(57)【要約】【課題】Ｚｎ被覆層を形成したアルミニウム管体を使用し、クロメート処理を行わない自動車用熱交換器用のアルミニウム合金ブレージングフィン材を提供する。また、成形性に優れ、苛酷な腐食環境下においてアルミニウム管体の孔食発生を抑制するとともに、フィレット部の耐食性に優れ、フィンがアルミニウム管体から離脱するのを防止できる熱交換器用アルミニウム合金ブレージングフィン材を提供する。【解決手段】Ｍｎを０．６〜２．０質量％（以下、質量％を単に％と記す。）、Ｆｅを０．０５〜０．５％、Ｓｉを０．４〜０．９％、Ｚｎを０．０２〜４．０％含有し、残部がＡｌと不可避的不純物からなるＡｌ合金を芯材とし、この芯材の両面にＳｉを６．０％〜１３．０％、Ｆｅを０．０５〜０．８０％、Ｃｕを０．０５〜０．４５％含有し、残部がＡｌと不可避的不純物からなるＡｌ合金を皮材とし、芯材中にあるＡｌ−Ｍｎ−Ｆｅ系やＡｌ−Ｍｎ−Ｓｉ系の粒径０．１μｍ以上３．０μｍ未満の析出物が占める数密度Ａ（個／ｍｍ２）と粒径３．０μｍ以上の析出物が占める数密度Ｂ（個／ｍｍ２）の比率Ａ／Ｂが５０≦Ａ／Ｂ≦５００を満たし、さらにろう付加熱後のフィンの長手断面における前記心材の平均結晶粒径が１００μｍ以上であることを特徴とする熱交換器用アルミニウム合金ブレージングシート。【選択図】なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｍｎを０．６〜２．０質量％（以下、質量％を単に％と記す。）、Ｆｅを０．０５〜０．５％、Ｓｉを０．４〜０．９％、Ｚｎを０．０２〜４．０％含有し、残部がＡｌと不可避的不純物からなるＡｌ合金を芯材とし、この芯材の両面にＳｉを６．０％〜１３．０％、Ｆｅを０．０５〜０．８０％、Ｃｕを０．０５〜０．４５％含有し、残部がＡｌと不可避的不純物からなるＡｌ合金を皮材とし、芯材中にあるＡｌ−Ｍｎ−Ｆｅ系やＡｌ−Ｍｎ−Ｓｉ系の粒径０．１μｍ以上３．０μｍ未満の析出物が占める数密度Ａ（個／ｍｍ２）と粒径３．０μｍ以上の析出物が占める数密度Ｂ（個／ｍｍ２）の比率Ａ／Ｂが５０≦Ａ／Ｂ≦５００を満たし、さらにろう付加熱後のフィンの長手断面における前記心材の平均結晶粒径が１００μｍ以上であることを特徴とする熱交換器用アルミニウム合金ブレージングシート。
【請求項２】
請求項１を満たす芯材にさらにＺｒ：０．０５％〜０．３％、Ｃｒ：０．０５〜０．３％、Ｔｉ：０．０５％〜０．３％を１種または２種以上含有し、残部がＡｌと不可避的不純物からなるＡｌ合金を芯材とし、この芯材の両面にＳｉを６．０％〜１３．０％、Ｆｅを０．０５〜０．８０％、Ｃｕを０．０５〜０．４５％含有し、残部がＡｌと不可避的不純物からなるＡｌ合金を皮材とし、芯材中にあるＡｌ−Ｍｎ−Ｆｅ系やＡｌ−Ｍｎ−Ｓｉ系の粒径０．１μｍ以上３．０μｍ未満の析出物が占める数密度Ａ（個／ｍｍ２）と粒径３．０μｍ以上の析出物が占める数密度Ｂ（個／ｍｍ２）の比率Ａ／Ｂが５０≦Ａ／Ｂ≦５００を満たし、さらにろう付加熱後のフィンの長手断面における前記心材の平均結晶粒径が１００μｍ以上であることを特徴とする熱交換器用アルミニウム合金ブレージングシート。
【請求項３】
請求項１又は請求項２に記載のブレージングシートの製造方法であって、前記皮材のクラッド率が片面で５％〜１５％となるように皮材をクラッドしてＡｌ合金合せ材を形成する工程と、前記Ａｌ合金合せ材を４２０℃〜５００℃で加熱した後に、熱間圧延、冷間圧延及び中間焼鈍を行う工程と、前記Ａｌ合金合せ材の最終冷間圧延を行い、４０μｍ〜１００μｍの板厚のブレージングシートを製造する工程とを具備することを特徴とする、熱交換器用アルミニウム合金ブレージングシートの製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は腐食に対する耐久性に優れた熱交換器及びそれに用いるフィン材に関し、特に、カーエアコン用コンデンサ、エバポレータ、オイルクーラー、ラジエータなどの自動車用途において有用な熱交換器及びルームエアコン用コンデンサなどの熱交換器並びにそれに用いるフィン材に関する。
【背景技術】
【０００２】
アルミニウム合金は軽量で熱伝導性に優れていること、適切な処理により高耐食性が実現できること、ならびに、ブレージングシートを利用したろう付けによって効率的な接合が可能であることから、自動車用などの熱交換器用材料として多用されてきた。しかし、近年、自動車の高性能化或いは環境対応として、より軽量で高耐久性を有するように熱交換器の性能向上が求められており、これに対応できるアルミニウム合金材料技術が要求されている。
【０００３】
例えば、カーエアコンのコンデンサやエバポレータに代表される熱交換器において、チューブ、フィンなどの薄肉化による軽量化がさらに進められている。また、防食効果の高いクロメートタイプの化成表面処理が環境面の規制により排除される傾向にある。そのためフィレットの腐食の進行が早くなり、フィンがアルミニウム管体から分離し易くなる。さらに、融雪材の大量使用や大気汚染・酸性雨などろう付け接合部の腐食を促進する要因も高まっている。
自動車用熱交換器の一形態として、ろう材がクラッドされたブレージングシートをコルゲート成形したフィン材と、押出法等によって製造されるチューブとを組み合わせ、ろう付け接合したものが使用されている。このチューブは冷媒などの流体を流通させる目的のものであるから、孔食によるリークが生じると熱交換器として使用するには致命傷となる。チューブの孔食を抑制する有力な防食手法としては、溶射等の方法でチューブ表面に亜鉛（Ｚｎ）濃縮層を形成することによって、電位的に卑な犠牲材の役割をこの亜鉛濃縮層に担わせる方法が一般に採用されている。また、フィンに若干の犠牲効果を持たせるために、亜鉛等をフィン材に添加することもチューブの耐食性確保の目的で実施されている。
【０００４】
この他に、フィン自体やチューブとの接合部の腐食によるフィンのはがれや欠落も、熱交換機能を低下させるため問題となる。フィンには実使用時に風や洗浄水流などによる外力も加わる場合があり、腐食がある程度進行した場合においてもフィンが破壊されないようにその強度が保持される必要がある。特にフィンを薄肉化する場合には、フィン自体と接合部の耐久性を確保するための技術的困難性が一層高まる。また、熱交換器の特性を維持、向上するためにフィン材の高強度化が必須である。しかし、ブレージングシートのろう溶融加熱時は溶融ろう中のケイ素（Ｓｉ）が芯材へ拡散し、芯材のＳｉ濃度が増加する。このとき、Ｓｉ濃度が高くなると、芯材の融点が下がり、ろう溶融時に芯材のろうの侵食及び芯材の溶解が生じやすくなる。この現象は芯材厚さが薄くなるほど顕著になり、強度が低下し、ろう溶融時にフィンの座屈が生じやすくなる。
【０００５】
特許文献１では、チューブ材へのろう付け接合性と粒界腐食性とに優れたフィン材（クラッドフィン材）、ならびに、これを用いた熱交換器が記載されている。粒界腐食性に関して、ろう付け後のフィン表面及び厚さ中心のＳｉ濃度を制御することによりフィンの耐粒界腐食性が向上できるとしている。この文献に記載される具体的なろう付け方法は必ずしも明確ではないが、４５０℃〜ろう付け温度（約６００℃）まで昇温し、ろうの凝固温度まで冷却する間のろう付け処理時間を１５分以内、好ましくは１０分以内とする方法が記載されている。この文献記載の発明では、ろう付け前における芯材が繊維状組織であり、ろう付加熱時の結晶粒径が細かくなり、板厚が薄肉になればなるほど、ろう付け加熱時のフィンの座屈を防止するのが困難となる。
また、特許文献１ではさらに、実施例において、表面亜鉛処理した純アルミニウム系チューブとクラッドフィン材とを組み合わせた試験材について腐蝕性等が評価されている。しかしながら、クラッドフィン材のろう材に、０．１重量％以下の銅（Ｃｕ）が含有されることが示されているものの、Ｃｕの作用が明らかでない。また、ろう付け接合部の耐食性に関する考慮はなされていない。
【０００６】
特許文献２ではＺｎ被覆アルミニウム管体のＺｎ付着量と、フィン材の芯材中のＺｎ量とろう材中のＣｕ量を制御し、アルミニウム管体の内周部の自然電位とフィンの自然電位との差を８０ｍＶ以上とすれば、腐食によりアルミニウム管体からフィンが剥離するのを防止できるとしている。ただし、特許文献２においても、ろう付加熱前の組織が繊維状組織であることが好ましいとされており、フィンの薄肉化に伴って、ろう付加熱時のフィンの座屈を防止することが困難となる。また、芯材組織中の析出物についても特に言及されていない。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００７】
【特許文献１】特開２００４−０８４０６０号公報
【特許文献２】特開２００５−０６０７９０号公報
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００８】
従って、フィン材の薄肉化を進めるに当たり、フィンの耐高温座屈性を向上させることやフィン自体の耐食性だけでなく、フィレットの優先腐食も抑制することが求められている。発明者らは、この課題を解決するために、種々検討を行った結果、Ｚｎを溶射被覆したアルミニウム管体にフィン材をろう付け接合する際、アルミニウム管体とフィン材とのフィレット部にＺｎが拡散して、フィレット部がアルミニウム管体およびフィン材より電気化学的に卑となり、そのためフィレット部が優先腐食を惹き起こすことがわかった。さらに試験検討を加えた結果、フィレット部へのＺｎの拡散は、とくに被覆層のＺｎ付着量が多い場合に顕著となり、溶射被覆されるＺｎの量を少なくすると、ある程度の耐食性の改善は得られるが、Ｚｎの付着量を少なくしただけでは必ずしも優れた耐食性を得ることができないことがわかった。そこで、ろう材中にＣｕを所定量添加し、芯材中の析出物のサイズを制御することにより、Ｚｎの濃縮により電位が卑となったフィレット部の電位を貴化しフィン剥がれを防止し、さらにろう付加熱時のフィン座屈性も改善できることを見出した。
【０００９】
本発明は、上記の知見に基づいてなされたものであり、その目的は、とくに、Ｚｎ被覆層を形成したアルミニウム管体を使用し、クロメート処理を行わない自動車用熱交換器用のアルミニウム合金ブレージングフィン材を提供することにある。また、成形性に優れ、苛酷な腐食環境下においてアルミニウム管体の孔食発生を抑制するとともに、フィレット部の耐食性に優れ、フィンがアルミニウム管体から離脱するのを防止できる熱交換器用アルミニウム合金ブレージングフィン材を提供することにある。
【課題を解決するための手段】
【００１０】
本発明によれば、以下の手段が提供される。
第１の実施形態は、Ｍｎを０．６〜２．０質量％（以下、単に％と記す。）、Ｆｅを０．０５〜０．５％、Ｓｉを０．４〜０．９％、Ｚｎを０．０２〜４．０％含有し、残部がＡｌと不可避的不純物からなるＡｌ合金を芯材とし、この芯材の両面にＳｉを６．０％〜１３．０％、Ｆｅを０．０５〜０．８０％、Ｃｕを０．０５〜０．４５％含有し、残部がＡｌと不可避的不純物からなるＡｌ合金を皮材とし、芯材中にあるＡｌ−Ｍｎ−Ｆｅ系やＡｌ−Ｍｎ−Ｓｉ系の粒径０．１μｍ以上３．０μｍ未満の析出物が占める数密度Ａ（個／ｍｍ２）と粒径３．０μｍ以上の析出物が占める数密度Ｂ（個／ｍｍ２）の比率Ａ／Ｂが５０≦Ａ／Ｂ≦５００を満たし、さらにろう付加熱後のフィンの長手断面における前記心材の平均結晶粒径が１００μｍ以上であることを特徴とする熱交換器用アルミニウム合金ブレージングシートである。
【００１１】
第２の実施形態は、第１の実施形態の合金組成を満たす芯材に対して、さらにＺｒ：０．０５％〜０．３％、Ｃｒ：０．０５〜０．３％、Ｔｉ：０．０５％〜０．３％を１種または２種以上含有し、残部がＡｌと不可避的不純物からなるＡｌ合金を芯材とし、この芯材の両面にＳｉを６．０％〜１３．０％、Ｆｅを０．０５〜０．８０％、Ｃｕを０．０５〜０．４５％含有し、残部がＡｌと不可避的不純物からなるＡｌ合金を皮材とし、芯材中に占めるＡｌ−Ｍｎ−ＦｅやＡｌ−Ｍｎ−Ｓｉ系の粒径０．１μｍ以上３．０μｍ未満の析出物が占める数密度Ａ（個／ｍｍ２）と粒径３．０μｍ以上の析出物が占める数密度Ｂ（個／ｍｍ２）の比率Ａ／Ｂが５０≦Ａ／Ｂ≦５００を満たし、さらにろう付加熱後のフィンの長手断面における前記心材の平均結晶粒径が１００μｍ以上であることを特徴とする熱交換器用ブレージングシートである。
第３の実施形態は、第１又は第２の実施形態の合金組成を満たす熱交換器用アルミニウム合金ブレージングシートの製造方法であって、前記皮材のクラッド率が片面で５％〜１５％となるように皮材をクラッドしてＡｌ合金合せ材を形成する工程と、前記Ａｌ合金合せ材を４２０℃〜５００℃で加熱した後に、熱間圧延、冷間圧延及び中間焼鈍を行う工程と、前記Ａｌ合金合せ材の最終冷間圧延を行い、４０μｍ〜１００μｍの板厚のブレージングシートを製造する工程とを具えることを特徴とする熱交換器用アルミニウム合金ブレージングシートの製造方法である。
【発明の効果】
【００１２】
本発明によれば、ろう付加熱時の座屈性に優れ、フィレットの優先腐食を防止することが可能であり、かつ薄肉化した、例えば厚さが４０〜１００μｍの熱交換器用アルミニウム合金ブレージングシートが提供される。当該アルミニウム合金ブレージングシートをフィン材として使用することにより、熱交換器が腐食環境下に置かれても、フィンがアルミニウム管体から分離する問題が解消され、またフィンの犠牲陽極効果やアルミニウム管体表面の防食効果も十分に発揮されるため、熱交換器の長寿命化が達成できる。
【図面の簡単な説明】
【００１３】
【図１】フィン材の耐高温座屈性の試験方法の説明図である。
【図２】フィン材の耐孔食試験の説明図である。
【図３】フィン材の破壊荷重試験の説明図である。
【発明を実施するための形態】
【００１４】
以下、本発明の詳細、並びにその他の特徴及び利点について、発明の実施の形態に基づいて説明する。
最初に、本発明のフィン材の芯材に用いられるアルミニウム合金組成における各成分の作用を説明する。
芯材中にＭｎを０．６〜２．０％含有する。Ｍｎは、合金の強度を向上させ、ブレージング時の高温加熱の際の耐高温座屈性を向上させる働きを持つ。その量が少なすぎるとその効果が不十分となる。また、多すぎる場合はＡｌ−Ｍｎ−Ｆｅ系、Ａｌ−Ｍｎ−Ｓｉ系の粗大な化合物が形成され均一な金属組織状態が得られないため好ましくない。また、その量が多い場合には、巨大晶出物が生じ易く、成形性を悪化させる。更に好ましいＭｎの含有量は０．８％〜１．６％である。
【００１５】
芯材中にＦｅを０．０５〜０．５％含有する。Ｆｅは、Ｍｎと共存してフィン材の強度を向上させる。その量が少なすぎると、その効果が十分でなく、多すぎるとＡｌ−Ｆｅ系の化合物が多くなり、耐食性を悪化させる。また、晶出物の量が増え、再結晶の核サイトとして働くため、再結晶粒が微細化し、結晶粒界の耐食性及び耐高温座屈性を悪化させる。従って、更に好ましいＦｅの含有量は０．０５％〜０．３％である。
【００１６】
芯材中にＳｉを０．４〜０．９％含有する。Ｓｉは、Ａｌ−Ｍｎ−Ｓｉ系の化合物を析出させて強度を向上させる。少なすぎるとその効果が十分に得られず、多すぎると融点が低下しろう付加熱時の高温座屈性を低下させる。更に好ましいＳｉの含有量は０．４％〜０．７％である。
【００１７】
芯材中にＺｎを０．０２〜４．０％含有する。Ｚｎは、フィン材の電位を卑にし、犠牲陽極効果でチューブなどの作動流体通路の孔食を防ぐ作用がある。少なすぎるとその効果が十分に得られず、多すぎると自己腐食性が高くなる。更に好ましいＺｎの含有量は０．５〜２．５％である。
芯材中のＺｒ、Ｃｒは強度と耐高温座屈性を向上させる。それらの元素は、少なすぎるとその効果が十分に得られず、多すぎると粗大な晶出物が生成して圧延加工性を低下させる。従って、Ｚｒ、Ｃｒの含有量は０．０５％〜０．３％とする。更に好ましくは０．０５〜０．２％とする。
芯材中のＴｉは微細な金属間化合物を形成し合金の強度と耐高温座屈性を向上させる。Ｔｉが少なすぎるとその効果が十分に得られず、多すぎると鋳塊に粗大な金属間化合物が生じて圧延時に割れが生じてしまう。従って、Ｔｉの含有量は０．０５％〜０．３％とする。更に好ましくは０．０５％〜０．２％とする。
なお、本発明の芯材において、その他の不可避的不純物元素（Ｍｇ、Ｃａ、Ｎｉ、Ｖ等）は各々０．０５％以下、合計で０．１５％以下であれば本発明の目的の効果を損なわない。
【００１８】
次に本発明のブレージングシートのろう材に用いられるアルミニウム合金組成における各成分の作用を説明する。
ろう材中にＳｉを６．０〜１３．０％含有する。Ｓｉは、融点を低下させ、溶融ろうの流動性及びチューブやサイドプレートとの接合性を向上させる効果を有する。Ｓｉの含有量が少なすぎるとその効果が十分に得られない。多すぎるとろう材の融点が高くなり、ろうが溶融され難くなりチューブやサイドプレートの接合性が低下する。更に好ましいろう材中のＳｉの含有量は７．０％〜１１．０％である。
【００１９】
ろう材中にＣｕを０．０５〜０．４５％含有する。Ｃｕは、電位を貴にする作用を有するので、拡散濃縮したＺｎによってフィレットの電位が卑になり過ぎるのを防止する。Ｃｕ含有量が少なすぎると、Ｚｎによってフィレットの電位が卑になり過ぎるのを防止できない。一方、Ｃｕ含有量が多すぎると、フィレットの電位が貴になり過ぎて相対的に電位が卑であるフィンとの電位差が大きくなり、フィンの腐蝕が過大となる。更に好ましいろう材中のＣｕ含有量は０．０５〜０．２５％であり、０．０５〜０．１５％とするのがより好ましい。
【００２０】
ろう材中にＦｅは０．０５〜０．８０％含有する。Ｆｅはろうの流動性を向上させる作用を有する。少なすぎるとその効果が十分に得られず、多すぎるとＡｌ−Ｆｅ系の化合物が多く生成して、耐食性の低下を招く。更に好ましいＦｅの含有量は０．１〜０．５％である。
なお、ろう材の残部はＡｌと不可避的不純物からなるＡｌ合金であり、不可避的不純物元素は０．０１％以下であれば本発明の効果に影響を与えない。また、ＮａやＳｒはろう材のＳｉ粒子を微細化させて芯材へのＳｉ粒子の侵食を抑える働きがあるので、ろう材に０．０００１〜０．１％のＮａもしくはＳｒを添加しても良い。
【００２１】
皮材のクラッド率は５〜１５％とする。クラッド率が低すぎるとクラッドフィンのろうが不足して、チューブ材との接合性が低下する恐れがある。また、クラッド率が高すぎると溶融ろうが多くなり芯材が溶解されやすくなる。従って、芯材に対する皮材のクラッド率は片面で５〜１５％が好ましく、８〜１２％とするのがさらに好ましい。
ブレージングシートの板厚は４０〜１００μｍである。４０μｍ未満では溶融したろうによって芯材が溶融されやすい。また、強度が不足して耐高温座屈性が著しく低下する。
【００２２】
次に、本発明の熱交換器用アルミニウム合金ブレージングシートの製造方法について説明する。
従来の熱交換器用チューブ材やフィン材は鋳造後に芯材に組成の均質化処理を施すが、本発明方法においては均質化処理をすることなく、芯材に皮材をクラッドして合わせ加熱を施すだけでも組成の均質化を図ることができて十分要求特性を満足することができる。
芯材の均質化処理を施さずに芯材と皮材を４２０℃〜５００℃の温度で加熱した後、熱間圧延を行なう。加熱温度を４２０℃〜５００℃とすることにより、Ａｌ−Ｍｎ−Ｆｅ系やＡｌ−Ｍｎ−Ｓｉ系の金属間化合物が析出して強度が向上し、薄肉化したフィン材の耐高温座屈性を向上することができる。４２０℃未満では熱間圧延の変形抵抗が大きくなり、圧延が困難になる。また、５００℃を超えると金属間化合物（析出物）が過剰に析出するため、耐高温座屈性が低下する。また、晶出物の効果で再結晶粒が微細化し結晶粒界の腐食が進行し耐食性を悪化させる。尚、加熱保持時間は１時間〜１０時間が望ましい。
【００２３】
熱間圧延終了後、冷間圧延を行なった後に中間焼鈍を行う。中間焼鈍は、固溶しているＭｎ、Ｃｕ、Ｓｉなどの元素が析出し易い３００℃以上で０．５時間〜１０時間加熱するのが望ましい。従来、繊維状組織を呈するフィン材の製造工程では、特許文献１にも記載されるように、フィン材製造時の焼鈍温度を再結晶温度より低い温度とする方式が採用されている。本発明において望ましいフィン材の製造工程では、最終冷間圧延直前の中間焼鈍で完全に再結晶させるとともに、その再結晶粒をできるだけ成長させた状態、具体的にはフィン長手断面の厚さ方向に数個の結晶粒しか存在しない状態として、その後に調質冷間圧延を行なうものである。中間焼鈍時の再結晶粒の成長は、熱間圧延前の均質化或いは予備加熱の条件、熱間圧延条件、中間焼鈍前の冷間圧延の圧下率、及び中間焼鈍条件を適宜選択することにより可能となる。
【００２４】
前述のように中間焼鈍の後に最終の冷間圧延を行い製品とするのであるがこの冷間圧延率（最終冷延率）は２０％〜７０％とする。この冷延率が低すぎると薄肉化という要求を満足する強度のフィン材が得られない。一方、冷延率が高すぎると加工量が多いため、変形帯からも再結晶の核発生が起こり、再結晶粒が微細となり、皮材からＳｉが粒界拡散し、高温座屈性や粒界の耐食性が低下する。従って、中間焼鈍のあとの冷間圧延率は２０％〜７０％であることが好ましい。
【００２５】
前述の工程で製造されたブレージングシートにおいて、芯材中に占めるＡｌ−Ｍｎ−Ｆｅ系やＡｌ−Ｍｎ−Ｓｉ系の粒径０．１μｍ以上３．０μｍ未満の微細な析出物が占める数密度Ａ（個／ｍｍ２）と粒径３．０μｍ以上の粗大な析出物が占める数密度Ｂ（個／ｍｍ２）の比率Ａ／Ｂが５０≦Ａ／Ｂ≦５００を満たしていなければならない。
【００２６】
前述の比率５０≦Ａ／Ｂ≦５００は芯材の均質化処理を施さずに熱間圧延前に芯材と皮材を４２０℃〜５００℃の温度で合せ加熱することで得られ、ブレージング時の高温過熱の際の耐高温座屈性を向上させる働きを持つ。Ａ／Ｂが小さすぎると粒径０．１μｍ以上３．０μｍ未満の微細な析出物と粒径３．０μｍ以上の粗大な析出物が少なく、十分な強度が得られず耐高温座屈性を低下させる。もしくは、粒径３．０μｍ以上の粗大な析出物が占める数密度Ｂが高く成形性を悪化させる。Ａ／Ｂが大きすぎると再結晶粒が微細化し結晶粒界の腐食が進行し耐食性及び耐高温座屈性を悪化させる。したがって５０≦Ａ／Ｂ≦５００で、さらに好ましくは２００≦Ａ／Ｂ≦３５０である。
【００２７】
最後に、本発明に係る熱交換器について説明する。
本発明に係る熱交換器は、上記のようにして成形したフィン材をチューブ及び他の部材と組み合わせ、これらをろう付けして製造される。
ろう付け方法としては、フラックスを用いるノコロックブレージング法が好適に用いられる。ろう付け操作の温度は、５９０〜６１０℃の範囲が好ましいが、この温度に制限されるものではない。ろう付け操作における、４００℃からろう付け温度に達してろう凝固が終了するに至るまでの加熱工程と冷却工程に要する時間は、特に限定されるものではないが、７〜４０分が好適である。ただし、特に短時間処理のために、加熱工程における昇温速度を１５０℃／分以上とすると、ろう付け後のフィンの芯材結晶粒が微細になり、腐食後のフィン強度がかえって低下することになるので好ましくない。
また、本発明で規定する「フィンのろう付け加熱後の芯材の平均結晶粒径を１００μｍ以上」とは、フラックスを用いるノコロックブレージング法により、昇温速度４０℃／分で６００℃に加熱し、３分間保持後、５０℃以下に冷却したときの心材の平均結晶粒径を言う。
本発明で平均結晶粒径とはＡＳＴＭのへイン直線切断法により算出した値である。
このようにしてろう付けされたフィンの結晶組織は、以下の特徴を有する。
ろう付後のフィン長手断面において、フィン腐食後の強度確保のために芯材再結晶粒の平均長さが１００μｍ以上とするものである。フィン腐食は主に粒界腐食によって進行するが、再結晶粒の平均長さが１００μｍ未満では、フィン全体として存在する結晶粒界が多くなるのでフィン表面から容易に侵食されてしまい、腐食後の強度低下が顕著となるので不適当である。
なお、ろう付け後における上記芯材再結晶粒の平均長さは、アルミニウム合金の結晶粒観察として一般的に行なわれるバーカー法によってフィン長手断面を光学顕微鏡観察し、観察長１００００μｍをその範囲に存在する芯材再結晶粒の数で除した値とした。ここで、フィン長手断面とは、ブレージングシートを成形する際の圧延方向をフィン長手方向とし、この方向に沿った断面を意味する。
【実施例】
【００２８】
次に本発明を実施例に基づき更に詳細に説明する。
表１には、本実施例で用いた芯材の合金組成を示す。Ａ１〜Ａ２３の組成を持つ合金を用いて２５８ｍｍ×７９０ｍｍ×１６００ｍｍサイズの鋳塊を作製し、面削した。次に、表２に示すＢ１〜Ｂ９の合金組成を有する皮材をクラッド率４％〜１６％で該芯材合金の両面にクラッドし、表３に示す試作材Ｎｏ．１〜４２の合せ材を準備した。次に４１０℃〜５２０℃の３時間の合せ加熱を行なった後、３．５ｍｍまで熱間圧延を行い、所定の板厚まで冷間圧延した後、３７０℃で２時間の中間焼鈍を行い、更に冷間圧延を行って板厚６０μｍ、比較例として３０μｍのブレージングシートを作製した。
【００２９】
【表１】
2015014035.tif 000002
【００３０】
【表２】
2015014035.tif 000003
【００３１】
【表３】
2015014035.tif 000004
【００３２】
上記のように得られたフィン材の引張強度、耐高温座屈性及び耐食試験を行い、結果を表４に示した。
（１）ろう付加熱後引張強度
ろう付加熱後の引張試験はＪＩＳ５号のサイズに加工した試験片で実施した。
ろう付加熱後の引張強度が、１２０ＭＰａ以上のものを○、１２０ＭＰａ未満のものを×とした。
（２）耐高温座屈性（垂下量）
試作材Ｎｏ．１〜４２から幅１６ｍｍ、長さ６０ｍｍの試料片１を作製し、これを図１（ａ）のように台２上に固定具３を用いて、片持ちで０．０６ｔ×１６ｗ×５０ｌ（ｍｍ）の張り出し部を保持し、６００℃、３分間窒素雰囲気中で加熱した。図１（ａ）は加熱前の模式的な正面図、図１（ｂ）は図１（ａ）の状態での模式的な平面図である。図１（ｃ）は加熱後の垂下した状態を模式的に示す正面図である。図１（ｃ）に示す加熱後の垂下量が２０ｍｍ以下を合格とした。
（３）フィン接合性
図２に示すようにフィン材４をコルゲート加工した後、両側に０．５ｔ×１６ｗ×７０ｌ（ｍｍ）Ａ３００３板５を非腐食性フラックスブレージング法でろう付けした。フィンと板５の接合部にろう溜まり（フィレット）が形成されているかを判断基準とした。
（４）ＳＷＡＡＴ試験後のフィン材の特性（耐食性）
ブレージングシートを、図２に示すように、フィン高さ１０ｍｍ、フィンピッチ５ｍｍ、フィン山数が上下各４山の全２２山にコルゲート成形してフィンを作製した。
一方、幅１６ｍｍで厚さ２ｍｍのＡｌ-０．４％Ｃｕ合金から成るチューブ基材の表面に、溶射量６〜８ｇ／ｍ２でＺｎをスプレー溶射して、２本のチューブを作製し、図２に示すような、ミニコアを作製した。
【００３３】
このようにして作製したミニコアを通常のＮＢろう付け方法を用いてろう付けして熱交換器を模したろう付け試料を作製した。ろう付けの加熱条件は、６００℃で保持時間を３分とした。４００℃からろう付け温度までの昇温時間、６００℃での保持時間、ならびに、ろう凝固温度までの冷却時間の合計時間は１８分とした。この際の４００℃から５５０℃の平均昇温速度は約４０℃／分であった。
【００３４】
ろう付け後は、まずフィン接合率を以下のようにして評価した。山数が上下合わせて２２山のフィンを各山部においてチューブに接合し、次いで、これらの接合を機械的に剥がし、接合痕が存在していたものを良好な接合とし、これら良好な接合を示す山数の全山数（２２山）に対する割合をフィン接合率とした。次いで、腐食試験としてＳＷＡＡＴ試験を実施した。ＳＷＡＡＴ試験では、ｐＨ２．８〜３．０の人工海水を４９℃で３０分間スプレーし、次いで、４９℃で９８％以上の相対湿度下に９０分間曝すサイクルを、３６０サイクル（全７２０時間）繰返した。
【００３５】
腐食後は、まずフィンの接合率を上述のろう付け後の接合率と同様にして測定した。接合率が９０％以上のものを○、９０％未満のものを×とした。次いで、図３に示すように、上方チューブ７をＤ１で示される方向に、下方チューブ７をＤ１とは反対方向のＤ２で示される方向に引張治具８によって引っ張ることによりフィン破壊荷重を測定した。フィン破壊荷重は、フィン６及び接合部が腐蝕による損傷を受けていない場合に高い値を示し、どちらかが顕著な腐食による損傷を受けていれば低い値を示す。
腐食後のフィン荷重が５０Ｎ以上の場合を○、５０Ｎ未満の場合を×とした。
ろう付け後のフィンの特性と、ろう付け後の腐蝕試験の結果を表４に示す。
【００３６】
（５）Ａｌ−Ｍｎ−Ｆｅ系、Ａｌ−Ｍｎ−Ｓｉ系金属化合物の数密度
ろう付け加熱前素板の芯材の断面を日本電子（株）社製、走査型電子顕微鏡（ＪＳＭ−６４６０ＬＡ）で×１０００倍率にて撮影し、円相当径０．１μｍ以上のＡｌ−Ｍｎ−Ｆｅ系、Ａｌ−Ｍｎ−Ｓｉ系金属化合物個数を旭化成エンジニアリング（株）社製画像解析ソフト（Ａ像くん）にてカウントし、数密度を測定した表３に「粒径０．１μｍ以上３．０μｍ未満の微細な析出物が占める数密度Ａ（個／ｍｍ２）と粒径３．０μｍ以上の粗大な析出物が占める数密度Ｂ（個／ｍｍ２）の比率Ａ／Ｂ」として示した。
【００３７】
【表４】
2015014035.tif 000005
【００３８】
（本発明の結果）
従来の厚い材料に対して、本発明の薄肉化した材料でも、十分な耐高温座屈性および腐食試験後のフィン剥がれ性が得られ、よりフィンの薄肉化が可能となった。一方で、耐高温座屈性試験において垂下量が２０ｍｍを超えた試作材は、図２のような形状にフィンを加工してろう付加熱した際、フィンの座屈が確認された。また、板厚が４０μｍの試作材は本発明の特性を得ることができたが、板厚が３０μｍの試作材になると、ろう付加熱後の垂下量が高くなり、フィンの溶解が起こり易く、本発明の特性を得ることが困難であることが確認された。
本発明方法によれば非腐食性フラックスブレージング及びキャリアーガスブレージングに適するフィン用アルミニウム薄板を製造することができた。
【符号の説明】
【００３９】
１  試料片
２  台
３  固定具
４  フィン材
５  Ａ３００３板
６  フィン材
７  チューブ材
８  引張治具
Ｄ１、Ｄ２  引張方向
【図１】
2015014035.tif 000006
【図２】
2015014035.tif 000007
【図３】
2015014035.tif 000008