(57)【要約】【課題】ろう付加熱後に、高い強度、導電率を有しながら、優れた自己耐食性を持つアルミニウム合金フィン材を提供する。【解決手段】アルミニウム合金フィン材の表面から板厚の１／２０の領域Ａに存在する球相当粒径が０．５μｍ以上の金属間化合物の数密度Ｎ１と前記領域Ａ以外の領域に存在する球相当粒径が０．５μｍ以上の金属間化合物の数密度Ｎ２との比、Ｎ２／Ｎ１が１．２以上で、且つ前記領域Ａに存在する球相当粒径が０．５μｍ以上の金属間化合物の数密度Ｎ１が２×１０４個／ｍｍ２以上であることを特徴とするアルミニウム合金フィン材。【選択図】なし【特許請求の範囲】
【請求項１】
アルミニウム合金フィン材の表面から板厚の１／２０の領域Ａに存在する球相当粒径が０．５μｍ以上の金属間化合物の数密度Ｎ１と前記領域Ａ以外の領域に存在する球相当粒径が０．５μｍ以上の金属間化合物の数密度Ｎ２との比、Ｎ２／Ｎ１が１．２以上で、且つ前記領域Ａに存在する球相当粒径が０．５μｍ以上の金属間化合物の数密度Ｎ１が２×１０４個／ｍｍ２以上であることを特徴とするアルミニウム合金フィン材。
【請求項２】
前記金属間化合物が晶出物であることを特徴とする請求項１記載のアルミニウム合金フィン材。
【請求項３】
前記アルミニウム合金フィン材が、デンドライト２次枝間隔が３５μｍ以下の領域を８０％以上有する鋳塊から製造されることを特徴とするアルミニウム合金フィン材。
【請求項４】
前記鋳塊が鋳型による1次冷却と冷却水による２次冷却の２段階の冷却を備える鋳造方法を用いて、その厚みが８０〜３００ｍｍに鋳造された鋳塊であることを特徴とするアルミニウム合金フィン材の製造方法。
【請求項５】
前記鋳造方法がダイレクトチル法であることを特徴とする請求項４記載の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】
【技術分野】
【０００１】
本発明は、自動車や電気製品などの熱交換器に使用されるもので、高強度と高熱伝導性を有し、且つ自己耐食性に優れるアルミニウム合金フィン材とその製造法に関するものである。
【背景技術】
【０００２】
アルミニウム合金は軽量かつ高熱伝導性を備えているため、近年、自動車用熱交換器に用いられている。自動車用熱交換器は主にろう付法によって製造される。通常ろう付けはＡｌ−Ｓｉ系のろう材を用い、６００℃程度の高温で行われる。従って、ろう付け後に高い強度、熱伝導性、耐食性を有するアルミニウム合金が必要とされている。
【０００３】
ろう付けを用いて製造するアルミニウム合金製熱交換器は、主に放熱の役割を担うコルゲート成形したフィンと冷却水や冷媒を循環させるための通路となるチューブとで構成される。フィンはチューブ内に流れる冷却水や冷媒の熱を放出させるために、熱伝導性が優れていることが要求されている。又、熱交換器の強度を維持するためのフィン材強度、及び自己耐食性が非常に重要である。
従来、自動車用熱交換器に使用されるアルミニウム合金フィン材には熱伝導性に優れる１０５０合金などの純アルミニウム合金や強度、耐座屈性に優れる３００３合金などのＡｌ−Ｍｎ系合金が一般的に用いられてきた（例えば、非特許文献１参照）。
【０００４】
しかしながら、純アルミニウム合金は、熱伝導性に優れるものの強度不足で、熱交換器コアを組み付ける際もしくはろう付けの加熱時にフィンが潰れるといった問題が生じる。又、Ａｌ−Ｍｎ系合金はＭｎの固溶体強化により強度の向上をはかっているが、熱伝導性を低下させる原因となり、熱交換器の熱交換率を低下させて、その軽量化、小型化を妨げる結果となる。
【０００５】
更にフィンは、犠牲防食の作用によりチューブの腐食を防止する役割も担っている。犠牲防食とは、Ｚｎ、Ｓｎ、Ｉｎ等の元素を添加することでフィンの電位を卑にして、チューブとの間に電位差を設け、チューブに対してフィンが優先的に腐食してチューブを腐食から守る方法である。しかし、フィン自体の耐食性が低いと早くにフィンが消失し、犠牲防食によりチューブを防食できなくなり、チューブに孔があくなど熱交換器としての寿命を短くするばかりでなく、その強度、熱交換率も維持できなくなる。
【０００６】
以上の理由から、自動車用熱交換器のフィン材には強度、熱伝導性、耐食性等の特性において優れた材料が望まれ、鋳造後の冷却速度の速い鋳造法やハンター法、３Ｃ法等の連続鋳造法を用いた種々の組成を有するフィン材およびその製造法が提案されている（例えば、特許文献１〜５）。
【０００７】
連続鋳造法は鋳造ロールにより溶湯と鋳型との間に常に圧力を付加しているため熱伝導率が極めて高く、鋳造時の冷却速度が他の鋳造法、例えばダイレクトチル法（以下、ＤＣ法と略す）等に比べて速く、そのため得られるスラブ若しくは鋳造板材のミクロ組織が微細かつ均一になり易く、それらを圧延して得られるアルミニウム合金フィン材は、合金内に微細かつ密に分散した金属間化合物を生成する。この微細に分散した金属間化合物により、ろう付け後に高い強度、熱伝導性を示すアルミニウム合金フィン材を得ることができる（例えば特許文献１、２参照）。
【０００８】
特許文献１では、鋳造時の冷却速度を１０〜２５０℃／ｓｅｃに規定した連続鋳造圧延法を用いることで、強度および熱伝導性に優れたＡｌ−Ｍｎ−Ｆｅ−Ｓｉ系合金からなるフィン材が提案されている。又、特許文献２には、連続鋳造法を用いることで、直径が４μｍ以上の晶出物が２０個／ｍｍ２以上存在するアルミニウム合金板を製造できることが示されている。
【０００９】
特許文献３、４、５では、鋳造時の冷却速度を１５〜１０００℃／ｓｅｃと非常に速くすることで、フィン材マトリックス内に金属間化合物を微細かつ均一に分散させることができ、その存在はフィン材マトリックスの固溶Ｍｎの析出を促進させ、導電率を向上させている。
【００１０】
【非特許文献１】社団法人軽金属協会  アルミニウム技術便覧編集委員編，「新版／アルミニウム技術便覧」，新版，カロス出版株式会社，１９９６年１１月、ｐ．１０６３〜１０７４，ｐ．１１４６〜１１５０
【特許文献１】特表２００２−５２１５６４号公報
【特許文献２】特開平９−７８１６８号公報
【特許文献３】特開２００２−２５６４０２号公報
【特許文献４】特開２００２−２５６４０３号公報
【特許文献５】特開２００２−２５６３６４号公報
【発明の開示】
【発明が解決しようとする課題】
【００１１】
特許文献１の発明では、析出強化と固溶体強化の最適な組み合わせを得るために、高速の冷却速度でストリップキャストし、ろう付加熱後のフィン材の熱伝導性を低下させないためにＭｎの添加量を０．３〜０．５ｍａｓｓ％と規定している。Ｍｎ添加量が低いと、母相中の固溶Ｍｎ量が減るため熱伝導率の低下が抑えられる。しかし添加Ｍｎ量を減らすことにより、固溶体強化、析出強化による十分な強化効果を得ることができない。この強度低下を補うためにろう付けの結晶粒径を３０〜８０μｍとしている。結晶粒径が微細であると、ろう材の拡散によりエロージョン侵食の発生や耐垂下性が低下する可能性がある。
【００１２】
特許文献２の発明では、結晶粒を微細化させるためＦｅと共にＣｒを添加し、板材中に存在する晶出物を粗大化させている。晶出物を粗大化させると、得られるアルミニウム合金板の強度、導電率が低下する。また結晶粒が微細であるため、自動車熱交換器用フィン材として用いる場合には、ろう付け加熱時のろう材の拡散によりエロージョン侵食が発生する可能性がある。
【００１３】
更に、特許文献３、４、５に見られる金属間化合物は、同時に、その自然電位がフィン材マトリックスの自然電位より貴にあると、金属間化合物周囲のマトリックスが溶解してしまい腐食起点となりやすい。更にその密度は、冷却速度の遅いＤＣ鋳造法と比較すると非常に大きいために腐食起点を増やすことなり、結果的にフィン材の自己耐食性を低下させてしまう。
【００１４】
これらの問題に鑑み、本発明は高強度と熱伝導性を有し、且つ優れた自己耐食性を示すアルミニウム合金フィン材の提供を目的とするものである。
【課題を解決するための手段】
【００１５】
請求項１記載の発明は、アルミニウム合金フィン材の表面から板厚の１／２０の領域Ａに存在する球相当粒径が０．５μｍ以上の金属間化合物の数密度Ｎ１と前記領域Ａ以外の領域に存在する球相当粒径が０．５μｍ以上の金属間化合物の数密度Ｎ２との比、Ｎ２／Ｎ１が１．２以上で、且つ前記領域Ａに存在する球相当粒径が０．５μｍ以上の金属間化合物の数密度Ｎ１が２×１０４個／ｍｍ２以上であることを特徴とするアルミニウム合金フィン材である。
【００１６】
請求項２記載の発明は、前記金属間化合物が晶出物であることを特徴とする請求項１記載のアルミニウム合金フィン材である。
【００１７】
請求項３記載の発明は、前記アルミニウム合金フィン材が、デンドライト２次枝間隔が３５μｍ以下の領域を８０％以上有する鋳塊から製造されることを特徴とするアルミニウム合金フィン材である。
【００１８】
請求項４記載の発明は、前記鋳塊が鋳型による1次冷却と冷却水による２次冷却の２段階の冷却を備える鋳造方法を用いて、その厚みが８０〜３００ｍｍに鋳造された鋳塊であることを特徴とするアルミニウム合金フィン材の製造方法である。
【００１９】
請求項５記載の発明は、前記鋳造方法がダイレクトチル法であることを特徴とする請求項４記載のアルミニウム合金フィン材の製造方法である。
【発明の効果】
【００２０】
本発明によれば、フィン材表面層に存在する金属間化合物は粗大かつ疎となり、中央部にある金属間化合物は微細かつ密となるアルミニウム合金フィン材を得ることができ、ろう付け加熱後においても、高強度、高熱伝導性、そして優れた耐食性を有するアルミニウム合金フィン材を提供することができ、工業上顕著な効果を奏するものである。
【発明を実施するための最良の形態】
【００２１】
本発明者らは、前記課題を解決すべく研究を重ね、フィン材内の金属間化合物からなる晶出物の存在がフィン材の自己耐食性に大きく影響することを見出した。
即ち、フィン材内に金属間化合物の晶出物が存在すると、晶出物とフィン材マトリックス間に電位差が生じ、晶出物周りのフィン材マトリックスが溶解する。即ち、晶出物の数密度（以下、晶出物密度とする）が大きいと、腐食起点も多くなりフィン材の自己耐食性は低下する。従って、フィン材の自己耐食性を向上させるには、その晶出物密度を小さくする必要がある。
この晶出物密度は、鋳造時の冷却速度に大きく依存し、その冷却速度が速い場合には鋳造組織は微細となり、晶出物も微細になる傾向がある。それに対して冷却速度が遅ければ鋳造組織は粗大となり、その晶出物も粗大になる傾向がある。
【００２２】
従って、その冷却速度の制御が重要となり、自己耐食性を向上させるために晶出物密度を小さくする冷却速度の遅い鋳造法を用いなければならない。しかしながら、晶出物密度を小さくすると強度、熱伝導性共に低下してしまう。
そこで、本発明者らは、強度が高く、又熱伝導性も良く、自己耐食性にも優れるアルミニウム合金フィン材として、表層は晶出物密度が小さい相からなり、内部は晶出物密度が大きな相からなるアルミニウム合金フィン材を見出したものである。
【００２３】
本発明による表層の晶出物密度を小さく、内部の晶出物密度は大きいフィン材を製造するには、鋳造工程において、溶湯を凝固させる際に鋳型による1次冷却と冷却水による２次冷却の２段階の冷却を備える鋳造方法を用いることで望みとする鋳塊を得ることができ、特にＤＣ法を用いると容易に達成できる。
【００２４】
ＤＣ法のような冷却形態は他の鋳造法にはないもので、このＤＣ法特有の２段階の冷却により、その表層は周囲よりも鋳造時の冷却速度が遅く、そのため粗大セル層が表層に生成する。この粗大セル層は、フィン材表層の晶出物密度をフィン材内部より低いものとすることができる。
更に、その鋳塊厚みを従来のＤＣ法による鋳塊厚みより薄い８０〜３００ｍｍとすることで、フィン材内部の晶出物密度を高める。通常、ＤＣ法によって製造される鋳塊厚みは４００ｍｍ以上であることが多く、厚みがこれほど大きいと鋳塊内部まで十分に冷却が行われず、スラブ中央のミクロ組織は非常に粗大なものとなる。そのため、フィン材内部に高密度の金属間化合物が存在するフィン材を得ることができない。しかし鋳塊厚みを薄くすることで内部まで冷却速度を速くする事ができ、フィン材内部に高密度の晶出物が存在するフィン材を得ることができる。
【００２５】
鋳塊厚みが８０ｍｍよりも薄い場合には、鋳塊全体の冷却速度が速すぎて、作製したフィン材中の金属間化合物が非常に微細かつ密となり、フィン材の自己耐食性に悪影響を及ぼす。また鋳塊厚みが３００ｍｍを超える場合には、スラブの内部まで十分な冷却速度が得られず、スラブのミクロ組織が粗大となる。その結果、フィン材中の金属間化合物が粗大かつ疎となり強度、導電性や熱伝導性の低下をもたらすことから限定したものである。
【００２６】
次に、フィン材内の晶出物について、より具体的に規定する。
アルミニウム合金フィン材の表面から板厚の１／２０の領域Ａに存在する球相当粒径が０．５μｍ以上の晶出物の晶出物密度Ｎ１と前記領域Ａ以外の領域に存在する球相当粒径が０．５μｍ以上の晶出物の晶出物密度Ｎ２との比、Ｎ２／Ｎ１が１．２以上であり、且つ晶出物密度Ｎ１が２×１０４個／ｍｍ２以上である場合に、良好な自己耐食性と強度などが得られる。
ここで晶出物を０．５μｍ以上と限定したのは、０．５μｍ以上の晶出物は腐食起点となり易く、フィン材の自己耐食性を低下させるからである。フィン材の前記領域Ａに存在する球相当粒径が０．５μｍ以上の晶出物の晶出物密度Ｎ１が２×１０４個／ｍｍ２より少ないとフィン材の強度、導電性や熱伝導性を満足しない。好ましくは４×１０４個／ｍｍ２以上が良い。
【００２７】
又、前記領域Ａに存在する球相当粒径が０．５μｍ以上の晶出物の晶出物密度Ｎ１と前記領域Ａ以外の領域に存在する球相当粒径が０．５μｍ以上の晶出物の晶出物密度Ｎ２との比、Ｎ２／Ｎ１が１．２未満であると、前記領域Ａに存在する球相当粒径が０．５μｍ以上の晶出物の晶出物密度Ｎ１が大きくなりフィン材の自己耐食性を悪くする、若しくは前記領域Ａ以外の領域に存在する球相当粒径が０．５μｍ以上の晶出物の晶出物密度Ｎ２が小さくなることによりフィン材の強度、熱伝導性を低下させる。好ましくは１．４以上が良い。
【００２８】
次に、得られる鋳塊の表層領域を除いた８０％の領域におけるデンドライト２次枝間隔（以後、ＤＡＳとする）が３５μｍ以下であるとしたことは、鋳塊のＤＡＳは鋳造時の冷却速度、添加元素の濃度等によって大きく変わるものであり、最終的に得られるフィン材の強度、導電性、熱伝導性、自己耐食性などは鋳塊のＤＡＳに依存するところが非常に大きい。
ＤＡＳが小さくなると、得られるフィン材中に存在する晶出物は微細かつ密に分布する。従って、フィン材の強度、熱伝導性は向上する。ＤＡＳが３５μｍを超える場合には、得られるフィン材の強度、熱伝導性が低下する。
【００２９】
前記のようなＤＡＳを得るための鋳造条件は、鋳造時の冷却速度がなるべく速くなる条件とする。鋳造速度は１００ｍｍ／ｍｉｎ以上とし、より好適には１２０ｍｍ／ｍｉｎ以上とする。冷却水量は２．０Ｌ／ｃｍ×ｍｉｎ以上とし、より好適には２．５０Ｌ／ｃｍ×ｍｉｎ以上とする。次いで作製したスラブをソーキング温度が４４０〜５５０℃で熱間圧延し、３〜５ｍｍの板材を作製する。ソーキング温度が４４０℃よりも低い場合には、熱間圧延でスラブを潰すことが困難となり、設備負荷が増大する。またソーキング温度が５５０℃よりも高い場合には、鋳造時に晶出した金属間化合物の粗大化を招き、最終的に製造されるフィン材の強度、導電率の低下をもたらす。
【００３０】
続いて、熱間圧延で得られた板材に冷間圧延を行い、冷間圧延した板材に少なくとも一回、６時間以内の中間焼鈍を３００〜５００℃の温度で施すことにより、フィン材内に析出物の形成を促進させ、製造されるフィン材の強度、導電率を向上させることができる。焼鈍温度が３００℃よりも低い場合には、板材を完全に焼鈍しきれず軟化が不十分なため、後の工程に支障をきたす。焼鈍温度が５００℃よりも高い場合には、板材中に存在する金属間化合物の粗大化を招き、最終的に製造されるフィン材の強度、導電性、熱伝導性の低下をもたらす。その後、得られた板材に最終圧延率が１０〜５０％の条件で冷間圧延を施し、最終板厚が０．０５〜０．１ｍｍのフィン材を得る。最終圧延率が５０％を超えると、ろう付後時の再結晶粒径が微細となり、ろう材の侵食を抑制することが困難となる。また耐垂下性も低下する。
【００３１】
本発明で用いるアルミニウム合金の成分は特に規定しないが、耐食性、強度、熱伝導性等のフィン材に要求される諸特性を満たすために、Ｆｅ、Ｓｉ、Ｍｎの３元素を添加し、その他の元素を選択添加することが望ましい。
Ｆｅ、Ｓｉ、Ｍｎの３元素を添加すると、フィン材にＡｌ−Ｓｉ−Ｆｅ−Ｍｎ系金属間化合物が形成される。このＡｌ−Ｓｉ−Ｆｅ−Ｍｎ系金属間化合物の自然電位は、マトリクスの自然電位と大きな差がないことからフィン材の自己耐食性を大きく低下し難いと考えられる。
【００３２】
Ｆｅの最大固溶量は非常に小さいために、鋳造時に金属間化合物として晶出する。ＳｉやＭｎなどの添加と組み合わせることにより例えばＡｌ−Ｓｉ−Ｆｅ−Ｍｎ系金属間化合物を生成し、フィン材中のＭｎやＳｉの固溶量を低減させる働きをして、熱伝導性の低下を抑え、且つ金属間化合物として存在することにより分散強化に寄与し、フィン材の強度を向上させる。これらの効果を得るためにはＦｅの含有量は０．１〜２．０ｍａｓｓ％が好ましい。より好ましくは０．１５〜１．５ｍａｓｓ％が良い。
【００３３】
Ｓｉを含有させることによりＦｅ、ＭｎとともにＡｌ−Ｓｉ−Ｆｅ−Ｍｎ系金属間化合物を生成し、マトリクス中のＭｎの固溶度を低減させ、フィン材の導電率や熱伝導率を高める働きを示す。又、金属間化合物の分散強化により強度を向上させる。或いは、フィン材中に固溶して固溶強化により強度を向上させることができる。これらの効果を得るためにはＳｉの含有量は０．５〜１．５ｍａｓｓ％が好ましい。より好ましくは０．５〜１．２ｍａｓｓ％が良い。
【００３４】
フィン材を製造する際に含有させたＭｎが製造過程で金属間化合物として晶出または析出し、製造されるフィン材のろう付け後の強度を向上させることができる。またＳｉ、ＦｅとともにＡｌ−Ｓｉ−Ｆｅ−Ｍｎ系金属間化合物を形成することによりＳｉの固溶度を低下させ、フィン材の融点低下を抑えることができ、且つ導電率及び熱伝導率が向上する。これらの効果を得るためにはＭｎの含有量は０．５〜２．０ｍａｓｓ％が好ましい。より好ましくは０．６〜１．５ｍａｓｓ％が良い。
【００３５】
Ｚｎを含有させることによりフィン材の自然電位を卑することができ、フィン材の犠牲防食効果を向上させることができる。この効果を得るためにＺｎの含有量は０．１〜１．５ｍａｓｓ％が好ましい。より好ましくは０．５〜１．５ｍａｓｓ％が良い。
【００３６】
Ｉｎを含有させることによりＺｎと同様、フィン材の自然電位を卑することができ、フィン材の犠牲防食効果を向上させることができる。Ｉｎは少量の添加で十分な犠牲防食効果を得ることができる。この効果を得るためにはＩｎの含有量は０．０１〜０．３ｍａｓｓ％が好ましい。より好ましくは０．０５〜０．１５ｍａｓｓ％が良い。
【００３７】
Ｓｎを含有させることによりＺｎと同様、フィン材の自然電位を卑することができ、フィン材の犠牲防食効果を向上させることができる。この効果を得るためにＳｎの含有量は０．０１〜０．３ｍａｓｓ％が好ましい。より好ましくは０．０５〜０．２ｍａｓｓ％が良い。
【００３８】
Ｃｕを含有させるとＳｉ、Ｍｎと同様、固溶強化が得られ、フィン材の強度を向上させることができる。この効果を得るためＣｕの含有量は０．０５〜０．３ｍａｓｓ％が好ましい。より好ましくは０．０８〜０．２２ｍａｓｓ％が良い。
【００３９】
Ｍｇを含有させるとＳｉ、Ｍｎと同様、固溶強化が得られ、フィン材の強度を向上させることができる。この効果を得るためにＭｇの含有量は０．０５〜０．３ｍａｓｓ％が好ましい。より好ましくは０．０８〜０．１５ｍａｓｓ％が良い。
【００４０】
ＮｉはＦｅと同様、鋳造時に金属間化合物として晶出し、Ｓｉ、Ｍｎ等の固溶元素の析出を促進させ、フィン材の導電率を向上させる。またマトリックス中に金属間化合物が微細に晶出または析出することによって分散強化が得られ、強度向上にもつながる。これらの効果を得るためにＮｉの含有量は０．０５〜１．５ｍａｓｓ％が好ましい。より好ましくは０．０５〜０．５ｍａｓｓ％が良い。
【００４１】
Ｚｒにはフィン材の再結晶粒を粗大化させる働きがあり、ろう付け時のフィン材のろう材による侵食を抑制し、ろう付け性を向上させる。また、ろう付け時の耐垂下性を向上させる効果もある。これらの効果を得るためにＺｒの含有量は０．０５〜０．３ｍａｓｓ％であることが好ましい。より好ましくは０．０５〜０．１５ｍａｓｓ％が良い。
【００４２】
ＴｉはＳｉ、Ｍｎと同様、マトリクス中に固溶することにより固溶強化が得られ、フィン材の強度が向上する。この効果を得るためにＴｉの含有量は０．０５〜０．３ｍａｓｓ％が好ましい。より好ましくは０．０５〜０．１５ｍａｓｓ％が良い。
以下、実施例を用いて本発明によるアルミニウム合金フィン材を説明する。
【実施例】
【００４３】
（実施例１）
表１の合金Ｎｏ．１の成分組成を用いて、鋳塊厚みが２５〜５００ｍｍとなるように鋳造し、４４０〜５５０℃の温度でのソーキング後、５２０〜２８０℃の温度範囲で熱間圧延を行い、厚みが３．５ｍｍの板材とした。この板材を冷間圧延により０．０７６ｍｍとし、その後４２０℃で２時間の中間焼鈍を施した。この中間焼鈍の昇温速度および降温速度は４０℃／時とした。この板材に最終圧延率が２０％の冷間圧延を施し、０．０６１ｍｍのアルミニウム合金フィン材を作製した。
【００４４】
作製したアルミニウム合金フィン材に、高純度窒素雰囲気下で６００℃×３分保持後、常温まで５０〜２００℃／分の冷却速度で冷却するろう付け加熱に相当する熱処理を施し、引張強さ、導電率、フィン材の表面から板厚の１／２０の領域Ａに存在する球相当粒径が０．５μｍ以上の晶出物の晶出物密度Ｎ１及びフィン材の前記領域Ａ以外の領域に存在する球相当粒径が０．５μｍ以上の晶出物の晶出物密度Ｎ２、そしてＮ１とＮ２との比Ｎ２／Ｎ１、並びに自己耐食性として腐食減少量を以下に示す方法で評価した。その結果を表２に示す。また下記に各評価の詳細を示す。
【００４５】
（１）ＤＡＳ測定：光学顕微鏡により鋳塊厚み方向の断面組織観察を行い、交線法によりＤＡＳを測定した。表記したＤＡＳは、鋳塊表層領域の各１０％を除く８０％の領域におけるＤＡＳの平均値とした。
（２）晶出物密度Ｎ１、Ｎ２および密度比Ｎ２／Ｎ１：フィン材中の晶出物密度はフィン材断面を走査型電子顕微鏡を用いて観察することにより調べた。まず各サンプルにつき１０視野ずつ観察し、それぞれの視野のＳＥＭ写真を画像解析することにより金属間化合物の密度を求めた。表記した金属間化合物の密度および密度比は、各１０視野より求めた値の平均値とした。
（３）自己耐食性（腐食減少量）：ＪＩＳ  Ｚ２３７１に基づき、２００時間の塩水噴霧試験を行った後、その腐食減少量を測定した。
（４）引張強さ：引張速度１０ｍｍ／ｍｉｎ、ゲージ長５０ｍｍの条件で、ＪＩＳ  Ｚ２２４１に従って、常温にて行った。
（５）導電率：２０℃の恒温曹内で、ＪＩＳ  Ｈ０５０５に基づき電気抵抗を測定して求めた。
【００４６】
【表１】
2005139505.tif 000002
【００４７】
【表２】
2005139505.tif 000003
【００４８】
表１、表２から明らかなように、鋳塊厚みが本発明範囲内である本発明例Ｎｏ．１〜Ｎｏ．６のアルミニウム合金フィン材は、ろう付け加熱後の引張強さ、導電率、自己耐食性において優れた特性が得られた。
これらの中でも特に本発明例Ｎｏ．１〜Ｎｏ．４では、強度、導電率の面において十分な特性が得られている。
【００４９】
対して、鋳塊厚みが本発明の範囲よりも小さい比較例Ｎｏ．２０、２１のアルミニウム合金フィン材ではろう付加熱後の引張強さ、導電率には優れるものの、自己耐食性で劣る結果となった。スラブ厚さが小さい場合、鋳造時の冷却速度が速くなるため、鋳塊のミクロ組織が微細になる。その結果、引張強さ、導電率は向上したが、フィン材中に腐食起点が多くなることにより自己耐食性を阻害した。
また、スラブ厚さが本発明範囲よりも大きい比較例Ｎｏ．２２〜Ｎｏ．２４のアルミニウム合金フィン材では、ろう付加熱後の引張強さ、導電率において必要特性を満足できなかった。しかし、自己耐食性は良好であった。このような結果が得られたのは、スラブ厚さが大きいことによる鋳造時の冷却速度の低下によるものである。
以上から、フィン材の前記領域Ａに存在する球相当粒径が０．５μｍ以上の晶出物の晶出物密度Ｎ１が２×１０４個／ｍｍ２以上であり、晶出物密度Ｎ１とフィン材の前記領域Ａ以外の領域に存在する球相当粒径が０．５μｍ以上の晶出物の晶出物密度Ｎ２との比、Ｎ２／Ｎ１が１．２以上である場合、フィン材の強度、導電率と自己耐食性においてバランスのよいアルミニウム合金フィン材が得られることがわかった。
【００５０】
（実施例２）
表１に示す合金Ｎｏ．１〜１５の成分組成のアルミニウム合金鋳塊をＤＣ法によって作製した。鋳塊厚みは１００ｍｍとした。その鋳塊を４５０℃でソーキングし、次に熱間圧延で厚みが３．５ｍｍの板材とした。この板材を冷間圧延により厚み０．０７６ｍｍとし、その後４２０℃で２時間の中間焼鈍を施した。この中間焼鈍の昇温速度および降温速度は４０℃／時とした。この板材に最終圧延率が２０％の冷間圧延を施し、厚み０．０６１ｍｍのアルミニウム合金フィン材を作製した。
得られたアルミニウム合金フィン材にろう付け加熱相当の加熱を施し、引張試験、導電率測定、腐食試験を行った。その結果を表３に示す。
【００５１】
【表３】
2005139505.tif 000004
【００５２】
本発明例Ｎｏ．７〜Ｎｏ．１６では、十分な強度、導電率、自己耐食性を有するアルミニウム合金フィン材が得られた。これに対して、好適な合金組成の範囲外のものを含む比較例Ｎｏ．２５〜Ｎｏ．２９は、強度、導電率、自己耐食性の全てを満足するフィン材は得られなかった。
Ｍｎの含有量が１．５ｍａｓｓ％よりも多いアルミニウム合金を用いた比較例Ｎｏ．２５は固溶Ｍｎによる固溶体強化により、強度は得られているが、導電率の低下が著しく、Ｍｎの含有量が０．５ｍａｓｓ％よりも少なく、Ｆｅの含有量が０．１ｍａｓｓ％よりも少なく、Ｎｉの含有量が１．５ｍａｓｓ％よりも多い比較例Ｎｏ．２６では、固溶Ｍｎ量が少なく、またＮｉによる析出促進効果により十分な導電率が得られたが、強度が若干足りず、またＮｉ過剰添加による自己耐食性の低下が見られた。
Ｍｎの含有量が０．５ｍａｓｓ％よりも少ない比較例Ｎｏ．２７は、固溶Ｍｎ量の低下により十分な導電率が得られたが、強度が大幅に低下した。
Ｔｉの含有量が０．３ｍａｓｓ％よりも多い比較例Ｎｏ．２８は、添加したＴｉの固溶体強化により十分な強度が得られた。しかし、導電率、自己耐食性においていずれも必要特性が得られなかった。
Ｓｉの含有量が０．５ｍａｓｓ％よりも少ない比較例Ｎｏ．２９は、Ｓｉの添加量を減らしたことにより強度が大幅に低下した。以上から、合金組成が本発明の好適範囲外である実施例１１〜１５においては、引張強さ、導電率、自己耐食性の全ての特性を満たすことのできるアルミニウム合金フィン材を得ることはできなかった。