JP4669709B2 - ブレージング用フィン材およびその製造方法 - Google Patents

Description

本発明はブレージング用フィン材およびその製造方法に関し、詳しくは、強度、熱伝導性、耐食性、耐ろう拡散性に優れ、薄肉化が可能で、良好な圧延性を有するブレージング用アルミニウム合金フィン材、およびその製造方法に関するものである。

ブレージングによってラジエータなどの自動車用熱交換器に使用されるフィン材は、従来、コルゲート成形され、チューブ材と組み合わせてろう付接合される。近年熱交換器の軽量化、コスト低減の要求がますます高まり、フィン材はじめ主要部材の薄肉化がさらに進行している。フィン材を薄くする際、熱交換器の特性を維持、向上するため、近年のフィン材はさまざまな元素を添加したり、工程を検討することによって、高強度化を実現している。例えば添加元素を変更した例として、強度と熱伝導性に優れたＡｌ−Ｆｅ−Ｎｉ系合金フィン材（特許文献１，２参照）が提案されている。しかし、この合金はフィンの薄肉化のためには、自己耐食性に関し課題の残る合金であった。また、工程を検討した例として、連続鋳造圧延での冷却速度を規定して強度および導電性を高めたＡｌ−Ｆｅ−Ｍｎ−Ｓｉ系合金フィン材（特許文献３参照）があるが、特許文献３中に記載されているとおり、このフィン材は素材の再結晶粒径が極端に小さい。従ってろう付中にろう拡散によってフィン材が座屈する可能性が高く、薄肉化には適さない。特許文献４ではろう付後強度、熱伝導性、自己耐食性、および耐エロージョン性に優れたフィン材が提案されている。しかしながら、概文献に記載のフィン材の最終冷間圧延率は１５〜５０％であるが、最終冷間圧延率が１５％と５０％では、素材強度、結晶組織形状が大きく異なるのは明白であり、これは耐エロージョン性について考慮されていないことを示している。また、概文献の実施例を見ると、全ての実施例における中間焼鈍は１分未満の連続式焼鈍を用いている。最終板厚と最終冷間圧延率から逆算すると、板厚０．１１ｍｍにおいて連続式焼鈍を行っており、これは工業用設備においてはかなり困難な、限定された設備でのみ実施可能な条件といえる。一般的な連続式焼鈍炉は、コスト、性能の点から板厚０．３〜１．０ｍｍで実施することが前提とされている。例えば板厚０．３ｍｍにおいて連続焼鈍を行い、その後０．０８ｍｍまで冷間圧延するとすると、最終冷間圧延率は７０％を超え、エロージョンが発生する可能性が極めて高い。

さらに、特許文献５では双ロール連続鋳造圧延を用いることにより、高強度・高熱伝導性を有するフィン材を提案している。このフィン材はろう付加熱まで圧延組織（繊維状組織）を保持することによって耐ろう拡散性を高めている。しかしながら、ろう付加熱まで圧延組織を有する材料の内部にはひずみが残存して、素材の強度が高くなる恐れがある。フィン素材強度が高いと、スプリングバック量が多いことから、フィン材の成形性が低下し、コルゲートやプレス成形を行えない可能性がある。

以上のように、フィン材の薄肉化には、ろう付加熱後の強度、熱伝導性、耐食性が必要なばかりではなく、ろう付加熱前の素材強度、ろう付中の耐ろう拡散性に優れる必要があり、そのためには素材の結晶組織を粗大な再結晶にする必要がある。
特開平７−２１６４８５号公報 特開平８−１０４９３４号公報 国際公開ＷＯ００／０５４２６号パンフレット 特開２００２−２５６４０２号公報 特開２００２−２４１９１０号公報

本発明は、ろう付加熱後の強度、熱伝導性、耐食性に優れ、ろう付加熱前の素材強度が低くコルゲート形成性に優れ、さらにろう付加熱中の耐ろう拡散性に優れたブレージング用フィン材およびそのフィン材を安定に製造する方法を提供することを目的とする。

本発明は、
（１）Ｆｅ：１．０％を超え２．２％以下（組成を示す％は「ｍａｓｓ％」を意味する。以下同様。）、Ｓｉ：０．５〜１．５％及びＭｎ：０．４〜１．３％を必須成分として含み、選択成分として、Ｚｎを３．０％以下と、さらに下記（ａ）及び(ｂ）で示された元素群の１つまたは２つ以上の元素とを含有し、残部Ａｌ及び不可避的不純物からなるアルミニウム合金を、溶湯の冷却速度１０℃／秒以上で鋳造し、板厚０．１ｍｍ以下で行う最終の中間焼鈍を３００℃〜４８０℃の範囲で行い、該焼鈍によりアルミニウム合金を再結晶させて形成された、表層から見た表面積の８０％以上が圧延方向に長さ１０ｍｍ以上の径を有する再結晶粒によって占められる結晶組織を持つ圧延材に、圧下率３０％以下の最終冷間圧延を行うことを特徴とするブレージング用フィン材の製造方法。
（ａ）Ｉｎ：０．３％以下（零を含まない）、Ｓｎ：０．３％以下（零を含まない）の一方または両者
（ｂ）Ｔｉ：０．１％以下（零を含まない）、Ｚｒ：０．１％以下（零を含まない）の１種または２種
（２）Ｆｅ：１．０％を超え２．２％以下、Ｓｉ：０．５〜１．５％及びＭｎ：０．４〜１．３％を必須成分として含み、選択成分として、Ｚｎを３．０％以下と、下記（ａ）及び(ｂ）で示された元素群の１つまたは２つ以上の元素とを含有し、残部Ａｌ及び不可避的不純物からなるアルミニウム合金を、溶湯の冷却速度１０℃／秒以上で鋳造し、板厚０．１ｍｍ以下で行う最終の中間焼鈍を３００℃〜４８０℃の範囲で行い、該焼鈍によりアルミニウム合金を再結晶させて形成された、表層から見た表面積の８０％以上が圧延方向に長さ１０ｍｍ以上の径を有する再結晶粒によって占められる結晶組織を持つ圧延材に、圧下率３０％以下の最終冷間圧延を行ない製造されたことを特徴とするブレージング用フィン材。
（ａ）Ｉｎ：０．３％以下（零を含まない）、Ｓｎ：０．３％以下（零を含まない）の一方または両者
（ｂ）Ｔｉ：０．１％以下（零を含まない）、Ｚｒ：０．１％以下（零を含まない）の１種または２種
を提供するものである。

本発明では合金の組成と、製造工程、さらに結晶組織を規定することによって薄肉化が進むフィン材の特性を改善できる。具体的には、本発明のフィン材は、薄肉化の際に必要である、ろう付加熱後の引張強さ、熱伝導性（熱交換器の耐圧強度、熱性能のため）、垂下量（熱交換器組み付け製造時の強度）、耐フィン溶け性（耐ろう拡散）、耐食性およびコルゲート形成性を改善できる。さらに本発明によれば、これらの高性能フィン材を安定に製造することができる。

本発明の一つの実施態様は、上記（１）のブレージング用フィン材の製造方法である。

また、本発明の別の実施態様は、上記（２）のブレージング用フィン材である。

本発明において、フィン材に用いられるアルミニウム（Ａｌ）合金の組成を上記のように限定した理由を以下に説明する。
必須元素である鉄（Ｆｅ）とケイ素（Ｓｉ）は、ろう付後の強度向上、及び微細な金属間化合物を得て再結晶粒を粗大化する目的で添加する。
Ｆｅの含有量が１．０ｍａｓｓ％以下では強度の向上が十分ではなく、２．２ｍａｓｓ％を超えると本発明で規定する冷却速度であっても晶出相が粗大化し、再結晶の核生成サイトが増すために再結晶組織が微細となる。またフィン材の耐食性が低下する。上記効果の点からＦｅの含有量は１．２ｍａｓｓ％を超え１．８ｍａｓｓ％未満の範囲が好ましい。

Ｓｉの含有量が０．２ｍａｓｓ％以下ではろう付加熱後の強度が不足する。また、２．０ｍａｓｓ％を超えると合金の融点が低下し、ブレージング用フィン材として用いる場合にろう材の拡散によってフィン材が座屈してしまう。Ｓｉの含有量は、０．５ｍａｓｓ％以上、１．５ｍａｓｓ％以下である。

本発明のフィン材には、ろう付加熱後の強度をさらに向上させるために、さらにマンガン（Ｍｎ）を含有させる。さらにニッケル（Ｎｉ）を含有させても良い。Ｍｎを加えると晶出する分散相がＡｌ−Ｆｅ−Ｍｎ−Ｓｉ系に変化し、ろう付加熱後の強度がさらに向上する。しかし、過度の含有はフィン材の熱伝導性を低下させるので、好ましいＭｎ含有量の上限は１．３ｍａｓｓ％である。Ｎｉを過度に含有させた場合は熱伝導性が低下する影響はほとんどないが、耐食性が低下することから１．３ｍａｓｓ％がＮｉ含有量の上限である。

さらにまた、本発明のフィン材を構成するＡｌ合金には、前記の必須元素に加え、犠牲陽極効果を有する亜鉛（Ｚｎ）を含有させてもよい。また、インジウム（Ｉｎ）、スズ（Ｓｎ）のうちの１種または２種以上、または／および強度向上に有効な銅（Ｃｕ）、チタン（Ｔｉ）、ジルコニウム（Ｚｒ）を加えても良い。Ｚｎ、Ｉｎ、Ｓｎの添加は、犠牲陽極効果の付与とともに、フィン材自身の自己耐食性が劣化するので、それぞれの含有量の上限は好ましくはＺｎ；３．０ｍａｓｓ％，Ｉｎ；０．３ｍａｓｓ％，Ｓｎ；０．３ｍａｓｓ％である。また、上述の強化元素を多量に加えると、Ｃｕ、Ｔｉの場合にはろう付後のフィン材の熱伝導性や、耐食性、犠牲陽極効果が、Ｚｒの場合には圧延性、疲労特性が低下するので、これらの元素を加える場合の好ましい含有量の上限はそれぞれ、Ｃｕ；０．２５ｍａｓｓ％，Ｔｉ；０．１ｍａｓｓ％，Ｚｒ；０．１ｍａｓｓ％である。
上述の元素の他に、化合物をさらに微細化する元素（例えばクロム（Ｃｒ）、コバルト（Ｃｏ））を本発明のフィン材に加えても構わない。その場合には、フィン材の耐食性、結晶組織制御の観点から好ましい上限は０．２ｍａｓｓ％である。
本発明のフィン材に用いられるアルミニウム合金の組成は、上述の元素の他、残部Ａｌおよび不可避不純物から成るものである。

次に製造工程において、本発明で規定した条件について説明する。鋳造時の冷却速度を１０℃／秒以上と規定することによって、本来は高組成（ＦｅとＳｉが高濃度）になると粗大化するＡｌ−Ｆｅ−Ｓｉ系金属間化合物を微細に分散させるものである。微細な分散相は、最終の焼鈍時に粒界の移動を妨げる効果によって粗大な再結晶組織を得ることができると同時に、分散硬化によってろう付加熱後のフィン材の強度を向上することができる。冷却速度は１５〜５×１０^３℃／秒が好ましい。

最終の中間焼鈍によってアルミニウム合金を再結晶させるのは、本発明が高強度フィンを主な対象にしているためである。再結晶させてO材にせずとも０．１ｍｍ以下の板厚で、冷間圧延や、レベリング、スリッティングが容易に行える材料、例えば、フィン材素材強度が１７０ＭＰａ以下のようなフィン材では本発明の製造方法を適用せずとも、容易にフィン材を製造できる。本発明は、中間焼鈍によって軟化させないと、素材強度が１７０ＭＰａ以上となって製造が困難となるような高強度フィン材に好適なものである。

本発明規定で規定される組成をもつアルミニウム合金には、微細な金属間化合物が密に分散しているため、最終の中間焼鈍後の再結晶粒径は粗大化する。本発明における結晶組織に関する規定は、本発明者らが種々の結晶粒径を持つフィン材を観察した結果得た知見に基づいている。すなわち、圧延方向に１０ｍｍ未満の長さを持つ粗大な再結晶組織では、各結晶方位によって強度が異なるため、条材のフラットネスが保てず、冷間圧延率の制御やレベリング、スリッティングライン通板が困難になる。フラットネスを保つには、表面積の約８０％以上がこのように、繊維組織に近い粗大展伸組織、例えば略楕円形状の再結晶粒を有する必要がある。
本発明においては、最後の中間焼鈍後の圧延材の表層からみた表面積の８０％以上を占める再結晶粒の径の長さは、圧延材表面における圧延方向で、１０ｍｍ以上、好ましくは１０〜８０ｍｍ、さらに好ましくは１０〜４０ｍｍである。
なお、本発明で、「表層から見た表面積」とは、板厚方向と垂直な面（ＬＴ−ＳＴ面）から目視で見たときの表面積をいい、その際の圧延材の大きさ（長さおよび幅）はいくつでも良い。スリッターを施した製品条幅でも、スリッター前の圧延全幅でも構わない。測定の便利上、製品条幅が好ましいが、どの大きさで測定しようとも結果は同じである。

フィン材を再結晶させる最終の中間焼鈍を、板厚０．１ｍｍ以下で行なうことに限定したのは、０．１ｍｍを超える厚さの板厚で焼鈍を行った場合、本発明の他の要件を満たしても、０．１ｍｍ以下、例えば０．０６ｍｍの最終板厚まで圧延すると相当量のひずみが蓄えられ、ろう付加熱の際の再結晶組織が微細になってろう材のエロージョン（浸食）が生じやすくなるためである。また、多量のひずみが蓄えられた高強度フィン材は、素材強度が高くなり、コバ割れなどの不良が生じ、コルゲート形成性が悪くなる。本発明では、最後の中間焼鈍は最終板厚に近い板厚で行うので、最終冷間圧延率が低く、耐ろう材エロージョン性と生産性に優れたフィン材を製造するができる。
０．１ｍｍ以下の板厚における最終の中間焼鈍は、３００℃から４８０℃で行うことによって本発明で規定する結晶組織が得られる。本発明では、微細な分散相によって粗大な再結晶組織を得るものであり、従って通常のフィン材用アルミニウム合金よりも再結晶温度は一般に高温になる。よって３００℃から４８０℃という温度範囲は、通常のフィン材用アルミニウム合金を再結晶させるための焼鈍温度より高温である。中間焼鈍の温度が低すぎると十分に強度が低下しないため、得られるフィン材は成形性に劣り、また、高すぎると析出粒子が粗大化し、得られるフィン材のろう付加熱後の強度が低下する。具体的な再結晶温度は、合金組成や工程によって変わるため、それぞれの再結晶温度を評価してから決定するのが好ましい。また、連続式焼鈍では粗大な再結晶組織が得られないことがあるため、バッチ式の焼鈍を行うことが好ましい。焼鈍時間については特に限定はないが、一般的な３０分から６時間の範囲で行えば良い。

最終焼鈍以外の中間焼鈍をバッチ式加熱炉で行う場合には温度範囲を２５０℃〜４５０℃が好ましく、かつ再結晶が完了しない温度とする。２５０℃未満では軟化が不十分のため冷間圧延性に劣り、コバ割れなどが発生する。また４５０℃以上では析出相が粗大化し冷間圧延性に劣る。焼鈍時間は特に定めないが３０分〜４時間が望ましい。３０分未満ではコイル全体の温度を安定させるのが難しく、４時間を越えるのはエネルギーが無駄なためである。中間焼鈍を連続式加熱炉で行う場合は、焼鈍温度４００〜６００℃の範囲で保持時間は２０秒以下が好ましい。

中間焼鈍後の圧延材の結晶組織を観察するには、王水中に浸漬し、板材表面を直接観察すれば良い。本発明のような粗大な結晶組織を観察するには目視で十分である。圧延方向に粗大である結晶粒は、板厚方向に通常１〜２個の結晶粒しか有さないため、表層からの観察を行えば良い。表層における圧延方向に長さ１０ｍｍ以上である再結晶粒が占める割合は、表面積当たり８０％以上であり、好ましくは８５〜１００％である。
最終の中間焼鈍後のサンプルを採取出来ない場合には、フィン製品を観察しても良い。なぜならば中間焼鈍で粗大な結晶組織になっている場合、その後、本発明で規定されるような低い圧延率で圧延した後の結晶組織もほぼ同等なものとなるためである。

さらに、ろう付後の再結晶組織から加熱前の再結晶組織を推定することも可能である。ろう付加熱後の再結晶粒径が本発明のように粗大であるためには、通常のろう付加熱条件（約６００℃×数分）を鑑みると、加熱前の結晶組織は繊維組織か、粗大再結晶組織のどちらかに限定できる。微細な再結晶組織をろう付加熱しても１０ｍｍ以上に成長するほどろう付による加熱時間は長くはない。
さらに、繊維組織から再結晶した組織と、粗大再結晶組織から再結晶した組織では、結晶粒界の形状が異なる。すなわち図１〜４のろう付け加熱前後におけるフィン材結晶組織の写真に示すように粗大再結晶組織から再結晶した結晶粒界（図１，２：本発明例）は、繊維組織からのそれ（図３，４：比較例）と比較し、鋸歯状になる。これは繊維組織からの再結晶する場合と異なり、一度再結晶することにより歪みが低減したことによって再結晶の駆動力が小さくなっており、さらに中間焼鈍温度が高いため析出が進み、粒界の移動を妨げる分散粒子が多いためである。このような違いに注目すると、ろう付後の再結晶組織から、加熱前の再結晶組織が推定でき、さらに中間焼鈍温度直後の再結晶組織を推測できる。なお、図１〜４において、各上段はろう付け前、各下段はろう付け後を示し、スケールの最小目盛りは図１，２では１ｍｍ、図３，４では０．５ｍｍである。また、再結晶粒サイズは、長径（圧延方向。図中左右方向）で測定したものである。図３、４では、上段に示すろう付け前の完全繊維状組織から下段に示すろう付け後の再結晶組織へ再結晶し、結晶粒の形状が大きく変化する。これに対して、図１、２では、上段に示すろう付け前の再結晶組織は、下段に示すろう付け後の図では圧延方向に若干展伸して、異方性の特徴が弱くなっており、結晶組織の短径（巾方向。図中上下方向）が太くなり、再結晶が生じているが、鋸歯状の形状の結晶粒界を維持している。すなわち、ろう付け後において、図１、２に示されるような再結晶組織（圧延方向に長さ１０ｍｍ以上の径を有する粗大な鋸歯状の再結晶粒が表面積の８０％以上を占める組織）であれば、中間焼鈍後の再結晶組織が本発明で規定する再結晶組織であることが推測できる。

上記に規定された条件以外は、常法によりアルミニウム合金からコイルなどの圧延材を作成することができる。
本発明においては、上記のように作成された圧延材に圧下率３０％以下の最終冷間圧延を行ってブレージング用フィン材を製造するものである。圧下率は１２〜２８％であることが好ましい。また、圧下率以外の条件は、通常の条件に従い冷間圧延を行なうことができる。

以上説明したように、本発明による合金組成、製造方法によって作製されたフィン材は、ろう付後の特性、特に高強度でありながら、熱伝導性、耐食性、ろう付加熱中の耐ろう拡散性および薄肉時の冷間圧延性、レベリング、スリッティングなどが容易なフィン材生産性、およびコルゲート形成性に優れるものである。

以下に本発明を実施例に基づいてさらに詳細に説明する。
実施例
（本発明例）
表１に示す合金Ｎｏ．Ａの組成のＡｌ合金を溶解し、得られた溶湯を表２に示される冷却速度により得られた鋳塊を、表２に示す製造工程に従い、ロール径８８０ｍｍの双ロールを用いた連続鋳造圧延法により幅１０００ｍｍの板状鋳塊に鋳造してコイル状に巻き取り、次いでこれを焼鈍、冷間圧延して実施例Ｎｏ．１のフィン材を製造した。中間焼鈍後、表層からみた再結晶粒の圧延方向の径の長さの最大のものは１８ｍｍであり、１０ｍｍ以上の再結晶粒は、表面積の約９０％を占めていた。前記連続鋳造圧延法における溶湯の冷却速度は、鋳塊のミクロ観察を行いデントライトアームスペーシングを測定することによって求めた。
次いで、使用合金を表１に示す合金Ｎｏ．Ｂ〜Ｆに代え、溶湯の冷却速度、製造工程を表２に示すように、本発明規定条件内で種々に変化させ、Ｎｏ．２〜６のフィン材を製造した。また、Ｎｏ．１〜６において最終の中間焼鈍後、および圧延完了後の結晶組織を、Ａｌ合金フィン材２００ｍｍ×２０ｍｍの表面を王水に浸漬することによりマクロエッチングして、マクロ組織を観察し、結果を表２に示した。表２では表層における再結晶組織が、圧延方向に長さ１０ｍｍ以上の径である再結晶粒によって表面積の８０％以上が占められている場合には○、８０％未満６０％以上の場合は△、６０％未満の場合は×で示した。なお、表面積中の１０ｍｍ以上の再結晶粒が占める割合は、マクロエッチングしたフィン材表面の写真を画像としてコンピュータに取り込み、画像解析ツールを用いて解析した。

（比較例１）
表１に示す本発明規定外組成である合金Ｎｏ．Ｇ〜ＫのＡｌ合金を用い、表２に示した製造条件を用いてＮｏ．７〜１１のフィン材を製造した。最終の中間焼鈍後、および圧延完了後に本発明例と同様に結晶組織を評価した。結果を表２に示す。

（比較例２）
フィン材の製造条件を表２に示すように本発明規定外とし、合金Ｎｏ．Ａ〜Ｅを用いてＮｏ．１２〜１６のフィン材を製造した。最終の中間焼鈍後、および圧延完了後に本発明例と同様に結晶組織を評価した。結果を表２に示す。

（試験例）
本発明例、比較例１および比較例２で製造されたＮｏ．１〜１６のフィン材について、以下の評価試験を行なった。
耐垂下性は、フィン材を突き出し長さが５０ｍｍとなるように水平に支持し、６００℃で１０分間加熱、加熱後の垂下量（ｍｍ）を測定し、評価した。
また、前記フィン材をろう付相当条件（６００℃×４分）で加熱したのち、引張強さ、および導電率を測定した。引張強さはＪＩＳ Ｚ ２２４１に準じ、導電率はＪＩＳ Ｈ ０５０５に準じてそれぞれ評価した。
ここで、導電率は熱伝導性の指標であり、フィンの導電率が５％ＩＡＣＳ向上すると、熱交換器の熱効率は１％程度向上する。
一方で、コルゲート状に成形したフィン材を、長さ１００ｍｍのチューブ材に組み付け、ろう付けにより５段のミニコアを作製した。このミニコアについてフィン溶けの有無をミクロ観察により調べて評価した。フィン溶けの評価は、特開２００３−３４８５１号公報記載の内容と同等の基準で行った。
また、冷間圧延中に破断したか否か、また、レベリングおよびスリッティング工程において通板出来なかった、或いは困難だったか否かを評価した。これら工業的に製造出来なかったものについては、残部をラボ設備を用いてフィン材に冷間圧延して試験した。これらの試験結果を表３に示す。

表３から明らかなように、本発明例である実験Ｎｏ．２、３、６においては、製造工程において、いずれも冷間圧延中に破断せず、また、レベリング、スリッティングラインも問題なく通板し、コルゲート状に成形してフィン材を製造することができた。また、フィン材は、耐垂下性に優れ、ろう付加熱後における引張強さと導電率（熱伝導性）が高く、フィン溶けも生じなかった。
一方、Ｎｏ．７は添加Ｆｅ量が多いため、晶出相が粗大化した。そのため圧延中に破断した。また、再結晶の核生成サイトが増したため、再結晶が微細となった。その結果、垂下量が増加し、フィン溶けが生じた。
逆にＮｏ．８はＦｅ量が少なく、初晶Ｓｉが生成したため、再結晶がミクロンオーダーであった。その結果垂下量が増加し、フィン溶けが生じた。またＦｅ量が少ないため、ろう付加熱後の引張強さ、導電率がともに低下した。
Ｎｏ．９はＮｏ．８にＭｎを添加した分、引張強さは向上したが、導電率はさらに低下した。Ｓｉは初晶ではなく、Ａｌ−Ｍｎ−Ｓｉ系の金属間化合物として分散したため、結晶組織が粗大化し、レベリング工程に通板不可であった。耐フィン溶け性は改善された。
Ｎｏ．１０は添加Ｓｉ量が多いため、Ｎｏ．８と同様に初晶Ｓｉが生成した。
Ｎｏ．１１はＳｉ量が少なく、Ａｌ−Ｆｅ系の晶出物が粗大化し、再結晶の核生成サイトとなった。従って中間焼鈍後のグレインサイズが圧延方向で４〜５ｍｍとなった。さらに、Ｓｉ量が不足したため、ろう付加熱後の引張強さが低下した。
Ｎｏ．１２は鋳造時の冷却速度が低いため、晶出相が粗大化した。グレインサイズが数μｍまで微細化し、またろう付加熱後の引張強さと導電率も低下した。
Ｎｏ．１３は最終の冷間圧延率が高く、従ってフィン材まで圧延した際に内部ひずみ量が多く、再結晶の核生成サイトが増した。これによりろう付加熱時の再結晶組織が微細となり、垂下量が増加し、フィン溶けが生じた。また、冷間圧延率が高いことにより、ろう付加熱前のフィン材素板の引張強さが増加し、圧延中に破断した。
Ｎｏ．１４は最終の中間焼鈍温度が低く、再結晶が生じず、ファイバー組織を維持した。Ｎｏ．１３と同様にろう付加熱前のフィン材素板の引張強さが増加し、圧延中に破断が生じた。
Ｎｏ．１５は最終の中間焼鈍温度が高すぎて、金属間化合物の一部が母相に固溶した。これによりろう付加熱後の引張強さ、導電率がともに低下した。サイズの小さい金属間化合物が優先して母相に固溶したため、粒界のピン止め効果が働かず、ろう付加熱後の再結晶粒が微細化した。このため垂下量が増し、フィン溶けが生じた。
Ｎｏ．１６は一回目の中間焼鈍を連続式焼鈍で行った。これによって材料内部のひずみ量が減少し、二回目（最終）の中間焼鈍時に再結晶の駆動力が低下した。従って再結晶が生じず、ファイバー組織を維持した。ろう付加熱前のフィン材素板の引張強さが増加し、圧延中に破断が生じた。

本発明のフィン材のろう付け加熱前後における結晶組織の一例の写真である。 本発明のフィン材のろう付け加熱前後における結晶組織の一例の写真である。 従来のフィン材のろう付け加熱前後における結晶組織の一例の写真である。 従来のフィン材のろう付け加熱前後における結晶組織の一例の写真である。

Claims (2)

1. Ｆｅ：１．０％を超え２．２％以下（組成を示す％は「ｍａｓｓ％」を意味する。以下同様。）、Ｓｉ：０．５〜１．５％及びＭｎ：０．４〜１．３％を必須成分として含み、選択成分として、Ｚｎを３．０％以下と、さらに下記（ａ）及び(ｂ)で示された元素群の１つまたは２つ以上の元素とを含有し、残部Ａｌ及び不可避的不純物からなるアルミニウム合金を、溶湯の冷却速度１０℃／秒以上で鋳造し、板厚０．１ｍｍ以下で行う最終の中間焼鈍を３００℃〜４８０℃の範囲で行い、該焼鈍によりアルミニウム合金を再結晶させて形成された、表層から見た表面積の８０％以上が圧延方向に長さ１０ｍｍ以上の径を有する再結晶粒によって占められる結晶組織を持つ圧延材に、圧下率３０％以下の最終冷間圧延を行うことを特徴とするブレージング用フィン材の製造方法。
   （ａ）Ｉｎ：０．３％以下（零を含まない）、Ｓｎ：３．０％以下（零を含まない）の一方または両者
   （ｂ）Ｔｉ：０．１％以下（零を含まない）、Ｚｒ：０．１％以下（零を含まない）
   の１種または２種
2. Ｆｅ：１．０％を超え２．２％以下、Ｓｉ：０．５〜１．５％及びＭｎ：０．４〜１．３％を必須成分として含み、選択成分として、Ｚｎを３．０％以下と、さらに下記（ａ）及び(ｂ）で示された元素群の１つまたは２つ以上の元素とを含有し、残部Ａｌ及び不可避的不純物からなるアルミニウム合金を、溶湯の冷却速度１０℃／秒以上で鋳造し、板厚０．１ｍｍ以下で行う最終の中間焼鈍を３００℃〜４８０℃の範囲で行い、該焼鈍によりアルミニウム合金を再結晶させて形成された、表層から見た表面積の８０％以上が圧延方向に長さ１０ｍｍ以上の径を有する再結晶粒によって占められる結晶組織を持つ圧延材に、圧下率３０％以下の最終冷間圧延を行ない製造されたことを特徴とするブレージング用フィン材。
   （ａ）Ｉｎ：０．３％以下（零を含まない）、Ｓｎ：３．０％以下（零を含まない）の一方または両者
   （ｂ）Ｔｉ：０．１％以下（零を含まない）、Ｚｒ：０．１％以下（零を含まない）の１種または２種