JP5195837B2 - 熱交換器用アルミニウム合金フィン材 - Google Patents

Description

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当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。

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。

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。

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。

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。

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。
特開昭６２−１２０４５５号公報 特開昭５０−１１８９１９号公報 特公昭６３−２３２６０号公報 特開２００１−２２６７３０号公報

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およびその製造方法を提供することである。

上記の目的を達成するために、本発明の熱交換器用アルミニウム合金フィン材の製造方法は、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た後、板厚０．０５〜２．０mmに冷間圧延し、３５０〜５００°Ｃで中間焼鈍を施し、冷延率１０〜９６％の冷間圧延を行って最終板厚を４０〜２００μｍとした後、必要に応じて保持温度３００〜４００°Ｃで最終焼鈍（軟化処理）を施すことを特徴とする。本発明は以下に記載する５つの実施形態を含む。連続鋳造した薄スラブは、一旦ロールに巻き取った後に冷間圧延を行なう。

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からなり、ろう付前の抗張力が２４０ＭＰａ以下、且つろう付後の抗張力が１５０ＭＰａ以上であることを特徴とする、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、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本発明の第１の実施形態である。

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からなり、ろう付前の抗張力が２４０ＭＰａ以下、且つろう付後の抗張力が１５０ＭＰａ以上、且つろう付後の再結晶粒径が５００μｍ以上であることを特徴とする、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、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本発明の第２の実施形態である。

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０．０５〜０．４mmに冷間圧延し、保持温度３５０〜５００°Ｃで中間焼鈍を施し、冷延率１０〜５０％で冷間圧延を行って最終板厚を４０〜２００μｍとすることを特徴とする、ろう付前の抗張力が２４０ＭＰａ以下、且つろう付後の抗張力が１５０ＭＰａ以上の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が本発明の第３の実施形態である。

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０．０８〜２．０mmに冷間圧延し、３５０〜５００°Ｃで中間焼鈍を施し、冷延率５０〜９６％の冷間圧延を行って最終板厚４０〜２００μｍとした後、保持温度３００〜４００°Ｃの最終焼鈍を施すことを特徴とする、ろう付前の抗張力が２４０ＭＰａ以下、且つろう付後の抗張力が１５０ＭＰａ以上の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が本発明の第４の実施形態である。

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０．０８〜２．０mmに冷間圧延し、３５０〜５００°Ｃの中間焼鈍を、連続焼鈍炉により昇温速度１００°Ｃ／分以上、且つ保持時間５分以内で行った後、冷延率５０〜９６％の冷間圧延を行って最終板厚４０〜２００μｍとした後、保持温度３００〜４００°Ｃの最終焼鈍を施すことを特徴とする、ろう付前の抗張力が２４０ＭＰａ以下、且つろう付後の抗張力が１５０ＭＰａ以上の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が第５の発明である。

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。

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。

〔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。

〔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。

〔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１．８〜３．０wt％である。

〔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１．０〜１．５wt％の範囲である。

〔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。

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。

次に、本発明における薄スラブの鋳造条件、中間焼鈍条件、最終冷延率の意義および限定理由を以下に説明する。

〔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。

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。

なお、溶湯の凝固時の鋳造速度は５〜１５ｍ／分 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／分 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／分 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。

〔中間焼鈍条件〕
中間焼鈍の保持温度は３５０〜５００°Ｃが好ましい。中間焼鈍の保持温度が３５０°Ｃ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、中間焼鈍の保持温度が５００°Ｃを超えると、ろう付け時に析出する固溶Ｍｎの多くが高温での中間焼鈍時に比較的大きなＡｌ−（Ｆｅ・Ｍｎ）−Ｓｉ系化合物として析出してしまうため、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、耐サグ性と耐エロージョン性が低下する。

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。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。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。

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°Ｃ／時間以上とすることが好ましい。中間焼鈍処理時の昇温速度および冷却速度が３０°Ｃ／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。

連続焼鈍炉による中間焼鈍の温度は３５０〜５００°Ｃが好ましい。３５０°Ｃ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°Ｃを超えると、ろう付け時に析出する固溶Ｍｎの多くが高温での中間焼鈍時に比較的大きなＡｌ−（Ｆｅ・Ｍｎ）−Ｓｉ系化合物として析出してしまうため、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、耐サグ性と耐エロージョン性が低下する。

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。

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°Ｃ／分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°Ｃ／分未満の場合、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。

〔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。なお、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ときには、最終冷延板に保持温度３００〜４００°Ｃ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３００〜４００°Ｃ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。

本発明のアルミニウム合金フィン材は、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ロールに巻き取った後、板厚０．０５〜２．０mmに冷間圧延し、保持温度３５０〜５００°Ｃで中間焼鈍を施し、冷延率１０〜９６％の冷間圧延を行って最終板厚４０〜２００μｍとした後、必要に応じて保持温度３００〜４００°Ｃの最終焼鈍（軟化処理）を施したものとする。この板材は、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。

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。

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。

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、ろう付け後の再結晶粒径を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。

以下、本発明の実施例を比較例と対比して説明する。
〔実施例１〕
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１３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／分 で厚さ７mmのスラブを得た。溶湯の凝固時冷却速度は５０°Ｃ／秒 であった。該スラブを表２に示した板厚まで冷間圧延して板状とし、昇温速度５０°Ｃ／時間、表２に示した各温度で２時間保持、冷却速度５０°Ｃ／時間（１００°Ｃまで）の中間焼鈍を施して軟化させた。次いでこの板を冷間圧延して厚さ５０μｍのフィン材とした。

比較例として、表１に示した合金番号１４、１５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°Ｃ／秒 ）、面削、均熱処理、熱間圧延、冷間圧延（厚さ８４μm）、中間焼鈍（４００°Ｃ×２時間）、冷間圧延により厚さ５０μｍ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。

（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°Ｃ×３．５分間加熱し、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再結晶粒組織を現出後、切断法で圧延方向に平行な再結晶粒径（μｍ）
[3] 銀塩化銀電極を照合電極として、５％食塩水中で６０分浸漬後の自然電位（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／分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］

（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°Ｃ／分 で６０５°Ｃまで加熱して５分間保持した。冷却後、ろう付け断面を観察し、フィン材再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３に示す。

表３の結果から、本発明によるフィン材は、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８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９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１０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１１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１２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。

比較例のフィン材番号１３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１４は、Ｚｎ含有量が多く、腐食電流密度が高く、自己耐食性が劣った。比較例のフィン材番号１５、１６は、最終Ｒｅｄ．が高く、ろう付け前の抗張力が高く、フィン成形が困難であった。比較例のフィン材番号１７は、中間焼鈍の温度が低く、ろう付け前の抗張力が高く、またサグ量も大きく耐サグ性が劣った。比較例のフィン材番号１８は、中間焼鈍の温度が高く、ろう付け後の再結晶粒径が小さく耐エロージョン性が劣り、またサグ量も大きく耐サグ性が劣った。常法のＤＣ鋳造（厚さ５００mm、凝固時冷却速度約１°Ｃ／秒 ）、面削、均熱処理、熱間圧延、冷間圧延（厚さ８４μm）、中間焼鈍（４００°Ｃ×２時間）、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１９およびＳｉ、Ｍｎ含有量の低い比較例のフィン材番号２０は、ろう付け後の抗張力が低く、ろう付け後の再結晶粒径が小さく耐エロージョン性が劣り、また腐食電流密度が高く、自己耐食性が劣った。

〔実施例２〕
実施例および比較例として実施例１で得られた表１に示した合金番号１および２の組成の溶製双ベルト鋳造スラブを分割し、表４に示した各製板条件で中間焼鈍板厚まで冷間圧延した後、連続焼鈍炉において昇温速度１００°Ｃ／秒で加熱し、４５０°Ｃ保持なしで、水冷却により中間焼鈍を施して軟化させた。次いで該板を表４に示した最終冷延率で冷間圧延して厚さ５０μｍとした。さらに、実施例のフィン材番号２１〜２３および比較例のフィン材番号２７〜３０については、昇温速度５０°Ｃ／時間、表４に示した各温度で２時間保持、冷却速度５０°Ｃ／時間（１００°Ｃまで）の最終焼鈍を施して軟化させフィン材とした。これらフィン材について、実施例１に示した方法で、ろう付け前の抗張力、ろう付け後の抗張力、ろう付け後の再結晶粒径、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を評価した結果を表４に示す。

表５に示されているように、本発明方法で製造されたフィン材番号２１、２２、および２３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。これに対し、比較例の最終冷延率が高く最終焼鈍を行わないフィン材番号２４、２５、および２６はろう付け前の抗張力が高くフィン成形が困難であり、またサグ量も大きく耐サグ性に劣る。比較例の最終焼鈍温度の低いフィン材番号２７、２８は、ろう付け前の抗張力が高くフィン成形が困難であり、またサグ量も大きく耐サグ性に劣る。比較例の最終焼鈍温度の高いフィン材番号２９、３０は、ろう付け前の抗張力は低いがＯ材となってしまい、伸びがそれぞれ、１１％、１２％と高くフィン成形が困難で劣ることが分かる。
（発明の効果）

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。

Claims (3)

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、不純物としてのＣｕを０．０２wt％以下に制限し、残部が通常の不純物とＡｌからなるアルミニウム合金のみからなる熱交換器用アルミニウム合金フィン材であって、
   ろう付前の抗張力が２４０ＭＰａ以下であり、更に
   加熱温度６００〜６０５℃で３．５分間保持し冷却後に測定したときの抗張力が１５０ＭＰａ以上であり且つ圧延方向に平行な平均再結晶粒径が５００〜５０００μｍであることを特徴とする、
   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、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。
2. Ｓｉ：１．０〜１．４wt％、Ｆｅ：０．１５〜０．５５wt％、Ｍｎ：１．８〜３．０wt％、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、不純物としてのＣｕを０．２wt％以下に制限し、残部が通常の不純物とＡｌからなるアルミニウム合金のみからなる熱交換器用アルミニウム合金フィン材であって、
   ろう付前の抗張力が２４０ＭＰａ以下であり、更に
   加熱温度６００〜６０５℃で３．５分間保持し冷却後に測定したときの抗張力が１５０ＭＰａ以上であり且つ圧延方向に平行な平均再結晶粒径が５００〜５０００μｍであることを特徴とする、
   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、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。
3. Ｓｉ：０．８〜１．４wt％、Ｆｅ：０．１５〜０．７wt％、Ｍｎ：２．２〜３．０wt％、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、不純物としてのＣｕを０．２wt％以下に制限し、残部が通常の不純物とＡｌからなるアルミニウム合金のみからなる熱交換器用アルミニウム合金フィン材であって、
   ろう付前の抗張力が２４０ＭＰａ以下であり、更に
   加熱温度６００〜６０５℃で３．５分間保持し冷却後に測定したときの抗張力が１５０ＭＰａ以上であり且つ圧延方向に平行な平均再結晶粒径が５００〜５０００μｍであることを特徴とする、
   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、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。