５ｍｍの最終板厚まで圧延できなかったり、均質化処理工程で溶融が生じたりして、フィン材を製造できなかった場合は製造性を「×」として表３に示す。

上記フィン材試料を下記の各評価に供した。評価時のろう付加熱の条件（ろう付加熱相当条件）を表４に示し、評価結果を表３に示す。なお、表３における製造性「×」のものについては試料を製造できなかったため、下記評価は行うことができなかった。

（ろう付性の評価）
各フィン材試料をコルゲート成形して熱交換器フィンとした。このフィンを、A３００３合金心材にA４０４５合金を１０%クラッドした板厚０．３ｍｍのチューブ相当材のろう材面と組み合わせ、５％のフッ化物フラックス水溶液中に浸漬し、表４のいずれかの条件にてろう付加熱に供して、ミニコア試料を作製した。このミニコア試料においてフィンに溶融が生じていない場合をろう付性が合格（○）とし、フィンに溶融が生じた場合をろう付性が不合格（×）とした。

（ろう付加熱後における引張強さの測定）
フィン材試料単体を、表４のいずれかの条件にてろう付相当加熱に供し、引張速度１０ｍｍ／分、ゲージ長５０ｍｍの条件で、ＪＩＳ Ｚ２２４１に従って引張試験に供した。得られた応力−ひずみ曲線から引張強さを読み取った。その結果、引張強さが１３０ＭＰａ以上の場合を合格（○）とし、それ未満を不合格（×）とした。

（ろう付加熱後における高温疲労寿命の測定）
フィン材試料単体を、表４のいずれかの条件にてろう付相当加熱に供し、温度１００℃の恒温槽内で、ＪＩＳ Ｚ２２７３に従って疲労試験に供した。応力比は０．１、最大応力は１００ＭＰａ、周波数は２０Ｈｚとした。破断までの繰り返し数が１０^６回以上であった場合を合格（○）とし、それ未満を不合格（×）とした。

（固溶Ｓｉ量及び固溶Ｍｎ量の測定）
フィン材試料単体を、表４のいずれかの条件にてろう付相当加熱に供した。ろう付相当加熱を施したものと、施していないものとを試験サンプルとし、フェノール溶液に溶解し、未溶解となった金属間化合物をろ過により除去し、発光分析に供することにより測定した。ＳｉとＭｎのそれぞれについて、含有量から金属間化合物として存在していた量を差し引いたものを、固溶量として求めた。

（ろう付加熱中の再結晶温度の判定）
フィン材試料単体を、表４のいずれかの条件にて加熱し、昇温途中フィン材試料が４５０℃となった時点で取り出し、引張速度１０ｍｍ／分、ゲージ長５０ｍｍの条件で、ＪＩＳ Ｚ２２４１に従って引張試験に供した。得られた応力−ひずみ曲線から０．２％耐力を読み取り、その値が８０ＭＰａ以下となっていた場合に再結晶を完了していると判定し合格（○）とし、８０ＭＰａを超えていた場合に再結晶が未完了と判定し不合格（×）とした。

（粒界偏析の評価）
フィン材試料単体を、表４もいずれかの条件にてろう付相当加熱に供した。ろう付相当加熱を施したものと、施していないものとを試験サンプルとし、ＦＩＢ（集束イオンビーム）にて粒界が入るよう２０μｍ×２０μｍのサイズのサンプリングを行なった。そして、このサンプルについて、透過走査型電子顕微鏡（ＳＴＥＭ）を用いてエネルギー分散型Ｘ線分析（ＥＤＳ）により０．２μｍ×０．２μｍの視野においてＳｉ及びＺｎのマッピングを行った。このマッピングの結果により、粒界からその両側０．０５μｍの範囲内におけるＳｉ及びＺｎの濃度の半定量値の平均値を求め、それぞれＳ１及びＺ１とした。また、マトリクスにおけるＳｉ及びＺｎの濃度の半定量値の平均値を求め、それぞれＳ２及びＺ２とし、Ｓ１／Ｓ２及びＺ１／Ｚ２の値を算出した。

（腐食深さの測定による耐食性評価）
ろう付性の評価に用いたものと同様のミニコア試料を作製し、ＡＳＴＭ−Ｇ８５に基づいてＳＷＷＡＴ試験に供した。１０００時間でチューブ相当材に腐食貫通の生じなかったものを合格（○）とし、腐食貫通の生じたものを不合格（×）とした。

本発明例１−１〜１−９及び１−１９〜１−２８では、本発明で規定する条件を満たしており、製造性、ろう付性、ろう付加熱後における引張強さ、ろう付加熱後における高温疲労寿命、ならびに、耐食性のいずれも合格であった。

これに対して、比較例１−１０ではＳｉ成分が少な過ぎたため、ろう付加熱後における引張強さが不合格であった。

比較例１−１１ではＳｉ成分が多過ぎたため、ろう付時にフィン材に溶融が生じ、ろう付性が不合格であった。

比較例１−１２ではＦｅ成分が多過ぎたため、圧延時に割れが生じ、フィン材を製造することができず、製造性が不合格であった。

比較例１−１３ではＭｎ成分が少な過ぎたため、ろう付加熱後における引張強さが不合格であった。

比較例１−１４ではＭｎ成分が多過ぎたため、圧延時に割れが生じ、フィン材を製造することができず、製造性が不合格であった。

比較例１−１５ではＣｕ成分が多過ぎたため、耐食性が不合格であった。

比較例１−１６ではＴｉ、Ｚｒ、Ｃｒ、Ｖ成分が多過ぎたため、圧延時に割れが生じ、フィン材を製造することができず、製造性が不合格であった。

比較例１−１７ではＺｎ成分が少な過ぎたため、耐食性が不合格であった。

比較例１−１８ではＺｎ成分が多過ぎたため、耐食性が不合格であった。

比較例１−２９では、熱間圧延工程の加熱段階において、４００℃到達時から保持温度到達時までの昇温速度が大き過ぎたため、ろう付前後の固溶Ｓｉ量が多すぎてろう付時にフィン材の粒界に溶融が生じてろう付性が不合格であり、ならびに、ろう付前後のＭｎ量が多過ぎて高温疲労寿命も不合格であった。

比較例１−３０では、熱間圧延工程の保持段階において、保持温度が低過ぎたため、ろう付前後の固溶Ｓｉ量が多すぎてろう付時にフィン材の粒界に溶融が生じてろう付性が不合格であり、ならびに、ろう付前後のＭｎ量が多過ぎて高温疲労寿命も不合格であった。

比較例１−３１では、熱間圧延工程の保持段階において、保持温度が高過ぎたため、ろう付前後の固溶Ｓｉ量が多すぎてろう付時にフィン材の粒界に溶融が生じてろう付性が不合格であり、ならびに、ろう付前後のＭｎ量が多過ぎて高温疲労寿命も不合格であった。

比較例１−３２では、熱間圧延工程の保持段階において、保持時間が短過ぎたため、ろう付前後の固溶Ｓｉ量が多すぎてろう付時にフィン材の粒界に溶融が生じてろう付性が不合格であり、ならびに、ろう付前後のＭｎ量が多過ぎて高温疲労寿命も不合格であった。

比較例１−３３では、熱間圧延工程の熱間圧延段階において、４００℃以上となっている時間が短過ぎたため、ろう付前後の固溶Ｓｉ量が多すぎてろう付時にフィン材の粒界に溶融が生じてろう付性が不合格であり、ならびに、ろう付前後のＭｎ量が多過ぎて高温疲労寿命も不合格であった。

比較例１−３４では、冷間圧延工程において冷間圧延板の温度が高過ぎたため、ろう付時の再結晶温度が４５０℃を超えており、その結果ろう付時に生じたＳｉ及びＺｎの粒界偏析が解消されず、Ｓ１／Ｓ２及びＺ１／Ｚ２の値が高過ぎ、ろう付時にフィン材の粒界に溶融が生じてろう付性が不合格であった。

第２実施例（本発明例２−１〜２−９、２−１９〜２−２６、比較例２−１０〜２−１８、２−２７〜２−３２）
次に、第２態様の製造方法で製造したアルミニウム合金フィン材について説明する。
上記表１に示す合金組成を有するアルミニウム合金をそれぞれＤＣ鋳造により鋳造し、各々両面を面削して仕上げた。面削後の鋳塊厚さは、いずれも４００ｍｍとした。これらのアルミニウム合金の鋳塊を、表５に示す条件の均質化処理工程、熱間圧延工程、冷間圧延工程、焼鈍工程に供した。均質化処理した鋳塊を熱間圧延工程の加熱段階において４８０℃で３時間加熱後に、熱間圧延段階にかけて板厚３ｍｍの熱間圧延板を得た。その後、（１）冷間圧延→中間焼鈍→最終冷間圧延の順、（２）冷間圧延→中間焼鈍→最終冷間圧延→最終焼鈍の順、（３）冷間圧延→最終焼鈍の順のいずれかで、最終板厚０．０５ｍｍのフィン材試料を作製した。中間焼鈍及び最終焼鈍の条件は、いずれも３７０℃にて２時間とし、中間焼鈍後の最終冷間圧延での圧延率は、いずれも３０％とした。工程の組み合わせを表２に示す。

以上の製造工程において問題が発生せず、０．０５ｍｍの最終板厚まで圧延できた場合は製造性を「○」とし、鋳造時や圧延時に割れが生じて０．０５ｍｍの最終板厚まで圧延できなかったり、均質化処理工程で溶融が生じたりして、フィン材を製造できなかった場合は製造性を「×」として表６に示す。

上記フィン材試料を下記の各評価に供した。評価時のろう付加熱の条件（ろう付加熱相当条件）を上記表４に示し、評価結果を表６に示す。なお、表６における製造性「×」のものについては試料を製造できなかったため、下記評価は行うことができなかった。

ろう付性の評価、ろう付加熱後における引張強さの測定、ろう付加熱後における高温疲労寿命の測定、固溶Ｓｉ量及び固溶Ｍｎ量の測定、ろう付加熱中の再結晶温度の判定、粒界偏析の評価、ならびに、腐食深さの測定による耐食性評価について、第１実施例と同じに測定、評価した

本発明例２−１〜２−９及び２−１９〜２−２６では、本発明で規定する条件を満たしており、製造性、ろう付性、ろう付加熱後における引張強さ、ろう付加熱後における高温疲労寿命、ならびに、耐食性のいずれも合格であった。

これに対して、比較例２−１０ではＳｉ成分が少な過ぎたため、ろう付加熱後における引張強さが不合格であった。

比較例２−１１ではＳｉ成分が多過ぎたため、ろう付時にフィン材に溶融が生じ、ろう付性が不合格であった。

比較例２−１２ではＦｅ成分が多過ぎたため、圧延時に割れが生じ、フィン材を製造することができず、製造性が不合格であった。

比較例２−１３ではＭｎ成分が少な過ぎたため、ろう付加熱後における引張強さが不合格であった。

比較例２−１４ではＭｎ成分が多過ぎたため、圧延時に割れが生じ、フィン材を製造することができず、製造性が不合格であった。

比較例２−１５ではＣｕ成分が多過ぎたため、耐食性が不合格であった。

比較例２−１６ではＴｉ、Ｚｒ、Ｃｒ、Ｖ成分が多過ぎたため、圧延時に割れが生じ、フィン材を製造することができず、製造性が不合格であった。

比較例２−１７ではＺｎ成分が少な過ぎたため、耐食性が不合格であった。

比較例２−１８ではＺｎ成分が多過ぎたため、耐食性が不合格であった。

比較例２−２７では、均質化処理工程の加熱段階において、４００℃達してから保持温度到達時までの昇温速度が大き過ぎたため、ろう付前後の固溶Ｓｉ量、ならびに、ろう付前後の固溶Ｓｉ量が多すぎてろう付時にフィン材の粒界に溶融が生じてろう付性が不合格であり、ならびに、ろう付前後のＭｎ量が多過ぎて高温疲労寿命も不合格であった。

比較例２−２８では、均質化処理工程の保持段階において、保持温度が低過ぎたため、ろう付前後の固溶Ｓｉ量が多すぎてろう付時にフィン材の粒界に溶融が生じてろう付性が不合格であり、ならびに、ろう付前後のＭｎ量が多過ぎて高温疲労寿命も不合格であった。

比較例２−２９では、均質化処理工程の保持段階において、保持温度が高過ぎたため、ろう付前後の固溶Ｓｉ量が多すぎてろう付時にフィン材の粒界に溶融が生じてろう付性が不合格であり、ならびに、ろう付前後のＭｎ量が多過ぎて高温疲労寿命も不合格であった。

比較例２−３０では、均質化処理工程の保持段階において、保持時間が短過ぎたため、ろう付前後の固溶Ｓｉ量が多すぎてろう付時にフィン材の粒界に溶融が生じてろう付性が不合格であり、ならびに、ろう付前後のＭｎ量が多過ぎて高温疲労寿命も不合格であった。

比較例２−３１では、均質化処理工程の熱間圧延段階において、冷却段階中において、鋳塊の温度が４００℃に達するまでの冷却速度が大き過ぎたため、ろう付前後の固溶Ｓｉ量が多すぎてろう付時にフィン材の粒界に溶融が生じてろう付性が不合格であり、ならびに、ろう付前後のＭｎ量が多過ぎて高温疲労寿命も不合格であった。

比較例２−３２では、冷間圧延工程において冷間圧延板の温度が高過ぎたため、ろう付時の再結晶温度が４５０℃を超えており、その結果ろう付時に生じたＳｉ及びＺｎの粒界偏析が解消されず、Ｓ１／Ｓ２及びＺ１／Ｚ２の値が高過ぎ、ろう付時にフィン材の粒界に溶融が生じてろう付性が不合格であった。

本発明に係るアルミニウム合金フィン材は、強度、耐食性、ろう付時の接合率や耐溶融性などのろう付性にも優れるので、特に自動車用熱交換器のフィンとして好適に用いられる。

Claims (7)

1. Ｓｉ：０．７０〜１．５０ｍａｓｓ％、Ｆｅ：０．０５〜２．００ｍａｓｓ％、Ｍｎ：１．０〜２．０ｍａｓｓ％、Ｚｎ：０．５〜４．０ｍａｓｓ％を含有し、残部Ａｌ及び不可避的不純物からなるアルミニウム合金からなり、ろう付加熱前において固溶Ｓｉ量が０．６０ｍａｓｓ％以下及び固溶Ｍｎ量が０．６０ｍａｓｓ％以下であり、ろう付加熱時の昇温過程における再結晶温度が４５０℃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. ろう付加熱後の前記アルミニウム合金において、固溶Ｍｎ量が０．６ｍａｓｓ％以下であり、粒界近傍におけるＳｉ及びＺｎの濃度をそれぞれＳ１ｍａｓｓ％、Ｚ１ｍａｓｓ％とし、マトリクスにおけるＳｉ及びＺｎの濃度をそれぞれＳ２ｍａｓｓ％、Ｚ２ｍａｓｓ％としたとき、Ｓ１／Ｓ２及びＺ１／Ｚ２の値がいずれも１．２０以下である、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. 前記アルミニウム合金が、Ｃｕ：０．０５〜０．３０ｍａｓｓ％、Ｔｉ：０．０５〜０．３０ｍａｓｓ％、Ｚｒ：０．０５〜０．３０ｍａｓｓ％、Ｃｒ：０．０５〜０．３０ｍａｓｓ％及びＶ：０．０５〜０．３０ｍａｓｓ％から選択される１種又は２種以上を更に含有する、請求項１又は２に記載の熱交換器用アルミニウム合金フィン材。
4. 請求項１〜３のいずれか一項に記載の熱交換器用アルミニウム合金フィン材の製造方法であって、前記アルミニウム合金を鋳造する工程と、鋳造した鋳塊を熱間圧延する熱間圧延工程と、熱間圧延板を冷間圧延する冷間圧延工程と、冷間圧延工程の途中及び冷間圧延工程の後の一方又は両方において冷間圧延板を焼鈍する１回以上の焼鈍工程とを含み、前記熱間圧延工程が加熱段階と保持段階と熱間圧延段階とを含み、加熱段階において、４００℃到達時から保持段階の保持温度到達時までの昇温速度が６０℃／ｈ以下であり、保持段階における保持温度が４５０〜５６０℃であり保持時間が０．５時間以上であり、熱間圧延段階中において、熱間圧延板の温度が４００℃以上である時間が５分間以上であり、前記冷間圧延工程において、冷間圧延板の温度が１２０℃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の製造方法。
5. 請求項１〜３のいずれか一項に記載の熱交換器用アルミニウム合金フィン材の製造方法であって、前記アルミニウム合金を鋳造する工程と、鋳造した鋳塊を均質化処理する均質化処理工程と、均質化処理した鋳塊を熱間圧延する熱間圧延工程と、熱間圧延板を冷間圧延する冷間圧延工程と、冷間圧延工程の途中及び冷間圧延工程の後の一方又は両方において冷間圧延板を焼鈍する１回以上の焼鈍工程とを含み、前記均質化処理工程が加熱段階と保持段階と冷却段階とを含み、加熱段階において、４００℃に達してから保持段階の保持温度到達時までの昇温速度が６０℃／ｈ以下であり、保持段階における保持温度が４５０〜５６０℃であり保持時間が１．０時間以上であり、冷却段階中において、鋳塊の温度が４００℃に達するまでの冷却速度が６０℃／ｈ以下であり、前記冷間圧延工程において、冷間圧延板の温度が１２０℃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の製造方法。
6. 請求項１〜３のいずれか一項に記載のアルミニウム合金フィン材が、ろう付けにより組付けられていることを特徴とする熱交換器。
7. 請求項６に記載の熱交換器の製造方法であり、請求項１〜３のいずれか一項に記載のアルミニウム合金フィン材を他の部材と組み合わせ、これを５９０〜６１５℃の到達温度で２〜６分間ろう付加熱する方法であって、ろう付時の昇温過程における再結晶温度を４５０℃以下とし、３００〜５８０℃の温度域における昇温速度を６０〜１６０℃／ｍｉｎとすることを特徴とする熱交換器の製造方法。