ホーム > 特許ランキング > ＭＡアルミニウム株式会社
▶ ＭＡアルミニウム株式会社の特許一覧 ▶ 株式会社デンソーの特許一覧
特許7152352強度、成形性、および耐食性に優れるアルミニウム合金フィン材および熱交換器
(19)【発行国】日本国特許庁(JP)
(12)【公報種別】特許公報(B2)
(11)【特許番号】
(24)【登録日】2022-10-03
(45)【発行日】2022-10-12
(54)【発明の名称】強度、成形性、および耐食性に優れるアルミニウム合金フィン材および熱交換器
(51)【国際特許分類】
C22C 21/00 20060101AFI20221004BHJP
C22F 1/04 20060101ALI20221004BHJP
C22F 1/00 20060101ALN20221004BHJP
【ＦＩ】
C22C21/00 J
C22F1/04 B
C22F1/00 605
C22F1/00 622
C22F1/00 623
C22F1/00 630A
C22F1/00 630K
C22F1/00 630M
C22F1/00 651A
C22F1/00 640A
C22F1/00 682
C22F1/00 685Z
C22F1/00 686A
C22F1/00 691A
C22F1/00 691B
C22F1/00 691C
C22F1/00 692A
C22F1/00 694A
【請求項の数】
5
(21)【出願番号】P 2019082702
(22)【出願日】2019-04-24
(65)【公開番号】P2020180320
(43)【公開日】2020-11-05
【審査請求日】2021-06-11
(73)【特許権者】
【識別番号】522160125
【氏名又は名称】ＭＡアルミニウム株式会社
(73)【特許権者】
【識別番号】000004260
【氏名又は名称】株式会社デンソー
(74)【代理人】
【識別番号】100091926
【弁理士】
【氏名又は名称】横井 幸喜
(72)【発明者】
【氏名】中西 茂紀
(72)【発明者】
【氏名】今井 祐介
(72)【発明者】
【氏名】岩尾 祥平
(72)【発明者】
【氏名】山本 道泰
(72)【発明者】
【氏名】篠田 貴弘
【審査官】立木 林
(56)【参考文献】
【文献】特開２０１６－１２１３９３（ＪＰ，Ａ）
【文献】特開２０１５－２１８３４３（ＪＰ，Ａ）
【文献】米国特許出願公開第２０１７／０３４９９８０（ＵＳ，Ａ１）
(58)【調査した分野】(Int.Cl.，ＤＢ名)
Ｃ２２Ｃ ２１／００
Ｃ２２Ｆ １／０４
Ｃ２２Ｆ １／００
(57)【特許請求の範囲】
【請求項1】
質量％で、Ｍｎ：１．２～２．０％、Ｓｉ：０．５～１．３％、Ｃｕ：０．０５～０．１３％、Ｆｅ：０．１～０．５％、Ｚｎ：０．５～３．０％を含有し、残部がＡｌと不可避不純物からなる組成を有するアルミニウム合金からなり、コルゲート成形前のフィン材表面で、円相当径で５００μｍ以上の結晶粒が１０～２００個／ｃｍ２存在し、その９０％以上が幅方向よりも圧延方向に長い組織を有し、引張強さが２００～２５０ＭＰａ、伸びが１．０～５．０％であり、
６００℃で３分間保持するろう付相当熱処理後の引張強さが１４０ＭＰａ以上で、中性塩水噴霧試験で１６週間後の腐食減量が１５０ｍｇ／ｄｍ２以下であることを特徴とする強度、成形性、および耐食性に優れるアルミニウム合金フィン材。
【請求項2】
前記アルミニウム合金が、さらに、質量％で、Ｔｉ：０．０１～０．２０％、Ｃｒ：０．０１～０．２０％、Ｍｇ：０．０１～０．２０％、Ｚｒ：０．０１～０．２０％のうち、１種または２種以上を含有することを特徴とする請求項１に記載の強度、成形性、およ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3】
ろう付前の固相線温度が６１５℃以上、前記ろう付相当加熱処理後の電位が－８００ｍＶ以上－７３０ｍＶ以下 ｖｓ Ａｇ／ＡｇＣｌであることを特徴とする請求項１または２に記載の強度、成形性、およ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4】
ろう付前における再結晶完了温度が４５０℃以下であり、
前記再結晶完了温度は、ろう付前に、昇温速度１００℃／分で、３００～５５０℃に到達直後に冷却し、常温で測定された耐力値が、前記ろう付相当熱処理後の耐力値に比べて＋２０％以内まで低下し始める温度であることを特徴とする請求項１～３のいずれか１項に記載の強度、成形性、およ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5】
請求項１～４のいずれか１項に記載の熱交換器用アルミニウム合金フィン材を備えることを特徴とする熱交換器。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【0001】
この発明は、強度、成形性、および耐食性に優れるアルミニウム合金フィン材および熱交換器に関するものである。
【背景技術】
【0002】
自動車などに搭載される熱交換器は、軽量化に伴い、アルミニウム各部材の薄肉化が進められている。フィン材については薄肉化を達成するために素材の高強度化が必要となっている。しかし、フィン材が高強度化されるとコルゲート成形時、正しいフィン高さ、フィンピッチを持つフィンを製造することが困難となる。
また、熱交換器が車載される場合には、熱交換器の剛性を保つ必要があり、フィンが腐食して脱落することは熱交換器コア全体の剛性を損なうことになるので、実使用環境におけるフィン自体の耐食性も重要である。
また、熱交換器が車載される場合には、熱交換器の剛性を保つ必要があり、フィンが腐食して脱落することは熱交換器コア全体の剛性を損なうことになるので、実使用環境におけるフィン自体の耐食性も重要である。
【0003】
例えば、特許文献１では、耐食性が良好で、ろう付前の抗張力が低く、ろう付後の抗張力が高く、かつ熱伝導性が良好な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。
特許文献２では、ろう付前の第２相粒子の密度に着目し、コルゲート成形性が良好であり、かつ、ろう付加熱後に優れた強度を有し、特に自動車用熱交換器のフィンとして好適に使用できるアルミニウム合金フィン材及びその製造方法が提案されている。
特許文献３では、成分設計によって、優れたろう付性と耐サグ性を有するアルミニウム合金フィン材およびその製造方法が提案されている。
特許文献４では、成分設計と強化機構の設計により、ろう付後の強度、ろう付性に優れるフィン材が提案されている。
特許文献２では、ろう付前の第２相粒子の密度に着目し、コルゲート成形性が良好であり、かつ、ろう付加熱後に優れた強度を有し、特に自動車用熱交換器のフィンとして好適に使用できるアルミニウム合金フィン材及びその製造方法が提案されている。
特許文献３では、成分設計によって、優れたろう付性と耐サグ性を有するアルミニウム合金フィン材およびその製造方法が提案されている。
特許文献４では、成分設計と強化機構の設計により、ろう付後の強度、ろう付性に優れるフィン材が提案されている。
【先行技術文献】
【特許文献】
【0004】
【文献】特開２０１２－２１１３９３号公報
【文献】特開２０１５－１４０３４号公報
【文献】特開２０１５－２１８３４３号公報
【文献】特開２０１６－１２１３９３号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【0005】
しかし、従来の方法によっても、成形性と強度、耐食性のバランスを良好にすることが難しく、成形性、ろう付後強度、耐食性の全てにおいて良好な特性を有するフィン材を得ることができていない。
【0006】
本発明は、上記事情を背景としてなされたものであり、強度に優れたフィンでありながら、薄肉化が可能であり、フィン材の結晶組織を制御することによって、従来よりも成形性に優れ、かつ耐食性に優れるフィンを提供することを目的とする。
【課題を解決するための手段】
【0007】
本発明は、合金組成の選択と適切な製造工程を選択することによって、所望の特性を有するアルミニウム合金製フィン材および熱交換器を得ることができる。
すなわち、本発明の強度、成形性、および耐食性に優れるアルミニウム合金フィン材の発明のうち、第１の形態は、質量％で、Ｍｎ：１．２～２．０％、Ｓｉ：０．５～１．３％、Ｃｕ：０．０５～０．１３％、Ｆｅ：０．１～０．５％、Ｚｎ：０．５～３．０％を含有し、残部がＡｌと不可避不純物からなる組成を有するアルミニウム合金からなり、コルゲート成形前のフィン材表面で、円相当径で５００μｍ以上の結晶粒が１０～２００個／ｃｍ２存在し、その９０％以上が幅方向よりも圧延方向に長い組織を有し、引張強さが２００～２５０ＭＰａ、伸びが１．０～５．０％であり、６００℃で３分間保持するろう付相当熱処理後に引張強さが１４０ＭＰａ以上で、中性塩水噴霧試験で１６週間後の腐食減量が１５０ｍｇ／ｄｍ２以下であることを特徴とする。
すなわち、本発明の強度、成形性、および耐食性に優れるアルミニウム合金フィン材の発明のうち、第１の形態は、質量％で、Ｍｎ：１．２～２．０％、Ｓｉ：０．５～１．３％、Ｃｕ：０．０５～０．１３％、Ｆｅ：０．１～０．５％、Ｚｎ：０．５～３．０％を含有し、残部がＡｌと不可避不純物からなる組成を有するアルミニウム合金からなり、コルゲート成形前のフィン材表面で、円相当径で５００μｍ以上の結晶粒が１０～２００個／ｃｍ２存在し、その９０％以上が幅方向よりも圧延方向に長い組織を有し、引張強さが２００～２５０ＭＰａ、伸びが１．０～５．０％であり、６００℃で３分間保持するろう付相当熱処理後に引張強さが１４０ＭＰａ以上で、中性塩水噴霧試験で１６週間後の腐食減量が１５０ｍｇ／ｄｍ２以下であることを特徴とする。
【0008】
他の形態の強度、成形性、およ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発明は、前記形態の発明において、前記アルミニウム合金が、さらに、質量％で、Ｔｉ：０．０１～０．２０％、Ｃｒ：０．０１～０．２０％、Ｍｇ：０．０１～０．２０％、Ｚｒ：０．０１～０．２０％のうち、１種または２種以上を含有することを特徴とする。
【0009】
他の形態の強度、成形性、およ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発明は、前記形態の発明において、ろう付加熱前の固相線温度が６１５℃以上、前記ろう付相当熱処理後の電位が－８００ｍＶ以上－７３０ｍＶ以下 ｖｓ Ａｇ／ＡｇＣｌであることを特徴とする。
【0010】
他の形態の強度、成形性、およ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発明は、前記形態の発明において、ろう付前における再結晶完了温度が４５０℃以下であり、
前記再結晶完了温度は、ろう付前に、昇温速度１００℃／分で、３００～５５０℃に到達直後に冷却し、常温で測定された耐力値が、前記ろう付相当熱処理後の耐力値に比べて＋２０％以内まで低下し始める温度であることを特徴とする。
前記再結晶完了温度は、ろう付前に、昇温速度１００℃／分で、３００～５５０℃に到達直後に冷却し、常温で測定された耐力値が、前記ろう付相当熱処理後の耐力値に比べて＋２０％以内まで低下し始める温度であることを特徴とする。
【0011】
本発明の熱交換器のうち、第１の形態は、前記各形態のいずれかに記載の熱交換器用アルミニウム合金フィン材を備えることを特徴とする。
【0012】
以下に、本発明で規定する成分等の限定理由およびその作用について説明する。
【0013】
・Ｍｎ：１．２～２．０質量％
ＭｎはＡｌ－Ｍｎ－Ｓｉ系化合物を析出させ、分散強化によるろう付後の強度を得るために添加する。Ｍｎ含有量が１．２％未満では、Ａｌ－Ｍｎ－Ｓｉ系金属間化合物による分散強化の効果が小さく、所望のろう付後強度を得られない。また、２．０％を超えて含有していると、鋳造時にＡｌ－Ｍｎ系の巨大金属間化合物が晶出し、圧延時破断に至る懸念がある。また、マトリクスへの固溶度が大きくなり固相線温度（融点）が低下し、ろう付時にフィンが溶融してしまう場合があり好ましくない。これらの理由によりＭｎ含有量を上記範囲に定める。なお、同様の理由で、Ｍｎ含有量は、下限を１．４％、上限を１．８％とするのが望ましい。
ＭｎはＡｌ－Ｍｎ－Ｓｉ系化合物を析出させ、分散強化によるろう付後の強度を得るために添加する。Ｍｎ含有量が１．２％未満では、Ａｌ－Ｍｎ－Ｓｉ系金属間化合物による分散強化の効果が小さく、所望のろう付後強度を得られない。また、２．０％を超えて含有していると、鋳造時にＡｌ－Ｍｎ系の巨大金属間化合物が晶出し、圧延時破断に至る懸念がある。また、マトリクスへの固溶度が大きくなり固相線温度（融点）が低下し、ろう付時にフィンが溶融してしまう場合があり好ましくない。これらの理由によりＭｎ含有量を上記範囲に定める。なお、同様の理由で、Ｍｎ含有量は、下限を１．４％、上限を１．８％とするのが望ましい。
【0014】
・Ｓｉ：０．５～１．３質量％
ＳｉはＡｌ－Ｍｎ－Ｓｉ系の金属間化合物を析出させ、分散強化によってろう付後の強度を得るために添加する。Ｓｉ含有量が０．５％未満では、Ａｌ－Ｍｎ－Ｓｉ系金属間化合物による分散強化の効果が小さく、所望のろう付後強度が得られない。また、１．３％を超えて含有するとマトリクスへの固溶度が大きくなり、固相線温度（融点）が低下し、ろう付時にフィンが溶融してしまう場合があり好ましくない。これらの理由によりＳｉ含有量を上記範囲に定める。なお、同様の理由で、Ｓｉ含有量は、下限を０．７％、上限を１．２％とするのが望ましい。
ＳｉはＡｌ－Ｍｎ－Ｓｉ系の金属間化合物を析出させ、分散強化によってろう付後の強度を得るために添加する。Ｓｉ含有量が０．５％未満では、Ａｌ－Ｍｎ－Ｓｉ系金属間化合物による分散強化の効果が小さく、所望のろう付後強度が得られない。また、１．３％を超えて含有するとマトリクスへの固溶度が大きくなり、固相線温度（融点）が低下し、ろう付時にフィンが溶融してしまう場合があり好ましくない。これらの理由によりＳｉ含有量を上記範囲に定める。なお、同様の理由で、Ｓｉ含有量は、下限を０．７％、上限を１．２％とするのが望ましい。
【0015】
・Ｃｕ：０．０５～０．１３質量％
ＣｕはＡｌマトリクスへ固溶するか、Ａｌ－Ｃｕ系化合物を生成して存在する。Ｃｕ含有量が０．０５％未満であると、固溶強化によるろう付後の強度への寄与が小さい。一方、０．１３％を超えて含有すると、マトリクスよりも電位が貴なθ－ＣｕＡｌ２安定相やθ’－ＣｕＡｌ２準安定相が化合物として存在し、腐食の起点となり耐食性を低下させるため好ましくない。これらの理由によりＣｕ含有量を上記範囲に定める。なお、同様の理由で、Ｃｕ含有量は、下限を０．０７％、上限を０．１２％とするのが望ましい。
ＣｕはＡｌマトリクスへ固溶するか、Ａｌ－Ｃｕ系化合物を生成して存在する。Ｃｕ含有量が０．０５％未満であると、固溶強化によるろう付後の強度への寄与が小さい。一方、０．１３％を超えて含有すると、マトリクスよりも電位が貴なθ－ＣｕＡｌ２安定相やθ’－ＣｕＡｌ２準安定相が化合物として存在し、腐食の起点となり耐食性を低下させるため好ましくない。これらの理由によりＣｕ含有量を上記範囲に定める。なお、同様の理由で、Ｃｕ含有量は、下限を０．０７％、上限を０．１２％とするのが望ましい。
【0016】
・Ｆｅ：０．１～０．５質量％
Ｆｅは、Ａｌ－Ｆｅ系およびＡｌ－Ｆｅ－Ｓｉ系の金属間化合物を晶出、析出し、分散強化によるろう付後の強度を得るために添加する。０．１％未満の含有ではその効果が小さく、所望のろう付後強度が得られない。また高純度地金の使用に限定されるためコストアップとなるため好ましくない。一方、０．５％以上含有すると、Ａｌ－Ｆｅ、Ａｌ－Ｆｅ－Ｓｉ化合物が腐食の起点として作用し、耐食性が低下するため好ましくない。これらの理由によりＦｅ含有量を上記範囲に定める。なお、同様の理由で、Ｆｅ含有量は、下限を０．１５％、上限を０．４５％とするのが望ましい。
Ｆｅは、Ａｌ－Ｆｅ系およびＡｌ－Ｆｅ－Ｓｉ系の金属間化合物を晶出、析出し、分散強化によるろう付後の強度を得るために添加する。０．１％未満の含有ではその効果が小さく、所望のろう付後強度が得られない。また高純度地金の使用に限定されるためコストアップとなるため好ましくない。一方、０．５％以上含有すると、Ａｌ－Ｆｅ、Ａｌ－Ｆｅ－Ｓｉ化合物が腐食の起点として作用し、耐食性が低下するため好ましくない。これらの理由によりＦｅ含有量を上記範囲に定める。なお、同様の理由で、Ｆｅ含有量は、下限を０．１５％、上限を０．４５％とするのが望ましい。
【0017】
・Ｚｎ：０．５～３．０質量％
Ｚｎは、Ａｌマトリクス中に固溶して電位を卑にさせる作用があり、フィンの犠牲陽極効果を得るために添加する。但し、０．５％未満の含有では電位を卑にさせる作用が小さく、所望の犠牲陽極効果を得られず組み合わされるチューブの侵食深さが大きくなる。一方、３．０％を超えて含有すると電位が過剰に卑となり、フィンの自己耐食性が低下するため好ましくない。これらの理由によりＺｎ含有量を上記範囲に定める。なお、同様の理由で、Ｚｎ含有量は、下限を０．８％、上限を２．５％とするのが望ましい。
Ｚｎは、Ａｌマトリクス中に固溶して電位を卑にさせる作用があり、フィンの犠牲陽極効果を得るために添加する。但し、０．５％未満の含有では電位を卑にさせる作用が小さく、所望の犠牲陽極効果を得られず組み合わされるチューブの侵食深さが大きくなる。一方、３．０％を超えて含有すると電位が過剰に卑となり、フィンの自己耐食性が低下するため好ましくない。これらの理由によりＺｎ含有量を上記範囲に定める。なお、同様の理由で、Ｚｎ含有量は、下限を０．８％、上限を２．５％とするのが望ましい。
【0018】
・Ｔｉ、Ｃｒ、Ｍｇ、Ｚｒ：０．０１～０．２０質量％
Ｔｉ、Ｃｒ、Ｍｇ、Ｚｒは、アルミニウムと金属間化合物を形成し、分散強化および固溶強化により強度が向上するので、所望により１種以上を含有する。但し、それぞれの含有量が下限未満であると、分散強化および固溶強化への影響が小さく、強度が向上する効果が小さい。一方、Ｔｉ、Ｃｒ、Ｚｒがそれぞれの上限を超えると鋳塊の鋳造時に巨大金属間化合物が晶出し、圧延時破断に至る懸念がある。また、Ｍｇは、上限を超えるとろう付性が低下する。したがって、それぞれの含有量を上記範囲に定める。なお、同様の理由で、Ｔｉ、Ｃｒ、Ｍｇ、Ｚｒは、下限０．０３％、上限０．１５％とするのが望ましい。
なお、これら元素を積極的に添加しない場合でも、それぞれを不純物として０．０１％未満で含有しても良い。
Ｔｉ、Ｃｒ、Ｍｇ、Ｚｒは、アルミニウムと金属間化合物を形成し、分散強化および固溶強化により強度が向上するので、所望により１種以上を含有する。但し、それぞれの含有量が下限未満であると、分散強化および固溶強化への影響が小さく、強度が向上する効果が小さい。一方、Ｔｉ、Ｃｒ、Ｚｒがそれぞれの上限を超えると鋳塊の鋳造時に巨大金属間化合物が晶出し、圧延時破断に至る懸念がある。また、Ｍｇは、上限を超えるとろう付性が低下する。したがって、それぞれの含有量を上記範囲に定める。なお、同様の理由で、Ｔｉ、Ｃｒ、Ｍｇ、Ｚｒは、下限０．０３％、上限０．１５％とするのが望ましい。
なお、これら元素を積極的に添加しない場合でも、それぞれを不純物として０．０１％未満で含有しても良い。
【0019】
・コルゲート成形前のフィン材表面で、円相当径で５００μｍ以上の結晶粒が１０～２００個／ｃｍ２存在し、その９０％以上が板幅方向よりも圧延方向に長い組織を有する。
コルゲート成形前のフィン材表面で、円相当径５００μｍ以上の結晶粒が１０個／ｃｍ２以下の場合、面内で１つの結晶粒が大きいため、コルゲート成形時に各結晶が有する異方性の影響が大きく現れてしまい、成形後のフィンの山高さが不揃いとなるため好ましくない。一方、２００個／ｃｍ２を超える場合は、小さい結晶粒が多く存在するため、高速のコルゲート成形では、巻出し時に発生する張力の増加に伴い結晶粒界から一瞬で破断してしまうことがある。また、小さい結晶粒はろう付時の耐エロージョン性にも劣るため好ましくない。また、その９０％以上が板幅方向よりも圧延方向に長い組織を有して、コルゲート成形の長手方向と一致させることで、コルゲート成形時の異方性影響を排除することができるため成形性の向上に寄与する効果がある。
上記規定は、連続鋳造圧延法、均質化処理、圧延率等の製造工程条件などにより達成することができる。
コルゲート成形前のフィン材表面で、円相当径５００μｍ以上の結晶粒が１０個／ｃｍ２以下の場合、面内で１つの結晶粒が大きいため、コルゲート成形時に各結晶が有する異方性の影響が大きく現れてしまい、成形後のフィンの山高さが不揃いとなるため好ましくない。一方、２００個／ｃｍ２を超える場合は、小さい結晶粒が多く存在するため、高速のコルゲート成形では、巻出し時に発生する張力の増加に伴い結晶粒界から一瞬で破断してしまうことがある。また、小さい結晶粒はろう付時の耐エロージョン性にも劣るため好ましくない。また、その９０％以上が板幅方向よりも圧延方向に長い組織を有して、コルゲート成形の長手方向と一致させることで、コルゲート成形時の異方性影響を排除することができるため成形性の向上に寄与する効果がある。
上記規定は、連続鋳造圧延法、均質化処理、圧延率等の製造工程条件などにより達成することができる。
【0020】
・引張強さが２００～２５０ＭＰａ、伸びが１．０～５．０％
コルゲート成形前で、引張強さが２００ＭＰａ未満の場合は、熱交換器組み付け時の荷重に対して変形してしまうため好ましくない。一方、２５０ＭＰａを超える引張強さを有する場合は、高速のコルゲート成形に対して所望のフィン形状、フィン高さ、フィンピッチを得ることが困難となる。また、成形性を向上させるためには適度な伸びを有していることも重要であり、伸びが１．０％未満の場合は、コルゲート成形時の巻出しや成形時に破断することが多い。一方、伸びが５％を超える場合、フィンをルーバー加工する場合にバリの発生が多くなるため好ましくない。これらの理由により、コルゲート成形前における引張り強さおよび伸びを上記範囲に規定する。同様の理由により、引張強さは、下限を２０５ＭＰａ、上限を２４５ＭＰａとするのが望ましく、伸びは、下限を１．５％、上限を４．０％とするのが望ましい。
上記規定は、圧延率等の製造工程条件などにより達成することができる。
コルゲート成形前で、引張強さが２００ＭＰａ未満の場合は、熱交換器組み付け時の荷重に対して変形してしまうため好ましくない。一方、２５０ＭＰａを超える引張強さを有する場合は、高速のコルゲート成形に対して所望のフィン形状、フィン高さ、フィンピッチを得ることが困難となる。また、成形性を向上させるためには適度な伸びを有していることも重要であり、伸びが１．０％未満の場合は、コルゲート成形時の巻出しや成形時に破断することが多い。一方、伸びが５％を超える場合、フィンをルーバー加工する場合にバリの発生が多くなるため好ましくない。これらの理由により、コルゲート成形前における引張り強さおよび伸びを上記範囲に規定する。同様の理由により、引張強さは、下限を２０５ＭＰａ、上限を２４５ＭＰａとするのが望ましく、伸びは、下限を１．５％、上限を４．０％とするのが望ましい。
上記規定は、圧延率等の製造工程条件などにより達成することができる。
【0021】
・ろう付加熱後に引張強さが１４０ＭＰａ以上
熱交換器の軽量化に合わせてフィンも薄肉、高強度材が求められている。フィンのろう付後強度が低いと車載搭載時に熱交換器に負荷される繰返しの振動や冷却水の膨張、圧縮を抑制することができずチューブは太鼓状に膨張して早期の破断つまり内部冷却水の漏れにつながる。よって、フィン材の強度が必要であり、ろう付加熱後の引張強さを上記範囲に規定する。同様の理由により１４５ＭＰａ以上とするのが一層望ましい。
上記規定は、均質化処理条件、Ａｌ－Ｍｎ－Ｓｉ化合物の数密度調整などにより達成することができる。Ａｌ－Ｍｎ－Ｓｉ化合物の数密度調整は、均質化処理条件などにより行うことができる。
前記ろう付加熱後の引張強さは、６００℃で３分間保持するろう付相当熱処理後に測定することができる。このろう付相当熱処理は、標準的なろう付を模して測定を行うためのものであり、本発明のアルミニウム合金フィン材のろう付条件を限定することを意図するものではない。
熱交換器の軽量化に合わせてフィンも薄肉、高強度材が求められている。フィンのろう付後強度が低いと車載搭載時に熱交換器に負荷される繰返しの振動や冷却水の膨張、圧縮を抑制することができずチューブは太鼓状に膨張して早期の破断つまり内部冷却水の漏れにつながる。よって、フィン材の強度が必要であり、ろう付加熱後の引張強さを上記範囲に規定する。同様の理由により１４５ＭＰａ以上とするのが一層望ましい。
上記規定は、均質化処理条件、Ａｌ－Ｍｎ－Ｓｉ化合物の数密度調整などにより達成することができる。Ａｌ－Ｍｎ－Ｓｉ化合物の数密度調整は、均質化処理条件などにより行うことができる。
前記ろう付加熱後の引張強さは、６００℃で３分間保持するろう付相当熱処理後に測定することができる。このろう付相当熱処理は、標準的なろう付を模して測定を行うためのものであり、本発明のアルミニウム合金フィン材のろう付条件を限定することを意図するものではない。
【0022】
・ろう付加熱後の中性塩水噴霧試験で１６週間後の腐食減量が１５０ｍｇ／ｄｍ２以下
フィン材の自己耐食性を確保するため、ＪＩＳ Ｚ２３７１ （２０１５年）準拠の方法の中性塩水噴霧試験により測定したフィン材の１６週間後の腐食減量が１５０ｍｇ／ｄｍ２以下であることが望ましい。１６週間後の腐食減量が１５０ｍｇ／ｄｍ２以下であれば、実際の使用環境であってもフィン自体の腐食による性能劣化や部分的な脱落を抑制できるので、熱交換器としての特性を維持することができる。
上記規定は、Ｆｅ、Ｃｕ等の組成の成分設計により達成することができる。
フィン材の自己耐食性を確保するため、ＪＩＳ Ｚ２３７１ （２０１５年）準拠の方法の中性塩水噴霧試験により測定したフィン材の１６週間後の腐食減量が１５０ｍｇ／ｄｍ２以下であることが望ましい。１６週間後の腐食減量が１５０ｍｇ／ｄｍ２以下であれば、実際の使用環境であってもフィン自体の腐食による性能劣化や部分的な脱落を抑制できるので、熱交換器としての特性を維持することができる。
上記規定は、Ｆｅ、Ｃｕ等の組成の成分設計により達成することができる。
【0023】
・固相線温度が６１５℃以上
フィン材の固相線温度は高いほどろう付が容易である。通常のろう付方法の場合、６１５℃以上あれば、フィンが溶融することなくろう付が可能であり、所望によりフィン材の固相線温度を規定する。固相線温度は成分の設計により設定することができる。
フィン材の固相線温度は高いほどろう付が容易である。通常のろう付方法の場合、６１５℃以上あれば、フィンが溶融することなくろう付が可能であり、所望によりフィン材の固相線温度を規定する。固相線温度は成分の設計により設定することができる。
【0024】
・ろう付加熱後の電位が－８００ｍＶ以上－７３０ｍＶ以下（ｖｓ Ａｇ／ＡｇＣｌ）
フィン材の電位が－８００ｍＶ未満の場合、接合される他部材（例えばチューブ、プレート材）に対して電位が過度に卑（低い）となるため、ガルバニック腐食によりフィンの腐食が加速してしまう。フィン材の電位が－７３０ｍＶ超の場合、接合される他部材を対象として、電位差を十分に得ることができず犠牲陽極効果が得られない。この場合、例えばチューブの腐食が加速してしまう。上記理由により、フィン材の電位は所望により上記範囲内とする。より好ましくは、－７３５ｍＶ以下である。
上記規定は、Ｃｕ、Ｚｎ等の組成の成分設計により達成することができる。
フィン材の電位が－８００ｍＶ未満の場合、接合される他部材（例えばチューブ、プレート材）に対して電位が過度に卑（低い）となるため、ガルバニック腐食によりフィンの腐食が加速してしまう。フィン材の電位が－７３０ｍＶ超の場合、接合される他部材を対象として、電位差を十分に得ることができず犠牲陽極効果が得られない。この場合、例えばチューブの腐食が加速してしまう。上記理由により、フィン材の電位は所望により上記範囲内とする。より好ましくは、－７３５ｍＶ以下である。
上記規定は、Ｃｕ、Ｚｎ等の組成の成分設計により達成することができる。
【0025】
・ろう付加熱中、４５０℃までに再結晶が完了する
ろう付加熱中における再結晶温度範囲はフィンのろう付性に大きく影響する。一般的にろう付加熱は６００℃付近の温度範囲で試されるが、再結晶完了温度が４５０℃を超える場合、再結晶時の組織変化とそれに伴う高温での強度低下が大きく、結果高温クリープの増大を伴いサグ性が大きく低下し、それに伴いろう付特性にも劣る。そこでろう付加熱時の再結晶温度範囲は４５０℃以下とするのが望ましい。なお、再結晶完了温度とは、ろう付加熱後に比べて耐力値が＋２０％以内まで低下し始める温度と定義する。
上記規定は、連続鋳造圧延法、均質化処理、圧延率等の製造工程条件などにより達成することができる。
ろう付加熱中における再結晶温度範囲はフィンのろう付性に大きく影響する。一般的にろう付加熱は６００℃付近の温度範囲で試されるが、再結晶完了温度が４５０℃を超える場合、再結晶時の組織変化とそれに伴う高温での強度低下が大きく、結果高温クリープの増大を伴いサグ性が大きく低下し、それに伴いろう付特性にも劣る。そこでろう付加熱時の再結晶温度範囲は４５０℃以下とするのが望ましい。なお、再結晶完了温度とは、ろう付加熱後に比べて耐力値が＋２０％以内まで低下し始める温度と定義する。
上記規定は、連続鋳造圧延法、均質化処理、圧延率等の製造工程条件などにより達成することができる。
【発明の効果】
【0026】
以上説明したように、本発明によれば、成形性に優れているとともに、ろう付後の強度、耐食性に優れたフィンおよび熱交換器を得ることができる。
【図面の簡単な説明】
【0027】
【図1】本発明の一実施形態における熱交換器の一部を示す斜視図である。
【発明を実施するための形態】
【0028】
以下、本発明の一実施形態について説明する。
本実施形態のアルミニウム合金フィン材は、双ロール鋳造機等の連続鋳造圧延（Ｃｏｎｔｉｎｕｏｕｓ Ｃａｓｔｉｎｇ：ＣＣ法）を用いて鋳造し、鋳造板を均質化処理、冷間圧延と途中の中間焼鈍の工程を経て製造することができる。
すなわち、質量％で、Ｍｎ：１．２～２．０％、Ｓｉ：０．５～１．３％、Ｃｕ：０．０５～０．１３％、Ｆｅ：０．１～０．５％未満、Ｚｎ：０．５～３．０％を含有し、所望により、さらに、所望により、質量％で、Ｔｉ：０．０１～０．２０％、Ｃｒ：０．０１～０．２０％、Ｍｇ：０．０１～０．２０％、Ｚｒ：０．０１～０．２０％のうち、１種または２種以上を含有し、残部がＡｌと不可避不純物からなるアルミニウム合金の溶湯を作製し、常法によってアルミニウム合金の鋳造板を得る。
本実施形態のアルミニウム合金フィン材は、双ロール鋳造機等の連続鋳造圧延（Ｃｏｎｔｉｎｕｏｕｓ Ｃａｓｔｉｎｇ：ＣＣ法）を用いて鋳造し、鋳造板を均質化処理、冷間圧延と途中の中間焼鈍の工程を経て製造することができる。
すなわち、質量％で、Ｍｎ：１．２～２．０％、Ｓｉ：０．５～１．３％、Ｃｕ：０．０５～０．１３％、Ｆｅ：０．１～０．５％未満、Ｚｎ：０．５～３．０％を含有し、所望により、さらに、所望により、質量％で、Ｔｉ：０．０１～０．２０％、Ｃｒ：０．０１～０．２０％、Ｍｇ：０．０１～０．２０％、Ｚｒ：０．０１～０．２０％のうち、１種または２種以上を含有し、残部がＡｌと不可避不純物からなるアルミニウム合金の溶湯を作製し、常法によってアルミニウム合金の鋳造板を得る。
【0029】
得られたアルミニウム合金の鋳塊あるいは鋳造板に対しては適切な条件で均質化処理を行う必要がある。均質化処理は、例えば、昇温速度を５０℃／時、保持温度を４００～５００℃、保持時間を１～１０時間、冷却速度を１０～１００℃／時とした熱処理条件によって行うことができる。これにより、Ａｌ－Ｍｎ－Ｓｉ系の金属間化合物がマトリクスに均一に分散する状態を得られる。この系の化合物は分散強化によってろう付後の強度が向上する他、マトリクスに対しての電位差が小さいため耐食性の向上にも寄与する。
【0030】
その後、得られたアルミニウム合金に対して、冷間圧延を行う。冷間圧延の途中では、圧延率が６０％以上となった後に中間焼鈍を行うことができる。中間焼鈍は、温度を２００～３５０℃、保持時間を２～８時間として行い、中間焼鈍後に圧延率１０～３５％で冷間圧延を行うことで、質別Ｈ１４のフィン材（供試材）となる。均質化処理、中間焼鈍、冷間圧延率を上記範囲に設定することで、ろう付前の引張強さ、伸びが本発明の狙い範囲内となり、コルゲート成形に優れる結晶組織の状態を得ることができる。なお、板厚は、３５～８０μｍとすることができるが、本発明としてはこの厚さに限定されるものではない。
上記工程により、ろう付前、ろう付中、およびろう付後に所望する強度、とろう付前、ろう付後の結晶組織を持つ、熱交換器用のフィン材を得ることができる。
上記工程により、ろう付前、ろう付中、およびろう付後に所望する強度、とろう付前、ろう付後の結晶組織を持つ、熱交換器用のフィン材を得ることができる。
【0031】
得られたフィン材は、成形性、強度、耐食性、およびろう付性に優れており、熱交換器用フィン材として好適である。
【0032】
また得られたフィン材は、コルゲート加工されるが、その際には良好な成形性によって、正しいフィン高さ、フィンピッチを有しているので、ヘッダー、チューブ、サイドプレート等の熱交換器用の部材と組み合わせたろう付接合性に優れている。
本発明としてはろう付の熱処理条件や方法（ろう付温度、雰囲気、フラックスの有無、ろう材の種類等）は特に限定されず、所望の方法によってろう付を行うことができるが、（例えば、室温から６００℃まで平均昇温速度１００℃／分で昇温し、６００℃で３分保持後、１００℃／分の降温速度で降温冷却する熱処理の条件のろう付相当加熱）、ろう付後のフィンは、強度と耐食性に優れるため、熱交換器としての高い性能に寄与する。
図１は、本実施形態のフィン４にチューブ３、ヘッダー２、サイドプレート５を組み付けてろう付により製造された熱交換器１を示している。
本発明としてはろう付の熱処理条件や方法（ろう付温度、雰囲気、フラックスの有無、ろう材の種類等）は特に限定されず、所望の方法によってろう付を行うことができるが、（例えば、室温から６００℃まで平均昇温速度１００℃／分で昇温し、６００℃で３分保持後、１００℃／分の降温速度で降温冷却する熱処理の条件のろう付相当加熱）、ろう付後のフィンは、強度と耐食性に優れるため、熱交換器としての高い性能に寄与する。
図１は、本実施形態のフィン４にチューブ３、ヘッダー２、サイドプレート５を組み付けてろう付により製造された熱交換器１を示している。
【0033】
本実施形態によれば、成形性、強度、耐食性、およびろう付性に優れる熱交換器用アルミニウム合金フィン材および熱交換器を得ることができる。
【実施例1】
【0034】
以下に本発明の実施例について説明する。
表１に示す成分（残部Ａｌと不可避不純物）となるように調整した溶湯からＣＣ法を用いて連続鋳造圧延板を作製した。得られた鋳造板に対して、均質化処理を行い、その後、冷間圧延と途中工程で中間焼鈍を行った。中間焼鈍は、２００～３５０℃で２～８時間で行い、Ｈ１４調質で３５～８０μｍのフィン材を作製した。
得られたフィン材に対して引張試験を行い、機械的性質（引張強さ、伸び）を確認した。次に、塩酸、フッ酸、硝酸の混合液にてサンプル表面をエッチングして結晶粒を露出させ、１２ｍｍ（圧延方向と平行）×９ｍｍ（圧延方向と垂直＝板幅方向）視野の表面写真を撮影した。各々の結晶組織について、圧延方向平行、垂直長さを画像処理により算出し、１ｃｍ２当たりで円相当径５００μｍ以上の結晶粒数と『圧延方向と平行＞圧延方向と垂直となる結晶粒の割合％』を計算した。
固相線温度は、示差走査熱分析装置（Ｄｉｆｆｅｒｅｎｔｉａｌ ｓｃａｎｎｉｎｇ ｃａｌｏｒｉｍｅｔｒｙ：ＤＳＣ）を用いて、１０℃／分の昇温速度で測定した。
次に、各板厚のフィンに対して予備試験による条件出し後にコルゲート成形を行い、コルゲートフィンを作製した。ランダムに測定した２０箇所について、フィン高さとフィンピッチが狙い値に対して、±１０％以内の差であった場合は◎、±２０％であった場合は〇、それ以外を×とした。
表１に示す成分（残部Ａｌと不可避不純物）となるように調整した溶湯からＣＣ法を用いて連続鋳造圧延板を作製した。得られた鋳造板に対して、均質化処理を行い、その後、冷間圧延と途中工程で中間焼鈍を行った。中間焼鈍は、２００～３５０℃で２～８時間で行い、Ｈ１４調質で３５～８０μｍのフィン材を作製した。
得られたフィン材に対して引張試験を行い、機械的性質（引張強さ、伸び）を確認した。次に、塩酸、フッ酸、硝酸の混合液にてサンプル表面をエッチングして結晶粒を露出させ、１２ｍｍ（圧延方向と平行）×９ｍｍ（圧延方向と垂直＝板幅方向）視野の表面写真を撮影した。各々の結晶組織について、圧延方向平行、垂直長さを画像処理により算出し、１ｃｍ２当たりで円相当径５００μｍ以上の結晶粒数と『圧延方向と平行＞圧延方向と垂直となる結晶粒の割合％』を計算した。
固相線温度は、示差走査熱分析装置（Ｄｉｆｆｅｒｅｎｔｉａｌ ｓｃａｎｎｉｎｇ ｃａｌｏｒｉｍｅｔｒｙ：ＤＳＣ）を用いて、１０℃／分の昇温速度で測定した。
次に、各板厚のフィンに対して予備試験による条件出し後にコルゲート成形を行い、コルゲートフィンを作製した。ランダムに測定した２０箇所について、フィン高さとフィンピッチが狙い値に対して、±１０％以内の差であった場合は◎、±２０％であった場合は〇、それ以外を×とした。
【0035】
その後、コルゲート成形未実施の単板の状態で、昇温速度１００℃／分で、３００～５５０℃に到達直後に冷却した板について常温で引張試験を行い、ろう付加熱中の再結晶完了温度を測定した。
また、同様に単板の状態で、昇温速度１００℃／分、６００℃で３分保持、冷却速度１００℃／分の条件でろう付熱処理を行い、ろう付後の機械的性質を確認した。
また、表面にフッ化物系フラックスを塗布した後、上記同様の条件でろう付熱処理した単板について、電位の測定と中性塩水噴霧試験を行い、１６週間後の腐食減量を調査した。
また、同様に単板の状態で、昇温速度１００℃／分、６００℃で３分保持、冷却速度１００℃／分の条件でろう付熱処理を行い、ろう付後の機械的性質を確認した。
また、表面にフッ化物系フラックスを塗布した後、上記同様の条件でろう付熱処理した単板について、電位の測定と中性塩水噴霧試験を行い、１６週間後の腐食減量を調査した。
【0036】
ろう付相当熱処理を施したフィン材から電位測定用のサンプルを切り出し、サンプルを、５０℃に加熱した５％ＮａＯＨ溶液に３０秒浸漬し、その後、３０％ＨＮＯ３溶液中に６０秒浸漬し、さらに、水道水、イオン交換水で洗浄し、乾燥させずにそのまま２５℃の５％ＮａＣｌ溶液（酢酸にてｐＨ３に調整）に６０分浸漬後の電位を測定した。参照電極には、銀‐塩化銀電極（Ａｇ／ＡｇＣｌ）を使用した。
【0037】
作製したフィン材をコルゲート成形し、他部材（ヘッダープレート、チューブ、サイドプレート）と組み合わせて型組み後、フラックスを塗布してろう付して縦５０ｃｍ×横５０ｃｍの熱交換器を作製した。その後、熱交換器のフィンとチューブとの接合箇所を観察し、不良接合箇所の数を求め、良好なフィンの接合率として、（１－（不良接合箇所／全接合箇所））×１００（％）を算出した。接合率９０％以上を◎（良好な接合状態）、９０％以下を×（接合不良）としてろう付性を評価した。
【0038】
【表1】
【0039】
【表2】
【0040】
発明材では、成形性、強度、耐食性に優れる結果が得られた。一方、比較例では、これらの特性のいずれかにおいて劣っていた。すなわち、
比較例１；ろう付後の引張強さが低い
比較例２；ろう付前の引張強さが高い、コルゲート成形性に劣る
比較例３；ろう付後の引張強さが低い
比較例４；固相線温度が低い
比較例５；ろう付後の引張強さが低い
比較例６；ろう付前の伸びが低い、コルゲート成形性に劣る
比較例７；耐食性に劣る
比較例８；電位が貴
比較例９；電位が卑、耐食性に劣る
比較例１０；ろう付前の引張強さが高い、伸びが高い、コルゲート成形性に劣る
比較例１１；圧延途中で破断
比較例１２；耐食性に劣る
比較例１３；耐食性に劣る
比較例１４；円相当径５００μm以上の結晶粒が少ない、コルゲート成形性に劣る
比較例１５；圧延途中で破断
比較例１６；ろう付前の伸びが低い、コルゲート成形性に劣る
比較例１７；圧延途中で破断
比較例１８；ろう付前の引張強さが高い、コルゲート成形性に劣る
比較例１９；ろう付前の伸びが低い、コルゲート成形性に劣る
比較例２０；円相当径５００μm以上の結晶粒が多い、コルゲート成形性に劣る
比較例２１；ろう付中の再結晶完了温度が高温、ろう付性に劣る
比較例１；ろう付後の引張強さが低い
比較例２；ろう付前の引張強さが高い、コルゲート成形性に劣る
比較例３；ろう付後の引張強さが低い
比較例４；固相線温度が低い
比較例５；ろう付後の引張強さが低い
比較例６；ろう付前の伸びが低い、コルゲート成形性に劣る
比較例７；耐食性に劣る
比較例８；電位が貴
比較例９；電位が卑、耐食性に劣る
比較例１０；ろう付前の引張強さが高い、伸びが高い、コルゲート成形性に劣る
比較例１１；圧延途中で破断
比較例１２；耐食性に劣る
比較例１３；耐食性に劣る
比較例１４；円相当径５００μm以上の結晶粒が少ない、コルゲート成形性に劣る
比較例１５；圧延途中で破断
比較例１６；ろう付前の伸びが低い、コルゲート成形性に劣る
比較例１７；圧延途中で破断
比較例１８；ろう付前の引張強さが高い、コルゲート成形性に劣る
比較例１９；ろう付前の伸びが低い、コルゲート成形性に劣る
比較例２０；円相当径５００μm以上の結晶粒が多い、コルゲート成形性に劣る
比較例２１；ろう付中の再結晶完了温度が高温、ろう付性に劣る
【符号の説明】
【0041】
１ 熱交換器
２ ヘッダー
３ チューブ
４ フィン
５ サイドプレート
２ ヘッダー
３ チューブ
４ フィン
５ サイドプレート
【図1】