(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
０．６〜２．０ｍａｓｓ％のＮｉ、１．５ｍａｓｓ％を超え２．２ｍａｓｓ％以下のＦｅ、０．３〜０．８ｍａｓｓ％のＳｉ及び０．３〜１．０ｍａｓｓ％のＺｎを含み、さらに０．３ｍａｓｓ％以下のＩｎ及び０．３ｍａｓｓ％以下のＳｎ、２．０ｍａｓｓ％以下のＣｏ、０．０８ｍａｓｓ％以下のＣｒ、０．０８ｍａｓｓ％以下のＺｒ、０．０８ｍａｓｓ％以下のＴｉ、０．３ｍａｓｓ％以下のＣｕ、０．３ｍａｓｓ％以下のＭｎ、０．２ｍａｓｓ％以下のＭｇのうち１種または２種以上を含有し、不可避的不純物と残部アルミニウムよりなるアルミニウム合金を、連続鋳造圧延法で鋳造後、冷間圧延工程の途中で焼鈍を２回行う冷間圧延工程を行って厚さ０．１０ｍｍ以下のアルミニウム合金フィン材を製造するに当たり、連続鋳造圧延法で厚さ２．５ｍｍ以上９ｍｍ以下で鋳造コイルを製造し、冷間圧延工程中の最初の焼鈍を２７０℃以上４００℃以下の温度で、厚さ０．４ｍｍ以上２ｍｍ以下で行い、最終の焼鈍を３５０℃以上４６０℃以下の温度で再結晶が完了しない加熱条件で、最終焼鈍後の冷間圧延率が１０％以上となる板厚で行うことを特徴とするブレージング用アルミニウム合金フィン材の製造方法。
【請求項２】
１．１〜２．０ｍａｓｓ％のＮｉ、１．５ｍａｓｓ％を超え２．２ｍａｓｓ％以下のＦｅ、０．４〜０．５ｍａｓｓ％のＳｉ及び０．５〜１．０ｍａｓｓ％のＺｎを含み、さらに０．３ｍａｓｓ％以下のＩｎ及び０．３ｍａｓｓ％以下のＳｎ、２．０ｍａｓｓ％以下のＣｏ、０．０８ｍａｓｓ％以下のＣｒ、０．０８ｍａｓｓ％以下のＺｒ、０．０８ｍａｓｓ％以下のＴｉ、０．３ｍａｓｓ％以下のＣｕ、０．３ｍａｓｓ％以下のＭｎ、０．２ｍａｓｓ％以下のＭｇのうち１種または２種以上を含有し、不可避的不純物と残部アルミニウムよりなるアルミニウム合金を、連続鋳造圧延法で鋳造後、冷間圧延工程の途中で焼鈍を２回行う冷間圧延工程を行って厚さ０．１０ｍｍ以下のアルミニウム合金フィン材を製造するに当たり、連続鋳造圧延法で厚さ２．５ｍｍ以上９ｍｍ以下で鋳造コイルを製造し、冷間圧延工程中の最初の焼鈍を２７０℃以上４００℃以下の温度で、厚さ０．４ｍｍ以上２ｍｍ以下で行い、最終の焼鈍を３５０℃以上４６０℃以下の温度で再結晶が完了しない加熱条件で、最終焼鈍後の冷間圧延率が１０％以上となる板厚で行うことを特徴とするブレージング用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、耐食性と強度と熱伝導性に優れたＡｌ−Ｎｉ−Ｆｅ系合金ブレージング用フィン材の製造方法に関するものであり、さらに詳しくは、特性を向上させながら、薄肉化フィン材を生産性よく製造可能とするフィン材用Ａｌ−Ｎｉ−Ｆｅ系合金圧延コイルの連続的製造方法に関する。
【０００２】
【従来の技術】
自動車用熱交換器の多くはＡｌおよびＡｌ合金が使用されておりろう付法により製造されている。通常、ろう付はＡｌ−Ｓｉ系のろう材が用いられ、そのためろう付は６００℃程度の高温で行われる。ラジエーター等の熱交換器は例えば図１に示すように複数本の偏平チューブ（１）の間にコルゲート状に加工した薄肉フィン（２）を一体に形成し、該偏平チューブ（１）の両端はヘッダー（３）とタンク（４）とで構成される空間にそれぞれ開口しており、一方のタンク側の空間から偏平チューブ（１）内を通して高温冷媒を他方のタンク（４）側の空間に送り、チューブ（１）およびフィン（２）の部分で熱交換して低温になった冷媒を再び循環させるものである。
【０００３】
ところで、近年、熱交換器は軽量・小型化の方向にあり、そのためには熱交換器の熱効率の向上が必要であり、材料の熱伝導性の向上が望まれている。特に、フィン材の熱伝導性の向上は検討されており、合金成分を純アルミニウムに近づけた合金のフィン材が熱伝導フィンとして提案されている。しかしながら、フィンを薄肉化した場合、フィンの強度が十分でないと熱交換器の組付け時にフィンが潰れたり、熱交換器として使用時に破壊してしまうという問題がある。純アルミニウム系合金フィンの場合、強度が不足してしまう欠点を有しており、高強度化にはＭｎ等の合金元素の添加が有効であるが、熱交換器を製造する工程に６００℃付近まで加熱されるブレージングがあるため、ブレージング加熱中に、強度向上の目的で合金に添加した元素が再固溶し熱伝導性の向上を阻害する問題がある。
【０００４】
これらを解決したフィン材として、Ａｌ−Ｓｉ−Ｆｅ合金にＮｉやＣｏを添加した合金が提案されており、優れた強度と熱伝導性を有した特性を示している（特開平７−２１６４８５号、特開平８−１０４９３４号など）。しかし、これらのフィン材は、ろう付中の耐溶融性を確保するために、特開平９−１５７８０７号に示されたように特殊な製造工程を取る必要がある。特にこれらのフィン材の中でも１．５％（ｍａｓｓ％を示す。以下同様。）を越えるＦｅを含有した場合、ろう付時の溶融を防止するには、最終の冷間圧延率を小さくする必要がある。特開平９−１５７０８７号の実施例で試料Ｎｏ．７がそれに当たるがここでも９．８％という低い冷間圧延率となっている。すなわち、薄肉アルミニウム合金材の工業的な圧延において軽圧延率のパスを行うと圧延中に板のフラットが出にくいために工業的に圧延が困難という問題と、最終冷間圧延率が小さいとＯ材状態からの強度差が小さいためにコルゲート成形自体が難しいという問題が生じている。
【０００５】
さらに、１．５％を越えたＦｅを、Ｎｉを一緒に添加したアルミニウム合金では、Ａｌ−Ｆｅ−Ｎｉ系の金属間化合物が生じ、これらは強度と熱伝導性を向上させる要因ではあるが、フィン材自体の耐食性を低下させるという問題が発生している。フィン材は犠牲防食材としてチューブを保護するが、フィン材自体の腐食量が大きいと早期にフィンが腐食によりなくなり、長期に渡り、チューブを防食できなくなる。
さらに、これらの合金を連続鋳造圧延法により鋳造したコイルを使用してフィン材を製造する試みも行われているが、フィン材まで冷間圧延する途中でコイルが切れてしまう問題が生じている。また高速での圧延中にコイルが切れると製品が得られないのみならず、冷間圧延機の油が発火することなど危険である。
【０００６】
【発明が解決しようとする課題】
したがって本発明の目的は、Ａｌ−Ｎｉ−Ｆｅ系合金からなり連続鋳造圧延法を用い高強度、高熱伝導で耐食性に優れた薄肉化フィン材を製造しうる方法を提供することを目的とする。
【０００７】
【課題を解決するための手段】
本発明の上記課題は下記の手段により達成される。
すなわち、本発明は、
（１）０．６〜２．０ｍａｓｓ％のＮｉ、１．５ｍａｓｓ％を超え２．２ｍａｓｓ％以下のＦｅ、０．３〜０．８ｍａｓｓ％のＳｉ及び０．３〜１．０ｍａｓｓ％のＺｎを含み、さらに０．３ｍａｓｓ％以下のＩｎ及び０．３ｍａｓｓ％以下のＳｎ、２．０ｍａｓｓ％以下のＣｏ、０．０８ｍａｓｓ％以下のＣｒ、０．０８ｍａｓｓ％以下のＺｒ、０．０８ｍａｓｓ％以下のＴｉ、０．３ｍａｓｓ％以下のＣｕ、０．３ｍａｓｓ％以下のＭｎ、０．２ｍａｓｓ％以下のＭｇのうち１種または２種以上を含有し、不可避的不純物と残部アルミニウムよりなるアルミニウム合金を、連続鋳造圧延法で鋳造後、冷間圧延工程の途中で焼鈍を２回行う冷間圧延工程を行って厚さ０．１０ｍｍ以下のアルミニウム合金フィン材を製造するに当たり、連続鋳造圧延法で厚さ２．５ｍｍ以上９ｍｍ以下で鋳造コイルを製造し、冷間圧延工程中の最初の焼鈍を２７０℃以上４００℃以下の温度で、厚さ０．４ｍｍ以上２ｍｍ以下で行い、最終の焼鈍を３５０℃以上４６０℃以下の温度で再結晶が完了しない加熱条件で行うことを特徴とするブレージング用アルミニウム合金フィン材の製造方法、および
（２）１．１〜２．０ｍａｓｓ％のＮｉ、１．５ｍａｓｓ％を超え２．２ｍａｓｓ％以下のＦｅ、０．４〜０．５ｍａｓｓ％のＳｉ及び０．５〜１．０ｍａｓｓ％のＺｎを含み、さらに０．３ｍａｓｓ％以下のＩｎ及び０．３ｍａｓｓ％以下のＳｎ、２．０ｍａｓｓ％以下のＣｏ、０．０８ｍａｓｓ％以下のＣｒ、０．０８ｍａｓｓ％以下のＺｒ、０．０８ｍａｓｓ％以下のＴｉ、０．３ｍａｓｓ％以下のＣｕ、０．３ｍａｓｓ％以下のＭｎ、０．２ｍａｓｓ％以下のＭｇのうち１種または２種以上を含有し、不可避的不純物と残部アルミニウムよりなるアルミニウム合金を、連続鋳造圧延法で鋳造後、冷間圧延工程の途中で焼鈍を２回行う冷間圧延工程を行って厚さ０．１０ｍｍ以下のアルミニウム合金フィン材を製造するに当たり、連続鋳造圧延法で厚さ２．５ｍｍ以上９ｍｍ以下で鋳造コイルを製造し、冷間圧延工程中の最初の焼鈍を２７０℃以上４００℃以下の温度で、厚さ０．４ｍｍ以上２ｍｍ以下で行い、最終の焼鈍を３５０℃以上４６０℃以下の温度で再結晶が完了しない加熱条件で、最終焼鈍後の冷間圧延率が１０％以上となる板厚で行うことを特徴とするブレージング用アルミニウム合金フィン材の製造方法
を提供するものである。
【０００８】
【発明の実施の形態】
本発明の製造方法に用いられる合金の成分元素について以下に説明する。本発明において、０．６〜２．０ｍａｓｓ％のＮｉおよび１．５ｍａｓｓ％を越え２．２ｍａｓｓ％以下のＦｅを含有するとしたのは、ＦｅとＮｉの添加によりろう付後の強度と熱伝導性を高めたフィン材の問題点を解決するためである。特にＦｅ量を１．５ｍａｓｓ％を越える合金に限定したのは、１．５ｍａｓｓ％以下であれば、従来の製造方法で製造可能であり、わざわざ本工程を行う必要がないためである。また、Ｆｅの上限を２．２ｍａｓｓ％としたのは上限を越えると本発明法を用いても、フィン材の耐食性を向上できないためである。Ｎｉの下限は、Ｆｅと共存することで強度と導電率を向上する効果を有する量により定めた。Ｎｉの上限はＦｅと同様に本発明範囲を越えると本発明法を用いても、フィン材の耐食性を向上できないためである。
【０００９】
以上によりＮｉとＦｅの添加量を定めているが、高強度を確保するために０．６ｍａｓｓ％以上のＮｉを含有させ、特に０．９ｍａｓｓ％以上が推奨される。また、後述する連続鋳造の安定性のために２ｍａｓｓ％以下のＮｉとする。Ｎｉは特に好ましくは１．１〜２．０ｍａｓｓ％である。また、Ｆｅは連続鋳造の安定性を高め、薄肉化フィン材の耐食性をより高めるために２．０ｍａｓｓ％以下が特に推奨される。以上のＮｉ、Ｆｅの他に、０．３〜１．０ｍａｓｓ％、好ましくは０．５〜１．０ｍａｓｓ％のＺｎを含有する。また、これ以外の成分は必須ではないが発明の目的を損わない範囲で含有していてもよい。そのような任意成分としては、０．３ｍａｓｓ％以下のＩｎ、および０．３ｍａｓｓ％以下のＳｎ、３．０ｍａｓｓ％以下のＣｏ、０．０８ａｓｓ％以下のＣｒ、０．０８ｍａｓｓ％以下のＺｒ、０．０８ｍａｓｓ％以下のＴｉ、０．３ｍａｓｓ％以下のＣｕ、０．３ｍａｓｓ％以下のＭｎ、０．２ｍａｓｓ％以下のＭｇのうち１種または２種以上および不可避的不純物を含有してもよい。これらの元素は合金をフィン材とする際に特性上重要な働きを示すものである。以下に各元素毎の働きと限定理由を述べる。
【００１０】
Ｓｉは、その添加により強度を向上させる。Ｓｉそのものが固溶硬化して強度を向上させるに加え、特に、ＦｅやＮｉおよびＣｏと共存する場合、ＦｅやＮｉおよびＣｏの析出を促進する作用を有する。本発明フィン材では、Ａｌ−Ｆｅ系の金属間化合物を粗大化させないことが重要である。Ｓｉを添加すると多量の金属間化合物が析出するために、個々の金属間化合物の大きさはＳｉを添加しない場合と比較して小さくなる。このような析出の促進作用はＳｉが０．０３ｍａｓｓ％以下では不十分となり、１．２ｍａｓｓ％を越えるとろう付加熱時にフィンが溶融してしまう。したがって、Ｓｉを添加する場合は０．０３ｍａｓｓ％を越え１．２ｍａｓｓ％以下とするのが好ましいが、上記析出の促進作用はＳｉが０．３ｍａｓｓ％以上で効果が大きくなる。また、Ｓｉを増やしすぎると固溶したＳｉがフィンの熱伝導性を低下させるために０．８ｍａｓｓ％以下が望ましい。よって本発明においてＳｉは０．３ｍａｓｓ％以上０．８ｍａｓｓ％以下とする。より好ましくは０．４〜０．５ｍａｓｓ％である。
【００１１】
ＣｏはＮｉと同様な働きを有する。従って、Ｃｏを添加する場合、添加量は０．１ｍａｓｓ％を越え３．０ｍａｓｓ％以下とするが、特に０．３ｍａｓｓ％〜２ｍａｓｓ％の範囲で優れた特性を示す。しかし、ＣｏはＮｉと比較し、熱伝導性が若干低下することとＡｌ−Ｆｅ系の化合物を分断する効果が弱い。また、Ｎｉよりも高価な金属である。本発明では、Ｎｉの代わりにＣｏを用いたり、ＮｉとＣｏの同時添加を行うことは可能であるが、Ｎｉのみの添加の方が特性上、コスト上の効果が大きいのでＮｉを添加することを推奨する。Ｃｏ添加量の下限は好ましくは０．１ｍａｓｓ％であるが、これは単独に添加する場合で、Ｎｉと複合して添加する場合は、それ以下でも添加可能である。０．３ｍａｓｓ％以下のＺｒとＣｒの添加は強度を向上させることおよびＺｒはろう付時に生じるフィン材の再結晶粒を粗大化し、フィンの垂下性ならびにフィンへのろうの拡散を防止する働きのために添加する。しかし、連続鋳造を行う際にＺｒおよびＣｒを添加した合金はノズルの目詰まりを起こし、鋳造ができなくなることがある。従って、ＺｒおよびＣｒは添加しない方が望ましく、添加する場合は０．０８ｍａｓｓ％以下の添加を特に推奨する。
【００１２】
Ｔｉの添加は強度を向上させることを主な目的として添加する。しかし、連続鋳造を行う際にＴｉを添加した合金はノズルの目詰まりを起こし、鋳造ができなくなることがある。従って、Ｔｉは添加しない方が望ましく、添加する場合は０．０８ｍａｓｓ％以下の添加とする。また、鋳造組織の微細化を目的として添加することもあるが、その場合、０．０２ｍａｓｓ％以下で十分に目的を達成する。０．３〜１．０ｍａｓｓ％のＺｎ、０．３ｍａｓｓ％以下のＩｎ、０．３ｍａｓｓ％以下のＳｎはフィン材に犠牲防食効果を付与するために添加する。添加量と添加する元素はそのフィン材に要求される防食特性や熱伝導性によって決めればよい。ＩｎおよびＳｎは少量の添加で十分な犠牲効果を発揮するが、高価であり、合金の屑を他の合金材料にリサイクルできなくなるという問題がある。従って、本発明ではＺｎの添加を必須とする。Ｚｎは添加量を増すとフィン材自体の腐食性を低下させるために１ｍａｓｓ％以下とする。各元素の下限は防食を行う相手の材料により決めればよいが、通常０．３ｍａｓｓ％以上添加する。好ましくはＺｎは０．５〜１．０ｍａｓｓ％である。本発明ではさらにＣｕを添加する場合がある。Ｃｕは主に強度を向上させるために添加する。添加する場合、０．０５ｍａｓｓ％以下では強度向上の効果がない。また、添加量を増すと犠牲陽極効果を減じる働きが強くなるため、０．３ｍａｓｓ％以下とする。Ｃｕはフィン材の電位を貴にし、犠牲陽極効果を減じる働きがあるので、Ｃｕを添加する場合、Ｚｎ、Ｉｎ、Ｓｎのいずれかの元素と一緒に添加する必要がある。
【００１３】
Ｍｎは強度を向上させるために添加する場合があるがわずかな添加で熱伝導性が大きく低下する。したがって、Ｍｎの添加は０．３ｍａｓｓ％以下とするが、熱伝導性の上から添加しない方が望ましい。Ｍｇも強度を向上させるために添加する場合があるが、ＮＢろう付ではフラックスと反応し、ろう付性を低下させるために、ＮＢろう付用のフィン材とする場合にＭｇを添加してはならない。また、真空ろう付用とする場合、１ｍａｓｓ％以下のＭｇとするが、ろう付中に蒸発し、その効果は小さいので、本発明では０．２ｍａｓｓ％以下とし、添加しないことを推奨する。さて、本合金の不可避不純物および上記以外の理由で添加される元素であるが、鋳塊組織の微細化のためにＴｉと共に添加されるＢ等があり、これらの元素はそれぞれ０．０３％以下であれば含有していても差し支えない。以下に本発明の製造方法について説明する。
【００１４】
本発明では、まず、上記合金を連続鋳造圧延法で２．５ｍｍ以上９ｍｍ以下の厚さで連続鋳造圧延コイルを作製する。連続鋳造圧延法とはアルミニウム合金溶湯から、厚さ数ｍｍのストリップを連続的に鋳造し、そのままコイルを作製する方法であり、ハンター法とは３Ｃ法等がその代表的な工法として知られている。ＤＣ鋳造法でインゴットを作製し、熱間圧延により数ｍｍの板厚のコイルを製造する場合と比較し、連続鋳造圧延法では鋳造時の冷却速度が大きいために、鋳造時に金属間化合物を微細に晶出させることが可能であり、本発明に用いられる合金のようにＦｅを多く含有している合金の場合、強度の向上効果を有する方法である。さらに、発明者らが検討を行ったところ、連続鋳造圧延法ではＤＣ鋳造法と比較して過飽和にＦｅおよびＮｉが固溶するために、その後の工程を最適化することでフィン材自体の耐食性を向上することが可能なことが判明した。
ここで、連続鋳造圧延法での鋳造厚さを２．５ｍｍ以上９ｍｍ以下のコイルとしたのは、２．５ｍｍ未満では連続鋳造時に板にうねりが生じ後の冷間圧延の工程で圧延できないためであり、９ｍｍを越えると十分な急冷効果が得られず、過飽和に固溶する元素量が少なくなるために、フィン材自体の耐食性が向上しないためである。
連続鋳造圧延で得られたコイルは、冷間圧延工程により０．１０ｍｍ以下まで圧延し、フィン材とするが、その途中で焼鈍を２回行う。その際に、最初の焼鈍を２７０℃以上４００℃以下の温度で、０．４ｍｍ以上２ｍｍ以下で行い、最終の焼鈍を３５０℃以上４６０℃以下の温度で再結晶が完了しない加熱条件で行う。
この条件の組み合わせにより、フィン材自体の耐食性向上、フィン材の生産性向上（冷間圧延途中での破断の防止）、フィン材の最終冷間圧延率を高めることを可能にしたのである。
【００１５】
まず、焼鈍の回数について述べる。焼鈍が１回では過飽和に固溶したＦｅとＮｉが十分析出しないため、フィン材をろう付加熱する際に再結晶粒界にＦｅ、Ｎｉが析出する。ろう付後のフィンの再結晶粒界に沿って析出物が増えると、腐食が生じる際に結晶粒界に沿った腐食が多くなる。この合金系のフィン材では厚さ方向の結晶粒は一つであることが多いので、粒界に沿って腐食が進行するとフィン全体が腐食しなくとも、フィンがぼろぼろと崩れてフィン材自体の耐食寿命が低下するのである。
１回の焼鈍で十分な析出量を確保する温度条件は存在するが、そのような条件で焼鈍を行った場合、析出物は成長し、粗大化するために、フィン材自体の強度が低下する上に、析出物周りでの腐食が発生しやすくなり、フィン材自体の耐食性は低下する。
以上に加え、最初の焼鈍の板厚限定理由を後述する際に述べる冷間圧延時の破断防止により、冷間圧延途中の焼鈍は２回以上とする。なお、３回以上行っても特性上問題はない。しかし、工程が増えると製造コストが増すので３回以下を推奨し、本発明においては２回とする。
最初の焼鈍の板厚を０．４ｍｍ以上２ｍｍ以下とした理由は、発明者らが、連続鋳造圧延コイルを冷間圧延を行う際に生じる破断について鋭意検討し、以下の原因をつきとめ、その対策として本発明を完成するに至った。以下に詳しく述べる。
本発明では連続鋳造圧延で用いたコイルを用いるが、連続鋳造圧延は数時間から数十時間に渡って連続的に鋳造を行う方法であるために、本発明で用いる合金を鋳造すると、コイル内に数十μｍ以上の金属間化合物が、時として１箇所以上に存在することがあることが判明した。これは、ノズルチップ内等に少しずつ溜まった金属間化合物が一定量以上となった際にアルミニウム溶湯と共に流れてきて、鋳造コイル内に存在するようになったものと推定された。このような金属間化合物は材料が薄い板厚まで圧延された際に破断の起点となるものであるが、鋳造時にその発生を防止することは難しい。
【００１６】
本発明者らは、このような金属間化合物が一定の確率で連続鋳造コイル内に存在することを前提に、金属間化合物近傍で局部的な亀裂をできるだけ発生させないようにすることと亀裂が生じても幅方向全体の破断に至らないようにすることを検討した。そのために焼鈍を行って金属間化合物付近のアルミニウム合金の部分を柔らかくしておくことが有効であること、特に、０．４ｍｍ以上２ｍｍ以下で焼鈍を行うことが最も効果があることを見出したのである。
２ｍｍを越えた板厚で焼鈍を行うと、その後の冷間圧延よりマトリックスのアルミニウム合金部分が硬化するために、上記板厚範囲で再度の焼鈍を行わないと板厚が０．１ｍｍ程度に達した際に破断が生じる。すなわち、上記範囲で焼鈍を行わず、また０．４ｍｍ未満の板厚で焼鈍を行ったとしても、２ｍｍから０．４ｍｍの間の冷間圧延により金属間化合物の周囲で微視的な亀裂が生じ、０．１ｍｍ程度の板厚になった際に、この亀裂を起点として冷間圧延中に破断が生じるのである。
０．４ｍｍ以上２ｍｍ以下で行う焼鈍を最初の焼鈍としたのは、最後の焼鈍とした場合、その後の最終冷間圧延率が大きくなりすぎ、最終の冷間圧延パス付近で破断が生じやすくなるためである。また、この板厚範囲で焼鈍を行えば、そこより先での焼鈍は１回行えば十分である。以上より最初の焼鈍を行う板厚を０．４ｍｍ以上２ｍｍ以下と定めるが、０．６ｍｍ以上１．２ｍｍ以下で行うと特に冷間圧延工程での破断防止に効果がある。
【００１７】
最終の焼鈍温度はフィン材の再結晶が完了しない温度で実施する。この再結晶が完了しない温度で実施するとは、好ましくは板表面位置での再結晶粒の大きさが２０μｍ以上の再結晶粒が３０％以下の状態をいう。３０％を超えると急激に再結晶が進行し、完了する場合があるためである。理由の一つは、焼鈍の加熱時に過飽和に固溶したＦｅとＮｉを析出させるのであるが、これらの元素は再結晶が完了せずに転位が残存していると転位に沿って拡散するために析出量が増えるためである。さらに、再結晶が完了した後での析出は再結晶が完了する前に生じている析出粒子を粗大化させるように進むため、フィン材の強度を向上させる効果が小さく、フィン材自身の耐食性を低下させる要因となる。さらに、３番目の理由として、焼鈍を再結晶が完了する条件で行った場合、その後の冷間圧延を経てフィン材となった後に、ろう付加熱時にフィン材の再結晶粒界に存在する析出物の数が増え、フィン材自体の耐食性が減じるためである。これは、焼鈍時に再結晶した場合、その後の冷間圧延で導入された転位はろう付加熱時に移動しやすく、再結晶粒を形成するが、その際に析出粒子が粒界の移動を妨げるために粒界に多くの析出物が存在するようになるためである。
したがって、最終の焼鈍温度は２５０℃以上５００℃以下の温度範囲の中で再結晶が完了しない温度範囲で行うものとする。２５０℃未満では析出が十分に進まずに、前述した理由より、フィン材自身の耐食性が低下する。５００℃を越えると析出粒子が粗大化し、強度が低下する上に、フィン材自身の耐食性が低下する。以上より最終の焼鈍温度範囲は２５０℃以上５００℃以下とするが、３５０℃以上４６０℃以下の温度範囲が析出物を微細に十分な量の析出させる点で特に望ましい範囲である。本発明においては最終の焼鈍温度は３５０℃以上４６０℃以下の範囲内とする。具体的な再結晶温度は合金組成や最終焼鈍以前の熱履歴により変化するために、上記温度範囲内でも再結晶が完了することがあるので、実際には再結晶が完了しない温度をあらかじめ確認した上で最終焼鈍条件を確定するものとする。
【００１８】
最終の焼鈍の時間は３０分〜４時間が望ましいがこれに限定するものでない。３０分未満ではコイル全体の温度を安定させるのが難しく、４時間を超えるのはエネルギーが無駄なためである。
最終の焼鈍の板厚はその後の冷間圧延率が１０％以上となる板厚で行う。１０％未満ではコルゲート成形性が不安定となるためである。上限は特に定めないが、通常６０％以下の冷間圧延率で行えばよく、３０％以下が特に推奨される。
以上が最終の焼鈍条件であるが、最終焼鈍より前の焼鈍は最終焼鈍よりも低い温度で行うことを推奨する。最終焼鈍温度よりも高い温度で行うと最終焼鈍時に析出が生じにくくなり、フィン材自身の耐食性が低下しやすいためである。最終焼鈍時に析出を生じさせるので、最初の焼鈍では、その核となる微細な析出物を多く析出させた方がよいので、温度は４００℃以下とする。また、軟化を十分に行って、冷間圧延中の破断を防止する意味で２７０℃以上とする。
焼鈍の時間は３０分〜４時間が望ましいがこれに限定するものでない。３０分未満ではコイル全体の温度を安定させるのが難しく、４時間を越えるのはエネルギーが無駄なためである。
【００１９】
本発明では、この焼鈍後の材料を冷間圧延して薄肉ブレージング用フィン材（好ましくは０．１ｍｍ以下）とする。本発明は高強度高熱伝導のブレージングシートフィンの製造法であり、０．１ｍｍ以下のフィン材にする際に生じる問題を解決し、また、そのようなフィン材自体の耐食性を高めた発明であるから、当然、０．１ｍｍを越える厚さのフィン材の製造方法とすることは可能であるが、本発明の製造条件で得られる特性が必要でない限り、本発明の条件で製造したコイルを使用する必要はない。０．１ｍｍを越える板厚であれば、わざわざ、本発明の成分の合金を本発明の製造方法で製造する必要はないのである。
本発明ではブレージング用アルミニウム合金フィン材を製造する。ブレージング用フィン材として、特性が向上することが知られている合金の問題点を解決することを目的とした製造方法のためである。
ここで、ブレージングとは従来より行われているＮＢ法、ＶＢ法等であればよく、特にＮＢ法が推奨される。ＮＢ法の方が生産性がよいためである。
【００２０】
【実施例】
次に本発明を実施例に基づきさらに詳細に説明する。
表１に示す組成のアルミニウム合金を表２に示す製造工程により加工して厚さ０．０６ｍｍのフィン材を作製した。使用した連続鋳造圧延装置のロール径は６１８ｍｍで、製造した連続鋳造圧延コイルの幅は１０００ｍｍである。冷間圧延の状況を表３に示す。途中で破断した材料は残部よりラボ的にフィン材を作製した。得られたフィン材を６００℃にて３分のＮＢろう付加熱後ＣＡＳＳ試験を１週間行い、フィン材の腐食減量を調査した。結果を表３に合わせて示す。
【００２１】
【表１】
0004536949.tif 000002
【００２２】
【表２】
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【００２３】
【表３】
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【００２４】
表３の結果から明らかなように本発明を行って製造したフィン材では途中で破断なく、０．０６ｍｍまで圧延加工可能であるが、条件が異なる比較例では途中で圧延できず、破断が生じた。また、本発明例は比較例と比べて腐食減量が少なく、フィン材自身の耐食性が優れている。
【００２５】
【発明の効果】
以上のように本発明方法によれば高強度、高熱伝導のフィン材用合金であるＡｌ−Ｎｉ−Ｆｅ系合金の薄肉化フィン材を連続鋳造圧延法を用いて製造することが可能となり、得られたフィン材はフィン材自身の耐食性に優れており、工業上で顕著な効果を奏するものである。
【図面の簡単な説明】
【図１】図１はラジエータを示す模式図である。
【符号の説明】
１  チューブ
２  フィン
３  ヘッダー
４  タンク
【図１】
0004536949.tif 000005