JP4669710B2

JP4669710B2 - ブレージング用フィン材およびその製造方法

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Publication number: JP4669710B2
Application number: JP2005041204A
Authority: JP
Inventors: 晃川原; 昭男新倉
Original assignee: Furukawa Sky Aluminum Corp
Current assignee: Furukawa Sky Aluminum Corp
Priority date: 2005-02-17
Filing date: 2005-02-17
Publication date: 2011-04-13
Anticipated expiration: 2025-02-17
Also published as: JP2006225721A

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する。

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大量のひずみが残存して、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。また、素材強度が高いとコバ等から割れが生じ、薄肉での圧延中にコイルが破断する問題もある。

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、導電率、耐食性、ろう付中の耐ろう拡散性に優れるだけでなく、安定に生産するためには圧延性をはじめとした生産性を材料面から考慮する必要がある。
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、ろう付加熱後の特性、特に強度に優れ、また、ろう付加熱中の耐ろう拡散性、およびコルゲート成形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可能な製造方法を提供することを目的とする。

本発明は、
（１）１．４ｍａｓｓ％を越え１．８ｍａｓｓ％以下のＦｅ、０．８ｍａｓｓ％以上１．０ｍａｓｓ％以下のＳｉ、および１．０ｍａｓｓ％以上３．０ｍａｓｓ％未満のＭｎ、残部がＡｌおよび不可避不純物からなり、中間焼鈍前に焼鈍を行うことなく、板厚０．１ｍｍ以下にて最後に行う中間焼鈍後に、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アルミニウム合金を板厚圧下率３０％未満で冷間圧延して製造されたことを特徴とするブレージング用フィン材、
（２）１．４ｍａｓｓ％を越え１．８ｍａｓｓ％以下のＦｅ、０．８ｍａｓｓ％以上１．０ｍａｓｓ％以下のＳｉ、および１．０ｍａｓｓ％以上３．０ｍａｓｓ％未満のＭｎ、（ａ）３．０ｍａｓｓ％以下のＺｎ、０．３ｍａｓｓ％以下のＩｎ、０．３％ｍａｓｓ以下のＳｎの１種または２種以上、および／または（ｂ）０．２５ｍａｓｓ％以下のＣｕ、０．１ｍａｓｓ％以下のＴｉ、０．１ｍａｓｓ％以下のＺｒの１種または２種以上、および／または（ｃ）０．２ｍａｓｓ％以下のＮｉ、０．２ｍａｓｓ％以下のＣｒ、０．２ｍａｓｓ％以下のＣｏの１種または２種以上、残部がＡｌおよび不可避不純物からなる組成の合金であって、中間焼鈍前に焼鈍を行うことなく、板厚０．１ｍｍ以下にて最後に行う中間焼鈍後に、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アルミニウム合金を板厚圧下率３０％未満で冷間圧延して製造されたことを特徴とするブレージング用フィン材、
（３）前記最後の中間焼鈍を３００〜４８０℃、３０〜１５０分で行うことを特徴とする（１）又は（２）記載のブレージング用フィン材、
（４）１．４ｍａｓｓ％を越え１．８ｍａｓｓ％以下のＦｅ、０．８ｍａｓｓ％以上１．０ｍａｓｓ％以下のＳｉ、および１．０ｍａｓｓ％以上３．０ｍａｓｓ％未満のＭｎ、残部がＡｌおよび不可避不純物からなるアルミニウム合金を、中間焼鈍前に焼鈍を行うことなく、板厚０．１ｍｍ以下にて最終の中間焼鈍を行い、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有するようにし、その後板厚圧下率３０％未満で冷間圧延することを特徴とするブレージング用フィン材の製造方法、および
（５）１．４ｍａｓｓ％を越え１．８ｍａｓｓ％以下のＦｅ、０．８ｍａｓｓ％以上１．０ｍａｓｓ％以下のＳｉ、および１．０ｍａｓｓ％以上３．０ｍａｓｓ％未満のＭｎ、（ａ）３．０ｍａｓｓ％以下のＺｎ、０．３ｍａｓｓ％以下のＩｎ、０．３％ｍａｓｓ以下のＳｎの１種または２種以上、および／または（ｂ）０．２５ｍａｓｓ％以下のＣｕ、０．１ｍａｓｓ％以下のＴｉ、０．１ｍａｓｓ％以下のＺｒの１種または２種以上、および／または（ｃ）０．２ｍａｓｓ％以下のＮｉ、０．２ｍａｓｓ％以下のＣｒ、および０．２ｍａｓｓ％以下のＣｏの１種または２種以上、残部がＡｌおよび不可避不純物からなる組成の合金を、中間焼鈍前に焼鈍を行うことなく、板厚０．１ｍｍ以下にて最終の中間焼鈍を行い、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有するようにし、その後板厚圧下率３０％未満で冷間圧延することを特徴とするブレージング用フィン材の製造方法、および
（６）前記最終の中間焼鈍を３００〜４８０℃、３０〜１５０分で行うことを特徴とする（４）又は（５）記載のブレージング用フィン材の製造方法
を提供するものである。

本発明では薄肉化が進むフィン材の特性を改善できる。具体的には、薄肉化の際に必要である、ろう付加熱後の引張強さと導電率（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）、およびコルゲート成形性を改善できる。さらに本発明は、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、１．４ｍａｓｓ％を越え１．８ｍａｓｓ％以下のＦｅ、０．８ｍａｓｓ％以上１．０ｍａｓｓ％以下のＳｉ、および１．０ｍａｓｓ％以上３．０ｍａｓｓ％未満のＭｎ、残部がＡｌおよび不可避不純物からなり、中間焼鈍前に焼鈍を行うことなく、板厚０．１ｍｍ以下にて最後に行う中間焼鈍後に、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アルミニウム合金を板厚圧下率３０％未満で冷間圧延して製造されたブレージング用フィン材である。

また、本発明の別の実施態様は、１．４ｍａｓｓ％を越え１．８ｍａｓｓ％以下のＦｅ、０．８ｍａｓｓ％以上１．０ｍａｓｓ％以下のＳｉ、および１．０ｍａｓｓ％以上３．０ｍａｓｓ％未満のＭｎ、残部がＡｌおよび不可避不純物からなるアルミニウム合金を、中間焼鈍前に焼鈍を行うことなく、板厚０．１ｍｍ以下にて最終の中間焼鈍を行い、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有するようにし、その後板厚圧下率３０％未満で冷間圧延するブレージング用フィン材の製造方法である。

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。
本発明ではＡｌ−Ｆｅ−Ｍｎ−Ｓｉ系金属間化合物が微細に分散し、それらが中間焼鈍時に転位や亜結晶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目的である。必須元素である鉄（Ｆｅ）、ケイ素（Ｓｉ）、マンガン（Ｍｎ）はいずれもフィン材のろう付後の強度向上、及び微細な金属間化合物を得て、再結晶を粗大化する目的で含有させるものである。

Ｆｅの含有量が１．４ｍａｓｓ％以下では強度の向上が十分ではなく、１．８ｍａｓｓ％を超えると晶出相が粗大化し、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。また晶出相の大部分がＡｌ−Ｆｅ（−Ｓｉ）系となるため、フィン材の耐食性が低下する。上記効果からＦｅの含有量は１．５ｍａｓｓ％を超え１．７ｍａｓｓ％未満の範囲が好ましい。
Ｓｉの含有量が少ない場合、金属間化合物の大部分がＡｌ−Ｍｎ系の化合物となる。この化合物は微細であり、加熱時の再結晶粗大化には有効であるが、ろう付加熱によってそのほとんどが母相中に再固溶するためろう付加熱後の強度が低下する。この理由から０．８ｍａｓｓ％未満では含有量が不十分である。また、１．０ｍａｓｓ％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０．８５ｍａｓｓ％を超え０．９５ｍａｓｓ％未満が好ましい。

本発明でフィン材のろう付後強度のために最も重要な元素はＭｎである。Ｍｎの含有量が１．０ｍａｓｓ％未満では、ろう付後の強度を十分に得ることができない。逆にＭｎの含有量が３．０ｍａｓｓ％以上ではろう付前の素材強度が高くなり圧延性が低下する。上記理由より含有量は、好ましくは１．１ｍａｓｓ％を超え、２．４ｍａｓｓ％未満の範囲である。

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）、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）のうちの１種または２種以上を加えても良い。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、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（例えばニッケル（Ｎｉ）、銅（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含有量の上限はそれぞれ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、上述の元素の以外の残部は、Ａｌおよび不可避不純物から成るものである。

次に本発明において、最後に行う中間焼鈍後の結晶組織を規定した理由を説明する。本発明は高強度フィンを主な対象にしているため、中間焼鈍によって再結晶させることが必須である。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。これに対して、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、中間焼鈍後の再結晶粒径は粗大化する。本発明の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未満の長さの径を有する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見た表面積の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。この圧延材を得るためには、例えば、上記組成のＡｌ合金を双ロール連続鋳造圧延法により、鋳造速度５００〜３００ｍｍ／ｍｉｎで、板厚２〜９ｍｍの板状鋳塊に作製し、通常の冷間圧延の条件で板厚０．１ｍｍ以下に圧延して、３００〜４８０℃、３０〜１５０分の最後の最後の中間焼鈍を行なえばよい。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、得られるフィン材の成形性が劣り、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け加熱後の強度が低下する。
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後の中間焼鈍を、板厚０．１ｍｍ以下で行なうことに限定したのは、これ以上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る。本発明は、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ことを目的とするので、最後の中間焼鈍は最終板厚に近い板厚で行う。本発明においてアルミニウム合金は、最後の中間焼鈍を行ったのち冷間圧延によってブレージング用フィン材に製造するが、その際の冷間圧延率を３０％未満に規定した理由も、同様にろう付時のエロージョンと、圧延時のコバ割れを防ぐためである。最後の中間焼鈍後の冷間圧延における板厚圧下率（冷間圧延率）は１２〜２８％であることが好ましい。

中間焼鈍後のフィン材の結晶組織を観察するには、得られた合金フィン材を王水中に浸漬し、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、通常、板厚方向に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。本発明において、表層から見た表面積の圧延方向に長さ１０ｍｍ以上の径を有する再結晶粒が占める割合は８０％以上であり、８５〜１００％が好ましい。
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、その後本発明の規定範囲の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。また、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、２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１：参考例１）は、繊維組織からのそれ（図２：参考例２）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、２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では１ｍｍ、図２では０．５ｍｍである。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２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。
本発明においては、上記で説明された条件以外は、適宜常法を用いてフィン材を製造することができる。

以上説明したように、本発明規定のアルミニウム合金から製造されるフィン材は、ろう付後の特性、特に強度とろう付加熱中の耐ろう拡散性に優れる。また、フィン材に製造する際の薄肉における冷間圧延性、レベリング、スリッティングなどが問題なく製造できるものである。

以下に本発明を実施例により詳細に述べる。
実施例
（本発明例）
表１に示す本発明規定組成のＡｌ合金Ｎｏ．１を溶解し、得られた溶湯をロール径８８０ｍｍの双ロールを用いた連続鋳造圧延法により溶湯の冷却速度１０００ｍｍ／ｍｉｎで幅１０００ｍｍの板状鋳塊に鋳造して、コイル状に巻き取り、板厚０．１ｍｍ以下で、４００℃、１２０分間の最後の中間焼鈍を行なった。中間焼鈍後、後述のマクロ観察により、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。次いでこれを板厚圧下率２０％で冷間圧延して本発明例１のフィン材を製造した。同様にして、表１に示す本発明規定組成のＡｌ合金Ｎｏ．２〜５を用いて、それぞれ本発明例２〜５のフィン材を製造した。

（比較例）
表１に示す本発明規定外組成のＡｌ合金Ｎｏ．６〜１１を用いた他は、本発明例１〜５と同様にして、それぞれ比較例６〜１１のフィン材を製造した。
また、本発明規定組成である表１中の合金Ｎｏ．１を用いたが、中間焼鈍を２８０℃で６００分に変更した以外は本発明例１〜５と同様に比較例１２のフィン材を製造した。

（試験例）
本発明例および比較例のフィン材について、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。上記のような製造上の不具合によって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或いは評価した。これらの試験、評価結果を表２に示す。
表２で圧延中の破断の有無は、前記の冷間圧延中の破断の有無である。
また、最終中間焼鈍後、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、評価した。表２では、再結晶組織が、圧延方向に長さ１０ｍｍ以上の径の再結晶粒が表面積に対して、８０％以上の場合には○、８０％未満６０％以上であった場合には△、６０％以下の場合は×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。
また、以下の評価試験を行なった。それぞれの試験結果について表２に示した。
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ＪＩＳＺ２２４１に準じ、導電率はＪＩＳＨ０５０５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。
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指示し、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、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。

表２から明らかなように、本発明例１〜５のフィン材は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、フィン材に製造することができた。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が高く、コルゲート形成され、フィン溶けも生じなかった。

一方、比較例６は添加Ｆｅ量が多いため、晶出相が粗大化した。そのため再結晶の核生成サイトが増し、再結晶が数百μｍに微細化した。その結果、垂下量が増加し、フィン溶けが生じた。
比較例７はＦｅ量が少なく、ＭｎとＳｉの晶析出量が減少したため、ろう付相当加熱後の引張強さと導電率が低下した。代わりに初晶Ｓｉが生成したため、再結晶の核となりグレインサイズが数百μｍに微細化した。初晶Ｓｉとグレインサイズによりフィン溶けが生じた。
比較例８は添加Ｓｉ量が多いために、ろう付時フィン溶けが生じた。また、初晶Ｓｉが生成したため、再結晶の核となりグレインサイズが微細化し、１０ｍｍ以下となった。これによりフラットネスが悪化し、レベリングを行えなかった。
比較例９はＳｉが少なく、Ａｌ−Ｆｅ−Ｍｎ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。
比較例１０は、添加Ｍｎ量が多く、圧延中に破断した。残部から作製したフィン材は、ろう付相当加熱後の導電率が低下していた。
比較例１１は、添加Ｍｎ量が少ないため、第二相分散粒子の大部分がＡｌ−Ｆｅ−Ｓｉ系金属間化合物となっていた。Ａｌ−Ｆｅ−Ｓｉ系化合物は、Ａｌ−Ｆｅ−Ｍｎ−Ｓｉ系金属間化合物と比較して粗大であるため、再結晶の核生成サイトとなり、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。また、ろう付相当加熱後の引張強さが低下した。
比較例１２は、ろう付中、およびろう付加熱後のフィン特性は問題なかったが、レベリングおよびスリッティング工程においてフラットネスの悪化により通板が困難であった。

参考例１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。参考例２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

１．４ｍａｓｓ％を越え１．８ｍａｓｓ％以下のＦｅ、０．８ｍａｓｓ％以上１．０ｍａｓｓ％以下のＳｉ、および１．０ｍａｓｓ％以上３．０ｍａｓｓ％未満のＭｎ、残部がＡｌおよび不可避不純物からなり、中間焼鈍前に焼鈍を行うことなく、板厚０．１ｍｍ以下にて最後に行う中間焼鈍後に、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アルミニウム合金を板厚圧下率３０％未満で冷間圧延して製造されたことを特徴とするブレージング用フィン材。
１．４ｍａｓｓ％を越え１．８ｍａｓｓ％以下のＦｅ、０．８ｍａｓｓ％以上１．０ｍａｓｓ％以下のＳｉ、および１．０ｍａｓｓ％以上３．０ｍａｓｓ％未満のＭｎ、（ａ）３．０ｍａｓｓ％以下のＺｎ、０．３ｍａｓｓ％以下のＩｎ、０．３％ｍａｓｓ以下のＳｎの１種または２種以上、および／または（ｂ）０．２５ｍａｓｓ％以下のＣｕ、０．１ｍａｓｓ％以下のＴｉ、０．１ｍａｓｓ％以下のＺｒの１種または２種以上、および／または（ｃ）０．２ｍａｓｓ％以下のＮｉ、０．２ｍａｓｓ％以下のＣｒ、０．２ｍａｓｓ％以下のＣｏの１種または２種以上、残部がＡｌおよび不可避不純物からなる組成の合金であって、中間焼鈍前に焼鈍を行うことなく、板厚０．１ｍｍ以下にて最後に行う中間焼鈍後に、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アルミニウム合金を板厚圧下率３０％未満で冷間圧延して製造されたことを特徴とするブレージング用フィン材。
前記最後の中間焼鈍を３００〜４８０℃、３０〜１５０分で行うことを特徴とする請求項１又は２記載のブレージング用フィン材。
１．４ｍａｓｓ％を越え１．８ｍａｓｓ％以下のＦｅ、０．８ｍａｓｓ％以上１．０ｍａｓｓ％以下のＳｉ、１．０ｍａｓｓ％以上３．０ｍａｓｓ％未満のＭｎ、残部がＡｌおよび不可避不純物からなるアルミニウム合金を、中間焼鈍前に焼鈍を行うことなく、板厚０．１ｍｍ以下にて最終の中間焼鈍を行い、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有するようにし、その後板厚圧下率３０％未満で冷間圧延することを特徴とするブレージング用フィン材の製造方法。
１．４ｍａｓｓ％を越え１．８ｍａｓｓ％以下のＦｅ、０．８ｍａｓｓ％以上１．０ｍａｓｓ％以下のＳｉ、および１．０ｍａｓｓ％以上３．０ｍａｓｓ％未満のＭｎ、（ａ）３．０ｍａｓｓ％以下のＺｎ、０．３ｍａｓｓ％以下のＩｎ、０．３％ｍａｓｓ以下のＳｎの１種または２種以上、および／または（ｂ）０．２５ｍａｓｓ％以下のＣｕ、０．１ｍａｓｓ％以下のＴｉ、０．１ｍａｓｓ％以下のＺｒの１種または２種以上、および／または（ｃ）０．２ｍａｓｓ％以下のＮｉ、０．２ｍａｓｓ％以下のＣｒ、および０．２ｍａｓｓ％以下のＣｏの１種または２種以上、残部がＡｌおよび不可避不純物からなる組成の合金を、中間焼鈍前に焼鈍を行うことなく、板厚０．１ｍｍ以下にて最終の中間焼鈍を行い、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有するようにし、その後板厚圧下率３０％未満で冷間圧延することを特徴とするブレージング用フィン材の製造方法。
前記最終の中間焼鈍を３００〜４８０℃、３０〜１５０分で行うことを特徴とする請求項４又は５記載のブレージング用フィン材の製造方法。