JP2018111842A - 熱交換器用のアルミニウム合金フィン材及びその製造方法 - Google Patents
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Abstract
【解決課題】優れたろう付性を有し、且つ、ろう付加熱後の強度が高い熱交換器用のアルミニウム合金フィン材及びその製造方法を提供すること。
【解決手段】Ｓｉ：０．０５〜０．５質量％、Ｆｅ：０．０５〜０．７質量％、Ｍｎ：１．０〜２．０質量％、Ｃｕ：０．５〜１．５質量％及びＺｎ：３．０〜７．０質量％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、Ｌ−ＳＴ面において、円相当径が０．０３０μｍ以上０．５０μｍ未満の第２相粒子の周長密度が０．３０μｍ／μｍ２以上であり、円相当径が０．５０μｍ以上の第２相粒子の周長密度が０．０３０μｍ／μｍ２以上であり、２０℃での比抵抗が０．０３０μΩｍ以上であること、を特徴とする熱交換器用のアルミニウム合金フィン材。
【選択図】なし
【解決手段】Ｓｉ：０．０５〜０．５質量％、Ｆｅ：０．０５〜０．７質量％、Ｍｎ：１．０〜２．０質量％、Ｃｕ：０．５〜１．５質量％及びＺｎ：３．０〜７．０質量％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、Ｌ−ＳＴ面において、円相当径が０．０３０μｍ以上０．５０μｍ未満の第２相粒子の周長密度が０．３０μｍ／μｍ２以上であり、円相当径が０．５０μｍ以上の第２相粒子の周長密度が０．０３０μｍ／μｍ２以上であり、２０℃での比抵抗が０．０３０μΩｍ以上であること、を特徴とする熱交換器用のアルミニウム合金フィン材。
【選択図】なし
Description
本発明は優れたろう付性を有し且つろう付加熱後の強度が高い熱交換器用のアルミニウム合金フィン材及びその製造方法に関し、特に、自動車用熱交換器の構造材として好適に使用されるアルミニウム合金フィン材及びその製造方法に関する。
アルミニウム合金は軽量で強度に優れ、更には熱伝導率に優れることから熱交換器用材料として好適に用いられている。
近年、あらゆる産業において省資源化や省エネルギー化が必須課題となっている。自動車産業においても、これらの課題の達成に向けて自動車の軽量化が進められており、自動車用熱交換器も小型軽量化が望まれている。課題達成に向けて様々な方法が検討されており、その一つに構造部材の薄肉化が挙げられている。
ところで、ラジエータやヒータコア等の自動車用熱交換器には、アルミニウム合金製のものが広く使用されている。また、近年になってルームクーラー用熱交換器にもアルミニウム合金製のものが普及し始めている。これらの熱交換器は、作動流体の通路として機能するチューブ材及びヘッダ材や作動流体の流動方向を変化させるプレート材、熱輸送の媒体として機能するフィン材、耐久性を確保するためのサイドプレート材などから構成されており、これらの部材をろう付により多点接合して製造される。ろう付接合は、ろう材を内包した構成部材を約６００℃に加熱して継ぎ手に溶融ろうを供給し、継ぎ手の隙間にろうを充填させたあと冷却するプロセスで実施される。特に自動車用熱交換器では、フッ化物系フラックスを付着させた各部材を所定の構造に組付けた後、不活性ガス雰囲気の加熱炉においてろう付接合する方法が一般的に採用されている。
熱交換器用フィン材を薄肉化するためには、ろう付加熱後の強度の向上と適切なろう付性の確保を両立することが重要である。そこで、これまで材料組成や製造工程について様々な検討がなされてきた。
例えば、特許文献１には、Ｓｉ、Ｆｅ、Ｍｎの配合比と均質化処理条件の適正化により優れたろう付後の強度とろう付性を有するフィン材が提案されている。
また、特許文献２には、Ｓｉ、Ｆｅ、Ｃｕ、Ｍｎの高濃度化により優れたろう付後の強度を有するフィン材が提案されている。
しかしながら、特許文献１には、ろう付加熱後の強度が最大で１４１ＭＰａであるため、熱交換器の耐久性の確保が困難であるという問題があった。
また、特許文献２には、材料融点が低いため、ろう付性の確保が困難であるという問題があった。
従って、本発明の目的は、優れたろう付を有し、且つ、ろう付加熱後の強度が高い熱交換器用のアルミニウム合金フィン材及びその製造方法を提供することにある。
本発明者等は、上記状況に鑑み鋭意検討した結果、先ず、成分についてはＦｅを少なく、Ｍｎを多くし、更にＳｉ、Ｃｕ及びＺｎの配分を適正に制御することにより、材料融点を制御して、適切なろう付性を確保でき、且つ、フィン材の適切な犠牲陽極効果を確保できること、次に、鋳造方法を双ロール式連続鋳造圧延法とし、冷間圧延工程の冷間圧延パス前、パス間、パス後の焼鈍処理での加熱温度を適正に制御し、冷間圧延の圧延形状比を適正に制御することにより、Ａｌ−Ｍｎ系金属間化合物、Ａｌ−Ｍｎ−Ｆｅ系金属間化合物、Ａｌ−ＭｎーＳｉ系金属間化合物、Ａｌ−Ｍｎ−Ｃｕ系金属間化合物、Ａｌ−Ｍｎ−Ｆｅ−Ｓｉ系金属間化合物、Ａｌ−Ｍｎ−Ｆｅ−Ｃｕ系金属間化合物（以下、これらの金属間化合物を「Ｍｎ系化合物」という。）の形成を制御して、所定の第２相粒子分布及び溶質原子の固溶量を確保できること、そして、これらにより、合金組成及び金属組織を制御したアルミニウム合金フィン材は、第２相粒子の周長密度が高く、溶質原子の固溶量が多いため、ろう付加熱後の強度が高くなること及び材料融点が高いため、ろう付性にも優れることを見出し、本発明を完成するに至った。
すなわち、本発明（１）は、Ｓｉ：０．０５〜０．５質量％、Ｆｅ：０．０５〜０．７質量％、Ｍｎ：１．０〜２．０質量％、Ｃｕ：０．５〜１．５質量％及びＺｎ：３．０〜７．０質量％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、
Ｌ−ＳＴ面において、円相当径が０．０３０μｍ以上０．５０μｍ未満の第２相粒子の周長密度が０．３０μｍ／μｍ２以上であり、円相当径が０．５０μｍ以上の第２相粒子の周長密度が０．０３０μｍ／μｍ２以上であり、
２０℃での比抵抗が０．０３０μΩｍ以上であること、
を特徴とする熱交換器用のアルミニウム合金フィン材を提供するものである。
Ｌ−ＳＴ面において、円相当径が０．０３０μｍ以上０．５０μｍ未満の第２相粒子の周長密度が０．３０μｍ／μｍ２以上であり、円相当径が０．５０μｍ以上の第２相粒子の周長密度が０．０３０μｍ／μｍ２以上であり、
２０℃での比抵抗が０．０３０μΩｍ以上であること、
を特徴とする熱交換器用のアルミニウム合金フィン材を提供するものである。
また、本発明（２）は、Ｓｉ：０．５〜１．０質量％、Ｆｅ：０．０５〜０．７質量％、Ｍｎ：１．０〜２．０質量％、Ｃｕ：０．３〜１．２質量％及びＺｎ：２．２〜５．８質量％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、
Ｌ−ＳＴ面において、円相当径が０．０３０μｍ以上０．５０μｍ未満の第２相粒子の周長密度が０．３０μｍ／μｍ２以上であり、円相当径が０．５０μｍ以上の第２相粒子の周長密度が０．０３０μｍ／μｍ２以上であり、
２０℃での比抵抗が０．０３０μΩｍ以上であること、
を特徴とする熱交換器用のアルミニウム合金フィン材を提供するものである。
Ｌ−ＳＴ面において、円相当径が０．０３０μｍ以上０．５０μｍ未満の第２相粒子の周長密度が０．３０μｍ／μｍ２以上であり、円相当径が０．５０μｍ以上の第２相粒子の周長密度が０．０３０μｍ／μｍ２以上であり、
２０℃での比抵抗が０．０３０μΩｍ以上であること、
を特徴とする熱交換器用のアルミニウム合金フィン材を提供するものである。
また、本発明（３）は、Ｓｉ：１．０〜１．５質量％、Ｆｅ：０．０５〜０．７質量％、Ｍｎ：１．０〜２．０質量％、Ｃｕ：０．０５〜０．５質量％及びＺｎ：０．５〜３．０質量％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、
Ｌ−ＳＴ面において、円相当径が０．０３０μｍ以上０．５０μｍ未満の第２相粒子の周長密度が０．３０μｍ／μｍ２以上であり、円相当径が０．５０μｍ以上の第２相粒子の周長密度が０．０３０μｍ／μｍ２以上であり、
２０℃での比抵抗が０．０３０μΩｍ以上であること、
を特徴とする熱交換器用のアルミニウム合金フィン材を提供するものである。
Ｌ−ＳＴ面において、円相当径が０．０３０μｍ以上０．５０μｍ未満の第２相粒子の周長密度が０．３０μｍ／μｍ２以上であり、円相当径が０．５０μｍ以上の第２相粒子の周長密度が０．０３０μｍ／μｍ２以上であり、
２０℃での比抵抗が０．０３０μΩｍ以上であること、
を特徴とする熱交換器用のアルミニウム合金フィン材を提供するものである。
また、本発明（４）は、前記アルミニウム合金が、更に、Ｔｉ：０．０５〜０．３質量％、Ｚｒ：０．０５〜０．３質量％及びＣｒ：０．０５〜０．３質量％から選択される１種又は２種以上を更に含有することを特徴とする（１）〜（３）のいずれかの熱交換器用のアルミニウム合金フィン材を提供するものである。
また、本発明（１）〜（４）のいずれかの熱交換器用のアルミニウム合金フィン材の製造方法であり、
双ロール式連続鋳造圧延法により、板状鋳塊を得る鋳造工程と、該板状鋳塊を１回又は２回以上のパスで冷間圧延を行い、熱交換器用のアルミニウム合金フィン材を得る冷間圧延工程と、を有し、
該冷間圧延工程における冷間圧延時のロールと材料の接触弧長をＬ（ｍｍ）とし、圧延機入側と圧延機出側の板厚の合計の半分をＨ（ｍｍ）とし、圧延形状比をＬ／Ｈと定義すると、該冷間圧延工程では、冷間圧延の各パスの圧延形状比の最小値が１．０以上であり、
該冷間圧延工程における冷間圧延の最初のパス前、パスとパスとの間又は最終のパス後に、１回以上の焼鈍処理を行い、該１回以上の焼鈍処理のうち、最も高温で行う焼鈍処理の最高到達温度が、３７０〜５２０℃であること、
を特徴とする熱交換器用のアルミニウム合金フィン材の製造方法を提供するものである。
双ロール式連続鋳造圧延法により、板状鋳塊を得る鋳造工程と、該板状鋳塊を１回又は２回以上のパスで冷間圧延を行い、熱交換器用のアルミニウム合金フィン材を得る冷間圧延工程と、を有し、
該冷間圧延工程における冷間圧延時のロールと材料の接触弧長をＬ（ｍｍ）とし、圧延機入側と圧延機出側の板厚の合計の半分をＨ（ｍｍ）とし、圧延形状比をＬ／Ｈと定義すると、該冷間圧延工程では、冷間圧延の各パスの圧延形状比の最小値が１．０以上であり、
該冷間圧延工程における冷間圧延の最初のパス前、パスとパスとの間又は最終のパス後に、１回以上の焼鈍処理を行い、該１回以上の焼鈍処理のうち、最も高温で行う焼鈍処理の最高到達温度が、３７０〜５２０℃であること、
を特徴とする熱交換器用のアルミニウム合金フィン材の製造方法を提供するものである。
本発明によれば、優れたろう付性を有し、且つ、ろう付加熱後の強度が高いアルミニウム合金フィン材及びその製造方法を提供することができる。本発明のアルミニウム合金フィン材は、自動車用熱交換器の構造材として好適に用いられる。
本発明の第一の形態の熱交換器用のアルミニウム合金フィン材（以下、本発明の熱交換器用のアルミニウム合金フィン材（１）とも記載する。）は、Ｓｉ：０．０５〜０．５質量％、Ｆｅ：０．０５〜０．７質量％、Ｍｎ：１．０〜２．０質量％、Ｃｕ：０．５〜１．５質量％及びＺｎ：３．０〜７．０質量％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、
Ｌ−ＳＴ面において、円相当径が０．０３０μｍ以上０．５０μｍ未満の第２相粒子の周長密度が０．３０μｍ／μｍ２以上であり、円相当径が０．５０μｍ以上の第２相粒子の周長密度が０．０３０μｍ／μｍ２以上であり、
２０℃での比抵抗が０．０３０μΩｍ以上であること、
を特徴とする熱交換器用のアルミニウム合金フィン材である。
Ｌ−ＳＴ面において、円相当径が０．０３０μｍ以上０．５０μｍ未満の第２相粒子の周長密度が０．３０μｍ／μｍ２以上であり、円相当径が０．５０μｍ以上の第２相粒子の周長密度が０．０３０μｍ／μｍ２以上であり、
２０℃での比抵抗が０．０３０μΩｍ以上であること、
を特徴とする熱交換器用のアルミニウム合金フィン材である。
本発明の第二の形態の熱交換器用のアルミニウム合金フィン材（以下、本発明の熱交換器用のアルミニウム合金フィン材（２）とも記載する。）は、Ｓｉ：０．５〜１．０質量％、Ｆｅ：０．０５〜０．７質量％、Ｍｎ：１．０〜２．０質量％、Ｃｕ：０．３〜１．２質量％及びＺｎ：２．２〜５．８質量％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、
Ｌ−ＳＴ面において、円相当径が０．０３０μｍ以上０．５０μｍ未満の第２相粒子の周長密度が０．３０μｍ／μｍ２以上であり、円相当径が０．５０μｍ以上の第２相粒子の周長密度が０．０３０μｍ／μｍ２以上であり、
２０℃での比抵抗が０．０３０μΩｍ以上であること、
を特徴とする熱交換器用のアルミニウム合金フィン材である。
Ｌ−ＳＴ面において、円相当径が０．０３０μｍ以上０．５０μｍ未満の第２相粒子の周長密度が０．３０μｍ／μｍ２以上であり、円相当径が０．５０μｍ以上の第２相粒子の周長密度が０．０３０μｍ／μｍ２以上であり、
２０℃での比抵抗が０．０３０μΩｍ以上であること、
を特徴とする熱交換器用のアルミニウム合金フィン材である。
本発明の第三の形態の熱交換器用のアルミニウム合金フィン材（以下、本発明の熱交換器用のアルミニウム合金フィン材（３）とも記載する。）は、Ｓｉ：１．０〜１．５質量％、Ｆｅ：０．０５〜０．７質量％、Ｍｎ：１．０〜２．０質量％、Ｃｕ：０．０５〜０．５質量％及びＺｎ：０．５〜３．０質量％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、
Ｌ−ＳＴ面において、円相当径が０．０３０μｍ以上０．５０μｍ未満の第２相粒子の周長密度が０．３０μｍ／μｍ２以上であり、円相当径が０．５０μｍ以上の第２相粒子の周長密度が０．０３０μｍ／μｍ２以上であり、
２０℃での比抵抗が０．０３０μΩｍ以上であること、
を特徴とする熱交換器用のアルミニウム合金フィン材である。
Ｌ−ＳＴ面において、円相当径が０．０３０μｍ以上０．５０μｍ未満の第２相粒子の周長密度が０．３０μｍ／μｍ２以上であり、円相当径が０．５０μｍ以上の第２相粒子の周長密度が０．０３０μｍ／μｍ２以上であり、
２０℃での比抵抗が０．０３０μΩｍ以上であること、
を特徴とする熱交換器用のアルミニウム合金フィン材である。
つまり、本発明の熱交換器用のアルミニウム合金フィン材（１）と本発明の熱交換器用のアルミニウム合金フィン材（２）と本発明の熱交換器用のアルミニウム合金フィン材（３）とは、アルミニウム合金フィン材を構成するアルミニウム合金の組成が異なる。
本発明の熱交換器用のアルミニウム合金フィン材（１）に係るアルミニウム合金、本発明の熱交換器用のアルミニウム合金フィン材（２）に係るアルミニウム合金、及び本発明の熱交換器用のアルミニウム合金フィン材（３）に係るアルミニウム合金のいずれも、Ｓｉ、Ｆｅ、Ｍｎ、Ｃｕ及びＺｎを必須元素として含有する。Ｓｉ、Ｆｅ、Ｍｎ及びＣｕは、ろう付加熱後強度の向上に寄与し、Ｚｎは、犠牲陽極効果の向上に寄与する。
先ず、本発明の熱交換器用のアルミニウム合金フィン材（１）に係るアルミニウム合金の組成について説明する。
本発明の熱交換器用のアルミニウム合金フィン材（１）に係るアルミニウム合金のＳｉ含有量は、０．０５〜０．５質量％、好ましくは０．０５〜０．４質量％、より好ましくは０．０５〜０．３質量％である。Ｓｉ含有量が上記範囲未満だと、第２相粒子の周長密度又は溶質原子の固溶量が少なくなり過ぎるため、ろう付加熱後の強度が高くならず、また、Ｓｉ含有量が上記範囲を超えると、材料融点が低くなり過ぎるため、適切なろう付性が確保されない。
本発明の熱交換器用のアルミニウム合金フィン材（１）に係るアルミニウム合金のＦｅ含有量は、０．０５〜０．７質量％、好ましくは０．０５〜０．５質量％、より好ましくは０．０５〜０．３質量％である。Ｆｅ含有量が上記範囲未満だと、第２相粒子の周長密度又は溶質原子の固溶量が少なくなり過ぎるため、ろう付加熱後の強度が高くならず、また、Ｆｅ含有量が上記範囲を超えると、ろう付中の再結晶粒が微細となるため、適切なろう付性が確保されない。
本発明の熱交換器用のアルミニウム合金フィン材（１）に係るアルミニウム合金のＭｎ含有量は、１．０〜２．０質量％、好ましくは１．０〜１．８質量％、より好ましくは１．０〜１．５質量％である。Ｍｎ含有量が上記範囲未満だと、第２相粒子の周長密度又は溶質原子の固溶量が少なくなり過ぎるため、ろう付加熱後の強度が高くならず、また、Ｍｎ含有量が上記範囲を超えると、鋳造時に粗大な晶出物が形成されるため、製造性が悪くなる。
本発明の熱交換器用のアルミニウム合金フィン材（１）に係るアルミニウム合金のＣｕ含有量は、０．５〜１．５質量％、好ましくは０．５〜１．３質量％、より好ましくは０．５〜１．０質量％である。Ｃｕ含有量が上記範囲未満では、第２相粒子の周長密度及び溶質原子の固溶量が少なくなり過ぎるため、ろう付加熱後の強度が高くならず、また、Ｃｕ含有量が上記範囲を超えると、材料融点が低くなり過ぎるため、適切なろう付性が確保されない。
本発明の熱交換器用のアルミニウム合金フィン材（１）に係るアルミニウム合金のＺｎ含有量は、３．０〜７．０質量％、好ましくは３．０〜６．２質量％、より好ましくは３．０〜５．０質量％である。Ｚｎ含有量が上記範囲未満だと、適切な犠牲陽極効果が確保されず、また、Ｚｎ含有量が上記範囲を超えると、腐食速度が増加するため、適切な自己耐食性が確保されない。
次いで、本発明の熱交換器用のアルミニウム合金フィン材（２）に係るアルミニウム合金の組成について説明する。
本発明の熱交換器用のアルミニウム合金フィン材（２）に係るアルミニウム合金のＳｉ含有量は、０．５〜１．０質量％、好ましくは０．５〜０．９質量％、より好ましくは０．５〜０．８質量％である。Ｓｉ含有量が上記範囲だと、第２相粒子の周長密度又は溶質原子の固溶量が少なくなり過ぎるため、ろう付加熱後の強度が高くならず、また、Ｓｉ含有量が上記範囲を超えると、材料融点が低くなり過ぎるため、適切なろう付性が確保されない。
本発明の熱交換器用のアルミニウム合金フィン材（２）に係るアルミニウム合金のＦｅ含有量は、０．０５〜０．７質量％、好ましくは０．０５〜０．５質量％、より好ましくは０．０５〜０．３質量％である。Ｆｅ含有量が上記範囲未満だと、第２相粒子の周長密度又は溶質原子の固溶量が少なくなり過ぎるため、ろう付加熱後の強度が高くならず、また、Ｆｅ含有量が上記範囲を超えると、ろう付中の再結晶粒が微細となるため、適切なろう付性が確保されない。
本発明の熱交換器用のアルミニウム合金フィン材（２）に係るアルミニウム合金のＭｎ含有量は、１．０〜２．０質量％、好ましくは１．０〜１．８質量％、より好ましくは１．０〜１．５質量％である。Ｍｎ含有量が上記範囲未満だと、第２相粒子の周長密度又は溶質原子の固溶量が少なくなり過ぎるため、ろう付加熱後の強度が高くならず、また、Ｍｎ含有量が上記範囲を超えると、鋳造時に粗大な晶出物が形成されるため、適切な製造性が確保されない。
本発明の熱交換器用のアルミニウム合金フィン材（２）に係るアルミニウム合金のＣｕ含有量は、０．３〜１．２質量％、好ましくは０．３〜１．０質量％、より好ましくは０．３〜０．８質量％である。Ｃｕ含有量が上記範囲未満だと、第２相粒子の周長密度及び溶質原子の固溶量が少なくなり過ぎるため、ろう付加熱後の強度が高くならず、また、Ｃｕ含有量が上記範囲を超えると、材料融点が低くなり過ぎるため、適切なろう付性が確保されない。
本発明の熱交換器用のアルミニウム合金フィン材（２）に係るアルミニウム合金のＺｎ含有量は、２．２〜５．８質量％、好ましくは２．２〜５．０質量％、より好ましくは２．２〜４．２質量％である。Ｚｎ含有量が上記範囲未満だと、適切な犠牲陽極効果が確保されず、また、Ｚｎ含有量が上記範囲を超えると、腐食速度が増加するため、適切な自己耐食性が確保されない。
次いで、本発明の熱交換器用のアルミニウム合金フィン材（３）に係るアルミニウム合金の組成について説明する。
本発明の熱交換器用のアルミニウム合金フィン材（３）に係るアルミニウム合金のＳｉ含有量は、１．０〜１．５質量％、好ましくは１．０〜１．４質量％、より好ましくは１．０〜１．３質量％である。Ｓｉ含有量が上記範囲未満だと、第２相粒子の周長密度又は溶質原子の固溶量が少なくなり過ぎるため、ろう付加熱後の強度が高くならず、また、Ｓｉ含有量が上記範囲を超えると、材料融点が低くなり過ぎるため、適切なろう付性が確保されない。
本発明の熱交換器用のアルミニウム合金フィン材（３）に係るアルミニウム合金のＦｅ含有量は、０．０５〜０．７質量％、好ましくは０．０５〜０．５質量％、より好ましくは０．０５〜０．３質量％である。Ｆｅ含有量が上記範囲未満だと、第２相粒子の周長密度又は溶質原子の固溶量が少なくなり過ぎるため、ろう付加熱後の強度が高くならず、また、Ｆｅ含有量が上記範囲を超えると、ろう付中の再結晶粒が微細となるため、適切なろう付性が確保されない。
本発明の熱交換器用のアルミニウム合金フィン材（３）に係るアルミニウム合金のＭｎ含有量は、１．０〜２．０質量％、好ましくは１．０〜１．８質量％、より好ましくは１．０〜１．５質量％である。Ｍｎ含有量が上記範囲未満だと、第２相粒子の周長密度又は溶質原子の固溶量が少なくなり過ぎるため、ろう付加熱後の強度が高くならず、また、Ｍｎ含有量が上記範囲を超えると、鋳造時に粗大な晶出物が形成されるため、適切な製造性が確保されない。
本発明の熱交換器用のアルミニウム合金フィン材（３）に係るアルミニウム合金のＣｕ含有量は、０．０５〜０．５質量％、好ましくは０．０５〜０．４質量％、より好ましくは０．０５〜０．３質量％である。Ｃｕ含有量が上記範囲未満だと、第２相粒子の周長密度及び溶質原子の固溶量が少なくなり過ぎるため、ろう付加熱後の強度が高くならず、また、Ｃｕ含有量が上記範囲を超えると、材料融点が低くなり過ぎるため、適切なろう付性が確保されない。
本発明の熱交換器用のアルミニウム合金フィン材（３）に係るアルミニウム合金のＺｎ含有量は、０．５〜３．０質量％、好ましくは０．５〜２．６質量％、より好ましくは０．５〜２．２質量％である。Ｚｎ含有量が上記範囲未満だと、適切な犠牲陽極効果が確保されず、また、Ｚｎ含有量が上記範囲を超えると、腐食速度が増加するため、適切な自己耐食性が確保されない。
本発明の熱交換器用のアルミニウム合金フィン材（１）に係るアルミニウム合金、本発明の熱交換器用のアルミニウム合金フィン材（２）に係るアルミニウム合金、及び本発明の熱交換器用のアルミニウム合金フィン材（３）に係るアルミニウム合金は、選択的添加元素として、更に、Ｔｉ、Ｚｒ及びＣｒから選択される１種又は２種以上を含有してもよい。Ｔｉ、Ｚｒ及びＣｒはいずれも、ろう付加熱後の強度の向上に寄与する。本発明の熱交換器用のアルミニウム合金フィン材（１）に係るアルミニウム合金、本発明の熱交換器用のアルミニウム合金フィン材（２）に係るアルミニウム合金、及び本発明の熱交換器用のアルミニウム合金フィン材（３）に係るアルミニウム合金のＴｉ、Ｚｒ及びＣｒ含有量は、それぞれ、０．０５〜０．３質量％、好ましくは０．０５〜０．２質量％、より好ましくは０．０５〜０．１５質量％である。Ｔｉ、Ｚｒ及びＣｒ含有量が上記範囲未満では、上記効果が得られず、また、Ｔｉ、Ｚｒ及びＣｒ含有量が上記範囲を超えると、鋳造時に粗大な晶出物が形成されるため、適切な製造性が確保されない。
本発明の熱交換器用のアルミニウム合金フィン材（１）、本発明の熱交換器用のアルミニウム合金フィン材（２）、及び本発明の熱交換器用のアルミニウム合金フィン材（３）の金属組織は、同様である。
本発明の熱交換器用のアルミニウム合金フィン材（１）、本発明の熱交換器用のアルミニウム合金フィン材（２）、及び本発明の熱交換器用のアルミニウム合金フィン材（３）の第２相粒子の分散状態は、ろう付加熱後の強度の向上に寄与し、合金組成及び後述する焼鈍温度と冷間圧延形状比により制御される。
本発明の熱交換器用のアルミニウム合金フィン材（１）、本発明の熱交換器用のアルミニウム合金フィン材（２）、及び本発明の熱交換器用のアルミニウム合金フィン材（３）のＬ−ＳＴ面において、円相当径が０．０３０μｍ以上０．５０μｍ未満の第２相粒子の周長密度は、０．３０μｍ／μｍ２以上、好ましくは０．４０μｍ／μｍ２以上、より好ましくは０．５０μｍ／μｍ２以上であり、且つ、円相当径が０．５０μｍ以上の第２相粒子の周長密度は、０．０３０μｍ／μｍ２以上、好ましくは０．０４０μｍ／μｍ２以上、より好ましくは０．０５０μｍ／μｍ２以上である。第２相粒子の周長密度が上記未満だと、変形中に発生する転位が第２相粒子の周囲に堆積し難く、転位密度の増加が不十分となるため、ろう付加熱後の強度が高くならない。
溶質原子の固溶量は、ろう付加熱後の強度の向上に寄与し、合金組成及び後述する焼鈍温度により制御される。溶質原子の固溶量は、比抵抗と相関関係を有する。そして、本発明の熱交換器用のアルミニウム合金フィン材（１）、本発明の熱交換器用のアルミニウム合金フィン材（２）、及び本発明の熱交換器用のアルミニウム合金フィン材（３）の２０℃での比抵抗は、０．０３０μΩｍ以上、好ましくは０．０３１μΩｍ以上、より好ましくは０．０３２μΩｍ以上である。比抵抗が上記範囲未満だと、溶質原子の固溶量が少なくなり過ぎるため、ろう付加熱後の強度が高くならない。
本発明の熱交換器用のアルミニウム合金フィン材（１）、本発明の熱交換器用のアルミニウム合金フィン材（２）、及び本発明の熱交換器用のアルミニウム合金フィン材（３）の融点は、ろう付温度以上の温度であればよいが、好ましくは５９５℃以上、特に好ましくは６００℃以上、より好ましくは６０５℃以上である。また、本発明の熱交換器用のアルミニウム合金フィン材（１）、本発明の熱交換器用のアルミニウム合金フィン材（２）、及び本発明の熱交換器用のアルミニウム合金フィン材（３）のろう付加熱後の引張強度は、１４５ＭＰａ以上、好ましくは１５０ＭＰａ以上、特に好ましくは１５５ＭＰａ以上である。なお、ろう付加熱した後の引張強度の測定であるが、先ず、測定試料を、窒素ガス雰囲気炉内で加熱して、５９０℃で３分間保持し、次いで、５０℃／分の冷却速度で冷却し、次いで、その後室温で１週間放置して、引張試験用サンプルとした。次いで、得られる引張試験用サンプルに対し、ＪＩＳ Ｚ２２４１に従って引張試験を実施した。
本発明の熱交換器用のアルミニウム合金フィン材（１）の製造方法、本発明の熱交換器用のアルミニウム合金フィン材（２）の製造方法、及び本発明の熱交換器用のアルミニウム合金フィン材（３）の製造方法について、以下に説明する。なお、以下では、本発明の熱交換器用のアルミニウム合金フィン材（１）の製造方法、本発明の熱交換器用のアルミニウム合金フィン材（２）の製造方法、及び本発明の熱交換器用のアルミニウム合金フィン材（３）の製造方法を総称して、本発明の熱交換器用のアルミニウム合金フィン材の製造方法と呼ぶ。
本発明の熱交換器用のアルミニウム合金フィン材の製造方法は、本発明の熱交換器用のアルミニウム合金フィン材（１）、本発明の熱交換器用のアルミニウム合金フィン材（２）、又は本発明の熱交換器用のアルミニウム合金フィン材（３）いずれかの熱交換器用のアルミニウム合金フィン材の製造方法であり、
双ロール式連続鋳造圧延法により、板状鋳塊を得る鋳造工程と、該板状鋳塊を１回又は２回以上のパスで冷間圧延を行い、熱交換器用のアルミニウム合金フィン材を得る冷間圧延工程と、を有し、
該冷間圧延工程における冷間圧延時のロールと材料の接触弧長をＬ（ｍｍ）とし、圧延機入側と圧延機出側の板厚の合計の半分をＨ（ｍｍ）とし、圧延形状比をＬ／Ｈと定義すると、該冷間圧延工程では、冷間圧延の各パスの圧延形状比の最小値が１．０以上であり、
該冷間圧延工程における冷間圧延の最初のパス前、パスとパスとの間又は最終のパス後に、１回以上の焼鈍処理を行い、該１回以上の焼鈍処理のうち、最も高温で行う焼鈍処理の最高到達温度が、３７０〜５２０℃であること、
を特徴とする熱交換器用のアルミニウム合金フィン材の製造方法である。
双ロール式連続鋳造圧延法により、板状鋳塊を得る鋳造工程と、該板状鋳塊を１回又は２回以上のパスで冷間圧延を行い、熱交換器用のアルミニウム合金フィン材を得る冷間圧延工程と、を有し、
該冷間圧延工程における冷間圧延時のロールと材料の接触弧長をＬ（ｍｍ）とし、圧延機入側と圧延機出側の板厚の合計の半分をＨ（ｍｍ）とし、圧延形状比をＬ／Ｈと定義すると、該冷間圧延工程では、冷間圧延の各パスの圧延形状比の最小値が１．０以上であり、
該冷間圧延工程における冷間圧延の最初のパス前、パスとパスとの間又は最終のパス後に、１回以上の焼鈍処理を行い、該１回以上の焼鈍処理のうち、最も高温で行う焼鈍処理の最高到達温度が、３７０〜５２０℃であること、
を特徴とする熱交換器用のアルミニウム合金フィン材の製造方法である。
本発明の熱交換器用のアルミニウム合金フィン材の製造方法では、先ず、Ａｌ地金やＡｌ母合金を溶解炉で溶解し、所定のアルミニウム合金組成、すなわち、 本発明の熱交換器用のアルミニウム合金フィン材（１）に係るアルミニウム合金組成、本発明の熱交換器用のアルミニウム合金フィン材（２）に係るアルミニウム合金組成、又は本発明の熱交換器用のアルミニウム合金フィン材（３）に係るアルミニウム合金組成が得られるように、溶湯の成分を調整し、この溶湯を鋳造して鋳塊を得る。次いで、得られた鋳塊を１回又は２回以上のパスで冷間圧延し、冷間圧延の最初のパス前、パスとパスの間又は最終の冷間圧延のパス後に焼鈍して、アルミニウム合金フィン材を得る。
そして、本発明の熱交換器用のアルミニウム合金フィン材の製造方法では、鋳造工程を双ロール式鋳造圧延法で行い、且つ、冷間圧延工程での圧延形状比及び冷間圧延の最初のパス前、パスとパスの間又は最終のパス後に行う焼鈍処理での最高到達温度を適切に制御することにより、本発明の熱交換器用のアルミニウム合金フィン材（１）、本発明の熱交換器用のアルミニウム合金フィン材（２）、及び本発明の熱交換器用のアルミニウム合金フィン材（３）に規定する金属組織が得られる。
本発明の熱交換器用のアルミニウム合金フィン材の製造方法に係る鋳造工程では、双ロール式連続鋳造圧延法により、本発明の熱交換器用のアルミニウム合金フィン材（１）に係るアルミニウム合金組成、本発明の熱交換器用のアルミニウム合金フィン材（２）に係るアルミニウム合金組成、又は本発明の熱交換器用のアルミニウム合金フィン材（３）に係るアルミニウム合金組成を有する板状鋳塊を得る。双ロール式連続鋳造圧延法とは、耐火物製の給湯ノズルから一対の水冷ロール間にアルミニウム溶湯を供給し、薄板を連続的に鋳造圧延する方法であり、ハンター法や３Ｃ法などが知られている。鋳造時の冷却速度は、ろう付加熱後の強度の向上に寄与する。そして、双ロール式連続鋳造圧延法では、鋳造時の冷却速度がＤＣ（Ｄｉｒｅｃｔ Ｃｈｉｌｌ）鋳造法や双ベルト式連続鋳造法に比べて数倍〜数百倍大きい。例えば、ＤＣ鋳造法の場合の冷却速度が０．５〜２０℃／秒であるのに対し、双ロール式連続鋳造圧延法の場合の冷却速度は１００〜１０００℃／秒である。そのため、鋳造時に生成する第２相粒子が、ＤＣ鋳造法や双ベルト式連続鋳造圧延法に比べて微細且つ密に分散する特徴がある。この高密度に分散した第２相粒子は、周長密度が高いため、ろう付加熱後の強度の向上に寄与する。
本発明の熱交換器用のアルミニウム合金フィン材の製造方法に係る冷間圧延工程は、鋳造工程を行い得られた板状鋳塊を冷間圧延する工程である。本発明の熱交換器用のアルミニウム合金フィン材の製造方法に係る冷間圧延工程では、板状鋳塊を１回又は２回以上のパスで冷間圧延を行い、最終板厚まで圧延加工する。
冷間圧延工程における圧延形状比は、ろう付加熱後の強度の向上に寄与する。そして、本発明の熱交換器用のアルミニウム合金フィン材の製造方法に係る冷間圧延工程では、冷間圧延の各パスの圧延形状比（Ｌ／Ｈ）の最小値は、１．０以上、好ましくは３．０以上、より好ましくは５．０以上である。圧延形状比が上記範囲未満だと、圧延時に板に負荷されるせん断力が不足して第２相粒子が砕かれず、第２相粒子の周長密度が過小となるため、ろう付加熱後の強度が高くならない。
なお、圧延形状比「Ｌ／Ｈ」とは、冷間工程における冷間圧延時のロールと材料の接触弧長をＬ（ｍｍ）とし、圧延機入側と圧延機出側の板厚の合計の半分をＨ（ｍｍ）としたときの「Ｌ／Ｈ」の値である。また、冷間圧延工程にける圧延形状比Ｌ／Ｈの計算方法を以下に示す。あるパスにおける圧延機入側の板厚をｈ１（ｍｍ）、圧延機出側の板厚をｈ２（ｍｍ）とし、圧延ロールの半径をＲ（ｍｍ）とすると、圧延ロールと板の接触弧長Ｌ（ｍｍ）は、Ｌ≒［Ｒ・（ｈ１−ｈ２）］１／２と近似できるため、圧延形状比は次式で表せる。
Ｌ／Ｈ≒［Ｒ・（ｈ１−ｈ２）］１／２／［（ｈ１＋ｈ２）／２］
Ｌ／Ｈ≒［Ｒ・（ｈ１−ｈ２）］１／２／［（ｈ１＋ｈ２）／２］
本発明の熱交換器用のアルミニウム合金フィン材の製造方法では、冷間圧延工程における冷間圧延の最初のパス前、パスとパスの間又は最終のパスの後に、１回以上の焼鈍処理を行い、且つ、その１回以上の焼鈍処理のうち、最も高温で行う焼鈍処理の最高到達温度が、３７０〜５２０℃、好ましくは３７０〜４８０℃、より好ましくは３７０〜４５０℃である。最も高温で焼鈍した焼鈍処理の最高到達温度は、ろう付加熱後の強度の向上に寄与する。最高到達温度が上記範囲未満だと、第２相粒子形成の駆動力が過小で第２相粒子の周長密度が過小となるため、ろう付加熱後の強度が高くならず、また、最高到達温度が上記範囲を超えると、第２相粒子がオストワルド成長し第２相粒子の周長密度が過小となるため、ろう付加熱後の強度が高くならない。また、適切な圧延性が確保されるためには、焼鈍処理の最高到達温度は５２０℃以下が好ましい。なお、焼鈍処理を１回のみ行う場合は、その１回の焼鈍処理温度が、最も高温で焼鈍した焼鈍処理の最高到達温度とする。
以下に、実施例を示して、本発明を具体的に説明するが、本発明は、以下に示す実施例に限定されるものではない。
（実施例及び比較例）
表１〜表３に示す組成を有する合金を双ロール式連続鋳造圧延法により、板厚６ｍｍの鋳塊を得た。次いで、表１〜表３に示す製造条件で、得られた板状鋳塊を２〜７回のパスで冷間圧延し、次いで、バッチ式焼鈍炉で焼鈍処理を行い、さらに２〜７回のパスで冷間圧延し、質別Ｈ１４で最終板厚が０．０５ｍｍのアルミニウム合金フィン材を作製した。
次いで、得られたアルミニウム合金フィン材を試料として、ろう付加熱前に第２相粒子の周長密度、比抵抗の評価を行い、ろう付加熱後の引張強さ、ろう付性、耐食性の評価を行った。測定方法及び評価方法は、下記の通りである。その結果を、表４〜表６に示す。なお、表１〜表３において製造性が「×」のものは、試料を製造できなかったため、これらの評価を行うことができなかった。
表１〜表３に示す組成を有する合金を双ロール式連続鋳造圧延法により、板厚６ｍｍの鋳塊を得た。次いで、表１〜表３に示す製造条件で、得られた板状鋳塊を２〜７回のパスで冷間圧延し、次いで、バッチ式焼鈍炉で焼鈍処理を行い、さらに２〜７回のパスで冷間圧延し、質別Ｈ１４で最終板厚が０．０５ｍｍのアルミニウム合金フィン材を作製した。
次いで、得られたアルミニウム合金フィン材を試料として、ろう付加熱前に第２相粒子の周長密度、比抵抗の評価を行い、ろう付加熱後の引張強さ、ろう付性、耐食性の評価を行った。測定方法及び評価方法は、下記の通りである。その結果を、表４〜表６に示す。なお、表１〜表３において製造性が「×」のものは、試料を製造できなかったため、これらの評価を行うことができなかった。
なお、表１〜表３の合金組成表において、「−」は、スパーク放電発光分光分析装置の検出限界以下の含有量であったことを意味し、「残部」は残部Ａｌと不可避的不純物からなることを意味する。また、製造工程の「最高到達温度」とは、焼鈍処理の最高到達温度を指し、「圧延形状比の最小値」とは、冷間圧延の圧延形状比の最小値を指す。
（第２相粒子の周長密度）
各試料について、板厚中央のＬ−ＳＴ面（圧延方向と板厚方向を含む平面）を電界放出型走査電子顕微鏡（ＦＥ−ＳＥＭ）により２万倍の倍率で撮影し、円相当径０．０３０μｍ以上０．５０μｍ未満の第２相粒子について周長（μｍ）を画像解析ソフトで測定して、周長の総和を撮影面積で除することにより周長密度を算出した。同様に、板厚中央のＬ−ＳＴ面を電界放出型走査電子顕微鏡（ＦＥ−ＳＥＭ）により３千倍の倍率で撮影し、円相当径０．５０μｍ以上の第２相粒子について周長（μｍ）を画像解析ソフトで測定して、周長の総和を撮影面積で除することにより周長密度を算出した。同一試料について５視野で周長密度の算出を行って、それらの算術平均値をもって周長密度とした。
各試料について、板厚中央のＬ−ＳＴ面（圧延方向と板厚方向を含む平面）を電界放出型走査電子顕微鏡（ＦＥ−ＳＥＭ）により２万倍の倍率で撮影し、円相当径０．０３０μｍ以上０．５０μｍ未満の第２相粒子について周長（μｍ）を画像解析ソフトで測定して、周長の総和を撮影面積で除することにより周長密度を算出した。同様に、板厚中央のＬ−ＳＴ面を電界放出型走査電子顕微鏡（ＦＥ−ＳＥＭ）により３千倍の倍率で撮影し、円相当径０．５０μｍ以上の第２相粒子について周長（μｍ）を画像解析ソフトで測定して、周長の総和を撮影面積で除することにより周長密度を算出した。同一試料について５視野で周長密度の算出を行って、それらの算術平均値をもって周長密度とした。
（比抵抗）
ＪＩＳ−Ｈ０５０５に従って、各試料について２０℃の恒温曹内で電気抵抗を測定し、比抵抗を算出した。
ＪＩＳ−Ｈ０５０５に従って、各試料について２０℃の恒温曹内で電気抵抗を測定し、比抵抗を算出した。
（ろう付加熱後の強度）
各試料をろう付加熱した後、５０℃／分の冷却速度で冷却し、その後室温で１週間放置してサンプルとした。ろう付加熱は、窒素ガス雰囲気炉内で加熱して５９０℃で３分間保持して行った。そして各サンプルに対し、ＪＩＳ Ｚ２２４１に従って引張試験を実施した。引張強さが１４５ＭＰａ以上のものを○とした。
各試料をろう付加熱した後、５０℃／分の冷却速度で冷却し、その後室温で１週間放置してサンプルとした。ろう付加熱は、窒素ガス雰囲気炉内で加熱して５９０℃で３分間保持して行った。そして各サンプルに対し、ＪＩＳ Ｚ２２４１に従って引張試験を実施した。引張強さが１４５ＭＰａ以上のものを○とした。
（ろう付性）
フィン材をコルゲート成形し、ＪＩＳ−Ａ３００３合金を心材とし、ＪＩＳ−Ａ４０４５合金をろう材とする厚さ０．２０ｍｍの板材を偏平形状に成形したチューブとを組付けて、チューブ材のろう材側表面に濃度３％のフッ化物系フラックスを塗布した後、窒素ガス雰囲気中５９０℃で３分間ろう付加熱を行い、熱交換器のミニコアを作製した。このミニコアについて、フィン材とチューブ材との接合部を目視で観察して、フィンの座屈及び溶融の有無からろう付性を評価した。座屈も溶融も無かった場合を○、座屈又は溶融が有った場合を×とした。
フィン材をコルゲート成形し、ＪＩＳ−Ａ３００３合金を心材とし、ＪＩＳ−Ａ４０４５合金をろう材とする厚さ０．２０ｍｍの板材を偏平形状に成形したチューブとを組付けて、チューブ材のろう材側表面に濃度３％のフッ化物系フラックスを塗布した後、窒素ガス雰囲気中５９０℃で３分間ろう付加熱を行い、熱交換器のミニコアを作製した。このミニコアについて、フィン材とチューブ材との接合部を目視で観察して、フィンの座屈及び溶融の有無からろう付性を評価した。座屈も溶融も無かった場合を○、座屈又は溶融が有った場合を×とした。
（耐食性）
ろう付性評価用ミニコアと同様に作製したミニコアについて、ＪＩＳ−Ｈ８６８１のキャス試験法に準拠した腐食試験を２週間行った。試験後のチューブのろう材側の腐食状況及びフィンの腐食状態を評価した。チューブに貫通孔が発生しなかったものを○、チューブに貫通孔が発生したものを×とした。また、フィンの自己腐食が少ないものを○、フィンの自己腐食が多いものを×とした。
ろう付性評価用ミニコアと同様に作製したミニコアについて、ＪＩＳ−Ｈ８６８１のキャス試験法に準拠した腐食試験を２週間行った。試験後のチューブのろう材側の腐食状況及びフィンの腐食状態を評価した。チューブに貫通孔が発生しなかったものを○、チューブに貫通孔が発生したものを×とした。また、フィンの自己腐食が少ないものを○、フィンの自己腐食が多いものを×とした。
実施例１〜８７では、合金組成が本発明に規定する範囲にあり、また、その製造条件も本発明に規定する条件を満たすものである。これらの本発明例では製造性が良好であり、金属組織が本発明で規定する条件を満たしていた。そしてこれらの本発明例では、ろう付加熱後強度、ろう付性、耐食性のいずれも合格であった。
比較例１〜９では、合金組成が本発明に規定する範囲外であり、以下のような結果となった。
比較例１では、Ｆｅ含有量が過少であり、第２相粒子の周長密度が過小であったため、ろう付加熱後強度が不合格となった。
比較例２では、Ｆｅ含有量が過多であり、ろう付加熱後の結晶粒が微細であったため、ろう付性が不合格となった。
比較例３では、Ｍｎ含有量が過少であり、第２相粒子の周長密度が過小であったため、ろう付加熱後強度が不合格となった。
比較例４では、Ｍｎ含有量が過多であり、冷間圧延中に割れが生じ、フィン材を製造できなかった。
比較例５では、Ｃｕ含有量およびＺｎ含有量が過多であり、材料融点が低かったため、ろう付性が不合格となった。また、自己腐食速度が増加したため、耐食性が不合格となった。
比較例６では、Ｃｕ含有量およびＺｎ含有量が過少であり、第２相粒子の周長密度および比抵抗が過少であったため、ろう付加熱後強度が不合格となった。また、自然電位が貴であったため、耐食性が不合格となった。
比較例７〜９ではそれぞれ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｃｒ含有量が過多であり、冷間圧延中に割れが生じ、フィン材を製造できなかった。
比較例１０〜１２では、製造条件が本発明で規定する条件から外れたものであり、以下のような結果となった。
比較例１０では、最も高温で焼鈍した焼鈍工程の最高到達温度が過小であり、第２相粒子の周長密度が過小であったため、ろう付加熱後強度が不合格となった。
比較例１１では、最も高温で焼鈍した焼鈍工程の最高到達温度が過大であり、第２相粒子の周長密度が過小であったため、ろう付加熱後強度が不合格となった。
比較例１２では、冷間圧延工程での圧延形状比の最小値が過小であり、第２相粒子の周長密度が過小であったため、ろう付加熱後強度が不合格となった。
比較例１３〜２１では、合金組成が本発明で規定する範囲外であり、以下のような結果となった。
比較例１３では、Ｆｅ含有量が過少であり、第２相粒子の周長密度が過小であったため、ろう付後加熱強度が不合格となった。
比較例１４では、Ｆｅ含有量が過多であり、ろう付加熱後の結晶粒が微細であったため、ろう付性が不合格となった。
比較例１５では、Ｍｎ含有量が過少であり、第２相粒子の周長密度が過小であったため、ろう付加熱後強度が不合格となった。
比較例１６では、Ｍｎ含有量が過多であり、冷間圧延中に割れが生じ、フィン材を製造できなかった。
比較例１７では、Ｃｕ含有量およびＺｎ含有量が過多であり、材料融点が低かったため、ろう付性が不合格となった。また、自己腐食速度が増加したため、耐食性が不合格となった。
比較例１８では、Ｃｕ含有量およびＺｎ含有量が過少であり、第２相粒子の周長密度および比抵抗が過少であったため、ろう付加熱後強度が不合格となった。また、自然電位が貴であったため、耐食性が不合格となった。
比較例１９〜２１ではそれぞれ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｃｒ含有量が過多であり、冷間圧延中に割れが生じ、フィン材を製造できなかった。
比較例２２〜２４では、製造条件が本発明で規定する条件から外れたものであり、以下のような結果となった。
比較例２２では、最も高温で焼鈍した焼鈍工程の最高到達温度が過小であり、第２相粒子の周長密度が過小であったため、ろう付加熱後強度が不合格となった。
比較例２３では、最も高温で焼鈍した焼鈍工程の最高到達温度が過大であり、第２相粒子の周長密度が過小であったため、ろう付加熱後強度が不合格となった。
比較例２４では、冷間圧延工程での圧延形状比の最小値が過小であり、第２相粒子の周長密度が過小であったため、ろう付加熱後強度が不合格となった。
比較例２５〜３３では、合金組成が本発明で規定する範囲外であり、以下のような結果となった。
比較例２５では、Ｆｅ含有量が過少であり、第２相粒子の周長密度が過小であったため、ろう付加熱後強度が不合格となった。
比較例２６では、Ｆｅ含有量が過多であり、ろう付加熱後の結晶粒が微細であったため、ろう付性が不合格となった。
比較例２７では、Ｍｎ含有量が過少であり、第２相粒子の周長密度が過小であったため、ろう付加熱後強度が不合格となった。
比較例２８では、Ｍｎ含有量が過多であり、冷間圧延中に割れが生じ、フィン材を製造できなかった。
比較例２９では、Ｃｕ含有量およびＺｎ含有量が過多であり、材料融点が低かったため、ろう付性が不合格となった。また、自己腐食速度が増加したため、耐食性が不合格となった。
比較例３０では、Ｓｉ含有量が過少であり、第２相粒子の周長密度および比抵抗が過少であったため、ろう付加熱後強度が不合格となった。
比較例３１〜３３ではそれぞれ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｃｒ含有量が過多であり、冷間圧延中に割れが生じ、フィン材を製造できなかった。
比較例３４〜３６では、製造条件が本発明で規定する条件から外れたものであり、以下のような結果となった。
比較例３４では、最も高温で焼鈍した焼鈍工程の最高到達温度が過小であり、第２相粒子の周長密度が過小であったため、ろう付加熱後強度が不合格となった。
比較例３５では、最も高温で焼鈍した焼鈍工程の最高到達温度が過大であり、第２相粒子の周長密度が過小であったため、ろう付加熱後強度が不合格となった。
比較例３６では、冷間圧延工程での圧延形状比の最小値が過小であり、第２相粒子の周長密度が過小であったため、ろう付加熱後強度が不合格となった。
本発明の熱交換器用のアルミニウム合金フィン材は、ろう付加熱後の強度が高く、且つ、ろう付性に優れるので、従来のものと比較して、板厚の薄肉化を実現できることから、特に自動車の熱交換器用として有用である。
Claims (5)
- Ｓｉ：０．０５〜０．５質量％、Ｆｅ：０．０５〜０．７質量％、Ｍｎ：１．０〜２．０質量％、Ｃｕ：０．５〜１．５質量％及びＺｎ：３．０〜７．０質量％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、
Ｌ−ＳＴ面において、円相当径が０．０３０μｍ以上０．５０μｍ未満の第２相粒子の周長密度が０．３０μｍ／μｍ２以上であり、円相当径が０．５０μｍ以上の第２相粒子の周長密度が０．０３０μｍ／μｍ２以上であり、
２０℃での比抵抗が０．０３０μΩｍ以上であること、
を特徴とする熱交換器用のアルミニウム合金フィン材。 - Ｓｉ：０．５〜１．０質量％、Ｆｅ：０．０５〜０．７質量％、Ｍｎ：１．０〜２．０質量％、Ｃｕ：０．３〜１．２質量％及びＺｎ：２．２〜５．８質量％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、
Ｌ−ＳＴ面において、円相当径が０．０３０μｍ以上０．５０μｍ未満の第２相粒子の周長密度が０．３０μｍ／μｍ２以上であり、円相当径が０．５０μｍ以上の第２相粒子の周長密度が０．０３０μｍ／μｍ２以上であり、
２０℃での比抵抗が０．０３０μΩｍ以上であること、
を特徴とする熱交換器用のアルミニウム合金フィン材。 - Ｓｉ：１．０〜１．５質量％、Ｆｅ：０．０５〜０．７質量％、Ｍｎ：１．０〜２．０質量％、Ｃｕ：０．０５〜０．５質量％及びＺｎ：０．５〜３．０質量％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、
Ｌ−ＳＴ面において、円相当径が０．０３０μｍ以上０．５０μｍ未満の第２相粒子の周長密度が０．３０μｍ／μｍ２以上であり、円相当径が０．５０μｍ以上の第２相粒子の周長密度が０．０３０μｍ／μｍ２以上であり、
２０℃での比抵抗が０．０３０μΩｍ以上であること、
を特徴とする熱交換器用のアルミニウム合金フィン材。 - 前記アルミニウム合金が、更に、Ｔｉ：０．０５〜０．３質量％、Ｚｒ：０．０５〜０．３質量％及びＣｒ：０．０５〜０．３質量％から選択される１種又は２種以上を更に含有することを特徴とする請求項１〜３のいずれか１項記載の熱交換器用のアルミニウム合金フィン材。
- 請求項１〜４のいずれか１項記載の熱交換器用のアルミニウム合金フィン材の製造方法であり、
双ロール式連続鋳造圧延法により、板状鋳塊を得る鋳造工程と、該板状鋳塊を１回又は２回以上のパスで冷間圧延を行い、熱交換器用のアルミニウム合金フィン材を得る冷間圧延工程と、を有し、
該冷間圧延工程における冷間圧延時のロールと材料の接触弧長をＬ（ｍｍ）とし、圧延機入側と圧延機出側の板厚の合計の半分をＨ（ｍｍ）とし、圧延形状比をＬ／Ｈと定義すると、該冷間圧延工程では、冷間圧延の各パスの圧延形状比の最小値が１．０以上であり、
該冷間圧延工程における冷間圧延の最初のパス前、パスとパスとの間又は最終のパス後に、１回以上の焼鈍処理を行い、該１回以上の焼鈍処理のうち、最も高温で行う焼鈍処理の最高到達温度が、３７０〜５２０℃であること、
を特徴とする熱交換器用のアルミニウム合金フィン材の製造方法。
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