JP6307331B2 - ろう付加熱後の室温強度、高温強度及び耐食性に優れた熱交換器用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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Description
本発明は特にラジエータ、ヒーターコア、コンデンサ、インタークーラ等の熱交換器用フィン材として好適に使用され、ろう付加熱後の室温強度、高温強度及び耐食性に優れた熱交換器用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、例えばラジエータ、ヒーターコア、コンデンサ、インタークーラ等に好適に用いられている。
このような熱交換器は、従来、例えばコルゲート成形によって波状に成形されたアルミニウム合金のフィンを他の部材とろう付接合して組み立てられる。アルミニウム合金フィン材としては、熱伝導性に優れるＪＩＳ１０５０合金等の純アルミニウム系合金や、強度及び耐座屈性に優れるＪＩＳ３００３合金等のＡｌ−Ｍｎ系合金が一般的に用いられてきた。また、フィン材を電気化学的に卑な電位にすることで犠牲陽極効果によりフィン材を優先腐食させることで、熱交換器のチューブを防食する技術も一般的に使用されている。
ところで、近年は熱交換器に対して軽量化、小型化及び高性能化の要求が高まってきている。これに伴い、アルミニウム合金フィン材についても薄肉であることが要求されている。このような薄肉化を実現するには、ろう付加熱後の室温強度、熱伝導性及び耐食性等の特性の向上が強く望まれている。
近年では、従来よりも高温高圧環境下で熱交換器が使用される場合が増えてきた。例えば、エンジンを冷却するラジエータの場合を例に挙げる。高いエンジン出力を得ようとすると、エンジンからの発熱量が多くなる。これを冷却するために、エンジンを冷却する冷媒が高圧で流通される。そうすると、ラジエータに高温、高圧の冷媒が流れ込み、ラジエータにかかる負荷が大きくなり、ラジエータの破損に至る場合が増加する。このため、チューブ材の高強度化のみならず、フィン材の高強度化よる熱交換器の耐久性向上が望まれている。この場合、熱伝導性等の一般的な特性に加えて、高温強度及び耐食性を確保する必要がある。
アルミニウム合金フィン材は、一般的に半連続鋳造（ＤＣ）法で製造され、ＪＩＳ１１００、ＪＩＳ３００３などの規格合金では、ろう付加熱後の室温強度に劣るため、熱交換器の十分な耐久性を確保できない。
特許文献１には、半連続鋳造法で鋳造し、Ｎｉを合金成分に加えることにより優れたろう付加熱後の強度と耐食性を有する熱交換器用アルミニウム合金フィン材が提案されている。しかしながら、Ｎｉを含有する化合物はマトリクスとの電位差が大きく、腐食の基点となり易い。このように、Ｎｉ含有合金は自己耐食性が低く、実用上不十分である。また、半連続鋳造法では鋳造中に生成する化合物のサイズが連続鋳造圧延法と比較して大きく、腐食の起点となる化合物が多く腐食が進行し易いことから、自己耐食性に劣る。
ろう付加熱後の室温強度を向上させるために、連続鋳造法（ＣＣ法）でアルミニウム合金フィン材が製造される場合もある。特許文献２には、連続鋳造圧延法により鋳造し、１回目の焼鈍を４５０〜６００℃の温度で１〜１０時間行う最終板厚０．１ｍｍ以下の耐エロージョン性に優れた熱交換器用高強度アルミニウム合金材の製造方法が提案されている。しかしながら、中間焼鈍が高温で行われるため、焼鈍時に化合物が粗大化してその分布が疎になるため、ろう付加熱後の室温強度が低下する。また、ろう付け加熱後の結晶粒径が微細になることが予想され、ろう付性を確保できない虞がある。より最適化された製造条件及び金属組織を有するアルミニウム合金が要望されている。
特許文献３には、フィン材に析出している金属間化合物の９０％以上のサイズが最大値で５μｍ以下の金属組織に制御された、ろう付加熱後の室温強度に優れたアルミニウム合金フィン材が提案されている。しかしながら、後述するように金属間化合物による分散強化は、ろう付加熱後の高温強度の向上への寄与度が固溶強化よりも少ないことから、この特許文献のフィン材は、十分なろう付加熱後高温強度を有しているとは言えず、熱交換器の高温耐久性に劣る。
特許文献４には、Ｍｎ及びＺｒを添加してろう付加熱後の高温強度を向上させろう付加熱後の金属組織を粗大結晶粒とすることで、耐垂下性を向上させたアルミニウム合金フィン材が提案されている。しかしながら、特許文献４では１００℃近傍での高温強度の向上に有効なＳｉ添加が検討されておらず、実車環境におけるフィン材の高温強度が不十分であった。また、Ｚｒを添加しているために、ろう付加熱後の導電率が低い。導電率が低いと熱伝導性が低くなるために、熱交換率が低下し十分な熱交換性能を発揮できない。
特許文献５には、ろう付加熱後の板厚中央部のＳｉ固溶量を０．７％以下に規制することで優れた耐食性を有する熱交換器用アルミニウム合金フィン材を得ることが提案されている。しかしながら、後述するように固溶Ｓｉは高温強度を向上させるため、Ｓｉ固溶量を０．７％以下に規定したのでは十分な高温強度が得られない。また、ろう付加熱前の分散粒子の密度が規定されていないため、ろう付加熱後における優れた室温強度、高温強度及び耐食性を両立出来ない。
このように、近年は様々な合金成分、製造工程で製造されるアルミニウム合金フィン材が提案されているが、熱伝導性等の一般的な特性に加えて、高温強度及び耐食性を確保できるアルミニウム合金フィン材が得られていないのが現状である。
以上のように、従来の技術では熱交換器用フィン材として十分な性能を有するアルミニウム合金フィン材は得られておらず、特に、１００℃近傍といった高温環境下における強度の性能向上がなされていなかった。本発明はこの様な技術背景に鑑みてなされたものであり、ろう付加熱後の室温強度、高温強度及び耐食性に優れた熱交換器用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を目的とする。
本発明者は、この諸課題を解決するために鋭意研究を行い、特定の成分を有するアルミニウム合金材を用いて、最適化された焼鈍条件及び圧延条件を適用することにより、最適化された金属間化合物分布及び元素固溶量を有し、上記課題を解決可能な熱交換器用アルミニウム合金フィン材を得るに至った。
具体的には、本発明は請求項１において、Ｓｉ：０．７〜１．５ｍａｓｓ％、Ｆｅ：０．４〜１．２ｍａｓｓ％、Ｍｎ：０．５〜１．８ｍａｓｓ％、Ｚｎ：０．５〜３．０ｍａｓｓ％を含有し、残部Ａｌ及び不可避的不純物からなり、ろう付加熱前において、０．０１μｍ以上０．１５μｍ未満の円相当径を有する金属間化合物密度（ｄ１）が５．０×１０４個／ｍｍ２以上であり、０．１５〜５．００μｍの円相当径を有する金属間化合物密度（ｄ２）が５．０×１０４〜３．０×１０７個／ｍｍ２であり、ｄ１／ｄ２が０．３０以上であり、固相線温度が６１０℃以上で有り、
ろう付加熱後において、０．０１〜５．００μｍの円相当径を有する金属間化合物密度（ｄ３）が５．０×１０４個／ｍｍ２以上であり、Ｓｉ固溶量が０．３０〜０．８０ｍａｓｓ％であり、
ろう付加熱後において、室温における引張強度が１３０ＭＰａ以上であり、１２０℃における引張強度が９０ＭＰａ以上であり、４８０時間のＳＷＡＡＴ後の引張強度をＴＳ1（ＭＰａ）とし、ＳＷＡＡＴ前の引張強度をＴＳ０（ＭＰａ）とした場合のＴＳ１／ＴＳ０が０．４０以上であり、自然電位が−７２０ｍＶ以下であることを特徴とするろう付加熱後の室温強度、高温強度及び耐食性に優れる熱交換器用アルミニウム合金フィン材とした
ろう付加熱後において、０．０１〜５．００μｍの円相当径を有する金属間化合物密度（ｄ３）が５．０×１０４個／ｍｍ２以上であり、Ｓｉ固溶量が０．３０〜０．８０ｍａｓｓ％であり、
ろう付加熱後において、室温における引張強度が１３０ＭＰａ以上であり、１２０℃における引張強度が９０ＭＰａ以上であり、４８０時間のＳＷＡＡＴ後の引張強度をＴＳ1（ＭＰａ）とし、ＳＷＡＡＴ前の引張強度をＴＳ０（ＭＰａ）とした場合のＴＳ１／ＴＳ０が０．４０以上であり、自然電位が−７２０ｍＶ以下であることを特徴とするろう付加熱後の室温強度、高温強度及び耐食性に優れる熱交換器用アルミニウム合金フィン材とした
本発明は請求項２において、請求項１に記載のろう付加熱後の室温強度、高温強度及び耐食性に優れる熱交換器用アルミニウム合金フィン材の製造方法であって、Ｓｉ：０．７〜１．５ｍａｓｓ％、Ｆｅ：０．４〜１．２ｍａｓｓ％、Ｍｎ：０．５〜１．８ｍａｓｓ％、Ｚｎ：０．５〜３．０ｍａｓｓ％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溶湯を鋳造する鋳造工程と、鋳塊を焼鈍する焼鈍工程と、最終冷間圧延段階を含む冷間圧延工程とを備え、前記鋳造工程は、アルミニウム合金溶湯を連続鋳造圧延する連続鋳造圧延工程であり、前記焼鈍工程は、圧延板を４５０〜５６０℃で１〜１０時間熱処理する高温焼鈍段階と、圧延板を２００〜４５０℃で１〜１０時間熱処理し、前記最終冷間圧延段階の直前の１回以上の低温焼鈍段階とを含み、前記冷間圧延工程は、最終冷間圧延段階の前工程において１回以上の冷間圧延段階を更に備え、前記最終冷間圧延段階における圧延率を１０〜５０％とすることを特徴とするろう付加熱後の室温強度、高温強度及び耐食性に優れる熱交換器用アルミニウム合金フィン材の製造方法とした。
更に本発明は請求項３では請求項２において、前記連続鋳造圧延工程と、圧延鋳塊を高温焼鈍する前記高温焼鈍段階と、前記最終冷間圧延段階の前工程としての冷間圧延段階であって、高温焼鈍した圧延鋳塊を冷間圧延する前記冷間圧延段階と、冷間圧延板を低温焼鈍する前記低温焼鈍段階と、低温焼鈍した圧延板を冷間圧延する前記最終冷間圧延段階とを含むものとした。
本発明に係る熱交換器用アルミニウム合金フィン材は、熱伝導性等の一般的な特性に加えて、ろう付加熱後の室温強度、高温強度及び耐食性に優れる。
以下に、本発明を実施するための形態を詳細に説明する。
（１）合金組成の限定理由
Ｓｉ：０．７〜１．５ｍａｓｓ％
Ｓｉは，ろう付加熱後における室温強度及び高温強度を確保するために必須の元素である。Ｓｉは同時に添加されるＦｅ、Ｍｎと共に、Ａｌ−Ｆｅ（−Ｓｉ）系金属間化合物及びＡｌ−Ｍｎ−Ｓｉ（−Ｆｅ）系金属間化合物を形成して、分散強化に寄与し材料強度（特にろう付加熱後の室温強度）を向上させる。また、一部のＳｉはろう付加熱により材料中に固溶し、固溶強化によりろう付加熱後における室温強度及び高温強度を向上させる。Ｓｉ添加により形成されるＡｌ−Ｍｎ−Ｓｉ（−Ｆｅ）系化合物はろう付加熱後に粒界に析出し、その析出量が多いと粒界腐食を引き起こす。Ｓｉ含有量が０．７ｍａｓｓ％（以下、単に「％」と記す）未満では、上記の効果を十分に得ることが出来ず、ろう付加熱後における十分な室温強度及び高温強度を得ることが出来ない。一方で、Ｓｉ含有量が１．５％を超えると、材料の固相線温度が大きく低下するために、ろう付加熱時に材料が溶融し、ろう付不良が起き易くなる。更に、Ａｌ−Ｍｎ−Ｓｉ（−Ｆｅ）系化合物の粒界への析出が多くなり、特に粒界腐食が起き易くなる。
Ｓｉ：０．７〜１．５ｍａｓｓ％
Ｓｉは，ろう付加熱後における室温強度及び高温強度を確保するために必須の元素である。Ｓｉは同時に添加されるＦｅ、Ｍｎと共に、Ａｌ−Ｆｅ（−Ｓｉ）系金属間化合物及びＡｌ−Ｍｎ−Ｓｉ（−Ｆｅ）系金属間化合物を形成して、分散強化に寄与し材料強度（特にろう付加熱後の室温強度）を向上させる。また、一部のＳｉはろう付加熱により材料中に固溶し、固溶強化によりろう付加熱後における室温強度及び高温強度を向上させる。Ｓｉ添加により形成されるＡｌ−Ｍｎ−Ｓｉ（−Ｆｅ）系化合物はろう付加熱後に粒界に析出し、その析出量が多いと粒界腐食を引き起こす。Ｓｉ含有量が０．７ｍａｓｓ％（以下、単に「％」と記す）未満では、上記の効果を十分に得ることが出来ず、ろう付加熱後における十分な室温強度及び高温強度を得ることが出来ない。一方で、Ｓｉ含有量が１．５％を超えると、材料の固相線温度が大きく低下するために、ろう付加熱時に材料が溶融し、ろう付不良が起き易くなる。更に、Ａｌ−Ｍｎ−Ｓｉ（−Ｆｅ）系化合物の粒界への析出が多くなり、特に粒界腐食が起き易くなる。
Ｆｅ：０．４〜１．２％
Ｆｅは、ろう付加熱後における室温強度及び高温強度を確保するために必須の元素である。Ｆｅは同時に添加されるＭｎと共に、Ａｌ−Ｆｅ（−Ｓｉ、Ｍｎ）系金属間化合物を鋳造時に形成して、分散強化に寄与し、特にろう付加熱後の室温強度を向上させる。Ｆｅ含有量が０．４％未満では、上記の効果を十分に得ることが出来ず、十分なろう付加熱後における十分な室温強度及び高温強度を得ることが出来ない。一方で、Ｆｅ含有量が１．２％を超えると、鋳造時にＡｌ−Ｆｅ系粗大晶出物が発生するようになり、塑性変形性が低下するために圧延性が低下する。また、Ａｌ−Ｆｅ系化合物は腐食のカソードサイトとして作用し、孔食などが発生し易くなり耐食性が劣る。
Ｆｅは、ろう付加熱後における室温強度及び高温強度を確保するために必須の元素である。Ｆｅは同時に添加されるＭｎと共に、Ａｌ−Ｆｅ（−Ｓｉ、Ｍｎ）系金属間化合物を鋳造時に形成して、分散強化に寄与し、特にろう付加熱後の室温強度を向上させる。Ｆｅ含有量が０．４％未満では、上記の効果を十分に得ることが出来ず、十分なろう付加熱後における十分な室温強度及び高温強度を得ることが出来ない。一方で、Ｆｅ含有量が１．２％を超えると、鋳造時にＡｌ−Ｆｅ系粗大晶出物が発生するようになり、塑性変形性が低下するために圧延性が低下する。また、Ａｌ−Ｆｅ系化合物は腐食のカソードサイトとして作用し、孔食などが発生し易くなり耐食性が劣る。
Ｍｎ：０．５〜１．８％
Ｍｎは、ろう付加熱後における室温強度及び高温強度を確保するために必須の元素である。Ｍｎは同時に添加されるＳｉと共に、Ａｌ−Ｍｎ−Ｓｉ系金属間化合物を形成して、分散強化に寄与し材料強度（特にろう付加熱後の室温強度）を向上させる。Ｍｎ含有量が０．５％未満では、上記の効果を十分に得ることが出来ない。一方、Ｍｎ含有量が１．８％を超えると、鋳造時にＡｌ−Ｍｎ系粗大晶出物が発生するようになり、塑性変形性が低下するために圧延性が低下する。また、Ａｌ−Ｍｎ−Ｓｉ（−Ｆｅ）系化合物の粒界への析出が多くなり、粒界腐食が起き易くなる。更に、含有量が多過ぎるとろう付加熱後のＭｎ固溶量が増加するために、導電率が低下する。
Ｍｎは、ろう付加熱後における室温強度及び高温強度を確保するために必須の元素である。Ｍｎは同時に添加されるＳｉと共に、Ａｌ−Ｍｎ−Ｓｉ系金属間化合物を形成して、分散強化に寄与し材料強度（特にろう付加熱後の室温強度）を向上させる。Ｍｎ含有量が０．５％未満では、上記の効果を十分に得ることが出来ない。一方、Ｍｎ含有量が１．８％を超えると、鋳造時にＡｌ−Ｍｎ系粗大晶出物が発生するようになり、塑性変形性が低下するために圧延性が低下する。また、Ａｌ−Ｍｎ−Ｓｉ（−Ｆｅ）系化合物の粒界への析出が多くなり、粒界腐食が起き易くなる。更に、含有量が多過ぎるとろう付加熱後のＭｎ固溶量が増加するために、導電率が低下する。
Ｚｎ：０．５〜３．０％
Ｚｎは材料の自然電位を卑にし、犠牲防食効果の向上に寄与する。Ｚｎ含有量が０．５％未満では上記の効果を十分得ることが出来ない。一方、Ｚｎ含有量が３．０％を超えると自己腐食速度が増大し、自己耐食性が低下する。
Ｚｎは材料の自然電位を卑にし、犠牲防食効果の向上に寄与する。Ｚｎ含有量が０．５％未満では上記の効果を十分得ることが出来ない。一方、Ｚｎ含有量が３．０％を超えると自己腐食速度が増大し、自己耐食性が低下する。
また、結晶粒及びＡｌ−Ｓｉ系晶出物の微細化を目的として、Ｔｉ：０．００１〜０．３００％、Ｓｒ：０．０００１〜０．０１００％、Ｎａ：０．０００１〜０．０１００％、Ｃａ：０．０００１〜０．０１００％を添加しても良い。さらに、結晶粒径の粗大化を目的としてＺｒ：０．０１〜０．３００％を添加してもよい。上記Ｓｉ、Ｆｅ、Ｍｎ、Ｚｎ、Ｔｉ、Ｓｒ、Ｎａ、Ｃａ、Ｚｒ以外の不可避的不純物については、それぞれ単体で０．０５％以下、かつ、合計で０．１５％以下であることが好ましい。
（２）アルミニウム合金フィン材の金属間化合物密度
ろう付加熱前において、０．０１μｍ以上０．１５μｍ未満の円相当径を有する金属間化合物密度（ｄ１）が５×１０４個／ｍｍ２以上であり、かつ、０．１５〜５．００μｍの円相当径を有する金属間化合物密度（ｄ２）が５×１０４〜３．０×１０７個／ｍｍ２であり、ｄ１／ｄ２が０．３０以上であり、ろう付加熱後において、０．０１〜５．００μｍの円相当径を有する金属間化合物密度（ｄ３）が５×１０４個／ｍｍ２以上である。ろう付加熱後における室温強度、高温強度及び耐食性を確保する上で、ろう付加熱前の金属間化合物サイズ（本発明では円相当径、具体的には投影面積円相当直径（Ｈｅｙｗｏｏｄ径）で定義される）とその存在密度は最適に調整されている必要がある。
ろう付加熱前において、０．０１μｍ以上０．１５μｍ未満の円相当径を有する金属間化合物密度（ｄ１）が５×１０４個／ｍｍ２以上であり、かつ、０．１５〜５．００μｍの円相当径を有する金属間化合物密度（ｄ２）が５×１０４〜３．０×１０７個／ｍｍ２であり、ｄ１／ｄ２が０．３０以上であり、ろう付加熱後において、０．０１〜５．００μｍの円相当径を有する金属間化合物密度（ｄ３）が５×１０４個／ｍｍ２以上である。ろう付加熱後における室温強度、高温強度及び耐食性を確保する上で、ろう付加熱前の金属間化合物サイズ（本発明では円相当径、具体的には投影面積円相当直径（Ｈｅｙｗｏｏｄ径）で定義される）とその存在密度は最適に調整されている必要がある。
ここで、本発明において、「ろう付加熱前」及び「ろう付加熱後」における「ろう付加熱」とは、任意のろう材を用いて、温度５８０〜６１０℃で保持時間０．５〜１０分とした実際のろう付加熱処理、或いは、ろう材を用いないで実際のろう付加熱に相当する温度５８０〜６１０℃で保持時間０．５〜１０分とした加熱処理を言うものとする。なお、ろう材を用いる場合も用いない場合も、加熱処理条件としては、温度６００℃で保持時間を３分とするのが好ましい。また、ろう材を用いるろう付加熱処理の場合には、フラックスを用いる場合と用いない場合の両方を含む。
金属間化合物とは、Ａｌ−Ｆｅ（−Ｍｎ）系及びＡｌ−Ｍｎ−Ｓｉ（−Ｆｅ）系化合物を意味する。Ａｌ−Ｆｅ（−Ｍｎ）系化合物は、主に鋳造中に形成され晶出物として存在し、その円相当径はおよそ０．１５μｍ以上である場合が多い。一方で、Ａｌ−Ｍｎ−Ｓｉ（−Ｆｅ）系化合物は、鋳造時、焼鈍時、ろう付加熱処理後の冷却過程でも形成され、その円相当径は５．００μｍ以下であり、およそ０．１５μｍ未満である場合が多い。
（２）−１ ろう付加熱前において、０．０１μｍ以上０．１５μｍ未満の円相当径を有する金属間化合物密度（ｄ１）を５．０×１０４個／ｍｍ２以上に規定すること
ろう付加熱後における高温強度の向上は固溶強化に依存する部分が大きく、ろう付加熱後において一定以上の元素固溶量を確保することが必要である。ろう付加熱前において０．１５μｍ未満の円相当径を有する金属間化合物（特にＡｌ−Ｍｎ−Ｓｉ（−Ｆｅ）系化合物）は、ろう付加熱時に材料中に固溶し易く、高温強度の向上に寄与する。本発明者らは、０．０１μｍ以上０．１５μｍ未満の円相当径を有する金属間化合物密度が５．０×１０４個／ｍｍ２未満の場合には、固溶量が不足してろう付加熱後における十分な高温強度を確保することが出来ないことを見出した。
ろう付加熱後における高温強度の向上は固溶強化に依存する部分が大きく、ろう付加熱後において一定以上の元素固溶量を確保することが必要である。ろう付加熱前において０．１５μｍ未満の円相当径を有する金属間化合物（特にＡｌ−Ｍｎ−Ｓｉ（−Ｆｅ）系化合物）は、ろう付加熱時に材料中に固溶し易く、高温強度の向上に寄与する。本発明者らは、０．０１μｍ以上０．１５μｍ未満の円相当径を有する金属間化合物密度が５．０×１０４個／ｍｍ２未満の場合には、固溶量が不足してろう付加熱後における十分な高温強度を確保することが出来ないことを見出した。
なお、０．１５μｍ以上の円相当径を有する上述の金属間化合物には上記効果が小さい。また、０．０１μｍ未満の円相当径を有する上述の金属間化合物は極めて微細で密度測定が困難であるために、０．０１μｍ未満の円相当径を有するものは対象外とした。ここで、上記金属間化合物密度が高いほどろう付加熱後の固溶量が増加しやすく、高温ＴＳが向上しやすい。したがって、上記金属間化合物密度の上限は特に限定しない。
（２）−２ ろう付加熱前において、０．１５〜５．００μｍの円相当径を有する金属間化合物密度（ｄ２）を５．０×１０４〜３．０×１０７個／ｍｍ２に規定すること
０．１５〜５．００μｍの円相当径の金属間化合物（特にＡｌ−Ｆｅ（−Ｍｎ）系化合物）は、ろう付加熱時においてその固溶量が少なく分散強化に寄与するため、分散密度が高いほどろう付加熱後の室温強度が高くなる。一方、当該サイズの金属間化合物は、ろう付加熱後の冷却中に固溶元素を取り込み材料中の固溶量を低下させるため、ろう付加熱後の高温強度を確保するためには一定以下の金属間化合物密度に制御する必要がある。本発明者らは、５．０×１０４個／ｍｍ２未満ではこの金属間化合物密度が小さいため分散強化が低減してろう付加熱後の室温強度が低下し、その一方で、この密度が３．０×１０７個／ｍｍ２を超えると金属間化合物による固溶元素の取り込みが多くなり、ろう付加熱後の高温強度が低下することを見出した。
０．１５〜５．００μｍの円相当径の金属間化合物（特にＡｌ−Ｆｅ（−Ｍｎ）系化合物）は、ろう付加熱時においてその固溶量が少なく分散強化に寄与するため、分散密度が高いほどろう付加熱後の室温強度が高くなる。一方、当該サイズの金属間化合物は、ろう付加熱後の冷却中に固溶元素を取り込み材料中の固溶量を低下させるため、ろう付加熱後の高温強度を確保するためには一定以下の金属間化合物密度に制御する必要がある。本発明者らは、５．０×１０４個／ｍｍ２未満ではこの金属間化合物密度が小さいため分散強化が低減してろう付加熱後の室温強度が低下し、その一方で、この密度が３．０×１０７個／ｍｍ２を超えると金属間化合物による固溶元素の取り込みが多くなり、ろう付加熱後の高温強度が低下することを見出した。
なお、５．００μｍを超える円相当径を有する場合、実質的にほとんどの晶出物が粗大であり、金属間化合物密度が低下して十分な分散強化を得られずに、室温強度が低下する。
（２）−３ ろう付加熱後において、０．０１〜５．００μｍの円相当径を有する金属間化合物密度（ｄ３）を５．０×１０４個／ｍｍ２以上に規定すること
ろう付加熱後において０．０１〜５．００μｍの円相当径を有する金属間化合物（特にＡｌ−Ｆｅ（−Ｍｎ）系化合物）の密度は、５．０×１０４個／ｍｍ２以上とする必要がある。この金属間化合物密度が５．０×１０４個／ｍｍ２未満の場合には、ろう付加熱後の室温強度を十分に確保することが出来ない。ここで、５．００μｍを超える円相当径を有する場合、実質的にほとんどの晶出物が粗大なため金属間化合物密度が５．０×１０４個／ｍｍ２未満となり、ろう付加熱後の室温強度を十分に確保することが出来ない。また、０．０１μｍ未満の円相当径を有する上述の金属間化合物は極めて微細で密度測定が困難であるために、０．０１μｍ未満の円相当径を有するものは対象外とした。なお、上記金属間化合物密度が高いほどろう付加熱後の分散強化による強化が増加し、室温ＴＳが向上しやすい。したがって、上記金属間化合物密度の上限は特に限定しない。
ろう付加熱後において０．０１〜５．００μｍの円相当径を有する金属間化合物（特にＡｌ−Ｆｅ（−Ｍｎ）系化合物）の密度は、５．０×１０４個／ｍｍ２以上とする必要がある。この金属間化合物密度が５．０×１０４個／ｍｍ２未満の場合には、ろう付加熱後の室温強度を十分に確保することが出来ない。ここで、５．００μｍを超える円相当径を有する場合、実質的にほとんどの晶出物が粗大なため金属間化合物密度が５．０×１０４個／ｍｍ２未満となり、ろう付加熱後の室温強度を十分に確保することが出来ない。また、０．０１μｍ未満の円相当径を有する上述の金属間化合物は極めて微細で密度測定が困難であるために、０．０１μｍ未満の円相当径を有するものは対象外とした。なお、上記金属間化合物密度が高いほどろう付加熱後の分散強化による強化が増加し、室温ＴＳが向上しやすい。したがって、上記金属間化合物密度の上限は特に限定しない。
（２）−４ ｄ１（０．０１μｍ以上０．１５μｍ未満の円相当径を有する金属間化合物密度）／ｄ２（０．１５〜５．００μｍの円相当径を有する金属間化合物密度）を０．３０以上に規定すること
ｄ１／ｄ２が０．３０未満では材料に固溶する金属間化合物の量に対して、固溶元素を取り込む金属間化合物の量が多過ぎて固溶元素量が低下するために、ろう付加熱後における十分な高温強度を確保することが出来ない。なお、ｄ１／ｄ２の上限は特に限定するものではない。
ｄ１／ｄ２が０．３０未満では材料に固溶する金属間化合物の量に対して、固溶元素を取り込む金属間化合物の量が多過ぎて固溶元素量が低下するために、ろう付加熱後における十分な高温強度を確保することが出来ない。なお、ｄ１／ｄ２の上限は特に限定するものではない。
（３）ろう付加熱後におけるＳｉ固溶量を０．３０〜０．８０％に規定すること
高温強度の向上には、固溶強化が有効である。化合物による分散強化の強度向上への寄与は少ないと考えられる。その原因は、高温環境下では転位の移動が容易であり、分散粒子は転位の移動の障害になり難いためと考えられる。そこで，固溶強化を図るため、一定以上の固溶量を確保することが必要になる。１００℃付近におけるＳｉの拡散速度と転位の移動速度は同程度であり、Ｓｉの拡散が転位の移動を阻害し易いため高温強度の向上に有効である。Ｓｉ固溶量が０．３０％以上であれば高温のＴＳを十分に確保することができる。一方、０．３０％未満では高温の引張強度（ＴＳ）を十分に確保することが出来ない。Ｓｉ固溶量が０．８０％を超えると粒界へのＡｌ−Ｍｎ−Ｓｉ（−Ｆｅ）系化合物の析出が多くなるために、粒界腐食が起き易くなる。
高温強度の向上には、固溶強化が有効である。化合物による分散強化の強度向上への寄与は少ないと考えられる。その原因は、高温環境下では転位の移動が容易であり、分散粒子は転位の移動の障害になり難いためと考えられる。そこで，固溶強化を図るため、一定以上の固溶量を確保することが必要になる。１００℃付近におけるＳｉの拡散速度と転位の移動速度は同程度であり、Ｓｉの拡散が転位の移動を阻害し易いため高温強度の向上に有効である。Ｓｉ固溶量が０．３０％以上であれば高温のＴＳを十分に確保することができる。一方、０．３０％未満では高温の引張強度（ＴＳ）を十分に確保することが出来ない。Ｓｉ固溶量が０．８０％を超えると粒界へのＡｌ−Ｍｎ−Ｓｉ（−Ｆｅ）系化合物の析出が多くなるために、粒界腐食が起き易くなる。
（４）引張強度
本発明では、アルミニウム合金フィン材の種々の条件下での引張強度（ＴＳ）を以下のように規定する。
本発明では、アルミニウム合金フィン材の種々の条件下での引張強度（ＴＳ）を以下のように規定する。
（４）−１ ろう付加熱後における室温でのＴＳを１３０ＭＰａ以上に規定すること
熱交換器の室温における耐久性を確保するために、ろう付加熱後における室温ＴＳは高いことが望ましい。そのためには、ろう付加熱後における室温でのＴＳを１３０ＭＰａ以上とするのが好ましい。１３０ＭＰａ未満では熱交換器の耐久性が低下し、実用的に十分な耐久性が得られない。本発明においては、２５℃を室温とする。なお、ろう付加熱後における室温でのＴＳが高いほど、室温でのコア耐久性が向上しやすい。したがって、室温ＴＳの上限は特に限定しない。
熱交換器の室温における耐久性を確保するために、ろう付加熱後における室温ＴＳは高いことが望ましい。そのためには、ろう付加熱後における室温でのＴＳを１３０ＭＰａ以上とするのが好ましい。１３０ＭＰａ未満では熱交換器の耐久性が低下し、実用的に十分な耐久性が得られない。本発明においては、２５℃を室温とする。なお、ろう付加熱後における室温でのＴＳが高いほど、室温でのコア耐久性が向上しやすい。したがって、室温ＴＳの上限は特に限定しない。
（４）−２ ろう付加熱後における１２０℃でのＴＳを９０ＭＰａ以上に規定すること
上記のように、高温環境下で熱交換器が使用されるケースが増加している。高温環境下とは約１００℃前後であり、従来と比較して高温である。そこで、１００℃よりも高温である１２０℃でのＴＳが９０ＭＰａ以上であれば、熱交換器の十分な高温耐久性が得られる。１２０℃でのＴＳが９０ＭＰａ未満では十分な高温耐久性を得ることが出来ない。なお、ろう付加熱後における１２０℃でのＴＳが高いほど、１２０℃でのコア耐久性が向上しやすい。したがって、１２０℃ＴＳの上限は特に限定しない。
上記のように、高温環境下で熱交換器が使用されるケースが増加している。高温環境下とは約１００℃前後であり、従来と比較して高温である。そこで、１００℃よりも高温である１２０℃でのＴＳが９０ＭＰａ以上であれば、熱交換器の十分な高温耐久性が得られる。１２０℃でのＴＳが９０ＭＰａ未満では十分な高温耐久性を得ることが出来ない。なお、ろう付加熱後における１２０℃でのＴＳが高いほど、１２０℃でのコア耐久性が向上しやすい。したがって、１２０℃ＴＳの上限は特に限定しない。
（４）−３ ろう付加熱後において、４８０時間のＳＷＡＡＴ後のＴＳ（ＴＳ１＜ＭＰａ＞）／（ＳＷＡＡＴ前のＴＳ（ＴＳ０＜ＭＰａ＞）を０．４０以上に規定すること
熱交換器は腐食環境下で使用され、フィンの腐食が進行すると熱交換器コアの耐久性が低下する。フィンは優れた耐食性を有していることが望ましい。そこで、ＴＳ１（ＭＰａ）／ＴＳ０（ＭＰａ）を０．４０以上とすることにより、フィンは実用上十分な耐食性を有し、腐食環境下でも熱交換の耐久性を十分に確保することができる。なお、ＴＳ１（ＭＰａ）／ＴＳ０（ＭＰａ）が高いほど耐食性に優れているので、ＴＳ１（ＭＰａ）／ＴＳ０（ＭＰａ）の上限は特に限定しない。
熱交換器は腐食環境下で使用され、フィンの腐食が進行すると熱交換器コアの耐久性が低下する。フィンは優れた耐食性を有していることが望ましい。そこで、ＴＳ１（ＭＰａ）／ＴＳ０（ＭＰａ）を０．４０以上とすることにより、フィンは実用上十分な耐食性を有し、腐食環境下でも熱交換の耐久性を十分に確保することができる。なお、ＴＳ１（ＭＰａ）／ＴＳ０（ＭＰａ）が高いほど耐食性に優れているので、ＴＳ１（ＭＰａ）／ＴＳ０（ＭＰａ）の上限は特に限定しない。
（５）製造方法
以下に、本発明に係る熱交換器用アルミニウム合金フィン材の製造方法について説明する。なお、この製造方法は一実施態様を示すものであり、本発明のアルミニウム合金フィン材の製造方法を限定するものではない。
以下に、本発明に係る熱交換器用アルミニウム合金フィン材の製造方法について説明する。なお、この製造方法は一実施態様を示すものであり、本発明のアルミニウム合金フィン材の製造方法を限定するものではない。
まず、製造方法の全体的な工程の流れについて説明する。最初にＡｌ地金、Ａｌ母合金を溶解炉で溶解し成分の調整を行う。その後、連続鋳造圧延法により鋳造を行う。連続鋳造圧延方法としては、双ロール式、ベルト方式などが用いられる。次に、得られた鋳塊に焼鈍と冷間圧延をそれぞれ２回以上行なって、最終製品である板状のフィン材とする。
（５）−１ 鋳造工程
本発明の合金は、連続鋳造圧延法（ＣＣ法）により鋳造とされることを特徴としている。ＣＣ法で鋳造する場合は、鋳造時の冷却速度（約１００〜１０００℃／秒）が非常に大きい。そのため、一般的な半連続鋳造法（ＤＣ法）（冷却速度約１０〜１００℃／秒）に比べて、添加されたＳｉ、Ｆｅ、Ｍｎによって形成されるＡｌ−Ｆｅ（−Ｍｎ）系及びＡｌ−Ｍｎ−Ｓｉ（−Ｆｅ）系の金属間化合物が微細、かつ密に分散する。その結果、分散強化が大きく、ろう付加熱後の室温強度の向上に大きく寄与する。また、上記金属間化合物が微細、かつ密に分散するために、鋳造時に固溶したＳｉ、Ｆｅ、Ｍｎが金属間化合物に取り込まれ易い。このため、導電率の向上が図られる。従って、ＣＣ法で鋳造されたアルミニウム合金は、ＤＣ法で鋳造されたものよりも強度及び熱伝導性に優れる。また、ＣＣ法は金属間化合物が微細に分散するために、フィン材をコルゲート成形する際の型磨耗が少なく、経済的という利点もある。本発明では、ＣＣ法における鋳造時の冷却速度を１５〜１０００℃／秒とするのが好ましい。
本発明の合金は、連続鋳造圧延法（ＣＣ法）により鋳造とされることを特徴としている。ＣＣ法で鋳造する場合は、鋳造時の冷却速度（約１００〜１０００℃／秒）が非常に大きい。そのため、一般的な半連続鋳造法（ＤＣ法）（冷却速度約１０〜１００℃／秒）に比べて、添加されたＳｉ、Ｆｅ、Ｍｎによって形成されるＡｌ−Ｆｅ（−Ｍｎ）系及びＡｌ−Ｍｎ−Ｓｉ（−Ｆｅ）系の金属間化合物が微細、かつ密に分散する。その結果、分散強化が大きく、ろう付加熱後の室温強度の向上に大きく寄与する。また、上記金属間化合物が微細、かつ密に分散するために、鋳造時に固溶したＳｉ、Ｆｅ、Ｍｎが金属間化合物に取り込まれ易い。このため、導電率の向上が図られる。従って、ＣＣ法で鋳造されたアルミニウム合金は、ＤＣ法で鋳造されたものよりも強度及び熱伝導性に優れる。また、ＣＣ法は金属間化合物が微細に分散するために、フィン材をコルゲート成形する際の型磨耗が少なく、経済的という利点もある。本発明では、ＣＣ法における鋳造時の冷却速度を１５〜１０００℃／秒とするのが好ましい。
ＣＣ法の鋳造は一般的に、溶湯温度を６８０〜８００℃に保持することが好ましい。溶湯温度は、給湯ノズル直前にあるヘッドボックスの温度である。溶湯温度が６８０℃未満では、鋳造中に粗大晶出物が形成し易く材料の塑性変形性が低下する場合がある。その結果、後の冷間圧延工程中に板が破断する虞がある。一方、溶湯温度が８００℃を超えると、鋳造中に溶湯が凝固せず板状鋳塊を得ることが出来ない場合がある。
（５）−２ 焼鈍工程（高温焼鈍段階）
次に、鋳造された鋳塊は焼鈍工程にかけられる。焼鈍工程は、高温焼鈍段階と低温焼鈍段階とを含む。高温焼鈍段階の条件は、４５０〜５６０℃で１〜１０時間である。この高温焼鈍工程は、後述の低温焼鈍段階の前工程で行われる。この高温焼鈍工程により材料中の金属間化合物のサイズ及び密度、ならびに、添加元素の固溶量を最適に調整することが出来る。
次に、鋳造された鋳塊は焼鈍工程にかけられる。焼鈍工程は、高温焼鈍段階と低温焼鈍段階とを含む。高温焼鈍段階の条件は、４５０〜５６０℃で１〜１０時間である。この高温焼鈍工程は、後述の低温焼鈍段階の前工程で行われる。この高温焼鈍工程により材料中の金属間化合物のサイズ及び密度、ならびに、添加元素の固溶量を最適に調整することが出来る。
高温焼鈍温度が４５０℃未満では、材料中に分散する金属間化合物が微細、かつ密に析出するために、分散強化が大きくなる。このことは、ろう付加熱後の室温強度を高くするためには有利であるが、分散粒子による強化は高温環境化においては大きな寄与を発揮せず、またろう付加熱時において材料中の固溶量を減少させるために、高温強度を得るには不利になる。一方、高温焼鈍温度が５６０℃を超えると金属間化合物が疎に析出する。固溶元素を取り込み難く、材料中の固溶量が低下し難いためにろう付加熱後における高温強度を高く維持できるが、分散強化が低下するためにろう付加熱後における室温強度が低下する。従って、４５０〜５６０℃で高温焼鈍することにより、ろう付加熱後における室温強度と高温強度の両立が可能になる。また、１時間未満の焼鈍では上記の効果が十分ではなく、１０時間を超える焼鈍を行っても、上記効果が飽和して更なる向上が得られないために経済的に不利になる。
（５）−３ 焼鈍工程（低温焼鈍段階）
後述の最終冷間圧延段階の直前に、１回以上の低温焼鈍段階が設けられる。この低温焼鈍段階は、材料を軟化させて最終冷間圧延段階で所望の材料強度を得るために行われる。この低温焼鈍の条件は、２００〜４５０℃で１〜１０時間である。焼鈍温度が２５０℃未満では材料の軟化が十分に起こらずに、最終冷間圧延における強度の調整が困難となる。一方、４５０℃を超えた温度で焼鈍を行うと、製造工程中の材料への入熱量が多くなり過ぎるために、金属間化合物が粗大、かつ疎に分布し分散強化が小さくなる。その結果、ろう付加熱後の室温強度の低下を招く。また、１時間未満の焼鈍温度では上記の効果が十分ではなく、１０時間を超える焼鈍時間では上記の効果が飽和して更なる向上がえられないため、経済的に不利となる。
後述の最終冷間圧延段階の直前に、１回以上の低温焼鈍段階が設けられる。この低温焼鈍段階は、材料を軟化させて最終冷間圧延段階で所望の材料強度を得るために行われる。この低温焼鈍の条件は、２００〜４５０℃で１〜１０時間である。焼鈍温度が２５０℃未満では材料の軟化が十分に起こらずに、最終冷間圧延における強度の調整が困難となる。一方、４５０℃を超えた温度で焼鈍を行うと、製造工程中の材料への入熱量が多くなり過ぎるために、金属間化合物が粗大、かつ疎に分布し分散強化が小さくなる。その結果、ろう付加熱後の室温強度の低下を招く。また、１時間未満の焼鈍温度では上記の効果が十分ではなく、１０時間を超える焼鈍時間では上記の効果が飽和して更なる向上がえられないため、経済的に不利となる。
（５）−４ 冷間圧延工程
鋳造工程後において、２回以上の冷間圧延段階が設けられる。製造工程の最後に行う冷間圧延は最終冷間圧延段階であり、それまでに、１回以上の冷間圧延段階が設けられる。最終冷間圧延段階以前の冷間圧延段階は、最終冷間圧延段階で所望の最終板厚を得るために行われ、常法に従い冷間圧延を行えばよい。
鋳造工程後において、２回以上の冷間圧延段階が設けられる。製造工程の最後に行う冷間圧延は最終冷間圧延段階であり、それまでに、１回以上の冷間圧延段階が設けられる。最終冷間圧延段階以前の冷間圧延段階は、最終冷間圧延段階で所望の最終板厚を得るために行われ、常法に従い冷間圧延を行えばよい。
最終冷間圧延段階は、ろう付加熱前における所望の強度を得るために行なわれる。最終冷間圧延段階における圧延率（最終圧延率）は、１０〜５０％である。この圧延率が１０％未満の場合には、ろう付加熱時における再結晶化が十分に完了しなかった亜結晶を起点としてろう材が侵入し、エロージョンが強く発生する。このエロージョンの発生によりフィン材の強度が低減するため、熱交換器の耐久性が低下する。一方、最終圧延率が５０％を超えると、ろう付加熱時における再結晶化が容易に生起して再結晶粒が非常に微細になる。再結晶粒が微細になると、結晶粒界を起点としてろうが侵入する。その結果、フィンにエロージョンが強く発生する。このエロージョンの発生により、熱交換器のコア寸法が変化してしまうため、耐久性が低下する。なお、本発明においては、再結晶化が完了しないことによるフィンのエロージョン発生、ならびに、微細再結晶化によるフィンのエロージョン発生を、併せてろう拡散という。また、ろう拡散の程度をろう拡散性という。
（５）−５ 焼鈍工程と冷間圧延工程の順序
本発明に係る熱交換器用アルミニウム合金フィン材の製造方法では、鋳造工程後において、焼鈍と冷間圧延がそれぞれ２回以上行なわれる。例えば、（ｉ）高温焼鈍段階→最初の冷間圧延段階→低温焼鈍段階→最終冷間圧延段階としてもよく、これに代えて、（ｉｉ）最初の冷間圧延段階→高温焼鈍段階→低温焼鈍段階→最終冷間圧延工程としてもよい。また、上記（ｉ）、（ｉｉ）において、低温焼鈍段階を２回以上続けて行ってもよい。更に、上記（ｉｉ）において、高温焼鈍段階の後に最初の冷間圧延段階を再び設けてもよい。
本発明に係る熱交換器用アルミニウム合金フィン材の製造方法では、鋳造工程後において、焼鈍と冷間圧延がそれぞれ２回以上行なわれる。例えば、（ｉ）高温焼鈍段階→最初の冷間圧延段階→低温焼鈍段階→最終冷間圧延段階としてもよく、これに代えて、（ｉｉ）最初の冷間圧延段階→高温焼鈍段階→低温焼鈍段階→最終冷間圧延工程としてもよい。また、上記（ｉ）、（ｉｉ）において、低温焼鈍段階を２回以上続けて行ってもよい。更に、上記（ｉｉ）において、高温焼鈍段階の後に最初の冷間圧延段階を再び設けてもよい。
以下に、本発明を実施例に基づいて詳細に説明する。表１に示す合金組成で温度７２０℃の溶湯を用いて、双ロール式連続鋳造圧延法により板厚６ｍｍの板状鋳塊を得た。鋳造における冷却速度は、５００℃／秒であった。次に、得られた鋳塊を高温焼鈍工程にかけた。更に、板厚０．０５６〜０．１ｍｍまでの最初の冷間圧延工程にかけた。次いで、冷間圧延板を低温焼鈍工程にかけた後に、最終冷間圧延工程にかけた。高温焼鈍工程、低温焼鈍工程及び最終冷間圧延工程の条件を表２に示した。
このようにして得られた最終的なフィン材試料の板厚は、全て０．０５ｍｍとした。なお、本発明は、本実施例の鋳造板厚及び最終板の板厚に限定されるものではない。鋳造板厚は一般的に２〜１０ｍｍ程度、最終板厚は一般的に０．０３〜０．２０ｍｍ程度である場合が多い。
また、後述するコア耐久性の評価において、チューブ、サイドサポート、ヘッダー、タンクをフィン材に組み付けた材料構成を採用し、かつ、これらのフィン材以外の材料として、ＪＩＳ３００３の心材に全板厚の５％の割合でＪＩＳ４０４５ろう材をクラッドしたクラッド材を用いている。本発明は、これらの材料構成及びクラッド材に限定されるものではない。本発明に係るアルミニウム合金フィン材の実施形態として、熱交換機用材料として使用されている全ての部材との組み合わせが可能である。
上記のようにして得られたフィン材に対して、ろう付加熱前の特性として下記（ａ）、（ｂ）を測定した。また、ろう付加熱後（ろう材を用いない）のフィン特性として、下記（ｃ）〜（ｆ）を測定した。更に、ろう付加熱後（ろう材を用いた）の特性として、ミニコア又は熱交換器コアを作製して、ろう付評価（ｇ）〜（ｊ）を行った。なお、ろう付加熱条件は、ろう材を用いた場合も用いない場合も、一般的に行われている６００℃で３分間とした。結果を、表３〜５に示す。
（ａ）固相線温度
固相線温度は、フィン材のろう付性の優劣を決める基準になる。固相線温度が低過ぎると、ろう付加熱時にフィン溶け及びフィン座屈が発生する。６１０℃以上であれば、十分な固相線温度を有する。
固相線温度は、フィン材のろう付性の優劣を決める基準になる。固相線温度が低過ぎると、ろう付加熱時にフィン溶け及びフィン座屈が発生する。６１０℃以上であれば、十分な固相線温度を有する。
（ｂ）ろう付加熱前における金属間化合物密度の測定
ＦＥ−ＳＥＭ（Ｆｉｅｌｄ Ｅｍｉｓｓｉｏｎ−Ｓｃａｎｎｎｉｎｇ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｙ：走査電子顕微鏡）を用いてフィン材試料表面の化合物を観察し、画像解析により所定の円相当径を有する金属間化合物の密度を測定した。具体的には、倍率２００００倍で２０視野を観察し、２値化処理することで密度を算出した。上述のように、円相当径０．０１μｍ未満の金属間化合物は微細過ぎるために、ノイズと区別がつき難く、２値化する際にカウントしなかった。なお、ｄ１／ｄ２の比率も併せて表３〜５に示す。
ＦＥ−ＳＥＭ（Ｆｉｅｌｄ Ｅｍｉｓｓｉｏｎ−Ｓｃａｎｎｎｉｎｇ Ｅｌｅｃｔｒｏｎ Ｍｉｃｒｏｓｃｏｐｙ：走査電子顕微鏡）を用いてフィン材試料表面の化合物を観察し、画像解析により所定の円相当径を有する金属間化合物の密度を測定した。具体的には、倍率２００００倍で２０視野を観察し、２値化処理することで密度を算出した。上述のように、円相当径０．０１μｍ未満の金属間化合物は微細過ぎるために、ノイズと区別がつき難く、２値化する際にカウントしなかった。なお、ｄ１／ｄ２の比率も併せて表３〜５に示す。
（ｃ）ろう付加熱後における室温ＴＳ
ろう付加熱後のフィン材試料を、ＪＩＳ１３号Ｂ引張試験片に成形し、Ｓｈｉｍａｄｚｕ製ＡＧ−２０ｋＮ試験機によって室温でのＴＳを測定した。同じ試料から用意した３枚の試験片を用いて試験し、その算術平均値を室温でのＴＳとした。前述のように熱交換器の耐久性を確保するためには、室温ＴＳが高い方が望ましい。１３０ＭＰａ以上であれば熱交換器の耐久性を十分に確保することが出来るので合格とし、それ未満を不合格とした。
ろう付加熱後のフィン材試料を、ＪＩＳ１３号Ｂ引張試験片に成形し、Ｓｈｉｍａｄｚｕ製ＡＧ−２０ｋＮ試験機によって室温でのＴＳを測定した。同じ試料から用意した３枚の試験片を用いて試験し、その算術平均値を室温でのＴＳとした。前述のように熱交換器の耐久性を確保するためには、室温ＴＳが高い方が望ましい。１３０ＭＰａ以上であれば熱交換器の耐久性を十分に確保することが出来るので合格とし、それ未満を不合格とした。
（ｄ）ろう付加熱後における高温ＴＳ
室温ＴＳと同様に、試験片を作製して１２０℃でのＴＳを測定した。更に、同様に算術平均値をもって高温（１２０℃）でのＴＳとした。前述のように熱交換器の耐久性を確保するためには、高温ＴＳが高い方が望ましい。これが９０ＭＰａ以上であれば熱交換器の耐久性を十分に確保することが出来るので合格とし、それ未満を不合格とした。
室温ＴＳと同様に、試験片を作製して１２０℃でのＴＳを測定した。更に、同様に算術平均値をもって高温（１２０℃）でのＴＳとした。前述のように熱交換器の耐久性を確保するためには、高温ＴＳが高い方が望ましい。これが９０ＭＰａ以上であれば熱交換器の耐久性を十分に確保することが出来るので合格とし、それ未満を不合格とした。
（ｅ）ろう付加熱後における金属間化合物密度の測定
ろう付加熱前における金属間化合物密度と同様にしてｄ３を測定し、２値化処理することで密度を算出した。
ろう付加熱前における金属間化合物密度と同様にしてｄ３を測定し、２値化処理することで密度を算出した。
（ｆ）ろう付加熱後におけるＳｉ固溶量
ろう付加熱後におけるフィン材のＳｉ固溶量を算出した。具体的には、ＩＣＰ（Ｉｎｄｕｃｅｄ Ｃｏｕｐｌｅｄ Ｐｌａｓｍａ）を用いて、アルミニウム合金のＳｉ含有量を求め、次いで、フェノール溶解法によってＳｉ系金属間化合物のＳｉ総量を求めた。そして、前者から後者を差し引いてＳｉ固溶量を算出した。
ろう付加熱後におけるフィン材のＳｉ固溶量を算出した。具体的には、ＩＣＰ（Ｉｎｄｕｃｅｄ Ｃｏｕｐｌｅｄ Ｐｌａｓｍａ）を用いて、アルミニウム合金のＳｉ含有量を求め、次いで、フェノール溶解法によってＳｉ系金属間化合物のＳｉ総量を求めた。そして、前者から後者を差し引いてＳｉ固溶量を算出した。
（ｇ）ろう拡散性
フィンへのろう侵食量が多いとフィンの座屈が生じるために、ろう付加熱処理後の熱交換器の寸法が設定通りにならず耐久性が低下する。そこで、フィンへのろう侵食の指標としてろう拡散性を以下のように評価した。図１に示すように、上記のようにして作製したフィン材試料を幅１６ｍｍ、山高さ５ｍｍ、山間隔３ｍｍにコルゲート成形したフィン材２と、ＪＩＳ３００３の心材にクラッド率５％でＪＩＳ４０４５ろう材をクラッドした板厚０．５ｍｍのブレージングシートからなるチューブ材３を組み付けて、ろう付けすることによりミニコア１を作製した。作製したミニコア１を、非腐食性フラックス量５ｇ／ｍ２用いて、６００℃で３分間のろう付を行った。このようにしてろう付けしたミニコア断面を光学顕微鏡によりミクロ観察して、ろう浸食の有無を観察した。ろう侵食の発生しなかったものをろう拡散性が合格「○」、ろう侵食が発生したものをろう拡散性が不合格「×」とした。合格の場合の具体例を図４（ａ）に、不合格の場合の具体例を図４（ｂ）に示す。図中において、２、３は図１と同じであり、１０は侵食ろうを示す。
フィンへのろう侵食量が多いとフィンの座屈が生じるために、ろう付加熱処理後の熱交換器の寸法が設定通りにならず耐久性が低下する。そこで、フィンへのろう侵食の指標としてろう拡散性を以下のように評価した。図１に示すように、上記のようにして作製したフィン材試料を幅１６ｍｍ、山高さ５ｍｍ、山間隔３ｍｍにコルゲート成形したフィン材２と、ＪＩＳ３００３の心材にクラッド率５％でＪＩＳ４０４５ろう材をクラッドした板厚０．５ｍｍのブレージングシートからなるチューブ材３を組み付けて、ろう付けすることによりミニコア１を作製した。作製したミニコア１を、非腐食性フラックス量５ｇ／ｍ２用いて、６００℃で３分間のろう付を行った。このようにしてろう付けしたミニコア断面を光学顕微鏡によりミクロ観察して、ろう浸食の有無を観察した。ろう侵食の発生しなかったものをろう拡散性が合格「○」、ろう侵食が発生したものをろう拡散性が不合格「×」とした。合格の場合の具体例を図４（ａ）に、不合格の場合の具体例を図４（ｂ）に示す。図中において、２、３は図１と同じであり、１０は侵食ろうを示す。
（ｈ）自然電位
フィンの自然電位が貴になると犠牲陽極効果が小さく、熱交換器の耐食性を確保することが出来ない。図１に示すろう付したフィン材の自然電位が−７２０ｍＶ以下であれば、十分な犠牲陽極効果を有するフィン材となる。表３中において、上記自然電位が−７２０ｍＶ以下の場合を合格（○）とし、−７２０ｍＶより貴の場合を不合格（×）とした。なお、自然電位の測定は、Ａｇ／ＡｇＣｌ（ｓ）を参照電極とし、測定溶液２５℃の５％ＮａＣｌ水溶液中にミニコアにろう付されたフィン部分のみを浸漬して行った。
フィンの自然電位が貴になると犠牲陽極効果が小さく、熱交換器の耐食性を確保することが出来ない。図１に示すろう付したフィン材の自然電位が−７２０ｍＶ以下であれば、十分な犠牲陽極効果を有するフィン材となる。表３中において、上記自然電位が−７２０ｍＶ以下の場合を合格（○）とし、−７２０ｍＶより貴の場合を不合格（×）とした。なお、自然電位の測定は、Ａｇ／ＡｇＣｌ（ｓ）を参照電極とし、測定溶液２５℃の５％ＮａＣｌ水溶液中にミニコアにろう付されたフィン部分のみを浸漬して行った。
（ｉ）ＳＷＡＡＴ後のフィン残強度
図１において、フィン材試料の幅のみを２０ｍｍに変えたミニコア１を作製した。作製したミニコア１を、非腐食性フラックス量５ｇ／ｍ２用いて、６００℃で３分間のろう付を行った。このようにしてろう付けしたミニコア１に対し、４８０ｈのＳＷＡＡＴ（ＡＳＴＭのＧ８５−Ａに準拠した人工海水噴霧試験）を行った。まず、ＳＷＡＡＴ後のミニコア１に対して、チューブ３を固定してフィン２のみに引張荷重が加わる状態で引張試験を行うことで、フィンの引張強度（４８０時間のＳＷＡＡＴ後の引張強度ＴＳ1＜ＭＰａ＞）を測定した。一方、ＳＷＡＡＴ前のミニコア１に対しても、同様にしてフィンの引張強度（ＳＷＡＡＴ前の引張強度ＴＳ０＜ＭＰａ＞）を測定した。そして、ＴＳ１／ＴＳ０をＳＷＡＡＴ後のフィン残強度とし、これが０．４０以上のものは十分な耐食性を有するフィンであるとして合格とし、０．４０未満のものは耐食性が不十分なフィンであるとして不合格とした。
図１において、フィン材試料の幅のみを２０ｍｍに変えたミニコア１を作製した。作製したミニコア１を、非腐食性フラックス量５ｇ／ｍ２用いて、６００℃で３分間のろう付を行った。このようにしてろう付けしたミニコア１に対し、４８０ｈのＳＷＡＡＴ（ＡＳＴＭのＧ８５−Ａに準拠した人工海水噴霧試験）を行った。まず、ＳＷＡＡＴ後のミニコア１に対して、チューブ３を固定してフィン２のみに引張荷重が加わる状態で引張試験を行うことで、フィンの引張強度（４８０時間のＳＷＡＡＴ後の引張強度ＴＳ1＜ＭＰａ＞）を測定した。一方、ＳＷＡＡＴ前のミニコア１に対しても、同様にしてフィンの引張強度（ＳＷＡＡＴ前の引張強度ＴＳ０＜ＭＰａ＞）を測定した。そして、ＴＳ１／ＴＳ０をＳＷＡＡＴ後のフィン残強度とし、これが０．４０以上のものは十分な耐食性を有するフィンであるとして合格とし、０．４０未満のものは耐食性が不十分なフィンであるとして不合格とした。
（ｊ）室温コア耐久性及び高温コア耐久性
図２、３に示すように、フィン材試料を幅２０ｍｍ、山高さ５ｍｍ、山間隔３ｍｍにコルゲート成形したコルゲート成形したフィン材２を作製した。次に、他の部材であるチューブ材３、ヘッダー材５、タンク材６、サイドサポート材７の作製には、ＪＩＳ３００３の心材にクラッド率５％のＪＩＳ４０４５ろう材をクラッドしたクラッド材を用いた。チューブ材３の板厚を０．２ｍｍとし、ヘッダー材５、タンク材６及びサイドサポート材７の板厚は１．０ｍｍとした。成形した各部材を図２及び図３に示すように組み付け、非腐食性フラックス量５ｇ／ｍ２用いて６００℃で３分間のろう付を行ない、耐久性評価用の熱交換器コア４とした。なお、図２の８は冷媒供給口を示し、９は冷媒排出口を示す。
図２、３に示すように、フィン材試料を幅２０ｍｍ、山高さ５ｍｍ、山間隔３ｍｍにコルゲート成形したコルゲート成形したフィン材２を作製した。次に、他の部材であるチューブ材３、ヘッダー材５、タンク材６、サイドサポート材７の作製には、ＪＩＳ３００３の心材にクラッド率５％のＪＩＳ４０４５ろう材をクラッドしたクラッド材を用いた。チューブ材３の板厚を０．２ｍｍとし、ヘッダー材５、タンク材６及びサイドサポート材７の板厚は１．０ｍｍとした。成形した各部材を図２及び図３に示すように組み付け、非腐食性フラックス量５ｇ／ｍ２用いて６００℃で３分間のろう付を行ない、耐久性評価用の熱交換器コア４とした。なお、図２の８は冷媒供給口を示し、９は冷媒排出口を示す。
コア耐久性の評価は、チューブ内を水で満たし、１Ｈｚの周波数でチューブ内に加わる最大水圧が１００ｋＰａとなる加圧状態と無加圧状態とを繰り返す、繰り返し加圧耐久試験により行った。室温におけるコア耐久性は試験雰囲気を２５℃とし、高温におけるコア耐久性は試験雰囲気を１２０℃とした。加圧状態と無加圧状態をそれぞれ１０５回繰り返した後に、フィンの座屈及びフィンの破断のいずれも発生しなかった場合には、実用上十分なコア耐久性を有しているとして合格（○）とし、それ以外を不合格（×）とした。
表３、４の本発明例１〜４３では、ろう付加熱前の固相線温度が十分に高いために良好なろう付性を有し、ろう付加熱後における室温強度が十分に高いために室温コア耐久性が十分に確保され、ろう付加熱後における高温強度が十分に高いために高温コア耐久性が十分に確保された。また、ろう付加熱後における金属間化合物密度が適切な範囲内にあり、最終圧延率が適切に設定されているためにろう拡散性が合格となり、自然電位が適切に設定されているために犠牲陽極効果に優れ、ＳＷＡＡＴ後のフィン残強度が高いために耐食性に優れていた。
これに対して表５に示すように、比較例４４では、高温焼鈍温度が低過ぎたために、ろう付け加熱前における０．１５〜５．００μｍの円相当径を有する金属間化合物の密度が高くなり、固溶元素を多く取り込み過ぎたために、固溶Ｓｉ量が減少し、ろう付加熱後高温ＴＳが低下した。また、ろう付加熱後における高温におけるコア耐久性も不合格であった。
比較例４５では、高温焼鈍温度が高過ぎたために、ろう付加熱後における０．０１〜５．００μｍの円相当径を有する金属間化合物密度が低くなり分散強化が低下したために、ろう付加熱後室温ＴＳが低下した。また、ろう付加熱後における室温におけるコア耐久性も不合格であった。
比較例４６では、高温焼鈍時間が短過ぎ、ろう付け加熱前における０．１５〜５．００μｍの円相当径を有する金属間化合物密度が高くなりすぎた。その結果、固溶元素を多く取り込んだために、固溶Ｓｉ量が減少しろう付加熱後高温ＴＳが低下した。また、ろう付加熱後における高温におけるコア耐久性が不合格であった。
比較例４８では、低温焼鈍温度が高過ぎ、材料への入熱が多くなり過ぎた。ろう付加熱後における０．０１〜５．００μｍの円相当径を有する金属間化合物密度が低下し、分散強化が低下したため、ろう付加熱後室温ＴＳが低下した。また、ろう付加熱後における室温におけるコア耐久性が不合格であった。
比較例５２では、フィン材のＳｉ含有量が少なく、ｄ１及びｄ３の金属間化合物密度が低下した。また、ｄ１の低下によりｄ１／ｄ２が低下し、ろう付加熱後のＳｉ固溶量も低下した。その結果、ろう付加熱後の室温ＴＳ及び高温ＴＳが低下した。また、ろう付加熱後における室温及び高温におけるコア耐久性が不合格であった。
比較例５３では、Ｓｉ含有量が多過ぎたために、固相線温度が大きく低下し、ろう付加熱中にフィン溶けが発生した。また、コアの寸法が正確に維持されなかったために、ろう付加熱後における室温及び高温におけるコア耐久性が不十分であった。
比較例５４では、Ｆｅ含有量が少な過ぎたために、ろう付加熱後における０．０１〜５．００μｍの円相当径を有する金属間化合物密度が低下し、ろう付加熱後室温ＴＳが低下した。また、室温におけるコア耐久性が不十分であった。
比較例５５では、Ｆｅ含有量が多過ぎたために、鋳造時に粗大晶出物が生成され、後の圧延工程にて板破断が生じて評価ができなかった。
比較例５６では、Ｍｎ含有量が少な過ぎたために、ろう付加熱後における０．０１〜５．００μｍの円相当径を有する金属間化合物密度が低下し、ろう付加熱後室温ＴＳが低下した。また、室温におけるコア耐久性が不十分であった。
比較例５７では、Ｍｎ含有量が多過ぎたために、鋳造時に粗大晶出物が生成され、後の圧延工程にて板破断が生じて評価ができなかった。
比較例５８では、Ｚｎ含有量が少な過ぎたために、自然電位が貴になり、チューブ材との電位差を十分に確保することが出来なかった。犠牲防食が十分に作用せずに、チューブの腐食量が多くなり、コアとして十分な耐食性を有さない。
比較例５９では、Ｚｎ含有量が多過ぎたために、腐食速度が大きくなり、腐食減量が多いために、自己耐食性に劣った。したがって、ＳＷＡＡＴ後におけるＴＳ１／ＴＳ０が０．４０以上を満足できなかった。
なお、これら比較例４４〜５９が、いずれの請求項の比較例に該当するかを、表６に示す。
本発明に係る熱交換器用アルミニウム合金フィン材は、熱伝導性等の一般的な特性に加えて、ろう付加熱後の室温強度、高温強度及び耐食性に優れた特徴を有する。
１・・・ミニコア
２・・・フィン材、フィン
３・・・チューブ材、チューブ
４・・・熱交換器コア
５・・・ヘッダー材、ヘッダー
６・・・タンク材、タンク
７・・・サイドサポート材、サイドサポート
８・・・冷媒供給口
９・・・冷媒排出口
１０・・・侵食ろう
２・・・フィン材、フィン
３・・・チューブ材、チューブ
４・・・熱交換器コア
５・・・ヘッダー材、ヘッダー
６・・・タンク材、タンク
７・・・サイドサポート材、サイドサポート
８・・・冷媒供給口
９・・・冷媒排出口
１０・・・侵食ろう
Claims (3)
- Ｓｉ：０．７〜１．５ｍａｓｓ％、Ｆｅ：０．４〜１．２ｍａｓｓ％、Ｍｎ：０．５〜１．８ｍａｓｓ％、Ｚｎ：０．５〜３．０ｍａｓｓ％を含有し、残部Ａｌ及び不可避的不純物からなり、
ろう付加熱前において、０．０１μｍ以上０．１５μｍ未満の円相当径を有する金属間化合物密度（ｄ１）が５．０×１０４個／ｍｍ２以上であり、０．１５〜５．００μｍの円相当径を有する金属間化合物密度（ｄ２）が５．０×１０４〜３．０×１０７個／ｍｍ２であり、ｄ１／ｄ２が０．３０以上であり、固相線温度が６１０℃以上で有り、
ろう付加熱後において、０．０１〜５．００μｍの円相当径を有する金属間化合物密度（ｄ３）が５．０×１０４個／ｍｍ２以上であり、Ｓｉ固溶量が０．３０〜０．８０ｍａｓｓ％であり、
ろう付加熱後において、室温における引張強度が１３０ＭＰａ以上であり、１２０℃における引張強度が９０ＭＰａ以上であり、４８０時間のＳＷＡＡＴ後の引張強度をＴＳ1（ＭＰａ）とし、ＳＷＡＡＴ前の引張強度をＴＳ０（ＭＰａ）とした場合のＴＳ１／ＴＳ０が０．４０以上であり、自然電位が−７２０ｍＶ以下であることを特徴とするろう付加熱後の室温強度、高温強度及び耐食性に優れる熱交換器用アルミニウム合金フィン材。 - 請求項１に記載のろう付加熱後の室温強度、高温強度及び耐食性に優れる熱交換器用アルミニウム合金フィン材の製造方法であって、Ｓｉ：０．７〜１．５ｍａｓｓ％、Ｆｅ：０．４〜１．２ｍａｓｓ％、Ｍｎ：０．５〜１．８ｍａｓｓ％、Ｚｎ：０．５〜３．０ｍａｓｓ％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溶湯を鋳造する鋳造工程と、鋳塊を焼鈍する焼鈍工程と、最終冷間圧延段階を含む冷間圧延工程とを備え、前記鋳造工程は、アルミニウム合金溶湯を連続鋳造圧延する連続鋳造圧延工程であり、前記焼鈍工程は、圧延板を４５０〜５６０℃で１〜１０時間熱処理する高温焼鈍段階と、圧延板を２００〜４５０℃で１〜１０時間熱処理し、前記最終冷間圧延段階の直前の１回以上の低温焼鈍段階とを含み、前記冷間圧延工程は、最終冷間圧延段階の前工程において１回以上の冷間圧延段階を更に備え、前記最終冷間圧延段階における圧延率を１０〜５０％とすることを特徴とするろう付加熱後の室温強度、高温強度及び耐食性に優れる熱交換器用アルミニウム合金フィン材の製造方法。
- 前記連続鋳造圧延工程と、圧延鋳塊を高温焼鈍する前記高温焼鈍段階と、前記最終冷間圧延段階の前工程としての冷間圧延段階であって、高温焼鈍した圧延鋳塊を冷間圧延する前記冷間圧延段階と、冷間圧延板を低温焼鈍する前記低温焼鈍段階と、低温焼鈍した圧延板を冷間圧延する前記最終冷間圧延段階とを含む、請求項２に記載のろう付加熱後の室温強度、高温強度及び耐食性に優れる熱交換器用アルミニウム合金フィン材の製造方法。
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