(19)【発行国】日本国特許庁(JP)
(12)【公報種別】公開特許公報(A)
(11)【公開番号】P2022118955
(43)【公開日】2022-08-16
(54)【発明の名称】アルミニウム合金フィン材及びその製造方法
(51)【国際特許分類】
C22C 21/00 20060101AFI20220808BHJP
C22F 1/04 20060101ALI20220808BHJP
B23K 35/22 20060101ALI20220808BHJP
B23K 35/28 20060101ALI20220808BHJP
B23K 1/00 20060101ALI20220808BHJP
C22F 1/00 20060101ALN20220808BHJP
【ＦＩ】
C22C21/00 J
C22C21/00 D
C22F1/04 Z
B23K35/22 310E
B23K35/28 310B
B23K1/00 S
C22C21/00 E
C22F1/00 622
C22F1/00 623
C22F1/00 627
C22F1/00 630A
C22F1/00 630K
C22F1/00 651A
C22F1/00 682
C22F1/00 683
C22F1/00 685Z
C22F1/00 691B
C22F1/00 691C
C22F1/00 694A
C22F1/00 694B
C22F1/00 614
【審査請求】未請求
【請求項の数】4
【出願形態】ＯＬ
(21)【出願番号】P 2021015823
(22)【出願日】2021-02-03
(71)【出願人】
【識別番号】000107538
【氏名又は名称】株式会社ＵＡＣＪ
(74)【代理人】
【識別番号】110000648
【氏名又は名称】特許業務法人あいち国際特許事務所
(72)【発明者】
【氏名】則包 一成
(72)【発明者】
【氏名】安藤 誠
(57)【要約】
【課題】強度及び成形性に優れた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。
【解決手段】フィン材１は、心材２と心材２の両面上に配置されたろう材３とを備えたブレージングシートから構成されている。心材２は、Ｓｉ：０．０２～０．８０質量％、Ｆｅ：０．０２～０．８０質量％及びＭｎ：０．８～２．０質量％を含有し、残部がＡｌ及び不可避的不純物からなる化学成分と、Ｂｒａｓｓ方位、Ｃｏｐｐｅｒ方位及びＳ方位のうち１種類以上の結晶方位の方位密度がランダム方位試料の２０倍以上であり、かつ、Ｃｕｂｅ方位、ＣＲ方位およびＰ方位の方位密度がいずれもランダム方位試料の１０倍以下である結晶集合組織とを有している。ろう材は、Ｓｉ：６．０～１３．０質量％及びＦｅ：０．０２～０．８０質量％を含有するＡｌ－Ｓｉ系合金からなる。各ろう材３のクラッド率は６％以上１６％以下である。
【選択図】図１
【解決手段】フィン材１は、心材２と心材２の両面上に配置されたろう材３とを備えたブレージングシートから構成されている。心材２は、Ｓｉ：０．０２～０．８０質量％、Ｆｅ：０．０２～０．８０質量％及びＭｎ：０．８～２．０質量％を含有し、残部がＡｌ及び不可避的不純物からなる化学成分と、Ｂｒａｓｓ方位、Ｃｏｐｐｅｒ方位及びＳ方位のうち１種類以上の結晶方位の方位密度がランダム方位試料の２０倍以上であり、かつ、Ｃｕｂｅ方位、ＣＲ方位およびＰ方位の方位密度がいずれもランダム方位試料の１０倍以下である結晶集合組織とを有している。ろう材は、Ｓｉ：６．０～１３．０質量％及びＦｅ：０．０２～０．８０質量％を含有するＡｌ－Ｓｉ系合金からなる。各ろう材３のクラッド率は６％以上１６％以下である。
【選択図】図１
【特許請求の範囲】
【請求項1】
心材と、前記心材の両面上に配置されたろう材とを備えたブレージングシートからなるアルミニウム合金フィン材であって、
前記心材は、
Ｓｉ：０．０２質量％以上０．８０質量％以下、Ｆｅ：０．０２質量％以上０．８０質量％以下及びＭｎ：０．８質量％以上２．０質量％以下を含有し、残部がＡｌ及び不可避的不純物からなる化学成分と、
Ｂｒａｓｓ方位、Ｃｏｐｐｅｒ方位及びＳ方位のうち１種類以上の結晶方位の方位密度がランダム方位試料の２０倍以上であり、かつ、Ｃｕｂｅ方位、ＣＲ方位およびＰ方位の方位密度がいずれもランダム方位試料の１０倍以下である結晶集合組織とを有し、
前記ろう材は、Ｓｉ：６．０質量％以上１３．０質量％以下及びＦｅ：０．０２質量％以上０．８０質量％以下を含むＡｌ－Ｓｉ系合金からなり、
前記各ろう材のクラッド率は６％以上１６％以下である、アルミニウム合金フィン材。
前記心材は、
Ｓｉ：０．０２質量％以上０．８０質量％以下、Ｆｅ：０．０２質量％以上０．８０質量％以下及びＭｎ：０．８質量％以上２．０質量％以下を含有し、残部がＡｌ及び不可避的不純物からなる化学成分と、
Ｂｒａｓｓ方位、Ｃｏｐｐｅｒ方位及びＳ方位のうち１種類以上の結晶方位の方位密度がランダム方位試料の２０倍以上であり、かつ、Ｃｕｂｅ方位、ＣＲ方位およびＰ方位の方位密度がいずれもランダム方位試料の１０倍以下である結晶集合組織とを有し、
前記ろう材は、Ｓｉ：６．０質量％以上１３．０質量％以下及びＦｅ：０．０２質量％以上０．８０質量％以下を含むＡｌ－Ｓｉ系合金からなり、
前記各ろう材のクラッド率は６％以上１６％以下である、アルミニウム合金フィン材。
【請求項2】
前記心材は、さらに、Ｚｎ：０．３質量％以上３．０質量％以下を含有している、請求項１に記載のアルミニウム合金フィン材。
【請求項3】
前記ろう材を構成する前記Ａｌ－Ｓｉ系合金は、さらに、Ｓｒ：０．００５質量％以上０．０５０質量％以下を含有している、請求項１または２に記載のアルミニウム合金フィン材。
【請求項4】
請求項１～３のいずれか１項に記載のアルミニウム合金フィン材の製造方法であって、
Ｓｉ：０．０２質量％以上０．８０質量％以下、Ｆｅ：０．０２質量％以上０．８０質量％以下及びＭｎ：０．８質量％以上２．０質量％以下を含有し、残部がＡｌ及び不可避的不純物からなる化学成分を有する心材用塊と、Ｓｉ：６．０質量％以上１３．０質量％以下及び０．０２質量％以上０．８０質量％以下のＦｅを含むＡｌ－Ｓｉ系合金からなるろう材用塊とを作製する鋳造工程と、
前記心材用塊の両面上に前記ろう材用塊を配置してクラッド塊を作製する積層工程と、
前記クラッド塊に熱間圧延を施してクラッド板を作製する熱間圧延工程と、
前記クラッド板に冷間圧延を施す第１冷間圧延工程と、
前記第１冷間圧延工程後の前記クラッド板を、下記式（１）により算出される総拡散量Ｍが１．０×１０－１４ｍ２以上５．０×１０－１２ｍ２以下となる条件で加熱して焼鈍する焼鈍工程と、
前記焼鈍工程後の前記クラッド板に冷間圧延を施す第２冷間圧延工程と、を有する、アルミニウム合金フィン材の製造方法。
（ただし、前記式（１）におけるｎは総加熱時間を単位時間Δｔで分割したときの区間数であり、Ｄ０は１．３７×１０－５ｍ２／ｓであり、Ｑは１２３ｋＪ／ｍｏｌであり、Ｒの値は８．３１４５ｋＪ／（ｍｏｌ・Ｋ）であり、Ｔ（ｋ）の値は第ｋ番目の区間の開始時点における加熱温度［Ｋ］である。）
Ｓｉ：０．０２質量％以上０．８０質量％以下、Ｆｅ：０．０２質量％以上０．８０質量％以下及びＭｎ：０．８質量％以上２．０質量％以下を含有し、残部がＡｌ及び不可避的不純物からなる化学成分を有する心材用塊と、Ｓｉ：６．０質量％以上１３．０質量％以下及び０．０２質量％以上０．８０質量％以下のＦｅを含むＡｌ－Ｓｉ系合金からなるろう材用塊とを作製する鋳造工程と、
前記心材用塊の両面上に前記ろう材用塊を配置してクラッド塊を作製する積層工程と、
前記クラッド塊に熱間圧延を施してクラッド板を作製する熱間圧延工程と、
前記クラッド板に冷間圧延を施す第１冷間圧延工程と、
前記第１冷間圧延工程後の前記クラッド板を、下記式（１）により算出される総拡散量Ｍが１．０×１０－１４ｍ２以上５．０×１０－１２ｍ２以下となる条件で加熱して焼鈍する焼鈍工程と、
前記焼鈍工程後の前記クラッド板に冷間圧延を施す第２冷間圧延工程と、を有する、アルミニウム合金フィン材の製造方法。
【数1】
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【0001】
本発明は、アルミニウム合金フィン材及びその製造方法に関する。
【背景技術】
【0002】
コンデンサやラジエータ、ヒータコア、インタークーラ等の熱交換器は、金属の中でも高い比強度と高い熱伝導率とを兼ね備えたアルミニウム合金から構成されていることが多い。この種の熱交換器は、コルゲートフィンを有していることがある。コルゲートフィンを備えた熱交換器は、例えば、フィン材を所望の形状に成形した後、他の部材と組み合わせてろう付を行うことによって作製されている。フィン材としては、心材と、心材の両面にろう材が積層されたブレージングシートが用いられている。
【0003】
近年、例えば自動車分野などの種々の技術分野において、熱交換器の軽量化や小型化が強く望まれている。このような要求に対応するため、熱交換器に用いられるフィン材にも、強度を確保しつつ厚みを薄くすることが求められている。
【0004】
かかる要求に対し、例えば特許文献１には、芯材がＳｉ：０．０５～０．８質量％、Ｆｅ：０．０５～０．８質量％、Ｍｎ：０．８～２．０質量％を含有し、かつ、前記Ｓｉ、Ｆｅ、Ｍｎの含有量がＳｉ＋Ｆｅ≦Ｍｎの条件を満たし、残部Ａｌ及び不可避的不純物からなるアルミニウム合金からなり、ろう材が、Ｓｉ：６．０～１３．０質量％、Ｆｅ：０．０５～０．８質量％を含有し、残部Ａｌ及び不可避的不純物からなるＡｌ－Ｓｉ系合金からなるアルミニウム合金製ブレージングシートフィン材が記載されている。引用文献１のフィン材は、ろう付加熱前後の芯材の金属組織を特定の状態に制御することにより、ろう付加熱後の強度の向上等を図っている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【0005】
【特許文献1】国際公開第２０１６／１４７６２７号
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【0006】
熱交換器に組み込まれるコルゲートフィンには、熱交換効率を向上させるために、スリットやルーバーなどの複雑な形状が付与されることがある。熱交換器を小型化しようとすると、スリットやルーバーなどの寸法が従来よりも小さくなるため、フィン材には、従来よりも優れた成形性を有することが求められる。
【0007】
しかし、強度と成形性とはトレードオフの関係にあり、成形性を改善しようとすると、強度が低くなる傾向がある。特許文献１のフィン材は、高い強度と優れた成形性との両立の観点から、いまだ改善の余地があった。
【0008】
本発明は、かかる背景に鑑みてなされたものであり、強度及び成形性に優れたアルミニウム合金フィン材及びその製造方法を提供しようとするものである。
【課題を解決するための手段】
【0009】
本発明の一態様は、心材と、前記心材の両面上に配置されたろう材とを備えたブレージングシートからなるアルミニウム合金フィン材であって、
前記心材は、
Ｓｉ（シリコン）：０．０２質量％以上０．８０質量％以下、Ｆｅ（鉄）：０．０２質量％以上０．８０質量％以下及びＭｎ（マンガン）：０．８質量％以上２．０質量％以下を含有し、残部がＡｌ（アルミニウム）及び不可避的不純物からなる化学成分と、
Ｂｒａｓｓ方位、Ｃｏｐｐｅｒ方位及びＳ方位のうち１種類以上の結晶方位の方位密度がランダム方位試料の２０倍以上であり、かつ、Ｃｕｂｅ方位、ＣＲ方位およびＰ方位の方位密度がいずれもランダム方位試料の１０倍以下である結晶集合組織とを有し、
前記ろう材は、Ｓｉ：６．０質量％以上１３．０質量％以下及びＦｅ：０．０２質量％以上０．８０質量％以下を含むＡｌ－Ｓｉ系合金からなり、
前記各ろう材のクラッド率は６％以上１６％以下である、アルミニウム合金フィン材にある。
前記心材は、
Ｓｉ（シリコン）：０．０２質量％以上０．８０質量％以下、Ｆｅ（鉄）：０．０２質量％以上０．８０質量％以下及びＭｎ（マンガン）：０．８質量％以上２．０質量％以下を含有し、残部がＡｌ（アルミニウム）及び不可避的不純物からなる化学成分と、
Ｂｒａｓｓ方位、Ｃｏｐｐｅｒ方位及びＳ方位のうち１種類以上の結晶方位の方位密度がランダム方位試料の２０倍以上であり、かつ、Ｃｕｂｅ方位、ＣＲ方位およびＰ方位の方位密度がいずれもランダム方位試料の１０倍以下である結晶集合組織とを有し、
前記ろう材は、Ｓｉ：６．０質量％以上１３．０質量％以下及びＦｅ：０．０２質量％以上０．８０質量％以下を含むＡｌ－Ｓｉ系合金からなり、
前記各ろう材のクラッド率は６％以上１６％以下である、アルミニウム合金フィン材にある。
【0010】
本発明の他の態様は、前記の態様のアルミニウム合金フィン材の製造方法であって、
Ｓｉ：０．０２質量％以上０．８０質量％以下、Ｆｅ：０．０２質量％以上０．８０質量％以下及びＭｎ：０．８質量％以上２．０質量％以下を含有し、残部がＡｌ及び不可避的不純物からなる化学成分を有する心材用塊と、Ｓｉ：６．０質量％以上１３．０質量％以下及びＦｅ：０．０２質量％以上０．８０質量％以下を含むＡｌ－Ｓｉ系合金からなるろう材用塊とを作製する鋳造工程と、
前記心材用塊の両面上に前記ろう材用塊を配置してクラッド塊を作製する積層工程と、
前記クラッド塊に熱間圧延を施してクラッド板を作製する熱間圧延工程と、
前記クラッド板に冷間圧延を施す第１冷間圧延工程と、
前記第１冷間圧延工程後の前記クラッド板を、下記式（１）により算出される総拡散量Ｍが１．０×１０－１４ｍ２以上５．０×１０－１２ｍ２以下となる条件で加熱して焼鈍する焼鈍工程と、
前記焼鈍工程後の前記クラッド板に冷間圧延を施す第２冷間圧延工程と、を有する、アルミニウム合金フィン材の製造方法にある。
Ｓｉ：０．０２質量％以上０．８０質量％以下、Ｆｅ：０．０２質量％以上０．８０質量％以下及びＭｎ：０．８質量％以上２．０質量％以下を含有し、残部がＡｌ及び不可避的不純物からなる化学成分を有する心材用塊と、Ｓｉ：６．０質量％以上１３．０質量％以下及びＦｅ：０．０２質量％以上０．８０質量％以下を含むＡｌ－Ｓｉ系合金からなるろう材用塊とを作製する鋳造工程と、
前記心材用塊の両面上に前記ろう材用塊を配置してクラッド塊を作製する積層工程と、
前記クラッド塊に熱間圧延を施してクラッド板を作製する熱間圧延工程と、
前記クラッド板に冷間圧延を施す第１冷間圧延工程と、
前記第１冷間圧延工程後の前記クラッド板を、下記式（１）により算出される総拡散量Ｍが１．０×１０－１４ｍ２以上５．０×１０－１２ｍ２以下となる条件で加熱して焼鈍する焼鈍工程と、
前記焼鈍工程後の前記クラッド板に冷間圧延を施す第２冷間圧延工程と、を有する、アルミニウム合金フィン材の製造方法にある。
【0011】
【数1】
【0012】
ただし、前記式（１）におけるｎは総加熱時間を単位時間Δｔで分割したときの区間数であり、Ｄ０は１．３７×１０－５ｍ２／ｓであり、Ｑは１２３ｋＪ／ｍｏｌであり、Ｒの値は８．３１４５ｋＪ／（ｍｏｌ・Ｋ）であり、Ｔ（ｋ）の値は第ｋ番目の区間の開始時点における加熱温度［Ｋ］である。
【発明の効果】
【0013】
前記アルミニウム合金フィン材（以下、「フィン材」という。）は、心材と、心材の両面上に配置されたろう材とを有するブレージングシートから構成されている。また、心材は、前記特定の化学成分を有するとともに、前記各結晶方位の方位密度により特定される結晶集合組織を有している。前記フィン材は、ろう付加熱前の心材の化学成分および結晶集合組織を前記特定の態様とすることにより、優れた成形性を有している。
【0014】
また、前記心材にろう付加熱を行うと、心材中に微細な析出物を形成することができる。その結果、心材の強度、つまり、フィンの強度を向上させることができる。
【0015】
従って、前記フィン材は、ろう付加熱前の成形性に優れているとともに、ろう付後に高い強度を有している。
【0016】
前記フィン材は、前記の態様の製造方法により作製することができる。前記製造方法においては、前記第１冷間圧延工程と前記第２冷間圧延工程との間に、総拡散量Ｍが前記特定の範囲となる条件でクラッド板を加熱して焼鈍する焼鈍工程が行われる。焼鈍工程における総拡散量Ｍを前記特定の範囲とすることにより、最終的に得られるフィン材の心材の結晶集合組織を容易に前記特定の態様とすることができる。それ故、前記の態様の製造方法によれば、前記フィン材を容易に得ることができる。
【0017】
以上のように、前記の態様によれば、強度及び成形性に優れた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ができる。
【図面の簡単な説明】
【0018】
【発明を実施するための形態】
【0019】
（フィン材）
前記フィン材は、心材と、前記心材の両面上に配置されたろう材とを備えた、いわゆる両面ブレージングシートから構成されている。より具体的には、フィン材を構成するブレージングシートは、心材と、心材の両面に積層されたろう材との３つの層から構成されていてもよい。また、フィン材を構成するブレージングシートは、例えば、心材と、ろう材と、心材及びろう材以外のアルミニウム合金からなる層とを含む４つ以上の層を有していてもよい。ブレージングシートに含まれ得る層としては、例えば、ブレージングシートの最表面に露出した皮材や、心材とろう材との間に介在する中間材などがある。
前記フィン材は、心材と、前記心材の両面上に配置されたろう材とを備えた、いわゆる両面ブレージングシートから構成されている。より具体的には、フィン材を構成するブレージングシートは、心材と、心材の両面に積層されたろう材との３つの層から構成されていてもよい。また、フィン材を構成するブレージングシートは、例えば、心材と、ろう材と、心材及びろう材以外のアルミニウム合金からなる層とを含む４つ以上の層を有していてもよい。ブレージングシートに含まれ得る層としては、例えば、ブレージングシートの最表面に露出した皮材や、心材とろう材との間に介在する中間材などがある。
【0020】
＜心材＞
心材は、Ｓｉ：０．０２質量％以上０．８０質量％以下、Ｆｅ：０．０２質量％以上０．８０質量％以下及びＭｎ：０．８質量％以上２．０質量％以下を含有し、残部がＡｌ及び不可避的不純物からなる化学成分と、Ｂｒａｓｓ方位、Ｃｏｐｐｅｒ方位及びＳ方位の結晶方位のうち少なくとも１種類の結晶方位の方位密度がランダム方位試料の２０倍以上であり、かつ、Ｃｕｂｅ方位、ＣＲ方位およびＰ方位の結晶方位の方位密度がランダム方位試料の１０倍以下である結晶集合組織とを有している。以下、心材の化学成分、結晶集合組織及びこれらの限定理由を説明する。
心材は、Ｓｉ：０．０２質量％以上０．８０質量％以下、Ｆｅ：０．０２質量％以上０．８０質量％以下及びＭｎ：０．８質量％以上２．０質量％以下を含有し、残部がＡｌ及び不可避的不純物からなる化学成分と、Ｂｒａｓｓ方位、Ｃｏｐｐｅｒ方位及びＳ方位の結晶方位のうち少なくとも１種類の結晶方位の方位密度がランダム方位試料の２０倍以上であり、かつ、Ｃｕｂｅ方位、ＣＲ方位およびＰ方位の結晶方位の方位密度がランダム方位試料の１０倍以下である結晶集合組織とを有している。以下、心材の化学成分、結晶集合組織及びこれらの限定理由を説明する。
【0021】
［化学成分］
・Ｓｉ（シリコン）：０．０２質量％以上０．８０質量％以下
心材中には、必須成分として、０．０２質量％以上０．８０質量％以下のＳｉが含まれている。Ｓｉは、ＭｎやＦｅとともにろう付加熱後の心材中にＡｌ－Ｍｎ－Ｓｉ系化合物やＡｌ－Ｍｎ－Ｓｉ－Ｆｅ系化合物を形成し、析出強化によって心材の強度を向上させる作用を有している。
・Ｓｉ（シリコン）：０．０２質量％以上０．８０質量％以下
心材中には、必須成分として、０．０２質量％以上０．８０質量％以下のＳｉが含まれている。Ｓｉは、ＭｎやＦｅとともにろう付加熱後の心材中にＡｌ－Ｍｎ－Ｓｉ系化合物やＡｌ－Ｍｎ－Ｓｉ－Ｆｅ系化合物を形成し、析出強化によって心材の強度を向上させる作用を有している。
【0022】
心材中のＳｉの含有量を０．０２質量％以上とすることにより、心材中に形成されるＡｌ－Ｍｎ－Ｓｉ系化合物等の数を十分に多くし、ろう付加熱後の心材の強度を向上させることができる。ろう付加熱後の心材の強度をより高める観点からは、心材中のＳｉの含有量は、０．０４質量％以上であることが好ましい。心材中のＳｉの含有量が０．０２質量％未満の場合には、ろう付加熱後に心材中に形成されるＡｌ－Ｍｎ－Ｓｉ系化合物等の量が不十分となり、ろう付加熱後の心材の強度の低下を招くおそれがある。
【0023】
一方、心材中のＳｉの含有量が多くなると、心材へのＳｉの固溶量が増大し、心材の融点の低下を招きやすい。そして、心材の融点が過度に低下すると、ろう付加熱中に心材がろうにより侵食され、心材が溶融しやすくなるおそれがある。心材中のＳｉの含有量を０．８０質量％以下、好ましくは０．７０質量％以下、より好ましくは０．６０質量％以下とすることにより、かかる問題を容易に回避することができる。
【0024】
・Ｆｅ（鉄）：０．０２質量％以上０．８０質量％以下
心材中には、必須成分として、０．０２質量％以上０．８０質量％以下のＦｅが含まれている。Ｆｅは、心材中におけるＡｌ－Ｍｎ－Ｓｉ系化合物やＡｌ－Ｍｎ－Ｓｉ－Ｆｅ系化合物の形成を促進してろう付後の強度を向上させるとともに、心材の結晶組織を安定化する作用を有している。
心材中には、必須成分として、０．０２質量％以上０．８０質量％以下のＦｅが含まれている。Ｆｅは、心材中におけるＡｌ－Ｍｎ－Ｓｉ系化合物やＡｌ－Ｍｎ－Ｓｉ－Ｆｅ系化合物の形成を促進してろう付後の強度を向上させるとともに、心材の結晶組織を安定化する作用を有している。
【0025】
心材中のＦｅの含有量を０．０２質量％以上とすることにより、ろう付後の心材の強度を向上させるとともに結晶組織を安定化させることができる。これらの作用効果をより高める観点からは、心材中のＦｅの含有量は、０．０５質量％以上であることが好ましい。心材中のＦｅの含有量が０．０２質量％未満の場合には、心材中に形成されるＡｌ－Ｍｎ－Ｓｉ系化合物やＡｌ－Ｍｎ－Ｓｉ－Ｆｅ系化合物の量が不十分となり、ろう付後の心材の強度の低下を招くおそれがある。
【0026】
一方、心材中のＦｅの含有量が多くなると、フィン材の製造過程において、心材となる心材用塊を鋳造する際に、心材用塊中に粗大な晶出物が形成されやすくなる。心材用塊中の粗大な晶出物は、フィン材の作製を難しくする原因となったり、フィン材の成形性の低下を招くおそれがある。心材中のＦｅの含有量を０．８０質量％以下、好ましくは０．７０質量％以下とすることにより、粗大な晶出物の形成を容易に回避することができる。
【0027】
・Ｍｎ（マンガン）：０．８質量％以上２．０質量％以下
心材中には、必須成分として、０．８質量％以上２．０質量％以下のＭｎが含まれている。Ｍｎの一部は、ろう付加熱後の心材中に固溶し、固溶強化によって心材の強度を向上させる作用を有している。また、Ｍｎの残部は、ＳｉやＦｅとともに心材中にＡｌ－Ｍｎ－Ｓｉ系化合物やＡｌ－Ｍｎ－Ｓｉ－Ｆｅ系化合物を形成し、析出強化によってろう付後の心材の強度を向上させる作用を有している。
心材中には、必須成分として、０．８質量％以上２．０質量％以下のＭｎが含まれている。Ｍｎの一部は、ろう付加熱後の心材中に固溶し、固溶強化によって心材の強度を向上させる作用を有している。また、Ｍｎの残部は、ＳｉやＦｅとともに心材中にＡｌ－Ｍｎ－Ｓｉ系化合物やＡｌ－Ｍｎ－Ｓｉ－Ｆｅ系化合物を形成し、析出強化によってろう付後の心材の強度を向上させる作用を有している。
【0028】
心材中のＭｎの含有量を０．８質量％以上とすることにより、固溶強化及び析出強化の効果を高め、ろう付加熱後の心材の強度を向上させることができる。ろう付加熱後の心材の強度をより高める観点からは、心材中のＭｎの含有量は、１．０質量％以上であることが好ましい。心材中のＭｎの含有量が０．８質量％未満の場合には、ろう付加熱後の心材中のＭｎの固溶量及び心材中に形成されるＡｌ－Ｍｎ－Ｓｉ系化合物等の量が不十分となり、ろう付加熱後の心材の強度の低下を招くおそれがある。
【0029】
一方、心材中のＭｎの含有量が多くなると、フィン材の製造過程において心材用塊を鋳造する際に、心材用塊中に粗大な晶出物が形成されやすくなる。心材用塊中の粗大な晶出物は、フィン材の作製を難しくする原因となったり、フィン材の成形性の低下を招くおそれがある。心材中のＭｎの含有量を２．０質量％以下、好ましくは１．８質量％以下とすることにより、粗大な晶出物の形成を容易に回避することができる。
【0030】
・Ｚｎ（亜鉛）：０．３質量％以上３．０質量％以下
心材には、必須成分としてのＳｉ、Ｆｅ及びＭｎの他に、任意成分として、Ｚｎ：０．３質量％以上３．０質量％以下が含まれていてもよい。心材中に前記特定の範囲のＺｎを添加することにより、心材の電位を適度に低下させ、ろう付後の心材、つまり、熱交換器におけるフィンを犠牲陽極として機能させることができる。その結果、フィンの犠牲防食効果により、チューブなどの熱交換器におけるフィン以外の部材の腐食をより長期間に亘って抑制することができる。フィンによる犠牲防食効果を確保しつつフィンの自己耐食性を高める観点からは、心材中のＺｎの含有量は、０．５質量％以上２．８質量％以下であることが好ましく、０．７質量％以上２．７質量％以下であることがより好ましい。
心材には、必須成分としてのＳｉ、Ｆｅ及びＭｎの他に、任意成分として、Ｚｎ：０．３質量％以上３．０質量％以下が含まれていてもよい。心材中に前記特定の範囲のＺｎを添加することにより、心材の電位を適度に低下させ、ろう付後の心材、つまり、熱交換器におけるフィンを犠牲陽極として機能させることができる。その結果、フィンの犠牲防食効果により、チューブなどの熱交換器におけるフィン以外の部材の腐食をより長期間に亘って抑制することができる。フィンによる犠牲防食効果を確保しつつフィンの自己耐食性を高める観点からは、心材中のＺｎの含有量は、０．５質量％以上２．８質量％以下であることが好ましく、０．７質量％以上２．７質量％以下であることがより好ましい。
【0031】
・その他の元素
前記心材中には、前述した作用効果を損なわない範囲であれば、前述した元素以外の元素が微量に含まれていてもよい。心材中に含まれ得る元素としては、例えば、Ｍｇ（マグネシウム）、Ｃｒ（クロム）、Ｔｉ（チタン）、Ｚｒ（ジルコニウム）及びＣｕ（銅）などが挙げられる。これらの元素の含有量は、それぞれの元素について０．０５質量％以下であり、かつ、含有量の合計が０．１５質量％以下であればよい。
前記心材中には、前述した作用効果を損なわない範囲であれば、前述した元素以外の元素が微量に含まれていてもよい。心材中に含まれ得る元素としては、例えば、Ｍｇ（マグネシウム）、Ｃｒ（クロム）、Ｔｉ（チタン）、Ｚｒ（ジルコニウム）及びＣｕ（銅）などが挙げられる。これらの元素の含有量は、それぞれの元素について０．０５質量％以下であり、かつ、含有量の合計が０．１５質量％以下であればよい。
【0032】
［結晶集合組織］
心材は、ろう付加熱前において、Ｂｒａｓｓ方位、Ｃｏｐｐｅｒ方位及びＳ方位のうち少なくとも１種類の結晶方位の方位密度がランダム方位試料の２０倍以上であり、かつ、Ｃｕｂｅ方位、ＣＲ方位およびＰ方位の方位密度がランダム方位試料の１０倍以下である結晶集合組織を有している。
心材は、ろう付加熱前において、Ｂｒａｓｓ方位、Ｃｏｐｐｅｒ方位及びＳ方位のうち少なくとも１種類の結晶方位の方位密度がランダム方位試料の２０倍以上であり、かつ、Ｃｕｂｅ方位、ＣＲ方位およびＰ方位の方位密度がランダム方位試料の１０倍以下である結晶集合組織を有している。
【0033】
前述した各結晶方位は、アルミニウム合金中に存在する代表的な結晶方位である。結晶方位の発達の程度は方位密度の大きさで表すことができ、ある結晶方位の方位密度が高いほど当該結晶方位が発達していることを示す。結晶方位の方位密度は、Ｘ線回折チャートにおける、当該結晶方位の回折強度に基づいて算出することができる。また、方位密度の大きさは、ランダム方位試料、つまり、結晶方位の分布が無秩序である試料における結晶方位の方位密度を基準としたときの、測定対象の試料における対応する結晶方位の方位密度の比率で表される。
【0034】
前述した結晶方位のうち、Ｂｒａｓｓ方位、Ｃｏｐｐｅｒ方位及びＳ方位は、アルミニウム合金の加工硬化指数を高める作用を有している。それ故、ろう付加熱前の心材におけるＢｒａｓｓ方位、Ｃｏｐｐｅｒ方位及びＳ方位のうち１種類以上の結晶方位の方位密度を、ランダム方位試料における対応する結晶方位の方位密度の２０倍以上とすることにより、ろう付加熱前の心材の加工硬化指数を高めることができる。ろう付加熱前の心材におけるＢｒａｓｓ方位、Ｃｏｐｐｅｒ方位及びＳ方位の方位密度がいずれもランダム方位試料の２０倍未満である場合には、これらの結晶方位による加工硬化指数向上の効果が低下するおそれがある。
【0035】
また、Ｃｕｂｅ方位、ＣＲ方位およびＰ方位は、アルミニウム合金の加工硬化指数を低下させる作用を有している。それ故、ろう付加熱前の心材におけるＣｕｂｅ方位、ＣＲ方位およびＰ方位の方位密度を、いずれもランダム方位試料における対応する結晶方位の方位密度の１０倍以下とすることにより、ろう付加熱前の心材の加工硬化指数の低下を回避することができる。ろう付加熱前の心材におけるＣｕｂｅ方位、ＣＲ方位およびＰ方位のうち１種類以上の結晶方位の方位密度がランダム方位試料の１０倍よりも大きい場合には、これらの結晶方位により加工硬化指数の低下を招くおそれがある。
【0036】
従って、ろう付前の心材の結晶集合組織を前記特定の態様とすることにより、心材の加工硬化指数を高くすることができる。このような心材は、プレス加工などの成形加工によって容易に変形することができる。また、このような心材は、変形後においては加工硬化によって強度が上昇するため、成形加工によって付与された形状を容易に維持することができる。以上の結果、前記心材を備えたフィン材は、優れた成形性を有している。
【0037】
＜ろう材＞
前記フィン材は、心材の両面上にろう材を有している。心材の一方面上に配置されたろう材と他方面上に配置されたろう材とは、同一の化学成分を有していてもよいし、互いに異なる化学成分を有していてもよい。ろう材は、Ｓｉ：６．０質量％以上１３．０質量％以下及びＦｅ：０．０２質量％以上０．８０質量％以下を含有するＡｌ－Ｓｉ系合金から構成されている。より具体的には、ろう材を構成するＡｌ－Ｓｉ系合金は、例えば、Ｓｉ：６．０質量％以上１３．０質量％以下及びＦｅ：０．０２質量％以上０．８０質量％以下を含有し、残部がＡｌ及び不可避的不純物からなる化学成分を有していてもよい。
前記フィン材は、心材の両面上にろう材を有している。心材の一方面上に配置されたろう材と他方面上に配置されたろう材とは、同一の化学成分を有していてもよいし、互いに異なる化学成分を有していてもよい。ろう材は、Ｓｉ：６．０質量％以上１３．０質量％以下及びＦｅ：０．０２質量％以上０．８０質量％以下を含有するＡｌ－Ｓｉ系合金から構成されている。より具体的には、ろう材を構成するＡｌ－Ｓｉ系合金は、例えば、Ｓｉ：６．０質量％以上１３．０質量％以下及びＦｅ：０．０２質量％以上０．８０質量％以下を含有し、残部がＡｌ及び不可避的不純物からなる化学成分を有していてもよい。
【0038】
・Ｓｉ：６．０質量％以上１３．０質量％以下
ろう材中には、必須成分として、６．０質量％以上１３．０質量％以下のＳｉが含まれている。ろう材中のＳｉは、ろう材の融点を低下させるとともに、ろうの流動性を高める作用を有している。また、ろう材中のＳｉの一部は、ろう付加熱中に心材へ拡散し、心材中に固溶したり、心材中の固溶ＭｎとともにＡｌ－Ｍｎ－Ｓｉ系化合物等を形成することができる。そして、固溶強化や析出強化により、ろう付後の心材の強度を向上させる作用を有している。
ろう材中には、必須成分として、６．０質量％以上１３．０質量％以下のＳｉが含まれている。ろう材中のＳｉは、ろう材の融点を低下させるとともに、ろうの流動性を高める作用を有している。また、ろう材中のＳｉの一部は、ろう付加熱中に心材へ拡散し、心材中に固溶したり、心材中の固溶ＭｎとともにＡｌ－Ｍｎ－Ｓｉ系化合物等を形成することができる。そして、固溶強化や析出強化により、ろう付後の心材の強度を向上させる作用を有している。
【0039】
ろう材中のＳｉの含有量を６．０質量％以上、好ましくは６．５質量％以上とすることにより、相手材とのろう付性を向上させるとともに、ろう付後の心材の強度を向上させることができる。ろう材中のＳｉの含有量が６．０質量％未満の場合には、ろう付加熱中のろう材から心材へのＳｉの拡散が不十分となり、ろう付後の心材の強度の低下を招くおそれがある。
【0040】
一方、ろう材中のＳｉの含有量が多くなると、ろう付加熱中にろう材から心材へ拡散するＳｉの量が多くなる。心材へのＳｉの拡散量が過度に多くなると、Ａｌ－Ｍｎ－Ｓｉ系化合物等の形成によって心材中に固溶しているＭｎが過剰に消費される。その結果、ろう付後の心材中に固溶しているＭｎの量が不足し、強度の低下を招くおそれがある。さらに、この場合には、ろう付加熱中に生じるろうの量が過度に多くなり、自己耐食性の低下を招くおそれがある。ろう材中のＳｉの含有量を１３．０質量％以下、好ましくは１２．０質量％以下とすることにより、これらの問題を容易に回避することができる。
【0041】
・Ｆｅ：０．０２質量％以上０．８０質量％以下
ろう材中には、必須成分として、０．０２質量％以上０．８０質量％以下のＦｅが含まれている。ろう材中のＦｅは、ろうの流動性を高めるとともに自己耐食性を向上させる作用を有している。
ろう材中には、必須成分として、０．０２質量％以上０．８０質量％以下のＦｅが含まれている。ろう材中のＦｅは、ろうの流動性を高めるとともに自己耐食性を向上させる作用を有している。
【0042】
ろう材中のＦｅの含有量を０．０２質量％以上、好ましくは０．０５質量％以上、より好ましくは０．１０質量％以上とすることにより、ろうの流動性を高めるとともに自己耐食性を向上させることができる。ろう材中のＦｅの含有量が０．０２質量％未満の場合には、ろうの流動性の低下を招くおそれがある。
【0043】
一方、ろう材中のＦｅの含有量が多くなると、フィン材の製造過程において、ろう材となるろう材用塊を鋳造する際に、ろう材用塊中に粗大な晶出物が形成されやすくなる。ろう材用塊中の粗大な晶出物は、フィン材の作製を難しくする原因となったり、フィン材の成形性の低下を招くおそれがある。という問題がある。ろう材中のＦｅの含有量を０．８０質量％以下、好ましくは０．７０質量％以下、より好ましくは０．６０質量％以下とすることにより、これらの問題を容易に回避することができる。
【0044】
・Ｓｒ（ストロンチウム）：０．００５質量％以上０．０５０質量％以下
前記ろう材中には、必須成分としてのＳｉ及びＦｅの他に、任意成分として、Ｓｒ：０．００５質量％以上０．０５０質量％以下が含まれていてもよい。ろう材中のＳｒは、ろうの流動性を向上させる作用を有している。ろう材中に前記特定の範囲のＳｒを添加することにより、ろう付性をより向上させることができる。
前記ろう材中には、必須成分としてのＳｉ及びＦｅの他に、任意成分として、Ｓｒ：０．００５質量％以上０．０５０質量％以下が含まれていてもよい。ろう材中のＳｒは、ろうの流動性を向上させる作用を有している。ろう材中に前記特定の範囲のＳｒを添加することにより、ろう付性をより向上させることができる。
【0045】
・その他の元素
前記ろう材中には、前述した作用効果を損なわない範囲であれば、前述した元素以外の元素が微量に含まれていてもよい。ろう材中に含まれ得る元素としては、例えば、Ｍｇ、Ｃｒ、Ｔｉ、Ｚｒ及びＣｕなどが挙げられる。これらの元素の含有量は、それぞれの元素について０．０５質量％以下であり、かつ、含有量の合計が０．１５質量％以下であればよい。
前記ろう材中には、前述した作用効果を損なわない範囲であれば、前述した元素以外の元素が微量に含まれていてもよい。ろう材中に含まれ得る元素としては、例えば、Ｍｇ、Ｃｒ、Ｔｉ、Ｚｒ及びＣｕなどが挙げられる。これらの元素の含有量は、それぞれの元素について０．０５質量％以下であり、かつ、含有量の合計が０．１５質量％以下であればよい。
【0046】
＜厚み＞
前記フィン材の厚みは、例えば、４０μｍ以上１４０μｍ以下の範囲から適宜設定することができる。
前記フィン材の厚みは、例えば、４０μｍ以上１４０μｍ以下の範囲から適宜設定することができる。
【0047】
＜クラッド率＞
前記フィン材における各ろう材のクラッド率は６％以上１６％以下である。ろう材のクラッド率をいずれも６％以上とすることにより、ろう付加熱中に生じるろうの量を十分に多くするとともに、ろう材から心材へのＳｉの拡散量を適度に多くすることができる。その結果、ろう付性を向上させるとともにろう付後の心材の強度を向上させることができる。いずれかのろう材のクラッド率が６％未満の場合には、ろうの不足によるろう付性の悪化やろう付後の心材の強度の低下を招くおそれがある。
前記フィン材における各ろう材のクラッド率は６％以上１６％以下である。ろう材のクラッド率をいずれも６％以上とすることにより、ろう付加熱中に生じるろうの量を十分に多くするとともに、ろう材から心材へのＳｉの拡散量を適度に多くすることができる。その結果、ろう付性を向上させるとともにろう付後の心材の強度を向上させることができる。いずれかのろう材のクラッド率が６％未満の場合には、ろうの不足によるろう付性の悪化やろう付後の心材の強度の低下を招くおそれがある。
【0048】
一方、クラッド率が高くなると、ろう付加熱中にろう材から心材へ拡散するＳｉの量が多くなり、心材中に固溶しているＭｎが消費されやすくなる。その結果、固溶強化による強度向上の効果が低下し、ろう付後の心材の強度の低下を招くおそれがある。ろう材のクラッド率をいずれも１６％以下、好ましくは１４％以下、より好ましくは１２％以下とすることにより、かかる問題を容易に回避することができる。
【0049】
＜加工硬化指数＞
前記フィン材は、降伏点における加工硬化指数が０．０７以上となる特性を有していることが好ましく、０．０８以上であることがより好ましい。加工硬化指数は、同一のひずみを与えた場合の加工硬化による強度の上昇の程度を示す指数であり、加工硬化指数の値が大きいほど強度の上昇量が大きくなることを意味する。
前記フィン材は、降伏点における加工硬化指数が０．０７以上となる特性を有していることが好ましく、０．０８以上であることがより好ましい。加工硬化指数は、同一のひずみを与えた場合の加工硬化による強度の上昇の程度を示す指数であり、加工硬化指数の値が大きいほど強度の上昇量が大きくなることを意味する。
【0050】
前記特定の範囲の加工硬化指数を備えたフィン材は、プレス加工などの成形加工による強度の上昇量をより大きくすることができる。それ故、成形加工を施す際にはフィン材を容易に変形させて所望の形状とし、成形加工が完了した後においては、成形加工よって付与された形状を容易に維持することができる。このように、フィン材の加工硬化指数を前記特定の範囲とすることにより、フィン材の成形性をより向上させることができる。
【0051】
フィン材の加工硬化指数は、以下の方法により算出することができる。まず、フィン材から、長手方向が圧延方向に対して平行になるようにして、ＪＩＳ Ｚ２２４１：２０１１に規定された１３Ｂ号試験片を採取する。次いで、ＪＩＳ Ｚ ２２４１：２０１１に規定された方法に従い、室温環境下において引張試験を行う。そして、引張試験により得られた試験力－ひずみ曲線から、降伏点における試験力及び塑性ひずみの値と、降伏点から塑性ひずみが０．１％増加した点における試験力の値とを特定する。そして、これらの値を用いて２点法により算出した加工硬化指数を、フィン材の加工硬化指数とする。
【0052】
より具体的には、フィン材の加工硬化指数ｎは、降伏点における試験力Ｆ１（単位：Ｎ）及び塑性ひずみｅ１（単位：％）と、降伏点から塑性ひずみが０．１％増加した点における試験力Ｆ２（単位：Ｎ）とを用い、下記式（２）により算出される値である。
【0053】
【数2】
【0054】
（フィン材の製造方法）
前記フィン材は、例えば、心材となる心材用塊及びろう材となるろう材用塊を含む複数のアルミニウム合金鋳塊を作製する鋳造工程と、前記心材用塊の両面上に前記ろう材用塊を配置してクラッド塊を作製する積層工程と、前記クラッド塊に熱間圧延を施してクラッド板を作製する熱間圧延工程と、前記クラッド板に冷間圧延を施す第１冷間圧延工程と、前記第１冷間圧延工程後の前記クラッド板を加熱して焼鈍する焼鈍工程と、前記焼鈍工程後の前記クラッド板に冷間圧延を施す第２冷間圧延工程と、を有する製造方法により作製される。
前記フィン材は、例えば、心材となる心材用塊及びろう材となるろう材用塊を含む複数のアルミニウム合金鋳塊を作製する鋳造工程と、前記心材用塊の両面上に前記ろう材用塊を配置してクラッド塊を作製する積層工程と、前記クラッド塊に熱間圧延を施してクラッド板を作製する熱間圧延工程と、前記クラッド板に冷間圧延を施す第１冷間圧延工程と、前記第１冷間圧延工程後の前記クラッド板を加熱して焼鈍する焼鈍工程と、前記焼鈍工程後の前記クラッド板に冷間圧延を施す第２冷間圧延工程と、を有する製造方法により作製される。
【0055】
＜鋳造工程＞
鋳造工程において、心材用塊及びろう材用塊の作製方法は特に限定されることはない。心材用塊及びろう材用塊の作製方法としては、例えば、半連続鋳造等の公知の鋳造方法を採用することができる。半連続鋳造により心材用塊を作製する場合には、例えば、溶湯がダイに供給されてから凝固するまでの平均冷却速度が０．５℃／秒以上となるように、鋳造を行えばよい。
鋳造工程において、心材用塊及びろう材用塊の作製方法は特に限定されることはない。心材用塊及びろう材用塊の作製方法としては、例えば、半連続鋳造等の公知の鋳造方法を採用することができる。半連続鋳造により心材用塊を作製する場合には、例えば、溶湯がダイに供給されてから凝固するまでの平均冷却速度が０．５℃／秒以上となるように、鋳造を行えばよい。
【0056】
また、半連続鋳造により心材用塊を作製する場合には、心材用塊の温度が５５０℃となった時点から２００℃に到達するまでの平均冷却速度が０．１０℃／秒以上となるように、心材用塊を冷却することが好ましい。心材用塊の平均冷却速度を前記特定の範囲とすることにより、心材用塊中へのＡｌ－Ｍｎ－Ｓｉ系化合物等の過剰な析出を回避することができる。同様の観点からは、心材用塊の温度が５５０℃となった時点から２００℃に到達するまでの平均冷却速度が０．１３℃／秒以上となるように、心材用塊を冷却することがより好ましい。
【0057】
鋳造工程において得られた心材用塊及びろう材用塊は、そのまま積層工程に供してもよい。また、心材用塊及び／またはろう材用塊に面削を施し、表面に形成される鋳塊偏析層を除去した後に、心材用塊を積層工程に供することもできる。さらに、最終的に得られるフィン材のクラッド率が所望の値となるように、心材用塊及び／またはろう材用塊に熱間圧延を施してこれらの厚みを調整することもできる。心材及びろう材に加え、これら以外のアルミニウム合金からなる層を備えたフィン材を作製しようとする場合には、鋳造工程において、心材用塊及びろう材用塊に加え、これら以外のアルミニウム合金鋳塊を作製すればよい。
【0058】
＜均質化処理工程＞
前記製造方法は、鋳造工程を行った後、積層工程を行う前に、心材用塊を加熱して均質化処理を行う均質化処理工程を有していてもよい。均質化処理工程においては、例えば、保持温度を４２０℃以上５１０℃未満、保持時間を０．５時間以上１２時間以下の範囲から適宜選択することができる。
前記製造方法は、鋳造工程を行った後、積層工程を行う前に、心材用塊を加熱して均質化処理を行う均質化処理工程を有していてもよい。均質化処理工程においては、例えば、保持温度を４２０℃以上５１０℃未満、保持時間を０．５時間以上１２時間以下の範囲から適宜選択することができる。
【0059】
＜積層工程＞
積層工程においては、心材用塊の両面上に、ろう材用塊及び必要に応じて設けられるろう材用塊以外のアルミニウム合金鋳塊を重ね合わせてクラッド塊を作製する。このようにしてクラッド塊を作製することにより、心材の両面上にろう材が配置されたフィン材を得ることができる。
積層工程においては、心材用塊の両面上に、ろう材用塊及び必要に応じて設けられるろう材用塊以外のアルミニウム合金鋳塊を重ね合わせてクラッド塊を作製する。このようにしてクラッド塊を作製することにより、心材の両面上にろう材が配置されたフィン材を得ることができる。
【0060】
＜熱間圧延工程＞
熱間圧延工程においては、クラッド塊に熱間圧延を施すことにより、クラッド塊における隣り合う鋳塊同士を接合しつつ、これらの厚みを薄くする。これにより、心材の両面上にろう材が配置されたクラッド板を得ることができる。熱間圧延工程においては、クラッド塊を４２０℃以上５００℃以下、好ましくは４３０℃以上４９０℃以下の温度範囲まで予熱した後、熱間圧延を行えばよい。圧延開始温度を前記特定の範囲とすることにより、クラッド板における心材中へのＡｌ－Ｍｎ－Ｓｉ系化合物等の過剰な析出を回避しつつ、隣り合う鋳塊同士を容易に接合することができる。これにより、最終的に得られるフィン材において心材中に固溶しているＭｎの量を十分に多くし、ろう付前のフィン材の成形性を向上させるとともに、ろう付後のフィンの強度を向上させることができる。
熱間圧延工程においては、クラッド塊に熱間圧延を施すことにより、クラッド塊における隣り合う鋳塊同士を接合しつつ、これらの厚みを薄くする。これにより、心材の両面上にろう材が配置されたクラッド板を得ることができる。熱間圧延工程においては、クラッド塊を４２０℃以上５００℃以下、好ましくは４３０℃以上４９０℃以下の温度範囲まで予熱した後、熱間圧延を行えばよい。圧延開始温度を前記特定の範囲とすることにより、クラッド板における心材中へのＡｌ－Ｍｎ－Ｓｉ系化合物等の過剰な析出を回避しつつ、隣り合う鋳塊同士を容易に接合することができる。これにより、最終的に得られるフィン材において心材中に固溶しているＭｎの量を十分に多くし、ろう付前のフィン材の成形性を向上させるとともに、ろう付後のフィンの強度を向上させることができる。
【0061】
心材用塊の予熱を行う場合には、圧延開始温度の保持時間が０．５時間以上１２時間以下となるように予熱を行うことが好ましい。保持時間を前記特定の範囲とすることにより、心材中へのＡｌ－Ｍｎ－Ｓｉ系化合物等の過剰な析出をより確実に回避することができる。同様の観点から、予熱を開始した時点から圧延開始温度に到達するまでの時間が１５時間以内となるように、心材用塊の予熱を行うことが好ましい。
【0062】
また、熱間圧延工程においては、熱間圧延における圧下率、つまり、熱間圧延開始時のクラッド塊の厚みに対するクラッド板の厚みの減少率が１０％に達した時点におけるクラッド板の温度が３７０℃以上４５０℃以下となるように熱間圧延を行うことが好ましく、３８０℃以上４４０℃以下となるように熱間圧延を行うことがより好ましい。また、熱間圧延工程においては、完了時のクラッド板の温度が３７０℃未満となるように熱間圧延を行うことが好ましく、３５０℃以下となるように熱間圧延を行うことがより好ましい。また、熱間圧延工程においては、熱間圧延を開始した時点から完了した時点までの時間が６０分以下となるように熱間圧延を行うことが好ましく、４０分以下となるように熱間圧延を行うことが好ましい。このような条件で熱間圧延を行うことにより、心材中へのＡｌ－Ｍｎ－Ｓｉ系化合物等の過剰な析出をより確実に抑制することができる。
【0063】
＜第１冷間圧延工程＞
熱間圧延工程が完了した後のクラッド板は、焼鈍を行うことなく第１冷間圧延工程に供される。第１冷間圧延工程においては、熱間圧延工程により得られたクラッド板に１パス以上の冷間圧延を行い、所望するフィン材の厚みよりも厚くなるようにクラッド板の厚みを低減する。第１冷間圧延工程において複数パスの冷間圧延を行う場合には、パス間での焼鈍は行わない。第１冷間圧延工程においては、例えば、圧下率、つまり、熱間圧延工程が完了した後のクラッド板の厚みに対する第１冷間圧延工程によるクラッド板の厚みの減少率（単位：％）が８５．０％以上９９．５％以下となるように冷間圧延を行えばよい。
熱間圧延工程が完了した後のクラッド板は、焼鈍を行うことなく第１冷間圧延工程に供される。第１冷間圧延工程においては、熱間圧延工程により得られたクラッド板に１パス以上の冷間圧延を行い、所望するフィン材の厚みよりも厚くなるようにクラッド板の厚みを低減する。第１冷間圧延工程において複数パスの冷間圧延を行う場合には、パス間での焼鈍は行わない。第１冷間圧延工程においては、例えば、圧下率、つまり、熱間圧延工程が完了した後のクラッド板の厚みに対する第１冷間圧延工程によるクラッド板の厚みの減少率（単位：％）が８５．０％以上９９．５％以下となるように冷間圧延を行えばよい。
【0064】
＜焼鈍工程＞
第１冷間圧延工程が完了した後、クラッド板を加熱して焼鈍する焼鈍工程を行う。焼鈍工程においては、下記式（１）により算出される総拡散量Ｍが１．０×１０－１４ｍ２以上５．０×１０－１２ｍ２以下となる条件でクラッド板を加熱する。
第１冷間圧延工程が完了した後、クラッド板を加熱して焼鈍する焼鈍工程を行う。焼鈍工程においては、下記式（１）により算出される総拡散量Ｍが１．０×１０－１４ｍ２以上５．０×１０－１２ｍ２以下となる条件でクラッド板を加熱する。
【0065】
【数3】
【0066】
ただし、前記式（１）におけるｎは総加熱時間を単位時間Δｔで分割したときの区間数であり、Ｄ０は１．３７×１０－５ｍ２／ｓであり、Ｑは１２３ｋＪ／ｍｏｌであり、Ｒの値は８．３１４５ｋＪ／（ｍｏｌ・Ｋ）であり、Ｔ（ｋ）の値は第ｋ番目の区間の開始時点における加熱温度［Ｋ］である。
【0067】
焼鈍工程においてクラッド板を加熱すると、アルミニウム原子が拡散し、結晶格子が再配列される。焼鈍工程におけるアルミニウム原子の拡散量を適正な範囲に制御することにより、焼鈍工程後のクラッド板における心材の結晶集合組織を所望の態様に制御し、ひいては最終的に得られるフィン材における心材の結晶集合組織を前記特定の態様とすることができる。
【0068】
より具体的には、アルミニウム原子の自己拡散係数Ｄは、クラッド板の温度Ｔ（単位：Ｋ）を用いて以下の式（３）で表される。
Ｄ＝Ｄ０ｅｘｐ（－Ｑ／ＲＴ） ・・・（３）
Ｄ＝Ｄ０ｅｘｐ（－Ｑ／ＲＴ） ・・・（３）
【0069】
それ故、温度Ｔが一定の場合には、前記式（３）により算出される拡散係数Ｄに保持時間を乗じることにより、アルミニウム原子の拡散量を算出することができる。しかし、実際の焼鈍工程においては、例えば加熱開始から保持温度に到達するまでの間や、加熱終了後、冷却が完了するまでの間等に、温度が変動することがある。前記式（１）においては、焼鈍開始から焼鈍完了までの間を単位時間Δｔごとに区分し、各区間での自己拡散係数と単位時間Δｔとの積を合計することにより総拡散量Ｍの値が算出されている。それ故、前記式（１）によれば、前述した温度の変動を考慮した総拡散量Ｍを算出することができる。
【0070】
前記製造方法においては、焼鈍工程における総拡散量Ｍが前記特定の範囲となるようにクラッド板を加熱することにより、アルミニウム原子を適度に拡散させ、心材中にＢｒａｓｓ方位、Ｓ方位及びＣｏｐｐｅｒ方位を発達させるとともに心材中のＣｕｂｅ方位、ＣＲ方位およびＰ方位の発達を抑制することができる。その結果、最終的に得られるフィン材における心材の結晶集合組織を前記特定の態様とすることができる。
【0071】
焼鈍工程における総拡散量Ｍが１．０×１０－１４ｍ２未満の場合には、Ｂｒａｓｓ方位、Ｓ方位及びＣｏｐｐｅｒ方位の発達が不十分となりやすい。また、総拡散量Ｍが５．０×１０－１２ｍ２よりも大きい場合には、Ｃｕｂｅ方位、ＣＲ方位及びＣｏｐｐｅｒ方位の発達が促進されやすい。それ故、焼鈍工程における総拡散量Ｍが前記特定の範囲外となる場合には、フィン材の成形性の悪化を招くおそれがある。
【0072】
なお、総拡散量Ｍを算出するに当たり、単位時間Δｔは、各区間の開始時点におけるクラッド板の温度と、各区間の終了時点におけるクラッド板の温度との差が十分に小さくなるように、適当な値を設定すればよい。単位時間Δｔは、例えば１分とすることができる。
【0073】
＜第２冷間圧延工程＞
第２冷間圧延工程においては、焼鈍工程が完了した後のクラッド板に１パス以上の冷間圧延を行い、所望の厚みのフィン材を得る。第２冷間圧延工程において複数パスの冷間圧延を行う場合には、パス間での焼鈍は行わない。
第２冷間圧延工程においては、焼鈍工程が完了した後のクラッド板に１パス以上の冷間圧延を行い、所望の厚みのフィン材を得る。第２冷間圧延工程において複数パスの冷間圧延を行う場合には、パス間での焼鈍は行わない。
【実施例0074】
前記アルミニウム合金フィン材及びその製造方法の実施例を以下に説明する。なお、本発明に係るアルミニウム合金フィン材及びその製造方法の具体的な態様は、以下の実施例の態様に限定されるものではなく、本発明の趣旨を損なわない範囲で適宜変更することができる。
【0075】
図１に示すように、本例のフィン材１は、心材２と、心材２の両面上に配置されたろう材３とを備えたブレージングシートから構成されている。心材２は、Ｓｉ：０．０２質量％以上０．８０質量％以下、Ｆｅ：０．０２質量％以上０．８０質量％以下及びＭｎ：０．８質量％以上２．０質量％以下を含有し、残部がＡｌ及び不可避的不純物からなる化学成分を有している。また、心材２は、Ｂｒａｓｓ方位、Ｃｏｐｐｅｒ方位及びＳ方位のうち１種類以上の結晶方位の方位密度がランダム方位試料の２０倍以上であり、かつ、Ｃｕｂｅ方位、ＣＲ方位およびＰ方位の方位密度がいずれもランダム方位試料の１０倍以下である結晶集合組織とを有している。ろう材３は、Ｓｉ：６．０質量％以上１３．０質量％以下及びＦｅ：０．０２質量％以上０．８０質量％以下を含むＡｌ－Ｓｉ系合金からなる。各ろう材３のクラッド率は６％以上１６％以下である。以下、本例のフィン材１の構成及び製造方法をより具体的に説明する。
【0076】
本例において使用する心材２の化学成分を表１に示す。また、本例において使用するろう材３の化学成分を表２に示す。表１及び表２における記号「Ｂａｌ．」は残部であることを示す記号であり、記号「－」は、当該元素の含有量がスパーク放電発光分光分析装置の検出限界以下であることを示す記号である。
【0077】
【表1】
【0078】
【表2】
【0079】
本例のフィン材１を作製するに当たっては、まず、半連続鋳造により、表１に示す化学成分を備えた心材用塊及び表２に示す化学成分を備えたろう材用塊を作製する（鋳造工程）。合金記号Ａ１及び合金記号Ａ３～Ａ６に示す化学成分を備えた心材用塊については、鋳造後の心材用塊を５００℃の温度に８時間保持して均質化処理を行う。なお、合金記号Ａ２に示す化学成分を備えた心材用塊については、均質化処理を行わない。このようにして得られた各心材用塊及びろう材用塊の表面を面削し、鋳塊偏析層を除去する。また、本例においては、ろう材用塊に熱間圧延を施し、最終的に得られるフィン材のクラッド率が所望の値となるようにろう材用塊の厚みを調整する。
【0080】
次に、表３に示す組み合わせで心材用塊の両面にろう材用塊を重ね合わせ、クラッド塊を作製する（積層工程）。このクラッド塊を予熱した後、熱間圧延を行ってクラッド板を得る（熱間圧延工程）。次いで、クラッド板に冷間圧延を行い、クラッド板の厚みを所望するフィン材の厚みよりも厚くなるまで低減する（第１冷間圧延工程）。
【0081】
第１冷間圧延工程が完了した後のクラッド板を、総拡散量Ｍが表３に示す値となる条件で加熱して焼鈍する（焼鈍工程）。その後、クラッド板に更に冷間圧延を施し、クラッド板の厚みを表３に示す値まで低減する（第２冷間圧延工程）。以上により、表３に示すフィン材１（試験材Ｓ１～Ｓ３）を得ることができる。
【0082】
なお、本例においては、便宜上、心材２の一方の面上に積層されたろう材３を第１ろう材３ａといい、他方の面上に積層されたろう材３を第２ろう材３ｂという。第１ろう材３ａ及び第２ろう材３ｂのクラッド率は、それぞれ、表３に示した通りである。
【0083】
また、表３に示す試験材Ｓ４～Ｓ６は、試験材Ｓ１～Ｓ３との比較のための試験材である。試験材Ｓ４～Ｓ６の作製方法は、焼鈍工程における加熱条件を、総拡散量Ｍが前記特定の範囲から外れるように変更した以外は、試験材Ｓ１～Ｓ３の作製方法と同様である。
【0084】
フィン材１の結晶集合組織の評価方法、加工硬化指数の測定方法及びろう付後のフィンの強度の評価方法を以下に説明する。
【0085】
＜結晶集合組織の評価方法＞
フィン材１の圧延直角方向における中央部から、一辺２５ｍｍの正方形状を呈する試験片を採取する。この試験片における縦２５ｍｍ×横２５ｍｍの面を、試験片の厚みがフィン材の厚みの１／２となるまで研磨し、心材２を露出させる。次いで、試験片を硝酸、塩酸およびフッ酸を混合してなるエッチング液に１０秒間浸漬し、心材２の表面をエッチングする。
フィン材１の圧延直角方向における中央部から、一辺２５ｍｍの正方形状を呈する試験片を採取する。この試験片における縦２５ｍｍ×横２５ｍｍの面を、試験片の厚みがフィン材の厚みの１／２となるまで研磨し、心材２を露出させる。次いで、試験片を硝酸、塩酸およびフッ酸を混合してなるエッチング液に１０秒間浸漬し、心材２の表面をエッチングする。
【0086】
次に、試験片における心材２の表面にＸ線を照射し、反射法によるＸ線回折測定を行う。これにより、心材２の表面の極点図を取得する。そして、球面調和関数を用いた級数展開法により心材２の極点図の三次元解析を行い、心材２中に存在する各結晶方位の方位密度を算出する。これと同様の測定及び解析を、ランダム方位試料について実施し、ランダム方位試料中に存在する各結晶方位の方位密度を算出する。なお、ランダム方位試料としては、例えばアルミニウム粉末などの、試料中の結晶方位が特定の方向に配向していない試料を使用すればよい。
【0087】
その後、ランダム方位試料の方位密度に対する心材２の方位密度の比率を算出する。各試験材における結晶方位の方位密度の比率は、表３に示す値となる。
【0088】
＜加工硬化指数の測定方法＞
フィン材１から、長手方向が圧延方向に対して平行になるようにして、ＪＩＳ Ｚ２２４１：２０１１に規定された１３Ｂ号試験片を採取する。次いで、ＪＩＳ Ｚ ２２４１：２０１１に規定された方法に従い、室温環境下において引張試験を行う。そして、引張試験により得られた試験力－ひずみ曲線から、降伏点における試験力及び塑性ひずみの値と、降伏点から塑性ひずみが０．１％増加した点における試験力の値とを特定する。そして、これらの値を用い、２点法により加工硬化指数を算出する。各試験材の加工硬化指数は、表３に示す値となる。
フィン材１から、長手方向が圧延方向に対して平行になるようにして、ＪＩＳ Ｚ２２４１：２０１１に規定された１３Ｂ号試験片を採取する。次いで、ＪＩＳ Ｚ ２２４１：２０１１に規定された方法に従い、室温環境下において引張試験を行う。そして、引張試験により得られた試験力－ひずみ曲線から、降伏点における試験力及び塑性ひずみの値と、降伏点から塑性ひずみが０．１％増加した点における試験力の値とを特定する。そして、これらの値を用い、２点法により加工硬化指数を算出する。各試験材の加工硬化指数は、表３に示す値となる。
【0089】
＜ろう付後のフィンの強度の評価＞
ろう付後のフィンの強度は、ろう付加熱を模擬した条件で加熱した試験材の引張強さに基づいて評価することができる。具体的には、まず、適当な大きさに切断したフィン材１をろう付炉内に配置し、窒素雰囲気中において加熱する。炉内の温度が６００℃に到達した時点で加熱を完了し、炉内でフィン材１を冷却する。ろう付炉から取り出したフィン材１を室温まで自然冷却した後、フィン材１から、圧延方向に対して長手方向が並行になるようにしてＪＩＳ Ｚ２２４１：２０１１に規定された１３Ｂ号試験片を採取する。
ろう付後のフィンの強度は、ろう付加熱を模擬した条件で加熱した試験材の引張強さに基づいて評価することができる。具体的には、まず、適当な大きさに切断したフィン材１をろう付炉内に配置し、窒素雰囲気中において加熱する。炉内の温度が６００℃に到達した時点で加熱を完了し、炉内でフィン材１を冷却する。ろう付炉から取り出したフィン材１を室温まで自然冷却した後、フィン材１から、圧延方向に対して長手方向が並行になるようにしてＪＩＳ Ｚ２２４１：２０１１に規定された１３Ｂ号試験片を採取する。
【0090】
このようにして作製した試験片を用い、ＪＩＳ Ｚ ２２４１：２０１１に規定された方法に従って、室温環境下において引張試験を行う。表３に、各試験材のろう付後における引張強さを示す。
【0091】
【表3】
【0092】
表１～表３に示すように、試験材Ｓ１～Ｓ３は、前記特定の化学成分および結晶集合組織を備えた心材２と、前記特定の化学成分を備えたろう材３とを有している。また、試験材Ｓ１～Ｓ３におけるろう材３のクラッド率は、いずれも前記特定の範囲内にある。このような構成を有する試験材Ｓ１～Ｓ３は、高い加工硬化指数を有し、成形性に優れているとともに、ろう付加熱後の強度にも優れている。
【0093】
一方、試験材Ｓ４～Ｓ６は、総拡散量Ｍが試験材Ｓ１～Ｓ３よりも大きくなる条件で焼鈍が施されている。そのため、試験材Ｓ４～Ｓ６は、焼鈍中に心材のアルミニウム原子が過度に拡散し、Ｂｒａｓｓ方位、Ｓ方位及びＣｏｐｐｅｒ方位の方位密度が低くなるとともに、Ｃｕｂｅ方位、ＣＲ方位及びＣｏｐｐｅｒ方位の発達が促進される。その結果、試験材Ｓ４～Ｓ６は、試験材Ｓ１～Ｓ３に比べて成形性に劣っている。
【符号の説明】
【0094】
１ フィン材
２ 心材
３ ろう材
２ 心材
３ ろう材
【図1】