(57)【要約】【課題】ろう付け後において高い強度と熱伝導度を有し、耐サグ性、耐エロージョン性、自己耐食性、犠牲陽極効果に優れた熱交換器用アルミニウム合金フィン材の製造方法を提供する。【解決手段】Ｓｉ０．５〜１．５ｗｔ％、Ｆｅ０．１５〜１．０ｗｔ％、Ｍｎ０．８〜３．０ｗｔ％、Ｚｎ０．５〜２．５ｗｔ％を含み、さらに不純物としてのＭｇを０．０５ｗｔ％以下に限定し、残部通常の不純物とＡｌからなる溶湯を、双ベルト式鋳造機により厚さ５〜１０ｍｍの薄スラブを連続して鋳造しロールに巻き取った後、板厚０．０８〜２．０ｍｍまで冷間圧延し、保持温度３５０〜５００℃で中間焼鈍を施し、冷延率５０〜９６％の冷間圧延を行って最終板厚４０μｍ〜２００μｍとする。【選択図】      なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｓｉ０．５〜１．５ｗｔ％、Ｆｅ０．１５〜１．０ｗｔ％、Ｍｎ０．８〜３．０ｗｔ％、Ｚｎ０．５〜２．５ｗｔ％を含み、さらに不純物としてのＭｇを０．０５ｗｔ％以下に限定し、残部通常の不純物とＡｌからなる溶湯を、双ベルト式鋳造機により厚さ５〜１０ｍｍの薄スラブを連続的に鋳造してロールに巻き取った後、板厚０．０８〜２．０ｍｍまで冷間圧延し、保持温度３５０〜５００℃で中間焼鈍を施し、冷延率５０〜９６％の冷間圧延を行って最終板厚４０μｍ〜２００μｍとすることを特徴とする熱交換器用高強度アルミニウム合金フィン材の製造方法。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、ろう付け性に優れた熱交換器用アルミニウム合金フィン材の製造方法に関し、詳しくは、ラジエータ、カーヒータ、カーエアコンなどのようにフィンと作動流体通路構成材料とがろう付けにより接合される熱交換器に用いられるアルミニウム合金フィン材であって、ろう付け後の強度と熱伝導度が高く、且つ耐エロージョン性、耐サグ性、犠牲陽極効果、自己耐食性に優れた熱交換器用アルミニウム合金フィン材の製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】
自動車のラジエータ、エアコン、インタークーラー、オイルクーラーなどの熱交換器は、Ａｌ−Ｃｕ系合金、Ａｌ−Ｍｎ系合金、Ａｌ−Ｍｎ−Ｃｕ系合金などからなる作動流体通路構成材料と、Ａｌ−Ｍｎ系合金フィンとをろう付けすることにより組立てられている。フィン材には、作動流体通路構成材料を防食するために犠牲陽極効果が要求されるとともに、ろう付け時の高温加熱により変形したり、ろうが浸透したりしないように優れた耐サグ性、耐エロージョン性が要求される。
【０００３】
フィン材としてＪＩＳ  ３００３、ＪＩＳ  ３２０３などのＡｌ−Ｍｎ系アルミニウム合金が使用されるのは、Ｍｎがろう付け時の変形やろうの浸食を防ぐために有効に作用するためである。Ａｌ−Ｍｎ系合金フィン材に犠牲陽極効果を付与するためには、この合金にＺｎ、Ｓｎ、Ｉｎなどを添加して電気化学的に卑にする方法（特許文献１（特開昭６２−１２０４５５号公報）など）があり、耐高温座屈性（耐サグ性）をさらに向上させるためには、Ａｌ−Ｍｎ系合金にＣｒ、Ｔｉ、Ｚｒなどを含有させる方法（特許文献２（特開昭５０−１１８９１９号公報））がある。
【０００４】
しかし、最近では、熱交換器の軽量化、コスト低減がますます強く要求され、作動流体通路構成材料、フィン材などの熱交換器構成材料をさらに薄肉化することが必要となってきているが、例えばフィンを薄肉化すると伝熱断面積が小さくなるために熱交換性能が低下し、製品としての熱交換器の強度、耐久性にも問題が生じるところから、伝熱性能とろう付け後の強度、耐サグ性、耐エロージョン性、自己耐食性の一層の改善が望まれている。
【０００５】
従来のＡｌ−Ｍｎ系合金では、ろう付け時の加熱によりＭｎが固溶するため、熱伝導度が低下するという問題点がある。この難点を解決するフィン材として、Ｍｎ含有量を０．８ｗｔ％以下に制限し、Ｚｒ０．０２〜０．２ｗｔ％およびＳｉ０．１〜０．８ｗｔ％を含むアルミニウム合金が提案されている（特許文献３（特公昭６３−２３２６０号公報））。この合金は改善された熱伝導度を有するが、Ｍｎが少ないためろう付け後の強度が十分でなく、熱交換器として使用中にフィン倒れや変形が生じ易く、また電位が十分に卑でないために犠牲陽極効果が小さいという欠点がある。
【０００６】
一方、アルミニウム合金溶湯からスラブを鋳造する際の冷却速度を速くすることで、Ｓｉ、Ｍｎ含有量などを０．０５〜１．５質量％としてもスラブの段階で晶出している金属間化合物のサイズを最大値５μｍ以下と小さくすることが可能となり、このようなスラブから圧延工程を経ることで、フィン材の疲労特性を向上させる提案もなされている（特許文献４（特開２００１−２２６７３０号公報））。しかし、当該発明は疲労寿命を向上させることが目的であり、又スラブを鋳造する際の冷却速度を速くする手段については鋳造スラブを薄くするなどの記載はあるものの、実操業規模における双ベルト鋳造機による薄スラブ連続鋳造などの具体的な開示は見られない。
【特許文献１】
特開昭６２−１２０４５５号公報（特許請求の範囲）
【特許文献２】
特開昭５０−１１８９１９号公報（特許請求の範囲）
【特許文献３】
特公昭６３−２３２６０号公報（特許請求の範囲）
【特許文献４】
特開２００１−２２６７３０号公報（特許請求の範囲）
【０００７】
【発明が解決しようとする課題】
本発明の目的は、ろう付け後において高い強度と熱伝導度を有し、耐サグ性、耐エロージョン性、自己耐食性、犠牲陽極効果に優れた熱交換器用アルミニウム合金フィン材の製造方法を提供することである。
【０００８】
【課題を解決するための手段】
上記の目的を達成するために、本発明の熱交換器用アルミニウム合金フィン材の製造方法は、Ｓｉ０．５〜１．５ｗｔ％、Ｆｅ０．１５〜１．０ｗｔ％、Ｍｎ０．８〜３．０ｗｔ％、Ｚｎ０．５〜２．５ｗｔ％を含み、さらに不純物としてのＭｇを０．０５ｗｔ％以下に限定し、残部通常の不純物とＡｌからなる溶湯を、双ベルト式鋳造機により厚さ５〜１０ｍｍの薄スラブを連続して鋳造しロールに巻き取った後、板厚０．０８〜２．０ｍｍまで冷間圧延し、保持温度３５０〜５００℃で中間焼鈍を施し、冷延率５０〜９６％の冷間圧延を行って最終板厚４０μｍ〜２００μｍとすることを特徴とする。
【０００９】
【発明の実施の形態】
本発明者は、熱交換器用フィン材に対する薄肉化の要求を満足するアルミニウム合金フィン材を開発するために、強度特性、伝熱性能、耐サグ性、耐エロージョン性、自己耐食性および犠牲陽極効果について、従来のＤＣスラブ鋳造からの圧延材と双ベルト式連続鋳造からの圧延材の比較を行いつつ、その組成、中間焼鈍条件、圧下率の最適化を検討した結果、本発明を完成した。
本発明の熱交換器用アルミニウム合金フィン材における合金成分の意義および限定理由を以下に説明する。
【００１０】
〔Ｓｉ：０．５〜１．５ｗｔ％〕
Ｓｉは、Ｆｅ、Ｍｎと共存してろう付け時にサブミクロンレベルのＡｌ−（Ｆｅ・Ｍｎ）−Ｓｉ系の化合物を生成し、強度を向上させるとともに、Ｍｎの固溶量を減少させて熱伝導度を向上させる。Ｓｉの含有量が０．５ｗｔ％未満ではその効果が十分でなく、１．５ｗｔ％を超えると、ろう付け時にフィン材の溶融が生じるおそれがある。従って、好ましい含有範囲は０．５〜１．５ｗｔ％とする。Ｓｉのさらに好ましい含有量は０．８〜１．２ｗｔ％の範囲である。
【００１１】
〔Ｆｅ：０．１５〜１．０ｗｔ％〕
Ｆｅは、Ｍｎ、Ｓｉと共存してろう付け時にサブミクロンレベルのＡｌ−（Ｆｅ・Ｍｎ）−Ｓｉ系の化合物を生成し、強度を向上させるとともに、Ｍｎの固溶量を減少させて熱伝導度を向上させる。Ｆｅの含有量が０．１５ｗｔ％未満では高純度の地金を必要とするため製造コストが高くなり好ましくない。１．０ｗｔ％を超えると合金の鋳造時に粗大なＡｌ−（Ｆｅ・Ｍｎ）−Ｓｉ系晶出物が生成して板材の製造が困難となる。従って、好ましい含有範囲は０．１５〜１．０ｗｔ％とする。Ｆｅのさらに好ましい含有量は０．２〜０．７ｗｔ％の範囲である。
【００１２】
〔Ｍｎ：０．８〜３．０ｗｔ％〕
Ｍｎは、Ｆｅ、Ｓｉと共存させることによりろう付け時にサブミクロンレベルのＡｌ−（Ｆｅ・Ｍｎ）−Ｓｉ系化合物として高密度に析出して、ろう付け後の合金材の強度を向上させる。また、サブミクロンレベルのＡｌ−（Ｆｅ・Ｍｎ）−Ｓｉ系析出物は強い再結晶阻止作用を有するため再結晶粒が１５０μｍ以上と粗大になり、耐サグ性と耐エロージョン性が向上する。Ｍｎが０．８ｗｔ％未満ではその効果が十分でなく、３．０ｗｔ％を超えると合金の鋳造時に粗大なＡｌ−（Ｆｅ・Ｍｎ）−Ｓｉ系晶出物が生成して板材の製造が困難となるとともに、Ｍｎの固溶量が増加して熱伝導度が低下する。従って、好ましい含有範囲は０．８〜３．０ｗｔ％とする。Ｍｎのさらに好ましい含有範囲は１．０〜２．０ｗｔ％である。
【００１３】
〔Ｚｎ：０．５〜２．５ｗｔ％〕
Ｚｎは、フィン材の電位を卑にし、犠牲陽極効果を与える。含有量が０．５ｗｔ％未満ではその効果が十分でなく、２．５ｗｔ％を超えると材料の自己耐食性が劣化し、また、Ｚｎの固溶によって熱伝導度が低下する。Ｚｎのさらに好ましい含有量は１．０〜１．５ｗｔ％の範囲である。
【００１４】
〔Ｍｇ：０．０５ｗｔ％以下〕
Ｍｇは、ろう付け性に影響し、含有量が０．０５ｗｔ％を超えるとろう付け性を害するおそれがある。とくにフッ化物系フラックスろう付けの場合、フラックスの成分であるフッ素（Ｆ）と合金中のＭｇとが反応し易くなり、ＭｇＦ２  などの化合物が生成することに起因してろう付け時に有効に作用するフラックスの絶対量が不足し、ろう付け不良が生じ易くなる。従って、不純物としてのＭｇの含有量は０．０５ｗｔ％以下に限定する。
【００１５】
Ｍｇ以外の不純物成分については、Ｃｕは材料の電位を貴にするため０．２ｗｔ％以下に制限するのが好ましく、Ｃｒ、Ｚｒ，Ｔｉ、Ｖは、微量でも材料の熱伝導度を著しく低下させるので、これらの元素の合計含有量は０．２０ｗｔ％以下に限定するのが好ましい。
【００１６】
次に、本発明における薄スラブの鋳造条件、中間焼鈍条件、最終冷延率の意義および限定理由を以下に説明する。
〔双ベルト式鋳造機により厚さ５〜１０ｍｍの薄スラブに連続的に鋳造〕
双ベルト鋳造法は、上下に対峙し水冷されている回転ベルト間に溶湯を注湯してベルト面からの冷却で溶湯を凝固させてスラブとし、ベルトの反注湯側より該スラブを連続して引き出してコイル状に巻き取る連続鋳造方法である。
本発明においては、鋳造するスラブの厚さは５〜１０ｍｍに限定する。この厚さであると板厚中央部の凝固速度も速く、均一組織でしかも本発明範囲の組成であると粗大な化合物の少ない、およびろう付け後において結晶粒径の大きい優れた諸性質を有するフィン材とすることができる。
【００１７】
すなわち、双ベルト式鋳造機による薄スラブ厚さが５ｍｍ未満の場合、単位時間当たりに鋳造機を通過するアルミニウム量が小さくなりすぎて、鋳造が困難になる。逆に厚さが１０ｍｍを超える場合、ロールによる巻取りができなくなるため、スラブ厚さの範囲を５〜１０ｍｍに限定する。
【００１８】
なお、溶湯の凝固時の鋳造速度は５〜１５ｍ／ｍｉｎ  であることが好ましく、ベルト内で凝固が完了することが望ましい。鋳造速度が５ｍ／ｍｉｎ  未満の場合、鋳造に時間が掛かりすぎて生産性が低下するため、好ましくない。鋳造速度が１５ｍ／ｍｉｎ  を超える場合、アルミニウム溶湯の供給が追いつかず、所定の形状の薄スラブを得ることが困難となる。
【００１９】
〔保持温度３５０〜５００℃で中間焼鈍を施し〕
中間焼鈍の保持温度は３５０〜５００℃に限定する。中間焼鈍の保持温度が３５０℃未満の場合、十分な軟化状態を得ることができない。しかし、中間焼鈍の保持温度が５００℃を超えると、ろう付け時に析出する固溶Ｍｎの多くが高温での中間焼鈍時に比較的大きなＡｌ−（Ｆｅ・Ｍｎ）−Ｓｉ系化合物として析出してしまうため、ろう付け時の再結晶阻止作用が弱まって再結晶粒径が１５０μｍ未満となり、耐サグ性と耐エロージョン性が低下する。
【００２０】
中間焼鈍の保持時間は特に限定する必要はないが１〜５時間の範囲とすることが好ましい。中間焼鈍の保持時間が１時間未満の場合、コイル全体の温度が不均一なまま保持時間が経過する可能性があり、板中における均一な再結晶組織の得られないリスクがあり、好ましくない。中間焼鈍の保持時間が５時間を超えると、固溶Ｍｎの析出が進行してろう付け後の再結晶粒径１５０μｍ以上を安定して確保する上で不利になるばかりでなく、処理に時間が掛かりすぎて生産性が低下するため、好ましくない。
【００２１】
中間焼鈍処理時の昇温速度および冷却速度は特に限定する必要はないが、３０℃／ｈｒ以上とすることが好ましい。中間焼鈍処理時の昇温速度および冷却速度が３０℃／ｈｒ未満の場合、固溶Ｍｎの析出が進行してろう付け後の再結晶粒径１５０μｍ以上を安定して確保する上で不利であるばかりでなく、処理に時間が掛かりすぎて生産性が低下するため、好ましくない。
【００２２】
〔冷間率５０〜９６％の冷間圧延〕
最終冷延率は５０〜９６％に限定する。最終冷延率が５０％未満の場合、ろう付け後の再結晶粒が１０００μｍ以上となり、抗張力が低下する。９６％を超えると圧延時の耳割れが顕著になり歩留まりが低下する。なお、最終冷延率が８０％以上の場合、組成によっては製品強度が高くなり過ぎて、フィン成形において所定のフィン形状を得ることが困難になるときには、最終冷延板に１５０〜３００℃で１〜３時間程度の軟化処理を行なっても諸特性を損なうことはない。
【００２３】
本発明のアルミニウム合金フィン材は、双ベルト式鋳造機により厚さ５〜１０ｍｍの薄スラブを速度５〜１５ｍ／ｍｉｎ  で鋳造してロールに巻き取った後、板厚０．４〜１．０ｍｍまで冷間圧延し、昇温速度３０℃／ｈｒ以上、保持温度３５０〜４５０℃、保持時間１〜５ｈｒ、冷却速度３０℃／ｈｒ以上の中間焼鈍を施して、さらに冷間圧延を行って、通常厚さ０．１ｍｍ以下の板材とする。この板材は、所定幅にスリッティングした後コルゲート加工して、作動流体通路用材料、例えば、ろう材を被覆した３００３合金などからなるクラッド板からなる偏平管と交互に積層し、ろう付け接合することにより熱交換器ユニットとする。
【００２４】
本発明の方法によれば、双ベルト式鋳造機による薄スラブ鋳造時、スラブ中にＡｌ−（Ｆｅ・Ｍｎ）−Ｓｉ系化合物が均一かつ微細に晶出するとともに、母相Ａｌ中に過飽和に固溶したＭｎとＳｉが、ろう付け時の高温加熱によってサブミクロンレベルのＡｌ−（Ｆｅ・Ｍｎ）−Ｓｉ相として高密度に析出する。これにより熱伝導性を大きく低下させるマトリックス中の固溶Ｍｎ量が少なくなるため、ろう付け後の電気伝導率は高くなり、優れた熱伝導性を示す。また、同様の理由により、微細に晶出したＡｌ−（Ｆｅ・Ｍｎ）−Ｓｉ系化合物、および高密度に析出したサブミクロンレベルのＡｌ−（Ｆｅ・Ｍｎ）−Ｓｉ相が塑性変形時の転位の動きを妨げるため、ろう付け後の最終板の抗張力は高い値を示す。また、ろう付け時に析出するサブミクロンレベルのＡｌ−（Ｆｅ・Ｍｎ）−Ｓｉ相は強い再結晶阻止作用を有するため、ろう付け後の再結晶粒径が１５０μｍ以上となるため耐サグ性が良好となり、同様の理由から、ろう付け後にも優れた耐エロージョン性を示すようになる。但し、ろう付け後の再結晶粒の平均粒径が１０００μｍを超えると抗張力が低下するため好ましくない。
【００２５】
さらに、双ベルト式鋳造機は溶湯の凝固速度が速く、薄スラブ中に晶出するＡｌ−（Ｆｅ・Ｍｎ）−Ｓｉ系化合物は均一で微細なものとなる。そのため最終のフィン材において、粗大な晶出物起因の円相当径で５μｍ以上の第二相粒子が存在しなくなり、優れた自己耐食性を発現するようになる。
【００２６】
このように双ベルト式連続鋳造法により薄スラブを鋳造することにより、スラブ鋳塊におけるＡｌ−（Ｆｅ・Ｍｎ）−Ｓｉ化合物を均一かつ微細とし、ろう付け後のサブミクロンレベルのＡｌ−（Ｆｅ・Ｍｎ）−Ｓｉ相析出物を高密度にするとともに、ろう付け後の結晶粒径を１５０〜１０００μｍと粗くすることで、ろう付け後の強度、熱伝導度、耐サグ性、耐エロージョン性、自己腐食性を高め、同時にＺｎを含有させることによって材料の電位を卑にして犠牲陽極効果を優れたものとし、耐久性の優れた熱交換器用アルミニウム合金フィン材とすることができる。
【００２７】
【実施例】
以下、本発明の実施例を比較例と対比して説明する。
〔実施例１〕
本発明例として、表１に示した組成の合金溶湯を溶製し、セラミックス製フィルターを通過させて双ベルト鋳造鋳型に注湯し、鋳造速度８ｍ／ｍｉｎ  で厚さ７ｍｍのスラブを得た。溶湯の凝固時冷却速度は５０℃／ｓｅｃ  であった。該スラブを０．８ｍｍまで冷間圧延して板となし、昇温速度５０℃／ｈｒ、４００℃で２時間保持、冷却速度５０℃／ｈｒ（１００℃まで）の中間焼鈍を施して軟化させた。次いで該板を冷間圧延して厚さ８０μｍのフィン材とした。
【００２８】
比較例として、表１に示した組成の合金溶湯を溶製し、常法のＤＣ鋳造（厚さ５００ｍｍ、凝固時冷却速度約１℃／ｓｅｃ  ）、面削、均熱処理、熱間圧延、冷間圧延（厚さ０．１３ｍｍ）、中間焼鈍（４００℃×２時間）、冷間圧延により厚さ８０μｍのフィン材を製造した。
得られた本発明例および比較例のフィン材について下記（１）〜（３）の測定を行なった。
【００２９】
（１）圧延方向に平行な断面を走査型電子顕微鏡（反射電子像）で観察し、画像解析装置を用いて、円相当径が５μｍ以上の第二相粒子の個数（個／ｍｍ２  ）を測定した。
【００３０】
（２）ろう付け温度を想定して６００〜６０５℃×３．５分間加熱し、冷却後下記項目を測定した。
［１］  抗張力（ＭＰａ  ）
［２］  表面を電解研磨してパーカー法で結晶粒組織を現出後、切断法で圧延方向に平行な結晶粒径（μｍ）
［３］  ＪＩＳ−Ｈ０５０５記載の導電性試験法で導電率（％ＩＡＣＳ）
［４］  ＬＷＳ  Ｔ  ８８０１記載のサグ試験方法で、突き出し長さ５０ｍｍとしたサグ量（ｍｍ）
［５］  銀塩化銀電極を照合電極として、５％食塩水中で電位掃引速度２０ｍＶ／分で行ったカソード分極より求めた腐食電流密度（μＡ／ｃｍ２  ）
【００３１】
（３）コルゲート状に加工したフィン材を非腐食性弗化物系フラックスを塗布した厚さ０．２５ｍｍのブレージングシート（ろう材４０４５合金クラッド率８％）のろう材面上に載置（負荷荷重３２４ｇ）し、昇温速度５０℃／ｍｉｎ  で６１０℃まで加熱して１０分間保持した。冷却後、ろう付け断面を観察し、フィン材結晶粒界のエロージョンが軽微なものを良（○印）とし、エロージョンが激しくフィン材の溶融が顕著なものを不良（×印）とした。なおコルゲート形状は下記のとおりとした。
コルゲート形状：高さ２．３ｍｍ×幅２１ｍｍ×ピッチ３．４ｍｍ、１０山
結果を表２に示す。
【００３２】
【表１】
2005002383.tif 000002
【００３３】
【表２】
2005002383.tif 000003
【００３４】
表２の結果から、本発明の製造方法によるフィン材は従来の製造方法による比較フィン材に比べて、ろう付け後の抗張力、ろう付け後の導電率、耐サグ性、自己耐食性および耐エロージョン性のいずれも良好であることが判る。
【００３５】
〔実施例２〕
実施例１で得られた双ベルト鋳造スラブを分割し、表３に示した各中間焼鈍板厚まで冷間圧延した後、表３に示した各温度まで昇温速度５０℃／ｈｒで加熱し、２時間保持、冷却速度５０℃／ｈｒ（１００℃まで）の中間焼鈍を施して軟化させた。次いで該板を表３に示した最終冷延率で冷間圧延して厚さ８０μｍのフィン材とした。これらフィン材について、実施例１に示した方法で、ろう付け後の結晶粒径、ろう付け後の抗張力、耐サグ性、および耐エロージョン性を評価した結果を表４に示す。
【００３６】
【表３】
2005002383.tif 000004
【００３７】
【表４】
2005002383.tif 000005
【００３８】
表より、本発明方法で製造されたフィン材番号１、２、および４は、ろう付け後の抗張力、耐サグ性、および耐エロージョン性のいずれも良好であるのに対し、最終冷延率の少ないフィン材番号３は、ろう付け後の再結晶粒が超粗大なため抗張力が低くなり、中間焼鈍温度が高いフィン材番号５は、ろう付け後の再結晶粒が小さくなるため、耐サグ性と耐エロージョン性が劣っていることが分かる。
【００３９】
【発明の効果】
本発明によれば、ろう付け後において高い強度と熱伝導度を有し、耐サグ性、耐エロージョン性、自己耐食性、犠牲陽極効果に優れた熱交換器用アルミニウム合金フィン材の製造方法が提供される。