高強度アルミニウム合金フィン材の製造方法
【課題】ろう付け後において高い強度と熱伝導率を有し、耐サグ性、耐エロージョン性、自己耐食性、犠牲陽極効果に優れた熱交換器用アルミニウム合金フィン材およびその製造方法を提供する。
【解決手段】Ｓｉ：０．８〜１．４wt％、Ｆｅ：０．１５〜０．７wt％、Ｍｎ：１．５〜３．０wt％、Ｚｎ：０．５〜２．５wt％を含み、さらに不純物としてのＭｇを０．０５wt％以下に限定し、残部が通常の不純物とＡｌからなる化学組成を有する溶湯を注湯して、双ベルト式鋳造機により厚さ５〜１０ｍｍの薄スラブを連続的に鋳造してロールに巻き取った後、板厚１．０〜６．０ｍｍに冷間圧延し、２００〜３５０℃で第１次中間焼鈍を施し、更に冷間圧延を行って、板厚０．０５〜０．４ｍｍに冷間圧延し、３６０〜４５０℃での第２次中間焼鈍を施し、最終冷延率１０〜５０％未満の冷間圧延を行って最終板厚４０〜２００μｍとすることを特徴とする、熱交換器用高強度アルミニウム合金フィン材の製造方法。
【解決手段】Ｓｉ：０．８〜１．４wt％、Ｆｅ：０．１５〜０．７wt％、Ｍｎ：１．５〜３．０wt％、Ｚｎ：０．５〜２．５wt％を含み、さらに不純物としてのＭｇを０．０５wt％以下に限定し、残部が通常の不純物とＡｌからなる化学組成を有する溶湯を注湯して、双ベルト式鋳造機により厚さ５〜１０ｍｍの薄スラブを連続的に鋳造してロールに巻き取った後、板厚１．０〜６．０ｍｍに冷間圧延し、２００〜３５０℃で第１次中間焼鈍を施し、更に冷間圧延を行って、板厚０．０５〜０．４ｍｍに冷間圧延し、３６０〜４５０℃での第２次中間焼鈍を施し、最終冷延率１０〜５０％未満の冷間圧延を行って最終板厚４０〜２００μｍとすることを特徴とする、熱交換器用高強度アルミニウム合金フィン材の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、ろう付け性に優れた熱交換器用アルミニウム合金フィン材およびその製造方法に関し、詳しくは、ラジエータ、カーヒータ、カーエアコンなどのようにフィンと作動流体通路構成材料とがろう付けにより接合される熱交換器に用いられるアルミニウム合金フィン材であって、ろう付け前の強度が適度であるためフィン成形が容易で、つまりろう付け前の強度が高すぎてフィン成形が困難となることが無く、しかも、ろう付け後の強度が高く、且つ伝熱特性、耐エロージョン性、耐サグ性、犠牲陽極効果、自己耐食性に優れた熱交換器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。
【背景技術】
【０００２】
自動車のラジエータ、エアコン、インタークーラー、オイルクーラーなどの熱交換器は、Ａｌ−Ｃｕ系合金、Ａｌ−Ｍｎ系合金、Ａｌ−Ｍｎ−Ｃｕ系合金などからなる作動流体通路構成材料と、Ａｌ−Ｍｎ系合金などからなるフィンとをろう付けすることにより組立てられる。フィン材には、作動流体通路構成材料を防食するために犠牲陽極効果が要求されるとともに、ろう付け時の高温加熱により変形したり、ろうが浸透したりしないように優れた耐サグ性、耐エロージョン性が要求される。
【０００３】
フィン材としてＪＩＳ ３００３、ＪＩＳ ３２０３などのＡｌ−Ｍｎ系アルミニウム合金が使用されるのは、Ｍｎがろう付け時の変形やろうの浸食を防ぐために有効に作用するためである。Ａｌ−Ｍｎ系合金フィン材に犠牲陽極効果を付与するためには、この合金にＺｎ、Ｓｎ、Ｉｎなどを添加して電気化学的に卑にする方法（特許文献１（特開昭６２−１２０４５５号公報））などがあり、耐高温座屈性（耐サグ性）をさらに向上させるためには、Ａｌ−Ｍｎ系合金にＣｒ、Ｔｉ、Ｚｒなどを含有させる方法（特許文献２（特開昭５０−１１８９１９号公報））などがある。
【０００４】
しかし、最近では、熱交換器の軽量化、コスト低減がますます強く要求され、作動流体通路構成材料、フィン材などの熱交換器構成材料をさらに薄肉化することが必要となってきている。しかし、例えばフィンを薄肉化すると伝熱断面積が小さくなるために熱交換性能が低下し、製品としての熱交換器の強度、耐久性にも問題が生じるところから、一層高い伝熱性能とろう付け後の強度、耐サグ性、耐エロージョン性、自己耐食性が望まれている。
【０００５】
従来のＡｌ−Ｍｎ系合金では、ろう付け時の加熱によりＭｎが固溶するため、熱伝導率が低下するという問題点がある。この難点を解決するフィン材として、Ｍｎ含有量を０．８wt％以下に制限し、Ｚｒ：０．０２〜０．２wt％およびＳｉ：０．１〜０．８wt％を含むアルミニウム合金が提案されている（特許文献３（特公昭６３−２３２６０号公報））。この合金は改善された熱伝導率を有するが、Ｍｎが少ないためろう付け後の強度が不十分で、熱交換器として使用中にフィン倒れや変形が生じ易く、また電位が十分に卑でないために犠牲陽極効果が小さいという欠点がある。
【０００６】
一方、アルミニウム合金溶湯を注湯してスラブを鋳造する際の冷却速度を速くすることで、Ｓｉ、Ｍｎ含有量などを０．０５〜１．５質量％としてもスラブの段階で晶出している金属間化合物のサイズを最大値５μｍ以下と小さくすることが可能となり、このようなスラブから圧延工程を経ることで、フィン材の疲労特性を向上させる提案もなされている（特許文献４（特開２００１−２２６７３０号公報））。しかし、当該発明は疲労寿命を向上させることが目的であり、又スラブを鋳造する際の冷却速度を速くする手段については鋳造スラブを薄くするなどの記載はあるものの、実操業規模における双ベルト鋳造機による薄スラブ連続鋳造などの具体的な開示は見られない。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００７】
【特許文献１】特開昭６２−１２０４５５号公報
【特許文献２】特開昭５０−１１８９１９号公報
【特許文献３】特公昭６３−２３２６０号公報
【特許文献４】特開２００１−２２６７３０号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００８】
本発明の目的は、フィン成形が容易な適度のろう付け前強度を有し、しかもろう付け後には高い強度を有し、且つ耐サグ性、耐エロージョン性、自己耐食性、犠牲陽極効果に優れた熱交換器用アルミニウム合金フィン材の製造方法を提供することである。
【課題を解決するための手段】
【０００９】
上記の目的を達成するために、本発明の熱交換器用高強度アルミニウム合金フィン材は、Ｓｉ：０．８〜１．４wt％、Ｆｅ：０．１５〜０．７wt％、Ｍｎ：１．５〜３．０wt％、Ｚｎ：０．５〜２．５wt％を含み、さらに不純物としてのＭｇを０．０５wt％以下に限定し、残部が通常の不純物とＡｌからなる化学組成を有し、ろう付け前の金属組織がファイバーな結晶粒組織であり、ろう付前の抗張力が２４０ＭＰａ以下、ろう付後の抗張力が１５０ＭＰａ以上であり、且つろう付け後の再結晶粒径が５００μｍ以上であることを特徴とする。
【００１０】
上記本発明の熱交換器用高強度アルミニウム合金フィン材を製造する第１の方法は、上記フィン材の化学組成を有する溶湯を注湯して、双ベルト式鋳造機により厚さ５〜１０mmの薄スラブを連続的に鋳造してロールに巻き取った後、板厚１．０〜６．０mmに冷間圧延し、２００〜３５０℃で第１次中間焼鈍を施し、更に冷間圧延を行って、板厚０．０５〜０．４ｍｍに冷間圧延し、３６０〜４５０℃での第２次中間焼鈍を施し、最終冷延率１０〜５０％未満の冷間圧延を行って最終板厚４０〜２００μｍとすることを特徴とする。
【００１１】
上記本発明の熱交換器用高強度アルミニウム合金フィン材を製造する第２の方法は、上記フィン材の化学組成を有する溶湯を注湯して、双ベルト式鋳造機により厚さ５〜１０mmの薄スラブを連続的に鋳造してロールに巻き取った後、板厚１．０〜６．０mmに冷間圧延し、２００〜４５０℃で第１次中間焼鈍を施し、更に冷間圧延を行って、板厚０．０８〜２．０ｍｍに冷間圧延し、３６０〜４５０℃での第２次中間焼鈍を施し、冷延率５０〜９６％の冷間圧延を行って最終板厚４０〜２００μｍとして２００〜４００℃で最終焼鈍を施すことを特徴とする。
【００１２】
上記第１および第２の方法において、前記第１次中間焼鈍を、連続焼鈍炉により昇温速度１００℃／ｍｉｎ以上、且つ保持温度４００〜５００℃で保持時間５分以内で行うことが望ましい。
【００１３】
上記第１および第２の方法において、前記第１次中間焼鈍後、第２次中間焼鈍後、最終焼鈍後（ろう付け前）の何れの段階においても、金属組織がファイバーな結晶粒組織であることが望ましい。
【発明の効果】
【００１４】
本発明によれば、上記のように化学組成と、ろう付け前後の結晶粒組織および抗張力を限定したことにより、高強度で且つ伝熱特性、耐エロージョン性、耐サグ性、犠牲陽極効果および自己耐食性に優れた熱交換器用高強度アルミニウム合金フィン材が得られる。
このアルミニウム合金フィン材は上記第１および第２の方法により製造できる。
【発明を実施するための形態】
【００１５】
本発明者は、熱交換器用フィン材に対する薄肉化の要求を満足するアルミニウム合金フィン材を開発するために、強度特性、伝熱性能、耐サグ性、耐エロージョン性、自己耐食性および犠牲陽極効果について、従来のＤＣスラブ鋳造からの圧延材と双ベルト式連続鋳造からの圧延材の比較を行いつつ、その組成、中間焼鈍条件、圧下率、最終焼鈍との関係について種々の検討を行った結果、本発明を完成した。
【００１６】
本発明の熱交換器用アルミニウム合金フィン材における合金成分の意義および限定理由を以下に説明する。
【００１７】
〔Ｓｉ：０．８〜１．４wt％〕
Ｓｉは、Ｆｅ、Ｍｎと共存してろう付け時にサブミクロンレベルのＡｌ−（Ｆｅ・Ｍｎ）−Ｓｉ系の化合物を生成し、強度を向上させ、同時にＭｎの固溶量を減少させて熱伝導率を向上させる。Ｓｉの含有量が０．８wt％未満ではその効果が十分でなく、１．４wt％を超えると、ろう付け時にフィン材の溶融を生じるおそれがある。従って、好ましい含有範囲は０．８〜１．４wt％である。Ｓｉのさらに好ましい含有量は０．９〜１．４wt％の範囲である。
【００１８】
〔Ｆｅ：０．１５〜０．７wt％〕
Ｆｅは、Ｍｎ、Ｓｉと共存してろう付け時にサブミクロンレベルのＡｌ−（Ｆｅ・Ｍｎ）−Ｓｉ系の化合物を生成し、強度を向上させるとともに、Ｍｎの固溶量を減少させて熱伝導率を向上させる。Ｆｅの含有量が０．１５wt％未満では高純度の地金を必要とするため製造コストが高くなり好ましくない。０．７wt％を超えると合金の鋳造時に粗大なＡｌ−（Ｆｅ・Ｍｎ）−Ｓｉ系晶出物が生成して板材の製造が困難となる。従って、好ましい含有範囲は０．１５〜０．７wt％である。Ｆｅのさらに好ましい含有量は０．１７〜０．６wt％の範囲である。
【００１９】
〔Ｍｎ：１．５〜３．０wt％〕
Ｍｎは、Ｆｅ、Ｓｉと共存させることによりろう付け時にサブミクロンレベルのＡｌ−（Ｆｅ・Ｍｎ）−Ｓｉ系化合物として高密度に析出して、ろう付け後の合金材の強度を向上させる。また、サブミクロンレベルのＡｌ−（Ｆｅ・Ｍｎ）−Ｓｉ系析出物は強い再結晶阻止作用を有するため再結晶粒が５００μｍ以上と粗大になり、耐サグ性と耐エロージョン性が向上する。Ｍｎが１．５wt％未満ではその効果が十分でなく、３．０wt％を超えると合金の鋳造時に粗大なＡｌ−（Ｆｅ・Ｍｎ）−Ｓｉ系晶出物が生成して板材の製造が困難となるとともに、Ｍｎの固溶量が増加して熱伝導率が低下する。従って、好ましい含有範囲は１．５〜３．０wt％である。Ｍｎのさらに好ましい含有量は１．６−２．８wt％である。
【００２０】
〔Ｚｎ：０．５〜２．５wt％〕
Ｚｎは、フィン材の電位を卑にし、犠牲陽極効果を与える。含有量が０．５wt％未満ではその効果が十分でなく、２．５wt％を超えると材料の自己耐食性が劣化し、また、Ｚｎの固溶によって熱伝導率が低下する。従って、好ましい含有範囲は０．５〜２．５wt％である。Ｚｎのさらに好ましい含有量は１．０〜２．０wt％の範囲である。
【００２１】
〔Ｍｇ：０．０５wt％以下〕
Ｍｇは、ろう付け性に影響し、含有量が０．０５wt％を超えるとろう付け性を害するおそれがある。とくにフッ化物系フラックスろう付けの場合、フラックスの成分であるフッ素（Ｆ）と合金中のＭｇとが反応し易くなり、ＭｇＦ2 などの化合物が生成することに起因してろう付け時に有効に作用するフラックスの絶対量が不足し、ろう付け不良が生じ易くなる。従って、不純物としてのＭｇの含有量は０．０５wt％以下に限定する。
【００２２】
Ｍｇ以外の不純物成分については、Ｃｕは材料の電位を貴にするため０．２wt％以下に制限するのが好ましく、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｔｉ、Ｖは、微量でも材料の熱伝導率を著しく低下させるので、これらの元素の合計含有量は０．２０wt％以下に限定するのが好ましい。
【００２３】
次に、本発明における薄スラブの鋳造条件、中間焼鈍条件、最終冷延率、最終焼鈍条件の意義および限定理由を以下に説明する。
【００２４】
〔薄スラブの鋳造条件〕
双ベルト鋳造法は、上下に対峙し水冷されている回転ベルト間に溶湯を注湯してベルト面からの冷却で溶湯を凝固させてスラブとし、ベルトの反注湯側より該スラブを連続して引き出してコイル状に巻き取る連続鋳造方法である。
本発明においては、鋳造するスラブの厚さは５〜１０mmが好ましい。この厚さであると板厚中央部の凝固速度も速く、均一組織でしかも本発明範囲の組成であると粗大な化合物の少ない、およびろう付け後において結晶粒径の大きい優れた諸性質を有するフィン材とすることができる。
【００２５】
双ベルト式鋳造機による薄スラブ厚さが５mm未満であると、単位時間当たりに鋳造機を通過するアルミニウム量が小さくなりすぎて、鋳造が困難になる。逆に厚さが１０mmを超えると、ロールによる巻取りができなくなるため、スラブ厚さの範囲を５〜１０mmとするのが好ましい。
【００２６】
なお、溶湯の凝固時の鋳造速度は５〜１５ｍ／ｍｉｎ であることが好ましく、ベルト内で凝固が完了することが望ましい。鋳造速度が５ｍ／ｍｉｎ 未満の場合、鋳造に時間が掛かりすぎて生産性が低下するため、好ましくない。鋳造速度が１５ｍ／ｍｉｎ を超える場合、アルミニウム溶湯の供給が追いつかず、所定の形状の薄スラブを得ることが困難となる。
【００２７】
〔第１次中間焼鈍条件〕
製品の強度を低く抑えるために最終冷延率を１０−５０％未満と低くする場合（第２実施形態）において、第１次中間焼鈍の保持温度は２００〜３５０℃が好ましい。第1次中間焼鈍の保持温度が２００℃未満の場合、十分な軟化状態を得ることができない。第１次中間焼鈍の保持温度が３５０℃を超えると、マトリックス中の固溶Ｍｎが高温での中間焼鈍時にＡｌ−（Ｆｅ・Ｍｎ）−Ｓｉ系化合物として析出してしまうため、第２次中間焼鈍時に再結晶してしまい，その後の１０−５０％未満と低い最終冷間圧延率では，ろう付時に未再結晶状態のままとなってしまい、ろう付け時の耐サグ性と耐エロージョン性が低下する。
【００２８】
最終冷延率が５０〜９６％と高い場合は，最終焼鈍を施すことによって製品の強度を低く抑えることが肝要である。この場合（第３実施形態）において、第１次中間焼鈍の保持温度は２００〜４５０℃が好ましい。第1次中間焼鈍の保持温度が２００℃未満の場合、十分な軟化状態を得ることができない。第１次中間焼鈍の保持温度が３５０℃を超えると、マトリックス中の固溶Ｍｎが高温での中間焼鈍時にＡｌ−（Ｆｅ・Ｍｎ）−Ｓｉ系化合物として析出してしまうが、最終冷間圧延率が高いということは、第２次中間焼鈍処理前の冷延率が低いため転位密度が低く、第２次中間焼鈍時に再結晶が起こらない。しかし、第１次中間焼鈍の保持温度が４５０℃を超えると、マトリックス中の固溶Ｍｎが高温での中間焼鈍時にＡｌ−（Ｆｅ・Ｍｎ）−Ｓｉ系化合物として多量且つ粗大に析出してしまうため、第２次中間焼鈍時に最再結晶するばかりか，ろう付け時の再結晶阻止作用が弱まって、再結晶粒径が５００μｍ未満となり、ろう付け時の耐サグ性と耐エロージョン性が低下する。
【００２９】
第１次中間焼鈍の保持時間は特に限定する必要はないが、１〜５時間の範囲とすることが好ましい。第１次中間焼鈍の保持時間が１時間未満では、コイル全体の温度が不均一なままで、板中における均一な再結晶組織の得られない可能性があるので好ましくない。第１次中間焼鈍の保持時間が５時間を超えると、固溶Ｍｎの析出が進行してろう付け後の再結晶粒径５００μｍ以上を安定して確保する上で不利になるばかりでなく、処理に時間が掛かりすぎて生産性が低下するため、好ましくない。
【００３０】
第1次中間焼鈍処理時の昇温速度および冷却速度は特に限定する必要はないが、３０℃／時間以上とすることが好ましい。第1次中間焼鈍処理時の昇温速度および冷却速度が３０℃／時間未満の場合、固溶Ｍｎの析出が進行してろう付け後の再結晶粒径５００μｍ以上を安定して確保する上で不利であるばかりでなく、処理に時間が掛かりすぎて生産性が低下するので、好ましくない。
【００３１】
連続焼鈍炉による第１中間焼鈍の温度は４００〜５００℃が好ましい。４００℃未満の場合、十分な軟化状態を得ることができない。しかし、保持温度が５００℃を超えると、マトリックス中の固溶Ｍｎが高温での中間焼鈍時にＡｌ−（Ｆｅ・Ｍｎ）−Ｓｉ系化合物として粗大に析出してしまうため、第２次中間焼鈍時或いはろう付け時の再結晶阻止作用が弱まって、再結晶粒径が５００μｍ未満となり、ろう付け時の耐サグ性と耐エロージョン性が低下する。
【００３２】
連続焼鈍の保持時間は５分以内とすることが好ましい。連続焼鈍の保持時間が５分以内を超えると、固溶Ｍｎの析出が進行してろう付け後の再結晶粒径５００μｍ以上を安定して確保する上で不利になるばかりでなく、処理に時間が掛かりすぎて生産性が低下するため、好ましくない。
【００３３】
連続焼鈍処理時の昇温速度および冷却速度は、昇温速度については１００℃／ｍｉｎ以上とすることが好ましい。連続焼鈍処理時の昇温速度が１００℃／ｍｉｎ未満の場合、処理に時間が掛かりすぎて生産性が低下するため、好ましくない。
【００３４】
〔第２次中間焼鈍条件〕
第２次中間焼鈍の保持温度は３６０〜４５０℃が好ましい。第２次中間焼鈍の保持温度が３６０℃未満の場合、十分な軟化状態を得ることができない。しかし、第２次中間焼鈍の保持温度が４５０℃を超えると、マトリックス中の固溶Ｍｎが高温での中間焼鈍時にＡｌ−（Ｆｅ・Ｍｎ）−Ｓｉ系化合物として粗大に析出してしまうため、および再結晶組織となってしまうため、ろう付け時の再結晶阻止作用が弱まって、再結晶粒径が５００μｍ未満となり、ろう付け時の耐サグ性と耐エロージョン性が低下する。
【００３５】
第２次中間焼鈍の保持時間は特に限定する必要はないが、１〜５時間の範囲とすることが好ましい。第２次中間焼鈍の保持時間が１時間未満では、コイル全体の温度が不均一なままで、板中における均一な再結晶組織の得られない可能性があるので好ましくない。第２次中間焼鈍の保持時間が５時間を超えると、固溶Ｍｎの析出が進行してろう付け後の再結晶粒径５００μｍ以上を安定して確保する上で不利になるばかりでなく、処理に時間が掛かりすぎて生産性が低下するため、好ましくない。
【００３６】
第２次中間焼鈍処理時の昇温速度および冷却速度は特に限定する必要はないが、３０℃／時間以上とすることが好ましい。第２次中間焼鈍処理時の昇温速度および冷却速度が３０℃／時間未満の場合、固溶Ｍｎの析出が進行してろう付け後の再結晶粒径５００μｍ以上を安定して確保する上で不利であるばかりでなく、処理に時間が掛かりすぎて生産性が低下するので、好ましくない。
【００３７】
〔ファイバーな結晶粒組織〕
前記第１次中間焼鈍後、第２次中間焼鈍後、最終焼鈍後（ろう付け前）の何れの段階においても、金属組織がファイバーな結晶粒組織であるとは、何れの段階においても、金属組織が２００μｍ以上の結晶粒組織を含まないファイバーな結晶粒組織であることを意味する。
【００３８】
〔最終冷延率〕
最終冷延率は１０〜９６％が好ましい。最終冷延率が１０％未満の場合、冷間圧延で蓄積される歪エネルギーが少なく、ろう付け時の昇温過程で再結晶が完了しないため、耐サグ性と耐エロージョン性が低下する。最終冷延率が９６％を超えると圧延時の耳割れが顕著になり歩留まりが低下する。最終焼鈍を行わない場合，最終冷間圧延率が５０％を超えると，製品強度が高くなりすぎて，フィン材成形において所定のフィン形状を得る事が困難になる。一方、最終冷延率が５０％以上の場合、組成によっては製品強度が高くなり過ぎて、フィン成形において所定のフィン形状を得ることが困難になるが、このときには、最終冷延板に保持温度２００〜４００℃で１〜３時間程度の最終焼鈍（軟化処理）を行っても諸特性を損なうことはない。特に連続焼鈍炉により第１次中間焼鈍を施した後、最終冷間圧延された板に、更に保持温度２００〜４００℃で１〜３時間程度の最終焼鈍（軟化処理）を施したフィン材は、フィン成形性に優れており、しかもろう付け後の強度も高く、耐サグ性に優れている。
【００３９】
本発明のフィン材は、所定幅にスリッティングした後コルゲート加工して、作動流体通路用材料、例えば、ろう材を被覆した３００３合金などからなるクラッド板からなる偏平管と交互に積層し、ろう付け接合することにより熱交換器ユニットとする。
【００４０】
本発明の方法によれば、双ベルト式鋳造機による薄スラブ鋳造時、スラブ中にＡｌ−（Ｆｅ・Ｍｎ）−Ｓｉ系化合物が均一かつ微細に晶出するとともに、母相Ａｌ中に過飽和に固溶したＭｎとＳｉが、ろう付け時の高温加熱によってサブミクロンレベルのＡｌ−（Ｆｅ・Ｍｎ）−Ｓｉ相として高密度に析出する。これにより熱伝導性を大きく低下させるマトリックス中の固溶Ｍｎ量が少なくなるため、ろう付け後の電気伝導率は高くなり、優れた熱伝導性を示す。また、同様の理由により、微細に晶出したＡｌ−（Ｆｅ・Ｍｎ）−Ｓｉ系化合物、および高密度に析出したサブミクロンレベルのＡｌ−（Ｆｅ・Ｍｎ）−Ｓｉ相が塑性変形時の転位の動きを妨げるため、ろう付け後の最終板の抗張力は高い値を示す。また、ろう付け時に析出するサブミクロンレベルのＡｌ−（Ｆｅ・Ｍｎ）−Ｓｉ相は強い再結晶阻止作用を有するため、ろう付け後の再結晶粒径が５００μｍ以上となるため耐サグ性が良好となり、同様の理由から、ろう付け後にも優れた耐エロージョン性を示すようになる。また、本発明においてＭｎの含有量を１．５wt%以上に限定したことから、ろう付け後の再結晶粒の平均粒径が３０００μｍを超えても抗張力が低下することはない。
【００４１】
さらに、双ベルト式鋳造機は溶湯の凝固速度が速く、薄スラブ中に晶出するＡｌ−（Ｆｅ・Ｍｎ）−Ｓｉ系化合物は均一で微細なものとなる。そのため最終のフィン材において、粗大な晶出物起因の円相当径で５μｍ以上の第二相粒子が存在しなくなり、優れた自己耐食性を発現するようになる。
【００４２】
このように双ベルト式連続鋳造法により薄スラブを鋳造することにより、スラブ鋳塊におけるＡｌ−（Ｆｅ・Ｍｎ）−Ｓｉ化合物を均一かつ微細とし、ろう付け後のサブミクロンレベルのＡｌ−（Ｆｅ・Ｍｎ）−Ｓｉ相析出物を高密度にするとともに、ろう付け後の結晶粒径を５００μｍ以上と粗くすることで、ろう付け後の強度、熱伝導率、耐サグ性、耐エロージョン性、自己腐食性を高め、同時にＺｎを含有させることによって材料の電位を卑にして犠牲陽極効果を優れたものとし、耐久性の優れた熱交換器用アルミニウム合金フィン材とすることができる。
【実施例】
【００４３】
以下、本発明の実施例を比較例と対比して説明する。
本発明例および比較例として、表１に示した合金番号１から１２の組成の合金溶湯を溶製し、セラミックス製フィルターを通過させて双ベルト鋳造鋳型に注湯し、鋳造速度８ｍ／ｍｉｎ で、厚さ７mmのスラブを連続鋳造した。溶湯の凝固時冷却速度は５０℃／ｓｅｃ であった。該薄スラブを表２〜４に示す板厚（Ｉ/Ａ１板厚）まで冷間圧延した。その後、試料をアニーラーに挿入し、昇温速度５０℃／ｈｒで昇温して、表２〜４に示す各温度で２ｈｒ保持した後、冷却速度５０℃／ｈｒで１００℃まで冷却するか、又は試料を４５０℃のソルト浴に１５ｓｅｃ保持後、水焼入れをする第１次中間焼鈍処理を施した。次いで試料を表２〜４に示す板厚（Ｉ/Ａ２板厚）まで冷間圧延した後、アニーラーに挿入し、昇温速度５０℃／ｈｒで昇温して、表２〜４に示す各温度で２ｈｒ保持した後、冷却速度５０℃／ｈｒで１００℃まで冷却する第２中間焼鈍処理を施した。次いで表２〜４に示す最終冷延率で冷間圧延を施し、厚さ６０μｍのフィン材とした。これら試料のうち一部については、更に試料をアニーラーに挿入し、昇温速度５０℃／ｈｒで昇温して、表４に示す各温度で２ｈｒ保持した後、冷却速度５０℃／ｈｒで１００℃まで冷却する最終焼鈍処理を施した。
【００４４】
【表１】
【００４５】
【表２】
【００４６】
【表３】
【００４７】
【表４】
【００４８】
比較例として、表１に示した合金番号１３、１４の組成の合金溶湯を溶製し、常法のＤＣ鋳造（厚さ５００mm、凝固時冷却速度約１℃／ｓｅｃ ）、面削、均熱処理、熱間圧延、冷間圧延（厚さ１００μm）、中間焼鈍（４００℃×２ｈｒ）、冷間圧延により厚さ６０μｍのフィン材を製造した。
得られた本発明例および比較例のフィン材について下記（１）〜（３）の測定を行なった。
【００４９】
（１）得られたフィン材の抗張力（ＭＰａ ）
（２）ろう付け温度を想定して６００〜６０５℃×３．５ｍｉｎ加熱し、冷却後下記項目を測定した。
[1] 抗張力（ＭＰａ ）
[2] 表面を電解研磨してバーカー法で結晶粒組織を現出後、切断法で圧延方向に平行な結晶粒径（μｍ）
[3] 銀塩化銀電極を照合電極として、５％食塩水中で６０ｍｉｎ浸漬後の自然電位（ｍV）
[4] 銀塩化銀電極を照合電極として、５％食塩水中で電位掃引速度２０mV／ｍｉｎで行ったカソード分極より求めた腐食電流密度（μＡ／cm2 ）
[5] ＪＩＳ−Ｈ０５０５記載の導電性試験法で導電率［％ＩＡＣＳ］
【００５０】
（３）ＬＷＳ Ｔ ８８０１記載のサグ試験方法で、突き出し長さ５０mmとしたサグ量（mm）
（４）コルゲート状に加工したフィン材を非腐食性弗化物系フラックスを塗布した厚さ０．２５mmのブレージングシート（ろう材４０４５合金クラッド率８％）のろう材面上に載置（負荷荷重３２４ｇ）し、昇温速度５０℃／ｍｉｎ で６０５℃まで加熱して５ｍｉｎ保持した。冷却後、ろう付け断面を観察し、フィン材結晶粒界のエロージョンが軽微なものを良（○印）とし、エロージョンが激しくフィン材の溶融が顕著なものを不良（×印）とした。なおコルゲート形状は下記のとおりとした。
コルゲート形状：高さ２．３mm×幅２１mm×ピッチ３．４mm、１０山
結果を表５〜７に示す。
【００５１】
【表５】
【００５２】
【表６】
【００５３】
【表７】
【００５４】
表５の結果から、本発明によるフィン材（フィン材番号１〜５）は、ろう付け後の抗張力、耐エロージョン性、耐サグ性、犠牲陽極効果および自己耐食性のいずれも良好であることが判る。比較例のフィン材番号６は、Ｍｎ含有量が低く、ろう付け後抗張力が低い。
比較例のフィン材番号７は、Ｍｎ含有量が多く、鋳造時に巨大晶出物が生成し、冷間圧延中に割れを生じフィン材が得られなかった。比較例のフィン材番号８は、Ｓｉ含有量が低く、ろう付け後抗張力が低い。比較例のフィン材番号９は、Ｓｉ含有量が多く、耐エロージョン性が劣った。比較例のフィン材番号１０は、Ｆｅ含有量が多く、鋳造時に巨大晶出物が生成し、冷間圧延中に割れを生じフィン材が得られなかった。
【００５５】
比較例のフィン材番号１１は、Ｚｎ含有量が低く、自然電位が貴であり、犠牲陽極効果が劣った。比較例のフィン材番号１２は、Ｚｎ含有量が多く、自己耐食性が劣っており、耐エロージョン性も劣った。常法のＤＣ鋳造（厚さ５００mm、凝固時冷却速度約１℃／ｓｅｃ ）、面削、均熱処理、熱間圧延、冷間圧延（厚さ１００μm）、中間焼鈍（４００℃×２ｈｒ）、冷間圧延により得られたＭｎ含有量の低い比較例のフィン材番号１３およびＳｉ、Ｍｎ含有量の低い比較例のフィン材番号１４は、ろう付け後の抗張力が低く、ろう付け後の結晶粒径が小さく、耐サグ性、耐エロージョン性ともに劣った。
【００５６】
表６の結果から、本発明によるフィン材（フィン材番号１、１５、１６）は、ろう付け前の抗張力が２４０ＭＰａ以下であり成形性に優れ、ろう付け後の抗張力、耐エロージョン性、耐サグ性のいずれも良好であることが判る。比較例のフィン材番号１７は、最終冷延率が６０％であるため、ろう付け前の抗張力が高く成形性が劣った。比較例のフィン材番号１８、１９は、第１次中間焼鈍処理の温度が高いため、ろう付け後の組織が再結晶せず、耐サグ性、耐エロージョン性が劣った。比較例のフィン材番号２０は、最終冷延率が６０％であるため、ろう付け加熱前の抗張力が高く、耐エロージョン性が劣る。比較例のフィン材番号２１、２２は、第２次中間焼鈍処理の温度が低いため、ろう付け加熱前の抗張力が高く成形性が劣った。比較例のフィン材番号２３、２５は、第２次焼鈍処理の温度が低いため、ろう付け加熱前の抗張力が高く成形性が劣った。比較例のフィン材番号２４は、第２中間焼鈍処理の温度が高いため、再結晶が起こってしまい耐エロージョン性が劣った。
【００５７】
表７の結果から、本発明によるフィン材（フィン材番号２６〜２９）は、ろう付け前の抗張力が２４０ＭＰａ以下であり成形性に優れ、ろう付け後の抗張力、耐エロージョン性、耐サグ性のいずれも良好であることが判る。比較例のフィン材番号３０は、最終焼鈍処理の温度が高いため、再結晶が起こってしまい耐エロージョン性が劣った。比較例のフィン材番号３１は、最終焼鈍処理の温度が低いため、ろう付け加熱前の抗張力が高く成形性が劣った。
【産業上の利用可能性】
【００５８】
本発明によれば、フィン成形が容易な適度なろう付け前の抗張力、およびろう付け後において高い強度を有し、伝熱特性、耐サグ性、耐エロージョン性、自己耐食性、犠牲陽極効果に優れた熱交換器用アルミニウム合金フィン材が提供される。
【技術分野】
【０００１】
本発明は、ろう付け性に優れた熱交換器用アルミニウム合金フィン材およびその製造方法に関し、詳しくは、ラジエータ、カーヒータ、カーエアコンなどのようにフィンと作動流体通路構成材料とがろう付けにより接合される熱交換器に用いられるアルミニウム合金フィン材であって、ろう付け前の強度が適度であるためフィン成形が容易で、つまりろう付け前の強度が高すぎてフィン成形が困難となることが無く、しかも、ろう付け後の強度が高く、且つ伝熱特性、耐エロージョン性、耐サグ性、犠牲陽極効果、自己耐食性に優れた熱交換器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。
【背景技術】
【０００２】
自動車のラジエータ、エアコン、インタークーラー、オイルクーラーなどの熱交換器は、Ａｌ−Ｃｕ系合金、Ａｌ−Ｍｎ系合金、Ａｌ−Ｍｎ−Ｃｕ系合金などからなる作動流体通路構成材料と、Ａｌ−Ｍｎ系合金などからなるフィンとをろう付けすることにより組立てられる。フィン材には、作動流体通路構成材料を防食するために犠牲陽極効果が要求されるとともに、ろう付け時の高温加熱により変形したり、ろうが浸透したりしないように優れた耐サグ性、耐エロージョン性が要求される。
【０００３】
フィン材としてＪＩＳ ３００３、ＪＩＳ ３２０３などのＡｌ−Ｍｎ系アルミニウム合金が使用されるのは、Ｍｎがろう付け時の変形やろうの浸食を防ぐために有効に作用するためである。Ａｌ−Ｍｎ系合金フィン材に犠牲陽極効果を付与するためには、この合金にＺｎ、Ｓｎ、Ｉｎなどを添加して電気化学的に卑にする方法（特許文献１（特開昭６２−１２０４５５号公報））などがあり、耐高温座屈性（耐サグ性）をさらに向上させるためには、Ａｌ−Ｍｎ系合金にＣｒ、Ｔｉ、Ｚｒなどを含有させる方法（特許文献２（特開昭５０−１１８９１９号公報））などがある。
【０００４】
しかし、最近では、熱交換器の軽量化、コスト低減がますます強く要求され、作動流体通路構成材料、フィン材などの熱交換器構成材料をさらに薄肉化することが必要となってきている。しかし、例えばフィンを薄肉化すると伝熱断面積が小さくなるために熱交換性能が低下し、製品としての熱交換器の強度、耐久性にも問題が生じるところから、一層高い伝熱性能とろう付け後の強度、耐サグ性、耐エロージョン性、自己耐食性が望まれている。
【０００５】
従来のＡｌ−Ｍｎ系合金では、ろう付け時の加熱によりＭｎが固溶するため、熱伝導率が低下するという問題点がある。この難点を解決するフィン材として、Ｍｎ含有量を０．８wt％以下に制限し、Ｚｒ：０．０２〜０．２wt％およびＳｉ：０．１〜０．８wt％を含むアルミニウム合金が提案されている（特許文献３（特公昭６３−２３２６０号公報））。この合金は改善された熱伝導率を有するが、Ｍｎが少ないためろう付け後の強度が不十分で、熱交換器として使用中にフィン倒れや変形が生じ易く、また電位が十分に卑でないために犠牲陽極効果が小さいという欠点がある。
【０００６】
一方、アルミニウム合金溶湯を注湯してスラブを鋳造する際の冷却速度を速くすることで、Ｓｉ、Ｍｎ含有量などを０．０５〜１．５質量％としてもスラブの段階で晶出している金属間化合物のサイズを最大値５μｍ以下と小さくすることが可能となり、このようなスラブから圧延工程を経ることで、フィン材の疲労特性を向上させる提案もなされている（特許文献４（特開２００１−２２６７３０号公報））。しかし、当該発明は疲労寿命を向上させることが目的であり、又スラブを鋳造する際の冷却速度を速くする手段については鋳造スラブを薄くするなどの記載はあるものの、実操業規模における双ベルト鋳造機による薄スラブ連続鋳造などの具体的な開示は見られない。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００７】
【特許文献１】特開昭６２−１２０４５５号公報
【特許文献２】特開昭５０−１１８９１９号公報
【特許文献３】特公昭６３−２３２６０号公報
【特許文献４】特開２００１−２２６７３０号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００８】
本発明の目的は、フィン成形が容易な適度のろう付け前強度を有し、しかもろう付け後には高い強度を有し、且つ耐サグ性、耐エロージョン性、自己耐食性、犠牲陽極効果に優れた熱交換器用アルミニウム合金フィン材の製造方法を提供することである。
【課題を解決するための手段】
【０００９】
上記の目的を達成するために、本発明の熱交換器用高強度アルミニウム合金フィン材は、Ｓｉ：０．８〜１．４wt％、Ｆｅ：０．１５〜０．７wt％、Ｍｎ：１．５〜３．０wt％、Ｚｎ：０．５〜２．５wt％を含み、さらに不純物としてのＭｇを０．０５wt％以下に限定し、残部が通常の不純物とＡｌからなる化学組成を有し、ろう付け前の金属組織がファイバーな結晶粒組織であり、ろう付前の抗張力が２４０ＭＰａ以下、ろう付後の抗張力が１５０ＭＰａ以上であり、且つろう付け後の再結晶粒径が５００μｍ以上であることを特徴とする。
【００１０】
上記本発明の熱交換器用高強度アルミニウム合金フィン材を製造する第１の方法は、上記フィン材の化学組成を有する溶湯を注湯して、双ベルト式鋳造機により厚さ５〜１０mmの薄スラブを連続的に鋳造してロールに巻き取った後、板厚１．０〜６．０mmに冷間圧延し、２００〜３５０℃で第１次中間焼鈍を施し、更に冷間圧延を行って、板厚０．０５〜０．４ｍｍに冷間圧延し、３６０〜４５０℃での第２次中間焼鈍を施し、最終冷延率１０〜５０％未満の冷間圧延を行って最終板厚４０〜２００μｍとすることを特徴とする。
【００１１】
上記本発明の熱交換器用高強度アルミニウム合金フィン材を製造する第２の方法は、上記フィン材の化学組成を有する溶湯を注湯して、双ベルト式鋳造機により厚さ５〜１０mmの薄スラブを連続的に鋳造してロールに巻き取った後、板厚１．０〜６．０mmに冷間圧延し、２００〜４５０℃で第１次中間焼鈍を施し、更に冷間圧延を行って、板厚０．０８〜２．０ｍｍに冷間圧延し、３６０〜４５０℃での第２次中間焼鈍を施し、冷延率５０〜９６％の冷間圧延を行って最終板厚４０〜２００μｍとして２００〜４００℃で最終焼鈍を施すことを特徴とする。
【００１２】
上記第１および第２の方法において、前記第１次中間焼鈍を、連続焼鈍炉により昇温速度１００℃／ｍｉｎ以上、且つ保持温度４００〜５００℃で保持時間５分以内で行うことが望ましい。
【００１３】
上記第１および第２の方法において、前記第１次中間焼鈍後、第２次中間焼鈍後、最終焼鈍後（ろう付け前）の何れの段階においても、金属組織がファイバーな結晶粒組織であることが望ましい。
【発明の効果】
【００１４】
本発明によれば、上記のように化学組成と、ろう付け前後の結晶粒組織および抗張力を限定したことにより、高強度で且つ伝熱特性、耐エロージョン性、耐サグ性、犠牲陽極効果および自己耐食性に優れた熱交換器用高強度アルミニウム合金フィン材が得られる。
このアルミニウム合金フィン材は上記第１および第２の方法により製造できる。
【発明を実施するための形態】
【００１５】
本発明者は、熱交換器用フィン材に対する薄肉化の要求を満足するアルミニウム合金フィン材を開発するために、強度特性、伝熱性能、耐サグ性、耐エロージョン性、自己耐食性および犠牲陽極効果について、従来のＤＣスラブ鋳造からの圧延材と双ベルト式連続鋳造からの圧延材の比較を行いつつ、その組成、中間焼鈍条件、圧下率、最終焼鈍との関係について種々の検討を行った結果、本発明を完成した。
【００１６】
本発明の熱交換器用アルミニウム合金フィン材における合金成分の意義および限定理由を以下に説明する。
【００１７】
〔Ｓｉ：０．８〜１．４wt％〕
Ｓｉは、Ｆｅ、Ｍｎと共存してろう付け時にサブミクロンレベルのＡｌ−（Ｆｅ・Ｍｎ）−Ｓｉ系の化合物を生成し、強度を向上させ、同時にＭｎの固溶量を減少させて熱伝導率を向上させる。Ｓｉの含有量が０．８wt％未満ではその効果が十分でなく、１．４wt％を超えると、ろう付け時にフィン材の溶融を生じるおそれがある。従って、好ましい含有範囲は０．８〜１．４wt％である。Ｓｉのさらに好ましい含有量は０．９〜１．４wt％の範囲である。
【００１８】
〔Ｆｅ：０．１５〜０．７wt％〕
Ｆｅは、Ｍｎ、Ｓｉと共存してろう付け時にサブミクロンレベルのＡｌ−（Ｆｅ・Ｍｎ）−Ｓｉ系の化合物を生成し、強度を向上させるとともに、Ｍｎの固溶量を減少させて熱伝導率を向上させる。Ｆｅの含有量が０．１５wt％未満では高純度の地金を必要とするため製造コストが高くなり好ましくない。０．７wt％を超えると合金の鋳造時に粗大なＡｌ−（Ｆｅ・Ｍｎ）−Ｓｉ系晶出物が生成して板材の製造が困難となる。従って、好ましい含有範囲は０．１５〜０．７wt％である。Ｆｅのさらに好ましい含有量は０．１７〜０．６wt％の範囲である。
【００１９】
〔Ｍｎ：１．５〜３．０wt％〕
Ｍｎは、Ｆｅ、Ｓｉと共存させることによりろう付け時にサブミクロンレベルのＡｌ−（Ｆｅ・Ｍｎ）−Ｓｉ系化合物として高密度に析出して、ろう付け後の合金材の強度を向上させる。また、サブミクロンレベルのＡｌ−（Ｆｅ・Ｍｎ）−Ｓｉ系析出物は強い再結晶阻止作用を有するため再結晶粒が５００μｍ以上と粗大になり、耐サグ性と耐エロージョン性が向上する。Ｍｎが１．５wt％未満ではその効果が十分でなく、３．０wt％を超えると合金の鋳造時に粗大なＡｌ−（Ｆｅ・Ｍｎ）−Ｓｉ系晶出物が生成して板材の製造が困難となるとともに、Ｍｎの固溶量が増加して熱伝導率が低下する。従って、好ましい含有範囲は１．５〜３．０wt％である。Ｍｎのさらに好ましい含有量は１．６−２．８wt％である。
【００２０】
〔Ｚｎ：０．５〜２．５wt％〕
Ｚｎは、フィン材の電位を卑にし、犠牲陽極効果を与える。含有量が０．５wt％未満ではその効果が十分でなく、２．５wt％を超えると材料の自己耐食性が劣化し、また、Ｚｎの固溶によって熱伝導率が低下する。従って、好ましい含有範囲は０．５〜２．５wt％である。Ｚｎのさらに好ましい含有量は１．０〜２．０wt％の範囲である。
【００２１】
〔Ｍｇ：０．０５wt％以下〕
Ｍｇは、ろう付け性に影響し、含有量が０．０５wt％を超えるとろう付け性を害するおそれがある。とくにフッ化物系フラックスろう付けの場合、フラックスの成分であるフッ素（Ｆ）と合金中のＭｇとが反応し易くなり、ＭｇＦ2 などの化合物が生成することに起因してろう付け時に有効に作用するフラックスの絶対量が不足し、ろう付け不良が生じ易くなる。従って、不純物としてのＭｇの含有量は０．０５wt％以下に限定する。
【００２２】
Ｍｇ以外の不純物成分については、Ｃｕは材料の電位を貴にするため０．２wt％以下に制限するのが好ましく、Ｃｒ、Ｚｒ、Ｔｉ、Ｖは、微量でも材料の熱伝導率を著しく低下させるので、これらの元素の合計含有量は０．２０wt％以下に限定するのが好ましい。
【００２３】
次に、本発明における薄スラブの鋳造条件、中間焼鈍条件、最終冷延率、最終焼鈍条件の意義および限定理由を以下に説明する。
【００２４】
〔薄スラブの鋳造条件〕
双ベルト鋳造法は、上下に対峙し水冷されている回転ベルト間に溶湯を注湯してベルト面からの冷却で溶湯を凝固させてスラブとし、ベルトの反注湯側より該スラブを連続して引き出してコイル状に巻き取る連続鋳造方法である。
本発明においては、鋳造するスラブの厚さは５〜１０mmが好ましい。この厚さであると板厚中央部の凝固速度も速く、均一組織でしかも本発明範囲の組成であると粗大な化合物の少ない、およびろう付け後において結晶粒径の大きい優れた諸性質を有するフィン材とすることができる。
【００２５】
双ベルト式鋳造機による薄スラブ厚さが５mm未満であると、単位時間当たりに鋳造機を通過するアルミニウム量が小さくなりすぎて、鋳造が困難になる。逆に厚さが１０mmを超えると、ロールによる巻取りができなくなるため、スラブ厚さの範囲を５〜１０mmとするのが好ましい。
【００２６】
なお、溶湯の凝固時の鋳造速度は５〜１５ｍ／ｍｉｎ であることが好ましく、ベルト内で凝固が完了することが望ましい。鋳造速度が５ｍ／ｍｉｎ 未満の場合、鋳造に時間が掛かりすぎて生産性が低下するため、好ましくない。鋳造速度が１５ｍ／ｍｉｎ を超える場合、アルミニウム溶湯の供給が追いつかず、所定の形状の薄スラブを得ることが困難となる。
【００２７】
〔第１次中間焼鈍条件〕
製品の強度を低く抑えるために最終冷延率を１０−５０％未満と低くする場合（第２実施形態）において、第１次中間焼鈍の保持温度は２００〜３５０℃が好ましい。第1次中間焼鈍の保持温度が２００℃未満の場合、十分な軟化状態を得ることができない。第１次中間焼鈍の保持温度が３５０℃を超えると、マトリックス中の固溶Ｍｎが高温での中間焼鈍時にＡｌ−（Ｆｅ・Ｍｎ）−Ｓｉ系化合物として析出してしまうため、第２次中間焼鈍時に再結晶してしまい，その後の１０−５０％未満と低い最終冷間圧延率では，ろう付時に未再結晶状態のままとなってしまい、ろう付け時の耐サグ性と耐エロージョン性が低下する。
【００２８】
最終冷延率が５０〜９６％と高い場合は，最終焼鈍を施すことによって製品の強度を低く抑えることが肝要である。この場合（第３実施形態）において、第１次中間焼鈍の保持温度は２００〜４５０℃が好ましい。第1次中間焼鈍の保持温度が２００℃未満の場合、十分な軟化状態を得ることができない。第１次中間焼鈍の保持温度が３５０℃を超えると、マトリックス中の固溶Ｍｎが高温での中間焼鈍時にＡｌ−（Ｆｅ・Ｍｎ）−Ｓｉ系化合物として析出してしまうが、最終冷間圧延率が高いということは、第２次中間焼鈍処理前の冷延率が低いため転位密度が低く、第２次中間焼鈍時に再結晶が起こらない。しかし、第１次中間焼鈍の保持温度が４５０℃を超えると、マトリックス中の固溶Ｍｎが高温での中間焼鈍時にＡｌ−（Ｆｅ・Ｍｎ）−Ｓｉ系化合物として多量且つ粗大に析出してしまうため、第２次中間焼鈍時に最再結晶するばかりか，ろう付け時の再結晶阻止作用が弱まって、再結晶粒径が５００μｍ未満となり、ろう付け時の耐サグ性と耐エロージョン性が低下する。
【００２９】
第１次中間焼鈍の保持時間は特に限定する必要はないが、１〜５時間の範囲とすることが好ましい。第１次中間焼鈍の保持時間が１時間未満では、コイル全体の温度が不均一なままで、板中における均一な再結晶組織の得られない可能性があるので好ましくない。第１次中間焼鈍の保持時間が５時間を超えると、固溶Ｍｎの析出が進行してろう付け後の再結晶粒径５００μｍ以上を安定して確保する上で不利になるばかりでなく、処理に時間が掛かりすぎて生産性が低下するため、好ましくない。
【００３０】
第1次中間焼鈍処理時の昇温速度および冷却速度は特に限定する必要はないが、３０℃／時間以上とすることが好ましい。第1次中間焼鈍処理時の昇温速度および冷却速度が３０℃／時間未満の場合、固溶Ｍｎの析出が進行してろう付け後の再結晶粒径５００μｍ以上を安定して確保する上で不利であるばかりでなく、処理に時間が掛かりすぎて生産性が低下するので、好ましくない。
【００３１】
連続焼鈍炉による第１中間焼鈍の温度は４００〜５００℃が好ましい。４００℃未満の場合、十分な軟化状態を得ることができない。しかし、保持温度が５００℃を超えると、マトリックス中の固溶Ｍｎが高温での中間焼鈍時にＡｌ−（Ｆｅ・Ｍｎ）−Ｓｉ系化合物として粗大に析出してしまうため、第２次中間焼鈍時或いはろう付け時の再結晶阻止作用が弱まって、再結晶粒径が５００μｍ未満となり、ろう付け時の耐サグ性と耐エロージョン性が低下する。
【００３２】
連続焼鈍の保持時間は５分以内とすることが好ましい。連続焼鈍の保持時間が５分以内を超えると、固溶Ｍｎの析出が進行してろう付け後の再結晶粒径５００μｍ以上を安定して確保する上で不利になるばかりでなく、処理に時間が掛かりすぎて生産性が低下するため、好ましくない。
【００３３】
連続焼鈍処理時の昇温速度および冷却速度は、昇温速度については１００℃／ｍｉｎ以上とすることが好ましい。連続焼鈍処理時の昇温速度が１００℃／ｍｉｎ未満の場合、処理に時間が掛かりすぎて生産性が低下するため、好ましくない。
【００３４】
〔第２次中間焼鈍条件〕
第２次中間焼鈍の保持温度は３６０〜４５０℃が好ましい。第２次中間焼鈍の保持温度が３６０℃未満の場合、十分な軟化状態を得ることができない。しかし、第２次中間焼鈍の保持温度が４５０℃を超えると、マトリックス中の固溶Ｍｎが高温での中間焼鈍時にＡｌ−（Ｆｅ・Ｍｎ）−Ｓｉ系化合物として粗大に析出してしまうため、および再結晶組織となってしまうため、ろう付け時の再結晶阻止作用が弱まって、再結晶粒径が５００μｍ未満となり、ろう付け時の耐サグ性と耐エロージョン性が低下する。
【００３５】
第２次中間焼鈍の保持時間は特に限定する必要はないが、１〜５時間の範囲とすることが好ましい。第２次中間焼鈍の保持時間が１時間未満では、コイル全体の温度が不均一なままで、板中における均一な再結晶組織の得られない可能性があるので好ましくない。第２次中間焼鈍の保持時間が５時間を超えると、固溶Ｍｎの析出が進行してろう付け後の再結晶粒径５００μｍ以上を安定して確保する上で不利になるばかりでなく、処理に時間が掛かりすぎて生産性が低下するため、好ましくない。
【００３６】
第２次中間焼鈍処理時の昇温速度および冷却速度は特に限定する必要はないが、３０℃／時間以上とすることが好ましい。第２次中間焼鈍処理時の昇温速度および冷却速度が３０℃／時間未満の場合、固溶Ｍｎの析出が進行してろう付け後の再結晶粒径５００μｍ以上を安定して確保する上で不利であるばかりでなく、処理に時間が掛かりすぎて生産性が低下するので、好ましくない。
【００３７】
〔ファイバーな結晶粒組織〕
前記第１次中間焼鈍後、第２次中間焼鈍後、最終焼鈍後（ろう付け前）の何れの段階においても、金属組織がファイバーな結晶粒組織であるとは、何れの段階においても、金属組織が２００μｍ以上の結晶粒組織を含まないファイバーな結晶粒組織であることを意味する。
【００３８】
〔最終冷延率〕
最終冷延率は１０〜９６％が好ましい。最終冷延率が１０％未満の場合、冷間圧延で蓄積される歪エネルギーが少なく、ろう付け時の昇温過程で再結晶が完了しないため、耐サグ性と耐エロージョン性が低下する。最終冷延率が９６％を超えると圧延時の耳割れが顕著になり歩留まりが低下する。最終焼鈍を行わない場合，最終冷間圧延率が５０％を超えると，製品強度が高くなりすぎて，フィン材成形において所定のフィン形状を得る事が困難になる。一方、最終冷延率が５０％以上の場合、組成によっては製品強度が高くなり過ぎて、フィン成形において所定のフィン形状を得ることが困難になるが、このときには、最終冷延板に保持温度２００〜４００℃で１〜３時間程度の最終焼鈍（軟化処理）を行っても諸特性を損なうことはない。特に連続焼鈍炉により第１次中間焼鈍を施した後、最終冷間圧延された板に、更に保持温度２００〜４００℃で１〜３時間程度の最終焼鈍（軟化処理）を施したフィン材は、フィン成形性に優れており、しかもろう付け後の強度も高く、耐サグ性に優れている。
【００３９】
本発明のフィン材は、所定幅にスリッティングした後コルゲート加工して、作動流体通路用材料、例えば、ろう材を被覆した３００３合金などからなるクラッド板からなる偏平管と交互に積層し、ろう付け接合することにより熱交換器ユニットとする。
【００４０】
本発明の方法によれば、双ベルト式鋳造機による薄スラブ鋳造時、スラブ中にＡｌ−（Ｆｅ・Ｍｎ）−Ｓｉ系化合物が均一かつ微細に晶出するとともに、母相Ａｌ中に過飽和に固溶したＭｎとＳｉが、ろう付け時の高温加熱によってサブミクロンレベルのＡｌ−（Ｆｅ・Ｍｎ）−Ｓｉ相として高密度に析出する。これにより熱伝導性を大きく低下させるマトリックス中の固溶Ｍｎ量が少なくなるため、ろう付け後の電気伝導率は高くなり、優れた熱伝導性を示す。また、同様の理由により、微細に晶出したＡｌ−（Ｆｅ・Ｍｎ）−Ｓｉ系化合物、および高密度に析出したサブミクロンレベルのＡｌ−（Ｆｅ・Ｍｎ）−Ｓｉ相が塑性変形時の転位の動きを妨げるため、ろう付け後の最終板の抗張力は高い値を示す。また、ろう付け時に析出するサブミクロンレベルのＡｌ−（Ｆｅ・Ｍｎ）−Ｓｉ相は強い再結晶阻止作用を有するため、ろう付け後の再結晶粒径が５００μｍ以上となるため耐サグ性が良好となり、同様の理由から、ろう付け後にも優れた耐エロージョン性を示すようになる。また、本発明においてＭｎの含有量を１．５wt%以上に限定したことから、ろう付け後の再結晶粒の平均粒径が３０００μｍを超えても抗張力が低下することはない。
【００４１】
さらに、双ベルト式鋳造機は溶湯の凝固速度が速く、薄スラブ中に晶出するＡｌ−（Ｆｅ・Ｍｎ）−Ｓｉ系化合物は均一で微細なものとなる。そのため最終のフィン材において、粗大な晶出物起因の円相当径で５μｍ以上の第二相粒子が存在しなくなり、優れた自己耐食性を発現するようになる。
【００４２】
このように双ベルト式連続鋳造法により薄スラブを鋳造することにより、スラブ鋳塊におけるＡｌ−（Ｆｅ・Ｍｎ）−Ｓｉ化合物を均一かつ微細とし、ろう付け後のサブミクロンレベルのＡｌ−（Ｆｅ・Ｍｎ）−Ｓｉ相析出物を高密度にするとともに、ろう付け後の結晶粒径を５００μｍ以上と粗くすることで、ろう付け後の強度、熱伝導率、耐サグ性、耐エロージョン性、自己腐食性を高め、同時にＺｎを含有させることによって材料の電位を卑にして犠牲陽極効果を優れたものとし、耐久性の優れた熱交換器用アルミニウム合金フィン材とすることができる。
【実施例】
【００４３】
以下、本発明の実施例を比較例と対比して説明する。
本発明例および比較例として、表１に示した合金番号１から１２の組成の合金溶湯を溶製し、セラミックス製フィルターを通過させて双ベルト鋳造鋳型に注湯し、鋳造速度８ｍ／ｍｉｎ で、厚さ７mmのスラブを連続鋳造した。溶湯の凝固時冷却速度は５０℃／ｓｅｃ であった。該薄スラブを表２〜４に示す板厚（Ｉ/Ａ１板厚）まで冷間圧延した。その後、試料をアニーラーに挿入し、昇温速度５０℃／ｈｒで昇温して、表２〜４に示す各温度で２ｈｒ保持した後、冷却速度５０℃／ｈｒで１００℃まで冷却するか、又は試料を４５０℃のソルト浴に１５ｓｅｃ保持後、水焼入れをする第１次中間焼鈍処理を施した。次いで試料を表２〜４に示す板厚（Ｉ/Ａ２板厚）まで冷間圧延した後、アニーラーに挿入し、昇温速度５０℃／ｈｒで昇温して、表２〜４に示す各温度で２ｈｒ保持した後、冷却速度５０℃／ｈｒで１００℃まで冷却する第２中間焼鈍処理を施した。次いで表２〜４に示す最終冷延率で冷間圧延を施し、厚さ６０μｍのフィン材とした。これら試料のうち一部については、更に試料をアニーラーに挿入し、昇温速度５０℃／ｈｒで昇温して、表４に示す各温度で２ｈｒ保持した後、冷却速度５０℃／ｈｒで１００℃まで冷却する最終焼鈍処理を施した。
【００４４】
【表１】
【００４５】
【表２】
【００４６】
【表３】
【００４７】
【表４】
【００４８】
比較例として、表１に示した合金番号１３、１４の組成の合金溶湯を溶製し、常法のＤＣ鋳造（厚さ５００mm、凝固時冷却速度約１℃／ｓｅｃ ）、面削、均熱処理、熱間圧延、冷間圧延（厚さ１００μm）、中間焼鈍（４００℃×２ｈｒ）、冷間圧延により厚さ６０μｍのフィン材を製造した。
得られた本発明例および比較例のフィン材について下記（１）〜（３）の測定を行なった。
【００４９】
（１）得られたフィン材の抗張力（ＭＰａ ）
（２）ろう付け温度を想定して６００〜６０５℃×３．５ｍｉｎ加熱し、冷却後下記項目を測定した。
[1] 抗張力（ＭＰａ ）
[2] 表面を電解研磨してバーカー法で結晶粒組織を現出後、切断法で圧延方向に平行な結晶粒径（μｍ）
[3] 銀塩化銀電極を照合電極として、５％食塩水中で６０ｍｉｎ浸漬後の自然電位（ｍV）
[4] 銀塩化銀電極を照合電極として、５％食塩水中で電位掃引速度２０mV／ｍｉｎで行ったカソード分極より求めた腐食電流密度（μＡ／cm2 ）
[5] ＪＩＳ−Ｈ０５０５記載の導電性試験法で導電率［％ＩＡＣＳ］
【００５０】
（３）ＬＷＳ Ｔ ８８０１記載のサグ試験方法で、突き出し長さ５０mmとしたサグ量（mm）
（４）コルゲート状に加工したフィン材を非腐食性弗化物系フラックスを塗布した厚さ０．２５mmのブレージングシート（ろう材４０４５合金クラッド率８％）のろう材面上に載置（負荷荷重３２４ｇ）し、昇温速度５０℃／ｍｉｎ で６０５℃まで加熱して５ｍｉｎ保持した。冷却後、ろう付け断面を観察し、フィン材結晶粒界のエロージョンが軽微なものを良（○印）とし、エロージョンが激しくフィン材の溶融が顕著なものを不良（×印）とした。なおコルゲート形状は下記のとおりとした。
コルゲート形状：高さ２．３mm×幅２１mm×ピッチ３．４mm、１０山
結果を表５〜７に示す。
【００５１】
【表５】
【００５２】
【表６】
【００５３】
【表７】
【００５４】
表５の結果から、本発明によるフィン材（フィン材番号１〜５）は、ろう付け後の抗張力、耐エロージョン性、耐サグ性、犠牲陽極効果および自己耐食性のいずれも良好であることが判る。比較例のフィン材番号６は、Ｍｎ含有量が低く、ろう付け後抗張力が低い。
比較例のフィン材番号７は、Ｍｎ含有量が多く、鋳造時に巨大晶出物が生成し、冷間圧延中に割れを生じフィン材が得られなかった。比較例のフィン材番号８は、Ｓｉ含有量が低く、ろう付け後抗張力が低い。比較例のフィン材番号９は、Ｓｉ含有量が多く、耐エロージョン性が劣った。比較例のフィン材番号１０は、Ｆｅ含有量が多く、鋳造時に巨大晶出物が生成し、冷間圧延中に割れを生じフィン材が得られなかった。
【００５５】
比較例のフィン材番号１１は、Ｚｎ含有量が低く、自然電位が貴であり、犠牲陽極効果が劣った。比較例のフィン材番号１２は、Ｚｎ含有量が多く、自己耐食性が劣っており、耐エロージョン性も劣った。常法のＤＣ鋳造（厚さ５００mm、凝固時冷却速度約１℃／ｓｅｃ ）、面削、均熱処理、熱間圧延、冷間圧延（厚さ１００μm）、中間焼鈍（４００℃×２ｈｒ）、冷間圧延により得られたＭｎ含有量の低い比較例のフィン材番号１３およびＳｉ、Ｍｎ含有量の低い比較例のフィン材番号１４は、ろう付け後の抗張力が低く、ろう付け後の結晶粒径が小さく、耐サグ性、耐エロージョン性ともに劣った。
【００５６】
表６の結果から、本発明によるフィン材（フィン材番号１、１５、１６）は、ろう付け前の抗張力が２４０ＭＰａ以下であり成形性に優れ、ろう付け後の抗張力、耐エロージョン性、耐サグ性のいずれも良好であることが判る。比較例のフィン材番号１７は、最終冷延率が６０％であるため、ろう付け前の抗張力が高く成形性が劣った。比較例のフィン材番号１８、１９は、第１次中間焼鈍処理の温度が高いため、ろう付け後の組織が再結晶せず、耐サグ性、耐エロージョン性が劣った。比較例のフィン材番号２０は、最終冷延率が６０％であるため、ろう付け加熱前の抗張力が高く、耐エロージョン性が劣る。比較例のフィン材番号２１、２２は、第２次中間焼鈍処理の温度が低いため、ろう付け加熱前の抗張力が高く成形性が劣った。比較例のフィン材番号２３、２５は、第２次焼鈍処理の温度が低いため、ろう付け加熱前の抗張力が高く成形性が劣った。比較例のフィン材番号２４は、第２中間焼鈍処理の温度が高いため、再結晶が起こってしまい耐エロージョン性が劣った。
【００５７】
表７の結果から、本発明によるフィン材（フィン材番号２６〜２９）は、ろう付け前の抗張力が２４０ＭＰａ以下であり成形性に優れ、ろう付け後の抗張力、耐エロージョン性、耐サグ性のいずれも良好であることが判る。比較例のフィン材番号３０は、最終焼鈍処理の温度が高いため、再結晶が起こってしまい耐エロージョン性が劣った。比較例のフィン材番号３１は、最終焼鈍処理の温度が低いため、ろう付け加熱前の抗張力が高く成形性が劣った。
【産業上の利用可能性】
【００５８】
本発明によれば、フィン成形が容易な適度なろう付け前の抗張力、およびろう付け後において高い強度を有し、伝熱特性、耐サグ性、耐エロージョン性、自己耐食性、犠牲陽極効果に優れた熱交換器用アルミニウム合金フィン材が提供される。
【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｓｉ：０．８〜１．４wt％、Ｆｅ：０．１５〜０．７wt％、Ｍｎ：１．５〜３．０wt％、Ｚｎ：０．５〜２．５wt％を含み、さらに不純物としてのＭｇを０．０５wt％以下に限定し、残部が通常の不純物とＡｌからなる化学組成を有する溶湯を注湯して、双ベルト式鋳造機により厚さ５〜１０ｍｍの薄スラブを連続的に鋳造してロールに巻き取った後、板厚１．０〜６．０ｍｍに冷間圧延し、２００〜３５０℃で第１次中間焼鈍を施し、更に冷間圧延を行って、板厚０．０５〜０．４ｍｍに冷間圧延し、３６０〜４５０℃での第２次中間焼鈍を施し、最終冷延率１０〜５０％未満の冷間圧延を行って最終板厚４０〜２００μｍとすることを特徴とする、熱交換器用高強度アルミニウム合金フィン材の製造方法。
【請求項２】
Ｓｉ：０．８〜１．４wt％、Ｆｅ：０．１５〜０．７wt％、Ｍｎ：１．５〜３．０wt％、Ｚｎ：０．５〜２．５wt％を含み、さらに不純物としてのＭｇを０．０５wt％以下に限定し、残部が通常の不純物とＡｌからなる化学組成を有する溶湯を注湯して、双ベルト式鋳造機により厚さ５〜１０ｍｍの薄スラブを連続的に鋳造してロールに巻き取った後、板厚１．０〜６．０ｍｍに冷間圧延し、２００〜４５０℃で第１次中間焼鈍を施し、更に冷間圧延を行って、板厚０．０８〜２．０ｍｍに冷間圧延し、３６０〜４５０℃での第２次中間焼鈍を施し、冷延率５０〜９６％の冷間圧延を行って最終板厚４０〜２００μｍとして２００〜４００℃で最終焼鈍を施すことを特徴とする、熱交換器用高強度アルミニウム合金フィン材の製造方法。
【請求項３】
請求項１において、前記第１次中間焼鈍を、連続焼鈍炉により昇温速度１００℃／ｍｉｎ以上、且つ保持温度４００〜５００℃で保持時間５分以内で行うことを特徴とする方法。
【請求項４】
請求項２において、前記第１次中間焼鈍を、連続焼鈍炉により昇温速度１００℃／ｍｉｎ以上、且つ保持温度４００〜５００℃で保持時間５分以内で行うことを特徴とする方法。
【請求項５】
請求項１または３において、前記第１次中間焼鈍後、前記第２次中間焼鈍後の何れの段階においても、金属組織が未再結晶組織又は部分再結晶組織であることを特徴とする方法。
【請求項６】
請求項２または４において、前記第１次中間焼鈍後、前記第２次中間焼鈍後、前記最終焼鈍後の何れの段階においても、金属組織が未再結晶組織であることを特徴とする方法。
【請求項１】
Ｓｉ：０．８〜１．４wt％、Ｆｅ：０．１５〜０．７wt％、Ｍｎ：１．５〜３．０wt％、Ｚｎ：０．５〜２．５wt％を含み、さらに不純物としてのＭｇを０．０５wt％以下に限定し、残部が通常の不純物とＡｌからなる化学組成を有する溶湯を注湯して、双ベルト式鋳造機により厚さ５〜１０ｍｍの薄スラブを連続的に鋳造してロールに巻き取った後、板厚１．０〜６．０ｍｍに冷間圧延し、２００〜３５０℃で第１次中間焼鈍を施し、更に冷間圧延を行って、板厚０．０５〜０．４ｍｍに冷間圧延し、３６０〜４５０℃での第２次中間焼鈍を施し、最終冷延率１０〜５０％未満の冷間圧延を行って最終板厚４０〜２００μｍとすることを特徴とする、熱交換器用高強度アルミニウム合金フィン材の製造方法。
【請求項２】
Ｓｉ：０．８〜１．４wt％、Ｆｅ：０．１５〜０．７wt％、Ｍｎ：１．５〜３．０wt％、Ｚｎ：０．５〜２．５wt％を含み、さらに不純物としてのＭｇを０．０５wt％以下に限定し、残部が通常の不純物とＡｌからなる化学組成を有する溶湯を注湯して、双ベルト式鋳造機により厚さ５〜１０ｍｍの薄スラブを連続的に鋳造してロールに巻き取った後、板厚１．０〜６．０ｍｍに冷間圧延し、２００〜４５０℃で第１次中間焼鈍を施し、更に冷間圧延を行って、板厚０．０８〜２．０ｍｍに冷間圧延し、３６０〜４５０℃での第２次中間焼鈍を施し、冷延率５０〜９６％の冷間圧延を行って最終板厚４０〜２００μｍとして２００〜４００℃で最終焼鈍を施すことを特徴とする、熱交換器用高強度アルミニウム合金フィン材の製造方法。
【請求項３】
請求項１において、前記第１次中間焼鈍を、連続焼鈍炉により昇温速度１００℃／ｍｉｎ以上、且つ保持温度４００〜５００℃で保持時間５分以内で行うことを特徴とする方法。
【請求項４】
請求項２において、前記第１次中間焼鈍を、連続焼鈍炉により昇温速度１００℃／ｍｉｎ以上、且つ保持温度４００〜５００℃で保持時間５分以内で行うことを特徴とする方法。
【請求項５】
請求項１または３において、前記第１次中間焼鈍後、前記第２次中間焼鈍後の何れの段階においても、金属組織が未再結晶組織又は部分再結晶組織であることを特徴とする方法。
【請求項６】
請求項２または４において、前記第１次中間焼鈍後、前記第２次中間焼鈍後、前記最終焼鈍後の何れの段階においても、金属組織が未再結晶組織であることを特徴とする方法。
【公開番号】特開２０１３−５７１３２（Ｐ２０１３−５７１３２Ａ）
【公開日】平成２５年３月２８日（２０１３．３．２８）
【国際特許分類】
【出願番号】特願２０１２−２６５５６９（Ｐ２０１２−２６５５６９）
【出願日】平成２４年１２月４日（２０１２．１２．４）
【分割の表示】特願２００５−２１６９８７（Ｐ２００５−２１６９８７）の分割
【原出願日】平成１７年７月２７日（２００５．７．２７）
【出願人】（０００００４７４３）日本軽金属株式会社 (627)
【Ｆターム（参考）】
【公開日】平成２５年３月２８日（２０１３．３．２８）
【国際特許分類】
【出願日】平成２４年１２月４日（２０１２．１２．４）
【分割の表示】特願２００５−２１６９８７（Ｐ２００５−２１６９８７）の分割
【原出願日】平成１７年７月２７日（２００５．７．２７）
【出願人】（０００００４７４３）日本軽金属株式会社 (627)
【Ｆターム（参考）】
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