(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
０．１５ｍｍ未満の厚さを有し、コア及びろう付け合金のクラッディングを有し、前記コアが、
０．０２〜＜０．３０％のＳｉ、
≦０．５％のＦｅ、
≦０．３％のＣｕ、
１．０〜２．０％のＭｎ、
≦０．５％のＭｇ、
０．５〜４．０％のＺｎ、
≦０．５％のＮｉ、
０．０５〜０．２％のＺｒ、及び
多くて０．１５％の総量である、それぞれ多くて０．０５％の複数の不可避の不純物元素、残りのアルミニウム、からなり、
１００〜２００ＭＰａの０．２％耐力を有し、圧延方向に沿って少なくとも９０ｍｍに切られ、３５ｍｍ長さの片持ち梁の用具に搭載された、圧延方向に対する１５ｍｍ幅のストリップを用いて、ＲＴから５００℃まで３０℃／分で加熱し、５００℃から６００℃まで１０℃／分で加熱し、そして３分温度を保持するろう付けサイクルに従わせて測定されるときに、≦２５ｍｍのたわみ耐性を有し、少なくとも６０ＭＰａのろう付け後の０．２％耐力を有する、耐たわみ性ストリップ。
【請求項２】
０．１５ｍｍ未満の厚さを有し、コア及びろう付け合金のクラッディングを有し、前記コアが、
０．０５〜＜０．３％のＳｉ、
≦０．５％のＦｅ、
≦０．３％のＣｕ、
１．０〜２．０％のＭｎ、
≦０．５％のＭｇ、
０．５〜４．０％のＺｎ、
≦０．５％のＮｉ、
０．０５〜０．２％のＺｒ、及び
多くて０．１５％の総量の、それぞれ多くて０．０５％の複数の不可避の不純物元素、残りのアルミニウム、からなり、
１００〜２００ＭＰａの０．２％耐力を有し、請求項１で特定されるように測定されるときに、≦２５ｍｍのたわみ耐性を有し、少なくとも６０ＭＰａのろう付け後の０．２％耐力を有する、請求項１に記載の耐たわみ性ストリップ。
【請求項３】
前記コアが、
０．０５〜０．２５％のＳｉ、
≦０．３％のＦｅ、
≦０．１％のＣｕ、
１．３〜１．８％のＭｎ、
≦０．１％のＭｇ、
０．５〜≦４．０％のＺｎ、
≦０．５％のＮｉ、
０．０５〜０．２％のＺｒ、及び
多くて０．１５％の総量の、それぞれ多くて０．０５％の複数の不可避の不純物元素、残りのアルミニウム、
からなる、請求項１または２に記載の耐たわみ性ストリップ。
【請求項４】
前記コアが、０．５％と２．８％との間のＺｎを含む、請求項１から３の何れか一項に記載の耐たわみ性ストリップ。
【請求項５】
前記コアが、＜０．００９％のＳｎを含む、請求項１から４の何れか一項に記載の耐たわみ性ストリップ。
【請求項６】
５０〜４００ｎｍの範囲における直径を有する粒子の、１×１０６と２０×１０６粒子／ｍｍ２との範囲における分散質粒子密度を有する、請求項１から５の何れか一項に記載の耐たわみ性ストリップ。
【請求項７】
０．１０ｍｍ未満のストリップの最終的な厚さを有する、請求項１から６の何れか一項に記載の耐たわみ性ストリップ。
【請求項８】
少なくとも７０ＭＰａの、ろう付け後の０．２％耐力値を有する、請求項１から７の何れか一項に記載の耐たわみ性ストリップ。
【請求項９】
請求項１で特定されるように測定されるときに、≦２０ｍｍのたわみ耐性を有する、請求項１から８の何れか一項に記載の耐たわみ性ストリップ。
【請求項１０】
ａ）コアインゴットを得るために、
０．０２〜＜０．３％のＳｉ、
≦０．５％のＦｅ、
≦０．３％のＣｕ、
１．０〜２．０％のＭｎ、
≦０．５％のＭｇ、
０．５〜４．０％のＺｎ、
≦０．５％のＮｉ、
０．０５〜０．２％のＺｒ、及び
多くて０．１５％の総量の、それぞれ多くて０．０５％の複数の不可避の不純物元素、残りのアルミニウム、からなる融液を鋳造する段階、
ｂ）分散質粒子を形成するために、５５０℃未満の温度で、結果として得られるコアインゴットを予熱する段階であって、ろう付け合金が、前記予熱する段階の前、又は後のいずれかに、コアインゴット上に提供される段階、
ｃ）コアインゴットをろう付け合金と共に熱間圧延して、クラッドストリップを得る段階、
ｄ）材料の再結晶を与える中間アニーリング無しで、９５％超の、コアの総圧下によって、段階ｃ）において得られたストリップを冷間圧延して、第１の耐力値を有するストリップをもたらす段階、
ｅ）続いて、ストリップ合金のいかなる再結晶無しで焼き戻すことによって材料を軟化することを目的に、引き渡しのテンパー度へ熱処理して、段階ｄ）における冷間圧延の直後に得られる第１の耐力値よりも１０〜５０％低い第２の耐力値を有し、１００〜２００ＭＰａの０．２％耐力範囲にあり、圧延方向に沿って少なくとも９０ｍｍで切られた、圧延方向に横切る１５ｍｍ幅のストリップを、３５ｍｍ長さの片持ち梁を備えた用具に搭載し、室温（ＲＴ）から５００℃まで３０℃／分で加熱し、５００℃から６００℃まで１０℃／分で加熱し、その温度で３分保持するろう付けサイクルに従わせて測定されるときに、≦２５ｍｍのたわみ耐性を有し、少なくとも６０ＭＰａのろう付け後の０．２％耐力を有するストリップが得られるようにする段階、
を含む、耐たわみ性ストリップの製造方法。
【請求項１１】
ａ）コアインゴットを得るために、
０．０２〜＜０．３％のＳｉ、
≦０．５％のＦｅ、
≦０．３％のＣｕ、
１．０〜２．０％のＭｎ、
≦０．５％のＭｇ、
０．５〜４．０％のＺｎ、
≦０．５％のＮｉ、
０．０５〜０．２％のＺｒ、及び
多くて０．１５％の総量の、それぞれ多くて０．０５％の複数の不可避の不純物元素、残りのアルミニウム、
からなる融液を鋳造する段階、
ｂ）分散質粒子を形成するために、５５０℃未満の温度で、結果として得られるコアインゴットを予熱する段階、
ｃ）コアストリップを得るためにコアインゴットを熱間圧延して、ろう付け合金のストリップを提供する段階、
ｄ）ろう付け合金のストリップと共に、段階ｃ）において得られるコアストリップを冷間圧延してクラッドストリップを得る段階であって、冷間圧延が、材料の再結晶を与える中間アニーリング無しで、９５％超の、コアの総圧下へと続けられて、第１の耐力値を有するストリップをもたらす段階、
ｅ）続いて、ストリップ合金のいかなる再結晶無しで焼き戻すことによって材料を軟化することを目的に、引き渡しのテンパー度へ熱処理して、段階ｄ）における冷間圧延の直後に得られる第１の耐力値よりも１０〜５０％低い第２の耐力値を有し、１００〜２００ＭＰａの０．２％耐力範囲にあり、圧延方向に沿って少なくとも９０ｍｍで切られた、圧延方向に横切る１５ｍｍ幅のストリップを、３５ｍｍ長さの片持ち梁を備えた用具に搭載し、室温（ＲＴ）から５００℃まで３０℃／分で加熱し、５００℃から６００℃まで１０℃／分で加熱し、その温度で３分保持するろう付けサイクルに従わせて測定されるときに、≦２５ｍｍのたわみ耐性を有し、少なくとも６０ＭＰａのろう付け後の０．２％耐力を有するストリップが得られるようにする段階、
を含む、耐たわみ性ストリップの製造方法。
【請求項１２】
材料の再結晶を与える中間アニーリング無しで、少なくとも９７．５％の、コアの圧下率によって冷間圧延する段階を含む、請求項１０又は１１に記載の方法。
【請求項１３】
ａ）コアストリップを得るために、
０．０２〜＜０．３％のＳｉ、
≦０．５％のＦｅ、
≦０．３％のＣｕ、
１．０〜２．０％のＭｎ、
≦０．５％のＭｇ、
０．５〜４．０％のＺｎ、
≦０．５％のＮｉ、
０．０５〜０．２％のＺｒ、及び
多くて０．１５％の総量の、それぞれ多くて０．０５％の複数の不可避の不純物元素、残りのアルミニウム、
からなる融液を双ロールストリップ鋳造する段階、
ｂ）コアストリップを冷間圧延して、中間ゲージ材料を形成する段階、
ｃ）分散質粒子を形成するために、中間ゲージ材料をアニーリングする段階、
ｄ）材料の再結晶を与える中間アニーリング無しで、少なくとも６０％の、コアの圧下率によって、最終ゲージのフィンストック材料へと中間ゲージ材料を冷間圧延して、第１の耐力値を有するフィンストック材料をもたらす段階、
ｅ）ストリップ合金のいかなる再結晶無しで焼き戻すことによって材料を軟化することを目的に、引き渡しのテンパー度へとフィンストック材料を熱処理する段階であって、段階ｄ）における冷間圧延の直後に得られるものよりも１０〜５０％低い第２の耐力値を有し、１００〜２００ＭＰａの０．２％耐力範囲にあり、圧延方向に沿って少なくとも９０ｍｍで切られた、圧延方向に横切る１５ｍｍ幅のストリップを、３５ｍｍ長さの片持ち梁を備えた用具に搭載し、室温（ＲＴ）から５００℃まで３０℃／分で加熱し、５００℃から６００℃まで１０℃／分で加熱し、その温度で３分保持するろう付けサイクルに従わせて測定されるときに、≦２５ｍｍのたわみ耐性を有し、少なくとも６０ＭＰａのろう付け後の０．２％耐力を有するストリップが得られるようにする段階、
を含み、
中間ゲージ材料への前記冷間圧延の前、又は後のいずれかに、コアストリップ上にろう付け合金を提供する段階をさらに含む、耐たわみ性ストリップの製造方法。
【請求項１４】
請求項１から９の何れか一項に記載の耐たわみ性ストリップを含む熱交換器。
【請求項１５】
請求項１０から１３の何れか一項に記載の方法による耐たわみ性ストリップを製造する段階、及び前記耐たわみ性ストリップからフィンを形成する段階を含む、熱交換器のフィンの製造方法。
【発明の詳細な説明】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、ろう付けによって部品を製造するためのＡｌＭｎストリップ又はシートの製造方法、及び上記方法によって得られる製造物に関する。特に、本方法は、熱交換器において用いられるフィン材料に関する。
【背景技術】
【０００２】
現在の課題は、自動車市場のための軽量部品を製造することである。従って、他の製品及び製造特性を犠牲にすることなく、代わりにしばしば改善しつつ、より薄いストリップを用いることによって熱交換器の重量を減少させることを多くの研究が対象としている。これを可能にするためには、現在用いられる合金よりも高いろう付け後の強度を有し、さらに十分な腐食特性を有する新しい材料を生成することが必要である。フィンに関して、それらが通常は、それらよりも低い腐食電位を有することによって、熱交換器の他の部分と犠牲的に組み合わされるべきであることをこれは意味する。増加したフィン強度は、真空ろう付けのためにストリップにおいて以前用いられたＭｇのような特定の合金化元素の使用を制限する、現在のＣＡＢ炉において達成されなくてはならない。フィンストリップは製造業者のために取扱いが容易でなければならず、フィンを形成するストリップは常に、ろう付け前にわずかに変形され、引き渡し条件（ｄｅｌｉｖｅｌｙ  ｃｏｎｄｉｔｉｏｎ）における成形性にいくつかの要件を置く。フィンストリップは常に薄く、５０〜２００μｍで引き渡され、狭いストリップに切られ、十分にソフトアニールされた場合に取扱いを非常に困難にする。従って、ストリップは通常、制限された成形性を有する半硬化条件（ｈａｌｆ  ｈａｒｄ  ｃｏｎｄｉｔｉｏｎ）において引き渡される。
【０００３】
より高い、ろう付け後の強度レベルに到達することは、ろう付けの間の液体コア浸透への耐性、及びたわみ耐性として記載されたろう付け性能、又は、ストリップからフィンを形成する際に必要な成形性を危険にさらすことなしでは、非常に複雑である。新しい材料によってこれらの要件が一貫してみたされる場合のみ、これは、高いろう付け後の強度を有するより薄いフィンの使用を可能にし、それによって現在用いられる製品と比較して重量を減少させることになる。近年、薄いクラッドフィンを用いる際、特に、遅いろう付け加熱サイクルを用いる場合に、深刻な液体コア浸透を有する問題が生じている。
【０００４】
特許文献１から既知の従来の方法では、０．３〜１．５％のＳｉ、≦０．５％のＦｅ、≦０．３％のＣｕ、１．０〜２．０％のＭｎ、≦０．５％のＭｇ、≦４．０％のＺｎ、≦０．３％の、群ＩＶｂ、Ｖｂ又はＶＩｂ元素からの元素の各々、及び、複数の不可避の不純物元素、並びに、残部としてのアルミニウムを含む融液から圧延スラブが製造され、熱間圧延前の圧延スラブは、５５０℃未満の予熱温度で予熱され、分散質粒子の数及びサイズを制御し、その後、予熱された圧延スラブは、ホットストリップへと熱間圧延される。フィンストリップの、ろう付け後の強度及びたわみ耐性は、ストリップから作製されたろう付け部品の耐食性と同様に高い。
【０００５】
ろう付けのために適合したストリップの製造方法の他の例は、例えば、特許文献２、特許文献３及び特許文献４において見出され得る。
【０００６】
ろう付けされた交換器に関して、フィン、チューブ、プレート及びヘッダーにおける異なる部品において異なる合金を選択して、フィンを犠牲にすることによるプレート及びチューブの貫通の腐食を避けることが通常は必要である。これはしばしば、フィンをＺｎによって合金化して、他の部品と比較して十分なレベルへとそれらの腐食電位を低下させることによってなされる。これに対する結論では、チューブ及びプレートのために用いられる材料は通常、それらの腐食電位を増加させることを目的として、Ｍｎ及びＣｕを追加する。これは、なぜフィンに関する最適な組成、及び処理が、チューブ又はプレートの処理と非常に異なるかの理由の内の一つである。しかしながら、既知の方法は、製造業者がゲージを下げる必要がある際、特に、遅いろう付けサイクルを用いる際、特定の用途に関するアルミニウムストリップの不十分な特性をもたらす。これは特に、高いろう付け後の強度を、ストリップからフィンを製造するための成形性の要件と共に組み合わせる際、液体コアに関して優れたたわみ耐性及び低感受性を求める。
【先行技術文献】
【特許文献】
【０００７】
【特許文献１】欧州特許出願公開第１９１８３９４号明細書
【特許文献２】瑞典国特許第５１０２７２号明細書
【特許文献３】米国特許第６７４３３９６号明細書
【特許文献４】米国特許第４２３５６２８号明細書
【発明の概要】
【発明が解決しようとする課題】
【０００８】
本発明の目的は、ろう付けの間に液体コア浸透に対する非常に低い感受性、及び高いたわみ耐性として説明された、優れたろう付け性能、並びに、引き渡されたままのストリップ条件において優れた加工特性、と組み合わされた非常に高い強度をろう付け後に有するアルミニウムストリップである。ストリップは、ＣＡＢろう付けによって製造された熱交換器における薄いクラッドフィン用途を主に対象とするが、真空ろう付けによっても製造され得る。
【０００９】
目的は、独立請求項１、２及び４に記載の耐たわみ性ストリップ、並びに、独立請求項１３、１４及び１６に記載の耐たわみ性ストリップの製造方法によって達成される。実施形態は、従属請求項によって定義される。本発明による耐たわみ性ストリップは、耐たわみ性ストリップから作製されるフィンを含む熱交換器を製造するために適切に用いられる。
【課題を解決するための手段】
【００１０】
耐たわみ性ストリップは、コアインゴットを得るために、
＜０．３０％、好ましくは＜０．２５％、最も好ましくは０．２０％未満のＳｉ、
≦０．５％のＦｅ、
≦０．３％のＣｕ、
１．０〜２．０％のＭｎ、
≦０．５％、好ましくは≦０．３％のＭｇ、
≦４．０％のＺｎ、
≦０．５％のＮｉ、
≦０．３％の、群ＩＶｂ、Ｖｂ又はＶＩｂからのそれぞれの分散質形成元素、及び
多くて０．１５％の総量であり、それぞれ多くて０．０５％の複数の不可避の不純物元素、残りのアルミニウム、を含む融液を鋳造することによって製造される。インゴットは、分散質粒子を形成するために、５５０℃未満、好ましくは４００〜５２０℃、より好ましくは４００〜５００℃、最も好ましくは４３０℃超から５００℃までの温度で予熱され、その後、ろう付け合金と共に熱間圧延されて、クラッドストリップを得る。ストリップはその後、材料の再結晶を与える中間アニーリング無しで、少なくとも９０％、好ましくは＞９５％のコア材料の総圧下と共に冷間圧延され、第１の耐力値を有するストリップをもたらし、その後、ストリップ合金のいかなる再結晶無しで焼き戻すことによって材料を軟化することを目的に、引き渡しのテンパー度へ加熱処理され、冷間圧延直後に得られる第１の耐力値よりも１０〜５０％低い、好ましくは１５〜４０％低い第２の耐力値を有し、１００〜２００ＭＰａ、より好ましくは１２０〜１８０ＭＰａ、最も好ましくは１４０〜１８０ＭＰａの０．２％耐力範囲にあるストリップが得られるようになる。ろう付け合金は、予熱段階の前、又は直後のいずれかにコアインゴット上に提供される。これは好ましくは、予熱の前、又は後の何れかに、熱間圧延段階の前に、ろう付け合金のインゴットをコアインゴットに取り付ける、又は組み立てることによって実施され得る。しかしながら、ろう付け合金は、他の既知のプロセスに従っても加えられ得る。
【００１１】
また、耐たわみ性ストリップは、コアインゴットを得るために、上記と同様の組成を有する融液を鋳造することによって製造され得る。コアインゴットは、分散質粒子を形成するために、５５０℃未満、好ましくは４００〜５２０℃、より好ましくは４００〜５００℃、最も好ましくは４３０℃超から５００℃までの温度で予熱され、その後、コアストリップへ熱間圧延される。コアストリップはその後、クラッドストリップを得るために、ろう付け合金のストリップと共に冷間圧延される。冷間圧延は、冷間圧延の間に得られるコアストリップの総圧下が、材料の再結晶を与えるいかなる中間アニール無しで、少なくとも９０％になるように続けられ、第１の耐力を有するストリップをもたらす。冷間圧延されたストリップはその後、ストリップ合金のいかなる再結晶無しで焼き戻すことによって材料を軟化することを目的に、引き渡しのテンパー度へ加熱処理され、冷間圧延直後に得られる第１の耐力値よりも１０〜５０％低い、好ましくは１５〜４０％低い第２の耐力値を有し、１００〜２００ＭＰａ、より好ましくは１２０〜１８０ＭＰａ、最も好ましくは１４０〜１８０ＭＰａの０．２％耐力範囲にあるストリップが得られるようになる。
【００１２】
代わりに、耐たわみ性ストリップは、上記と同様の組成を有する融液を双ロールストリップ鋳造することによって製造され得る。鋳放しのストリップは、中間ゲージ材料へ冷間圧延され、その後、分散質粒子を形成するためにアニールされる。中間ゲージ材料はその後、材料の再結晶を与える中間アニール無しで、コア材料の少なくとも６０％、好ましくは８０％超、より好ましくは９０％超、最も好ましくは９５％超の圧下率によって、最終ゲージのフィンストック材料へ冷間圧延され、第１の耐力値を有するフィンストック材料をもたらす。フィンストック材料はその後、ストリップ合金のいかなる再結晶無しで焼き戻すことによって材料を軟化することを目的に、引き渡しのテンパー度へ熱処理され、段階ｄ）において冷間圧延直後に得られる第１の耐力値の値より１０〜５０％低い、好ましくは１５〜４０％低い第２の耐力値を有し、１００〜２００ＭＰａ、好ましくは１２０〜１８０ＭＰａ、より好ましくは１２０〜１６０ＭＰａの０．２％耐力範囲にあるストリップが得られるようになる。ろう付け合金は、中間ゲージへの冷間圧延の前、又は後の何れかで、コアストリップ上に提供され、例えば、ろう付け合金ストリップは、上記で特定された組成を有する双ロールされたコア材料へロールクラッドされ得る、又は双ロールプロセスにおいて共鋳造（ｃｏ−ｃａｓｔ）され得る。
【００１３】
本発明によって得られる材料は、ろう付け時での液体コア浸透に関する非常に低い感受性、及び高いたわみ耐性、及び引き渡しのテンパー度における優れた成形性のような優れたろう付け性能との特有の組み合わせにおいて、ろう付け後に非常に高い強度を得た。特に、この材料は、薄いクラッドフィン用途に関して用いられる際に特有のものである。フィン材料は、チューブのような熱交換器の他の部品へ、亜鉛の制御された追加によって、調整され得る腐食電位を有し、チューブが、犠牲のフィン材料によって保護され得るようになる。材料は、任意のろう付け法、特に、制御雰囲気ろう付け法（ＣＡＢ）によって製品を作製するために用いられ得る。
【００１４】
また、耐たわみ性ストリップは、必要であれば、商業的に純粋なアルミニウム合金、又は０．６〜６．５％のＳｉを含むアルミニウム合金である、ろう付け合金の追加の層等の、少なくとも一つの追加の（第３の）層によって被覆され得る。
【図面の簡単な説明】
【００１５】
【図１】３５ｍｍの片持ち梁の長さを用いた、たわみ試験のために用いられる、搭載されたサンプルを備える用具を示す。
【図２】遅い、及び速いろう付けサイクルを用いて、ろう付けクラッドが融解する直前の、コアアルミニウムマトリックス内へのろう付けクラッドからのＳｉの拡散シミュレーションから、ストリップの表面からの距離の関数としての固溶体におけるＳｉを示す。コア材料は初期に０．２５％のＳｉを含む。アルミニウムマトリックスにおける、より低いＳｉ含有量は、Ａｌ（ＭｎＦｅ）Ｓｉ粒子において固定されているいくらかのＳｉの結果である。
【図３ａ】本発明による双ロール材料に関する、及びＤＣ鋳造材料に関する製造ルートを示す。
【図３ｂ】本発明による双ロール材料に関する、及びＤＣ鋳造材料に関する製造ルートを示す。
【図４ａ】ろう付けサイクルＣ後の、ろう付け接合部の最悪の場合の外観を示す。
【図４ｂ】ろう付けサイクルＣ後の、ろう付け接合部の最悪の場合の外観を示す。
【発明を実施するための形態】
【００１６】
本発明は、特定の実施例の補助によって、以下で詳細に説明されることになる。これらの実施例は、本発明を制限すると考えられてはならず、本発明の範疇は、添付の特許請求の範囲によって定義される。
【００１７】
さらに、本開示において与えられる全ての化学組成は、重量パーセントで与えられる。
【００１８】
本発明は、アルミニウムストリップ、及び上記アルミニウムストリップの製造方法である。ろう付け後、アルミニウムストリップは、高いたわみ耐性、及び、ろう付けの間での液体コア浸透に対する非常に低い感受性として説明された、非常に優れたろう付け性能、並びに、引き渡されたままのストリップ条件における優れた加工特性と組み合わされた、非常に高い強度を有する。ストリップは、ＣＡＢろう付けによって製造された熱交換器における薄いクラッドフィン用途を主に対象とするが、真空ろう付けによって製造される熱交換器に関しても用いられ得る。
【００１９】
ろう付けの間でのクラッドの隣のコアの少量の局所的な融解は、コア内へのろう付けクラッドからのＳｉの拡散によって避けられないことがある。本明細書では液体コア浸透と呼ばれるこの現象は、ろう付けの間に材料強度を低下させ、ろう付けされた製品を腐食しやすくさせる。先行技術によるクラッドフィンストリップが薄い、又はろう付けサイクルが長い、又はろう付けで高温が用いられる際、コア内へのろう付け材料からのＳｉ拡散が、ストリップ厚さのかなりの部分への、結晶粒界の局所的な融解を引き起こすことが発見されてきた。
【００２０】
１００μｍのコア厚さ、且つコアにおける０．２５％のＳｉ含有量でのコンピューターシミュレーションを用いることによって、遅いろう付けサイクル（５００℃から５７７℃まで９分）が用いられない場合さえ、融解が、コアにあまり影響を及ぼさないであろうことが見出されてきた。これは、コアの中心におけるＳｉ含有量が、融解限界より上に、つまり０．４％より上に増加しないという事実によるものである。
【００２１】
これは、遅いろう付けサイクル、及び速いろう付けサイクル（この場合、５００℃から５７７℃へ２分）両方に関するコンピューターシミュレーションの結果を示す図２に示される。速いろう付けサイクルの場合、コアの中心、つまり、コアとろう付けのクラッドとの間の界面に関して可能な限り離れるところにおけるＳｉ含有量は、最小であることが明らかである。
【００２２】
耐たわみ性ＡｌＭｎストリップを製造するための本発明による方法は、（重量パーセントで）＜０．３％のＳｉ、好ましくは＜０．２５％のＳｉ、最も好ましくは０．２０％のＳｉ、≦０．５％のＦｅ、≦０．３％のＣｕ、１．０〜２．０％のＭｎ、≦０．５％のＭｇ、≦４．０％のＺｎ、≦０．５％のＮｉ、≦０．３％の、群ＩＶｂ、Ｖｂ又はＶｉｂ元素からのそれぞれの元素であって、これらの元素の合計が≦０．５％である元素、及び、個別の量が多くて０．０５％であり、合計が多くて０．１５％である複数の不可避の不純物元素、並びに残部としてアルミニウムを含む融液から圧延スラブを製造する段階を含む。圧延スラブは、熱間圧延の前に、５５０℃未満の、好ましくは４００℃と５２０℃との間の、より好ましくは４００℃と５００℃との間の、さらにより好ましくは４３０℃超から５００℃までの予熱温度で予熱されて、分散質粒子（過飽和固溶体から析出した粒子）の数及びサイズを制御する。予熱された圧延スラブはその後、ホットストリップへと熱間圧延される。ストリップ厚さの、通常の熱間圧延の全高さ圧下（ｈｅｉｇｈｔ ｒｅｄｕｃｔｉｏｎ）は＞９５％である。ホットストリップの出口ゲージは、２ｍｍから１０ｍｍの範囲である。ストリップは、熱間圧延の後で、又は０．５ｍｍ超の冷間圧延された厚さでアニールされ得る。ストリップはその後、材料の再結晶を与える中間アニール無しで、少なくとも９０％、好ましくは９５％超、最も好ましくは少なくとも９７．５％の総圧下によって、ストリップへ冷間圧延される。冷間圧延が、再結晶をもたらすいかなる中間アニール無しで実施されるという事実は、適正量の変形が達成され、材料において保持され、且つアルミニウム合金の組成に起因して可能であることを保証する。冷却圧延されたストリップはその後加熱処理されて、１００ＭＰａと２００ＭＰａとの間の範囲において、より好ましくは１２０ＭＰａ〜１８０ＭＰａの範囲において、最も好ましくは１４０ＭＰａ〜１８０ＭＰａにおいて、０．２％耐力へ、（十分にソフトアニールされていない）冷却圧延されたままの条件におけるその耐力値の５０％〜９０％である耐力値を得る。上記熱処理に関する、温度及び期間等の特定の条件は、例えば、以前の変形の度合いに依存するが、当業者によって容易に決定され得る。ストリップ材料はその後、１×１０６と２０×１０６粒子／ｍｍ２との間、好ましくは１．３×１０６と１０×１０６粒子／ｍｍ２との間、最も好ましくは１．４×１０６と７×１０６粒子／ｍｍ２との間の範囲における粒子の数密度を含む微細構造を有し、粒子は５０〜４００ｎｍの範囲における相当直径を有する。これらの微粒子の大部分は、熱間圧延前の予熱の間に生成される。粒子密度は、例えば走査型電子顕微鏡に連結したイメージ分析システムによって等、従来の技術によって決定され得る。
【００２３】
上述の方法に代わって、欧州特許第１２５０４６８号明細書に記載されるような、例えば双ロールストリップ鋳造によって、ストリップへ連続的に鋳造することによって、同様の合金組成物が鋳造され得る。その後、ストリップは、例えば周囲の結合によって、一つの側面、又は二つの側面上でろう付けライナーによって被覆され得る。これは、鋳放し条件において、又はいくつかの冷間圧延の後のいずれかで行われ得る。ストリップはさらに圧延されて、中間ゲージ物品を形成し、その後アニールされ、第１の耐力値を有する、最終ゲージのフィンストック材料を得るために、いかなる中間の再結晶アニーリング無しで、中間ゲージ物品の再結晶の後、少なくとも６０％、好ましくは８０％超、より好ましくは９０％超、最も好ましくは９５％超の圧下率で再度冷却圧延される。冷間圧延が、再結晶をもたらすいかなる中間アニール無しで実施されるという事実は、適正量の変形が達成され、材料において保持され、且つアルミニウム合金の組成に起因して可能であることを保証する。フィンストック材料は、ストリップ合金のいかなる再結晶無しで焼き戻すことによって材料を軟化することを目的に、引き渡しのテンパー度へと熱処理され、第２の冷却圧延後に直接得られるものより１０〜５０％低い、好ましくは１５〜４０％低い第２の耐力値を有するストリップが得られ、それによって結果として得られる０．２％耐力が、１００〜２００ＭＰａ、好ましくは１２０〜１８０ＭＰａ、より好ましくは１３０〜１７０ＭＰａの範囲にあるようになる。上記熱処理に関する、温度及び期間等の特定の条件は、例えば以前の変形の度合いに依存するが、当業者によって容易に決定され得る。ストリップ材料はその後、１×１０６と２０×１０６粒子／ｍｍ２との、好ましくは１．３×１０６と１０×１０６粒子／ｍｍ２との、より好ましくは１．４×１０６と７×１０６粒子／ｍｍ２との間の範囲における粒子の数密度を有する５０〜４００ｎｍの範囲における直径を有する粒子を含む微細構造を有する。大部分の粒子は、中間アニーリングの間に生成された。
【００２４】
冷間圧延されて終了したストリップの典型的な厚さは０．１５ｍｍ未満、好ましくは０．１０ｍｍ未満、最も好ましくは０．０８ｍｍ未満である。材料は、例えば状態Ｈ２２、Ｈ２４における、又は状態Ｈ２６における（それぞれ１／４、１／２及び３／４硬度へと歪み硬化され、再アニールされた）、焼き戻し状態に関する所望の特性を有するのみである。アニーリング処理は、それに応じて調整される温度を用いて、コイルにおいて、又は連続アニーリング炉において再アニーリングとして実施される。
【００２５】
本発明は、完全な処理の間に微細構造の発達を調整するために用いられる融液の組成に本質的に基づき、ストリップの十分な引き渡し特性と組み合わされた、所望のろう付け後の特性及びろう付けの間の性能を与える。特に、ろう付けの間の液体コア浸透に対する低感受性、及び優れたたわみ耐性、並びにフィン形成前の引き渡し条件における比較的優れた成形性と組み合わされた高いろう付け後の強度は、本発明の焦点である。ろう付け後の０．２％耐力値は、少なくとも６０ＭＰａ、通常は約７０ＭＰａである。厚さ０．１ｍｍ未満のストリップ上で実施例２において定義されるように測定される際、材料のたわみ耐性は、≦２５ｍｍ、より好ましくは≦２０ｍｍ、最も好ましくは≦１５ｍｍである。ろう付けの間、深刻な液体コア浸透は生じない。破断伸度Ａ５０ｍｍとして測定される成形性は通常３％より大きい。引き渡し前にコイルがかなり狭いストリップに常に切られるとき、全ての機械特性が測定され、圧延方向に定義される。これらの優れた特性はとりわけ、上述のように、特定の組成物と組み合わされ、いかなる中間アニーリング無しで最終ゲージへ冷間圧延する段階を含む処理の結果である。
【００２６】
高い度合の変形は、多数の小さい粒子が再結晶のための駆動圧を遅らせつつ、駆動力を増加させる。駆動力は、増加した圧下率、特に冷間圧下と共に増加するが、最終的なテンパーアニーリングの間の回復によって減少するであろう。このタイプの合金、及び処理に関する引き渡し条件における強度は、駆動力に比例する。小さい粒子の数密度は、再結晶を妨げる遅れ圧力（ｒｅｔａｒｄｉｎｇ  ｐｒｅｓｓｕｒｅ）に比例する粒子の数密度とバランスがとられ、制御されるべきである。駆動力、及び遅れ圧力を定量的に制御して、上述の異なる段階で優れた材料特性を達成することは極めて重要である。これは、本発明によるアルミニウム合金、並びに、図３ａ及び３ｂに概略的に示される処理段階を用いることによって達成される：
１）定量化された小さな分散質粒子に関する制御された析出段階。これは、ＤＣルートに関する熱間圧延の前であり、双ロール鋳造ルートに関する第１の中間アニーリングの間である。
２）再結晶を引き起こす最終アニーリング段階の後で、最小値より大きな高い冷間圧下率。
３）再結晶を引き起こさない、最終ゲージストリップの最終テンパーアニーリング。
【００２７】
本発明において特定される範囲内でプロセス、及び組成物を制御することは、材料特性の高い再現性を与える。
【００２８】
本発明によって得られる材料は、高いたわみ耐性、及びろう付けの間の液体コア浸透に関する非常に低い感受性、及び引き渡しのテンパー度における優れた成形性のような、優れたろう付け性能との特有の組み合わせにおいてろう付け後に非常に高い強度を得た。特に、この材料は、薄いクラッドフィン用途に関して用いられる際に特有である。フィン材料は、チューブのような熱交換器の他の部品への、亜鉛の制御された追加によって、調整され得る腐食電位を有し、チューブが、犠牲のフィン材料によって保護され得るようになる。材料は、任意のろう付け法、特に、制御雰囲気ろう付け法（ＣＡＢ）によって製品を作製するために用いられ得る。
【００２９】
分散質粒子における、及び固溶体におけるＭｎは、ろう付け後の強度を増加させる。
【００３０】
さらに、制御された数の粒子におけるＭｎは、たわみ耐性、及び液体コア浸透への感受性を制御するのに役立つ。なぜなら、これらの粒子は、大きい再結晶された粒子の形成を引き起こすろう付け加熱の間の再結晶プロセスを制御するからである。少なくとも１．０％の、多くて２．０％の本発明によって提供される融液のＭｎ含有量は、本発明によるストリップの強度を支持する。
【００３１】
最適な特性は、Ｍｎ含有量が少なくとも１．３％、多くて１．８％の場合に、さらにより好ましくはＭｎ含有量が１．４％と１．７％の間の場合に確実に達成され得る。
【００３２】
Ｆｅは、凝固の間に形成される大きな金属間構成粒子の形成に関するリスクを増加させるように、不利な効果を主に有する。そして、それは、材料におけるＭｎの量、及び使用を制限する。そのため、それは、０．５％に、好ましくは０．３％に制限される。
【００３３】
Ｓｉは、Ｍｎの溶解度を減少させ、Ｍｎと組み合わされた高密度の分散質粒子を生成する。これは、高強度、及び優れたたわみ耐性を促進する。いくつかのＳｉは固溶体にもある。固溶体において、及び分散質粒子においての両方で、Ｓｉは強度を追加する。高すぎるレベルのＳｉは、ろう付けの間の液体コア浸透に関するリスクを増加させる。コアにおける低すぎるＳｉは、従来技術による技術において、ろう付け後の強度を減少させてきた。例えば欧州特許出願公開第１９１８３９４号明細書は、最小含有量である０．３％のＳｉが、所望の強度を得るために必要不可欠であることを開示する。しかしながら、本発明によると、本プロセスは、０．３％未満のＳｉ含有量に関してさえ、維持された強度を可能にすることが見出された。一般的に、０．３％未満のＳｉ含有量は、その生産のために用いられ得るリサイクルスクラップ量が大幅に減少するという事実に主に起因して、材料のコストを増加させる。しかしながら、本発明による材料の組成と組み合わされたプロセスによって得られる特性は一般的に、特に薄いクラッド用途に関して、増加したコストの不利な点を上回る。そのため、ろう付けの間の局所的なコア融解に関するリスクを最小化するために、コアのＳｉ含有量は、＜０．３％、好ましくは＜０．２５％、最も好ましくは＜０．２０％のＳｉであるべきである。
【００３４】
強度、及びたわみ耐性は、本発明による合金への、周期表の群ＩＶｂ、Ｖｂ若しくはＶＩｂ元素、又はこれらの元素の組み合わせの追加によって、さらに改善され得る。なぜなら、これらの元素のいくつかは、微細な分散質粒子の数密度を追加することになるからである。これらの分散質形成元素の個別の含有量は、０．３％未満であるべきであり、これらの元素の合計は、凝固の間に形成される粗い構成粒子の形成を避けるために、≦０．５％であるべきである。このような粒子は、本発明によって製造されたストリップの強度、及び成形性に負の影響を有する。群ＩＶｂ、Ｖｂ又はＶＩｂ元素の含有量は、好ましくは０．０５％〜０．２％の範囲であるべきである。好ましくは≦０．３％のＺｒが、これらの群から分散質形成元素として用いられ、好ましくは０．０５％〜０．２％の範囲であり、より好ましくは０．１％〜０．２％の範囲である。さらに、Ｍｎ及びＦｅの組み合わせにおいて、Ｃｒは、非常に粗い構成粒子の原因となり得る。従って、本発明によって用いられる合金において、Ｃｒが加えられる場合は、Ｍｎ含有量は減少されなくてはならない。
【００３５】
Ｃｕの含有量は、本発明によって用いられる合金において、多くて０．３％、好ましくは０．１％未満に制限される。Ｃｕは強度を増加させるが、フィン材料において望ましくない、より正の腐食電位の原因ともなる。正の腐食電位は、ろう付けされた熱交換器において他の材料との組み合わせの可能性を制限する。加えて、特に結晶間腐食に関して、腐食挙動は、Ｃｕ含有量の増加と共に悪化する。
【００３６】
少量のＭｇが、強度増加元素として本発明によって用いられる合金へ追加され得る。しかしながら、Ｍｇは、ＣＡＢにおけるろう付け性に非常に強い負の影響を有するので、マグネシウムの含有量は、多くて０．５％に、好ましくは０．３％未満に、最も好ましくは０．１％未満に制限される。さらに、それは、ろう付け温度での材料の初期融解に関するリスクを増加させる。
【００３７】
Ｚｎは、フィン材料の腐食電位を減少させるために加えられ得、それにより、フィンを犠牲にすることによってカソードの保護をチューブにもたらす。フィンにおいて調節可能なＺｎ含有量を用いることによって、チューブとフィンとの間の腐食電位における差が、各用途に関して十分なレベルへと選択され得る。用いられるＺｎ含有量は、通常は４．０％に、より好ましくは０．５％と２．８％との間に制限される。
【００３８】
Ｓｎの量は、圧延での問題を避けるために、好ましくは０．００９％未満に維持されるべきである。
【００３９】
本発明によって製造されるストリップのろう付けに関して、各側面上にストリップの総厚さの３％から２０％のクラッド層厚さを用いて、ストリップが一つの側面、又は両方の側面上に被覆される場合、機械強度にとって好ましいことがある。関連する合金は例えば、ＡＡ４３４３、ＡＡ４０４５又はＡＡ４０４７等の、Ａｌ−Ｓｉ（Ｓｉ  ７〜１３％）系の典型的なろう付け合金、並びに、商業的に純粋なＡｌ合金（ＡＡ１ＸＸＸ、Ｓｉ  ０〜０．５％）系の典型的な保護クラッド、及び、１，２，３，４，５又は６％のＳｉのＳｉ含有量を有するＡｌ合金等の、これらの合金（Ｓｉ  ０．５〜７％、又はＳｉ  ０．６〜６．５％）の修正品であり得る。クラッドは好ましくは、クラッド圧延によってこの場合は適用される。
【００４０】
実施例
材料は、ＤＣ鋳造され、続いて５５０℃未満に予熱し、４ｍｍへ熱間圧延し、異なる最終厚さへ冷間圧延する。Ｈ１４条件における材料（７０ＨＳｉ）は、０．１１５ｍｍの中間ゲージで十分にソフトアニールされた。
【００４１】
ろう付け前の耐力値、及び伸び値、たわみ耐性、及び液体コア浸透に関するリスク、並びに異なる条件に関するろう付け後の強度は、表３〜５に示される。ろう付け後の強度は、Ｈ１４（中程度にアニールされ、最終的に冷間圧延された）引き渡し条件に関して、他よりも大幅に低い。
【００４２】
材料は、厚さ、及び材料におけるＳｉの含有量に従ってラベル付けされる。５０ＬＳｉ及び７０ＬＳｉにおいて、５０及び７０はミクロンにおけるゲージを表し、ＬＳｉは低いケイ素、０．１６％を表す。参照として、５０ＭＳｉ、７０ＭＳｉ及び７０ＨＳｉが選択された（Ｍは中程度のケイ素、〜０．５％を表し、Ｈは高いケイ素、０．７８％  Ｓｉを示す）。材料は、Ｈ１４テンパー度であった７０ＨＳｉを除いて、テンパー度Ｈ２４であった。表１は、サンプルの組成を示す。
【００４３】
【表１】
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【００４４】
実施例１
異なるろう付けサイクルを用いたろう付けシミュレーションが、上記材料で実施された。
【００４５】
サンプルはフィンとして形成され、溶かした後（ａｆｔｅｒ  ｆｌｕｘｉｎｇ）被覆されていないＡＡ３００３プレート上にろう付けされた。二つの異なるろう付けサイクルが、表２及び図４に示されるようなろう付けサイクルにおける異なる速度をシミュレートするために試験された。暗い曲線は速いサイクルを示し、明るい曲線は、典型的なコンデンサ−のろう付けサイクルに対応する遅いサイクルを示す。ろう付けされたサンプルは、断面に切られ、調査された。接合部の品質が評価され、コアに浸透するフィラーの量が評価された（表３を参照）。見出されたフィラー金属浸透の量は、多い、又は少ない、として評価された。
【００４６】
・遅いサイクルでは、５０ＬＳｉ材料は、５０ＭＳｉ材料よりも少ない、フィラー金属のコア浸透を備える領域を有した。
【００４７】
・７０ＬＳｉ及び７０ＭＳｉ材料では、非常に少ない領域が、フィンのコア内部でフィラー金属を備えることが見出された。
【００４８】
・７０ＭＳｉ材料では、フィラー金属のコア浸透を備える多くの領域が見出された。
【００４９】
フィラー金属浸透は、ろう付け時にたわみの問題が生じ得るという目安である。図４は、遅いろう付けサイクル後での、ろう付け接合部の最悪の場合の外観を示す。
【００５０】
【表２−１】
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【００５１】
【表２−２】
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【００５２】
【表３】
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【００５３】
実施例２
遅いろう付けサイクルに従ってろう付けシミュレートされたサンプルのたわみ耐性は、以下の方法に従って測定された：材料は図１に示されるような特殊な用具に搭載される。１５ｍｍ幅のサンプルは、圧延方向に横切って、且つ圧延方向に沿って少なくとも９０ｍｍで切られた。４つのサンプルが用具（ｒｉｇ）に搭載された。片持ち梁の長さは３５ｍｍであり、片持ち梁の自由端は、測定テーブルの表面の上へ５４ｍｍであった。
【００５４】
用具はオーブンに配され、温度は遅いろう付けサイクルに従って上昇された。サンプルは、６００℃での最後の浸し（ｓｏａｋ）の直後に取り外された。
【００５５】
０．１６％のＳｉを有する材料のたわみ耐性は、０．５％のＳｉを含む参照サンプルのたわみ耐性よりも非常に良いことを示した（表４）。
【００５６】
【表４】
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【００５７】
実施例３
引張試験が、引き渡し条件において、及び、速いろう付けサイクルを用いたろう付けシミュレーション後で、実施された（表５を参照）。結果は、引き渡し条件における所与の厚さに関する最も高い強度が、低いＳｉ含有量を有するサンプルに関して得られることを示す。
【００５８】
【表５】
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【図１】
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【図２】
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【図３ａ】
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【図３ｂ】
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【図４ａ】
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【図４ｂ】
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