(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｍｎを０．６ｍａｓｓ％超え１．８ｍａｓｓ％以下、Ｆｅを１．2ｍａｓｓ％超え２．０ｍａｓｓ％以下、Ｓｉを０．６ｍａｓｓ％超え１．２ｍａｓｓ％以下含有し、残部がＡｌと不可避不純物からなるアルミニウム合金溶湯を双ロール式連続鋳造圧延法により鋳造して板状鋳塊とし、前記板状鋳塊を冷間圧延してフィン材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であって、前記双ロール式連続鋳造圧延を、溶湯温度７００〜９００℃、板状鋳塊幅１ｍｍあたりのロール圧荷重５０００〜１５０００Ｎ、鋳造速度５００〜３０００ｍｍ／分、前記板状鋳塊厚さ２〜９ｍｍの条件で施し、前記冷間圧延の途中で２回以上の中間焼鈍を行い、それらのうち、最終の中間焼鈍をバッチ式加熱炉により３００〜４５０℃の温度範囲で、かつ再結晶が完了しない温度で行い、該最終中間焼鈍後の冷間圧延の圧延率を１０〜６０％とする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】
Ｍｎを０．６ｍａｓｓ％超え１．８ｍａｓｓ％以下、Ｆｅを１．２ｍａｓｓ％超え２．０ｍａｓｓ％以下、Ｓｉを０．６ｍａｓｓ％超え１．２ｍａｓｓ％以下含有し、さらにＺｎ３．０ｍａｓｓ％以下、Ｉｎ０．３ｍａｓｓ％以下、Ｓｎ０．３ｍａｓｓ％以下のうちの１種または２種以上を含有し、残部がＡｌと不可避不純物からなるアルミニウム合金溶湯を双ロール式連続鋳造圧延法により鋳造して板状鋳塊とし、前記板状鋳塊を冷間圧延してフィン材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であって、前記双ロール式連続鋳造圧延を、溶湯温度７００〜９００℃、板状鋳塊幅１ｍｍあたりのロール圧荷重５０００〜１５０００Ｎ、鋳造速度５００〜３０００ｍｍ／分、前記板状鋳塊厚さ２〜９ｍｍの条件で施し、前記冷間圧延の途中で２回以上の中間焼鈍を行い、それらのうち、最終の中間焼鈍をバッチ式加熱炉により３００〜４５０℃の温度範囲で、かつ再結晶が完了しない温度で行い、該最終中間焼鈍後の冷間圧延の圧延率を１０〜６０％とする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３】
Ｍｎを０．６ｍａｓｓ％超え１．８ｍａｓｓ％以下、Ｆｅを１．２ｍａｓｓ％超え２．０ｍａｓｓ％以下、Ｓｉを０．６ｍａｓｓ％超え１．２ｍａｓｓ％以下含有し、さらにＣｕ０．３ｍａｓｓ％以下、Ｃｒ０．１５ｍａｓｓ％以下、Ｔｉ０．１５ｍａｓｓ％以下、Ｚｒ０．１５ｍａｓｓ％以下、Ｍｇ０．５ｍａｓｓ％以下のうちの１種または２種以上を含有し、残部がＡｌと不可避不純物からなるアルミニウム合金溶湯を双ロール式連続鋳造圧延法により鋳造して板状鋳塊とし、前記板状鋳塊を冷間圧延してフィン材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であって、前記双ロール式連続鋳造圧延を、溶湯温度７００〜９００℃、板状鋳塊幅１ｍｍあたりのロール圧荷重５０００〜１５０００Ｎ、鋳造速度５００〜３０００ｍｍ／分、前記板状鋳塊厚さ２〜９ｍｍの条件で施し、前記冷間圧延の途中で２回以上の中間焼鈍を行い、それらのうち、最終の中間焼鈍をバッチ式加熱炉により３００〜４５０℃の温度範囲で、かつ再結晶が完了しない温度で行い、該最終中間焼鈍後の冷間圧延の圧延率を１０〜６０％とする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４】
Ｍｎを０．６ｍａｓｓ％超え１．８ｍａｓｓ％以下、Ｆｅを１．２ｍａｓｓ％超え２．０ｍａｓｓ％以下、Ｓｉを０．６ｍａｓｓ％超え１．２ｍａｓｓ％以下含有し、Ｚｎ３．０ｍａｓｓ％以下、Ｉｎ０．３ｍａｓｓ％以下、Ｓｎ０．３ｍａｓｓ％以下のうちの１種または２種以上を含有し、さらにＣｕ０．３ｍａｓｓ％以下、Ｃｒ０．１５ｍａｓｓ％以下、Ｔｉ０．１５ｍａｓｓ％以下、Ｚｒ０．１５ｍａｓｓ％以下、Ｍｇ０．５ｍａｓｓ％以下のうちの１種または２種以上を含有し、残部がＡｌと不可避不純物からなるアルミニウム合金溶湯を双ロール式連続鋳造圧延法により鋳造して板状鋳塊とし、前記板状鋳塊を冷間圧延してフィン材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であって、前記双ロール式連続鋳造圧延を、溶湯温度７００〜９００℃、板状鋳塊幅１ｍｍあたりのロール圧荷重５０００〜１５０００Ｎ、鋳造速度５００〜３０００ｍｍ／分、前記板状鋳塊厚さ２〜９ｍｍの条件で施し、前記冷間圧延の途中で２回以上の中間焼鈍を行い、それらのうち、最終の中間焼鈍をバッチ式加熱炉により３００〜４５０℃の温度範囲で、かつ再結晶が完了しない温度で行い、該最終中間焼鈍後の冷間圧延の圧延率を１０〜６０％とする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５】
Ｍｎを０．６ｍａｓｓ％超え１．８ｍａｓｓ％以下、Ｆｅを１．２ｍａｓｓ％超え２．０ｍａｓｓ％以下、Ｓｉを０．６ｍａｓｓ％超え１．２ｍａｓｓ％以下含有し、残部がＡｌと不可避不純物からなるアルミニウム合金溶湯を双ロール式連続鋳造圧延法により鋳造して板状鋳塊とし、前記板状鋳塊を冷間圧延してフィン材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であって、前記双ロール式連続鋳造圧延を、溶湯温度７００〜９００℃、板状鋳塊幅１ｍｍあたりのロール圧荷重５０００〜１５０００Ｎ、鋳造速度５００〜３０００ｍｍ／分、前記板状鋳塊厚さ２〜９ｍｍの条件で施し、前記冷間圧延の途中で１回以上の中間焼鈍を最終冷間圧延率が１０〜９５％となるように行い、さらに該最終冷間圧延後の焼鈍を、最終板厚において、３００〜４５０℃の温度範囲で、かつ再結晶が完了しない温度でバッチ式加熱炉により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６】
Ｍｎを０．６ｍａｓｓ％超え１．８ｍａｓｓ％以下、Ｆｅを１．２ｍａｓｓ％超え２．０ｍａｓｓ％以下、Ｓｉを０．６ｍａｓｓ％超え１．２ｍａｓｓ％以下含有し、さらにＺｎ３．０ｍａｓｓ％以下、Ｉｎ０．３ｍａｓｓ％以下、Ｓｎ０．３ｍａｓｓ％以下のうちの１種または２種以上を含有し、残部がＡｌと不可避不純物からなるアルミニウム合金溶湯を双ロール式連続鋳造圧延法により鋳造して板状鋳塊とし、前記板状鋳塊を冷間圧延してフィン材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であって、前記双ロール式連続鋳造圧延を、溶湯温度７００〜９００℃、板状鋳塊幅１ｍｍあたりのロール圧荷重５０００〜１５０００Ｎ、鋳造速度５００〜３０００ｍｍ／分、前記板状鋳塊厚さ２〜９ｍｍの条件で施し、前記冷間圧延の途中で１回以上の中間焼鈍を最終冷間圧延率が１０〜９５％となるように行い、さらに該最終冷間圧延後の焼鈍を、最終板厚において３００〜４５０℃の温度範囲で、かつ再結晶が完了しない温度でバッチ式加熱炉により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７】
Ｍｎを０．６ｍａｓｓ％超え１．８ｍａｓｓ％以下、Ｆｅを１．２ｍａｓｓ％超え２．０ｍａｓｓ％以下、Ｓｉを０．６ｍａｓｓ％超え１．２ｍａｓｓ％以下含有し、さらにＣｕ０．３ｍａｓｓ％以下、Ｃｒ０．１５ｍａｓｓ％以下、Ｔｉ０．１５ｍａｓｓ％以下、Ｚｒ０．１５ｍａｓｓ％以下、Ｍｇ０．５ｍａｓｓ％以下のうちの１種または２種以上を含有し、残部がＡｌと不可避不純物からなるアルミニウム合金溶湯を双ロール式連続鋳造圧延法により鋳造して板状鋳塊とし、前記板状鋳塊を冷間圧延してフィン材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であって、前記双ロール式連続鋳造圧延を、溶湯温度７００〜９００℃、板状鋳塊幅１ｍｍあたりのロール圧荷重５０００〜１５０００Ｎ、鋳造速度５００〜３０００ｍｍ／分、前記板状鋳塊厚さ２〜９ｍｍの条件で施し、前記冷間圧延の途中で１回以上の中間焼鈍を最終冷間圧延率が１０〜９５％となるように行い、さらに該最終冷間圧延後の焼鈍を、最終板厚において３００〜４５０℃の温度範囲で、かつ再結晶が完了しない温度でバッチ式加熱炉により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８】
Ｍｎを０．６ｍａｓｓ％超え１．８ｍａｓｓ％以下、Ｆｅを１．２ｍａｓｓ％超え２．０ｍａｓｓ％以下、Ｓｉを０．６ｍａｓｓ％超え１．２ｍａｓｓ％以下含有し、Ｚｎ３．０ｍａｓｓ％以下、Ｉｎ０．３ｍａｓｓ％以下、Ｓｎ０．３ｍａｓｓ％以下のうちの１種または２種以上を含有し、さらにＣｕ０．３ｍａｓｓ％以下、Ｃｒ０．１５ｍａｓｓ％以下、Ｔｉ０．１５ｍａｓｓ％以下、Ｚｒ０．１５ｍａｓｓ％以下、Ｍｇ０．５ｍａｓｓ％以下のうちの１種または２種以上を含有し、残部がＡｌと不可避不純物からなるアルミニウム合金溶湯を双ロール式連続鋳造圧延法により鋳造して板状鋳塊とし、前記板状鋳塊を冷間圧延してフィン材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であって、前記双ロール式連続鋳造圧延を、溶湯温度７００〜９００℃、板状鋳塊幅１ｍｍあたりのロール圧荷重５０００〜１５０００Ｎ、鋳造速度５００〜３０００ｍｍ／分、前記板状鋳塊厚さ２〜９ｍｍの条件で施し、前記冷間圧延の途中で１回以上の中間焼鈍を最終冷間圧延率が１０〜９５％となるように行い、さらに該最終冷間圧延後の焼鈍を、最終板厚において３００〜４５０℃の温度範囲で、かつ再結晶が完了しない温度でバッチ式加熱炉により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９】
請求項１〜８のいずれか１項に記載のブレージング用アルミニウム合金フィン材の製造方法において、最終の焼鈍以外の中間焼鈍がバッチ式加熱炉あるいは連続式加熱炉を用いて行われる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１０】
請求項１〜９のいずれか１項に記載の製造方法により得られるフィン材の結晶組織が繊維組織からなる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。
【発明の詳細な説明】
【０００１】
【発明の属する技術分野】
本発明は、強度、熱伝導性、犠牲防食効果、自己耐食性、繰返耐圧、耐フィン溶け性、耐垂下性、耐コア割れ性、圧延加工性、耐フィン破断性、コルゲート成形性などのフィン材に要求される諸特性を満足し、フィンの薄肉化が可能な双ロール式連続鋳造圧延法（適宜、連続鋳造圧延法と略記する）と冷間圧延によ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に関する。
【０００２】
【従来の技術】
ろう付けにより組立てられるアルミニウム合金製熱交換器、例えばラジエーターは、図１に示すように偏平チューブ１間にコルゲート成形したフィン２を一体に形成し、該偏平チューブの両端はヘッダー３とタンク４とで構成される空間に開口している。一方のタンクから高温冷媒を偏平チューブ１内に送り、偏平チューブ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他方のタンクで回収し、再び循環させるものである。
そして前記チューブ１には押出偏平多穴管、または芯材に皮材（Ａｌ−Ｓｉ系合金ろう材など）をクラッドしたブレージングシートをプレス成形したプレート或いは電縫偏平管が用いられる。前記フィンには芯材の両面に皮材をクラッドしたブレージングシートからなるフィン、または耐座屈性に優れるＡｌ−Ｍｎ系合金（３００３合金、３２０３合金など）からなるフィンが用いられる。
【０００３】
近年、熱交換器は小型化や軽量化が進み、これを構成するフィン材も薄肉化の傾向にあり、フィン材の強度向上が重視されている。これは強度が十分でないと熱交換器の組立て時にフィンが潰れたり、使用中にラジエーターが破壊したりするためである。またラジエーターなどの熱交換器の小型化や軽量化に応じてフィン材が薄肉化し、その結果、フィン材の熱輸送量が問題になり、フィン材自体の熱伝導性の向上が要求されるようになった。
しかし、従来のＡｌ−Ｍｎ系合金フィン材は、強度を高めるためにＭｎの含有量を増やすと熱伝導性が大幅に低下するという問題があり、またＦｅの含有量を増やすと金属間化合物が大量に晶出し、これがろう付け時にフィン材が再結晶する際に再結晶核となり微細な再結晶組織を形成し、この微細な再結晶組織は多くの結晶粒界を持つことからろう付け時にろうが結晶粒界を伝わって拡散して耐垂下性が低下するという問題がある。
【０００４】
前記のＡｌ−Ｍｎ系合金フィン材以外では、Ａｌ−Ｆｅ−Ｎｉ系合金フィン材（特開平７−２１６４８５号公報、特開平８−１０４９３４号公報など）が提案されているが、このフィン材は強度と熱伝導性は優れるものの自己耐食性に劣るため薄肉化には適さない合金である。
【０００５】
連続鋳造圧延と冷間圧延によるフィン材の製造方法は設備費が安いため、この製造方法によるフィン材が幾つか提案されている。例えば連続鋳造圧延と冷間圧延により初晶Ｓｉを厚さ方向の中心部に存在させ、初晶Ｓｉの再結晶核化を避けて再結晶粒を粗大化し、それにより結晶粒界へのろう材の侵入を抑制し、疲労強度の低下を防止したＡｌ−Ｍｎ−Ｓｉ系合金フィン材（特開平８−１４３９９８号公報）が提案されている。
また、連続鋳造圧延での冷却速度を規定して強度および導電性を高めたＡｌ−Ｍｎ−Ｆｅ−Ｓｉ系合金フィン材（ＷＯ００／０５４２６）や、連続鋳造圧延で形成される酸化皮膜を冷間圧延の前または途中でアルカリ洗浄により除去してろう付け性を改善したＡｌ−Ｍｎ−Ｆｅ系合金フィン材（特開平３−３１４５４号公報）などである。
【０００６】
しかし、前記特開平８−１４３９９８号公報の発明では、鋳造時にＳｉの多くが初晶Ｓｉとして晶出している。そのため、初晶Ｓｉが起点となって圧延加工時に材料が破断したり、コルゲート加工時にフィン材が破断したりする。コルゲート加工時の破断はフィン材が薄いほど起き易く、全く加工できなくなることもある。またこれにより晶出物に取り込まれるSi量が少なく中間焼鈍時の析出核（Al-Fe-Mn-Si系金属間化合物）が不足していること、熱間圧延やバッチ式中間焼鈍を行わず金属間化合物の析出をさらに抑えていること、によりＭｎの固溶量が多く熱伝導性が低下する。また、フィン材の中央部にはＳｉが偏析しているため耐フィン溶け性にも劣る。
【０００７】
前記ＷＯ００／０５４２６の発明は、Ｍｎ系微細金属間化合物による析出強化とＭｎを析出させることによる熱伝導性の向上を目的としているが、本発明に較べてＭｎ量が少ないため、十分な析出強化が得られない。析出強化を高めようとしてＭｎ量を増加させると、粗大なＭｎ系化合物（Ａｌ−Ｆｅ−Ｍｎ−Ｓｉ化合物）が析出し、コルゲート成形性が低下する。また、このフィン材はろう付け後の結晶粒径が３０〜８０μｍと小さいため、ろう拡散により耐フィン溶け性が低下する。さらに、Ｍｎ量が少ないためカソードサイトとなるＡｌ−Ｆｅ−Ｓｉ系化合物が析出して、自己耐食性が低下する。
【０００８】
前記特開平３−３１４５４号公報の発明の合金組成は、Ｓｉを含む場合と、Ｓｉの他にさらにＣｕ、Ｃｒ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｍｇのうちのいずれか１種を含む場合は、本発明と重複する。しかし、この発明に開示された方法だけではフィン材のろう付け性は改善されても、Ａｌ−Ｆｅ−Ｍｎ−Ｓｉ系微細化合物を晶出させることは出来ず、熱交換器の小型化や軽量化に必要な諸特性が十分には満足されていない。
【０００９】
【発明が解決しようとする課題】
本発明者等は、かかる状況に鑑み鋭意検討を行い、所定組成のＡｌ−Ｍｎ−Ｆｅ−Ｓｉ系合金を、連続鋳造圧延における溶湯温度やロール圧荷重、中間焼鈍条件などを規定してフィン材を製造すると、得られるフィン材は、微細なＭｎ系化合物（０．８μｍ以上の化合物は含まない）が多量に析出した組織からなり、フィン材に要求される前記諸特性を改善し得ることを知見し、さらに検討を重ねて本発明を完成させるに至った。
本発明の目的は、フィン材に要求される諸特性（強度、熱伝導性、導電率、犠牲防食効果、自己耐食性、繰返耐圧、耐フィン溶け性、耐垂下性、耐コア割れ性、圧延加工性、耐フィン破断性、コルゲート成形性）を十分満足し、薄肉化が可能なブレージング用アルミニウム合金フィン材を製造することにある。
【００１０】
熱交換器の小型化や軽量化に向けて、フィン材には強度、熱伝導性、犠牲防食効果、自己耐食性、繰返耐圧、耐フィン溶け性、耐垂下性、耐コア割れ性、圧延加工性、耐フィン破断性、コルゲート成形性などの諸特性を満足することが要求される。これら諸特性のうち、（イ）自己耐食性、（ロ）繰返耐圧、（ハ）耐フィン溶け性、（ニ）耐コア割れ性、（ホ）耐フィン破断性、コルゲート成形性について以下に説明する。
（イ）自己耐食性：フィンの腐食には、フィンとチューブとの間の電位差によりチューブを保護するための犠牲陽極材としての腐食と、フィン自体に発生する自己腐食とがある。
フィン材合金中にＦｅやＮｉなどが多く含まれていると、カソードサイトとなるＦｅ系化合物やＮｉ系化合物が増えて、自己腐食は進行し易くなる。自己耐食性が低いと早期にフィンが消失してしまい、犠牲陽極材としての効果が得られなくなる。薄肉化に向けてフィンの自己耐食性の改善は重要である。
（ロ）繰返耐圧：図１に示したようなチューブ１とフィン２からなる熱交換器（ラジエーター）では、冷却用の冷媒がポンプにより循環圧送される。この冷媒によりラジエーター内部は高圧となり、チューブ１は断面形状が膨張し、フィン２は引張応力を受ける。この引張応力がポンプの駆動・停止により何度も繰返し作用するとフィン２は疲労破壊に至る。疲労破壊に至るまでの繰り返し回数を「繰返耐圧」として評価する。
フィン２の疲労破壊は必ずしもフィン材の強度と一致しない。例えばフィン材内に分散粒子が存在するような場合、その周囲で亀裂が発生し、繰返耐圧が低下する。
（ハ）耐フィン溶け性：フィン溶けとは、図２（ａ）に示すコルゲート状フィン２がブレージング工程中に次第に溶融する現象である（図２ｂ→図２ｃ）。現象が進行した場合には複数のフィンがその間隙にろう材５を吸引して合体する（図２ｄ）。
このフィン溶けが起きると熱交換器の耐圧強度が低下する。フィン溶けの直接の原因はコアプレートのろう材がフィン側に流れて来て、ろう材が過剰に供給されることにあるが、ろう付け時のフィンの結晶粒径が小さいほど、また合金中のＳｉが多いほど発生し易い。
（ニ）耐コア割れ性：チューブやフィン材にろう材層を厚く被覆形成すると、ろう付後のチューブとフィンとの間に局部的未着部（図３において６）が生じることがある。すなわち、ろう付け加熱時にチューブ材はろう材層の厚さ分に応じて縦方向に縮む。コア９はチューブを積層しているため、この縮み量が縦方向に数十段分合計されると数ｍｍになり、これにより局部的未着部６が生じる。この局部的未着部６をコア割れと言う。コア割れが生じるとコア９全体の強度が著しく低下するうえ、コア割れ部６ではチューブ１に対するフィン２の犠牲防食効果が発現しなくなる。
（ホ）耐フィン破断性、コルゲート成形性：フィン材を、噛合する２本のロールギア間に通してコルゲート状に成形する際にフィン材が切れることをフィン破断と言う。このようなフィン破断は、合金元素が固溶限を超えて添加され、内部に分散粒子が多量に存在する場合に発生し易い。またフィンが薄肉なほど発生し易い。また、コルゲート成形性はフィン高さのばらつきにより評価する。すなわちコルゲート成形時にフィン材の強度（耐力）が高すぎるとスプリングバック量が大きくなり、フィンの高さにばらつきが生じてしまう。
前記のように、（イ）〜（ホ）の特性は、フィンの薄肉化、つまり熱交換器の小型化や軽量化の実現に不可欠な特性である。
【００１１】
【課題を解決するための手段】
請求項１記載の発明は、Ｍｎを０．６ｍａｓｓ％超え１．８ｍａｓｓ％以下、Ｆｅを１．２ｍａｓｓ％超え２．０ｍａｓｓ％以下、Ｓｉを０．６ｍａｓｓ％超え１．２ｍａｓｓ％以下含有し、残部がＡｌと不可避不純物からなるアルミニウム合金溶湯を双ロール式連続鋳造圧延法により鋳造して板状鋳塊とし、前記板状鋳塊を冷間圧延してフィン材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であって、前記双ロール式連続鋳造圧延を、溶湯温度７００〜９００℃、板状鋳塊幅１ｍｍあたりのロール圧荷重５０００〜１５０００Ｎ、鋳造速度５００〜３０００ｍｍ／分、前記板状鋳塊厚さ２〜９ｍｍの条件で施し、前記冷間圧延の途中で２回以上の中間焼鈍を行い、それらのうち、最終の中間焼鈍をバッチ式加熱炉により３００〜４５０℃の温度範囲で、かつ再結晶が完了しない温度で行い、該最終中間焼鈍後の冷間圧延の圧延率を１０〜６０％とする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である。
【００１２】
請求項２記載の発明は、Ｍｎを０．６ｍａｓｓ％超え１．８ｍａｓｓ％以下、Ｆｅを１．２ｍａｓｓ％超え２．０ｍａｓｓ％以下、Ｓｉを０．６ｍａｓｓ％超え１．２ｍａｓｓ％以下含有し、さらにＺｎ３．０ｍａｓｓ％以下、Ｉｎ０．３ｍａｓｓ％以下、Ｓｎ０．３ｍａｓｓ％以下のうちの１種または２種以上を含有し、残部がＡｌと不可避不純物からなるアルミニウム合金溶湯を双ロール式連続鋳造圧延法により鋳造して板状鋳塊とし、前記双ロール式連続鋳造圧延を、溶湯温度７００〜９００℃、板状鋳塊幅１ｍｍあたりのロール圧荷重５０００〜１５０００Ｎ、鋳造速度５００〜３０００ｍｍ／分、前記板状鋳塊厚さ２〜９ｍｍの条件で施し、前記冷間圧延の途中で２回以上の中間焼鈍を行い、それらのうち、最終の中間焼鈍をバッチ式加熱炉により３００〜４５０℃の温度範囲で、かつ再結晶が完了しない温度で行い、該最終中間焼鈍後の冷間圧延の圧延率を１０〜６０％とする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である。
【００１３】
請求項３記載の発明は、Ｍｎを０．６ｍａｓｓ％超え１．８ｍａｓｓ％以下、Ｆｅを１．２ｍａｓｓ％超え２．０ｍａｓｓ％以下、Ｓｉを０．６ｍａｓｓ％超え１．２ｍａｓｓ％以下含有し、さらにＣｕ０．３ｍａｓｓ％以下、Ｃｒ０．１５ｍａｓｓ％以下、Ｔｉ０．１５ｍａｓｓ％以下、Ｚｒ０．１５ｍａｓｓ％以下、Ｍｇ０．５ｍａｓｓ％以下のうちの１種または２種以上を含有し、残部がＡｌと不可避不純物からなるアルミニウム合金溶湯を双ロール式連続鋳造圧延法により鋳造して板状鋳塊とし、前記板状鋳塊を冷間圧延してフィン材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であって、前記双ロール式連続鋳造圧延を、溶湯温度７００〜９００℃、板状鋳塊幅１ｍｍあたりのロール圧荷重５０００〜１５０００Ｎ、鋳造速度５００〜３０００ｍｍ／分、前記板状鋳塊厚さ２〜９ｍｍの条件で施し、前記冷間圧延の途中で２回以上の中間焼鈍を行い、それらのうち、最終の中間焼鈍をバッチ式加熱炉により３００〜４５０℃の温度範囲で、かつ再結晶が完了しない温度で行い、該最終中間焼鈍後の冷間圧延の圧延率を１０〜６０％とする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である。
【００１４】
請求項４記載の発明は、Ｍｎを０．６ｍａｓｓ％超え１．８ｍａｓｓ％以下、Ｆｅを１．２ｍａｓｓ％超え２．０ｍａｓｓ％以下、Ｓｉを０．６ｍａｓｓ％超え１．２ｍａｓｓ％以下含有し、Ｚｎ３．０ｍａｓｓ％以下、Ｉｎ０．３ｍａｓｓ％以下、Ｓｎ０．３ｍａｓｓ％以下のうちの１種または２種以上を含有し、さらにＣｕ０．３ｍａｓｓ％以下、Ｃｒ０．１５ｍａｓｓ％以下、Ｔｉ０．１５ｍａｓｓ％以下、Ｚｒ０．１５ｍａｓｓ％以下、Ｍｇ０．５ｍａｓｓ％以下のうちの１種または２種以上を含有し、残部がＡｌと不可避不純物からなるアルミニウム合金溶湯を双ロール式連続鋳造圧延法により鋳造して板状鋳塊とし、前記板状鋳塊を冷間圧延してフィン材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であって、前記双ロール式連続鋳造圧延を、溶湯温度７００〜９００℃、板状鋳塊幅１ｍｍあたりのロール圧荷重５０００〜１５０００Ｎ、鋳造速度５００〜３０００ｍｍ／分、前記板状鋳塊厚さ２〜９ｍｍの条件で施し、前記冷間圧延の途中で２回以上の中間焼鈍を行い、それらのうち、最終の中間焼鈍をバッチ式加熱炉により３００〜４５０℃の温度範囲で、かつ再結晶が完了しない温度で行い、該最終中間焼鈍後の冷間圧延の圧延率を１０〜６０％とする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である。
【００１５】
請求項５記載の発明は、Ｍｎを０．６ｍａｓｓ％超え１．８ｍａｓｓ％以下、Ｆｅを１．２ｍａｓｓ％超え２．０ｍａｓｓ％以下、Ｓｉを０．６ｍａｓｓ％超え１．２ｍａｓｓ％以下含有し、残部がＡｌと不可避不純物からなるアルミニウム合金溶湯を双ロール式連続鋳造圧延法により鋳造して板状鋳塊とし、前記板状鋳塊を冷間圧延してフィン材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であって、前記双ロール式連続鋳造圧延を、溶湯温度７００〜９００℃、板状鋳塊幅１ｍｍあたりのロール圧荷重５０００〜１５０００Ｎ、鋳造速度５００〜３０００ｍｍ／分、前記板状鋳塊厚さ２〜９ｍｍの条件で施し、前記冷間圧延の途中で１回以上の中間焼鈍を最終冷間圧延率が１０〜９５％となるように行い、さらに該最終冷間圧延後の焼鈍を、最終板厚において３００〜４５０℃の温度範囲で、かつ再結晶が完了しない温度でバッチ式加熱炉により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である。
【００１６】
請求項６記載の発明は、Ｍｎを０．６ｍａｓｓ％超え１．８ｍａｓｓ％以下、Ｆｅを１．２ｍａｓｓ％超え２．０ｍａｓｓ％以下、Ｓｉを０．６ｍａｓｓ％超え１．２ｍａｓｓ％以下含有し、さらにＺｎ３．０ｍａｓｓ％以下、Ｉｎ０．３ｍａｓｓ％以下、Ｓｎ０．３ｍａｓｓ％以下のうちの１種または２種以上を含有し、残部がＡｌと不可避不純物からなるアルミニウム合金溶湯を双ロール式連続鋳造圧延法により鋳造して板状鋳塊とし、前記板状鋳塊を冷間圧延してフィン材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であって、前記双ロール式連続鋳造圧延を、溶湯温度７００〜９００℃、板状鋳塊幅１ｍｍあたりのロール圧荷重５０００〜１５０００Ｎ、鋳造速度５００〜３０００ｍｍ／分、前記板状鋳塊厚さ２〜９ｍｍの条件で施し、前記冷間圧延の途中で１回以上の中間焼鈍を最終冷間圧延率が１０〜９５％となるように行い、さらに該最終冷間圧延後の焼鈍を、最終板厚において３００〜４５０℃の温度範囲で、かつ再結晶が完了しない温度でバッチ式加熱炉により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である。
【００１７】
請求項７記載の発明は、Ｍｎを０．６ｍａｓｓ％超え１．８ｍａｓｓ％以下、Ｆｅを１．２ｍａｓｓ％超え２．０ｍａｓｓ％以下、Ｓｉを０．６ｍａｓｓ％超え１．２ｍａｓｓ％以下含有し、さらにＣｕ０．３ｍａｓｓ％以下、Ｃｒ０．１５ｍａｓｓ％以下、Ｔｉ０．１５ｍａｓｓ％以下、Ｚｒ０．１５ｍａｓｓ％以下、Ｍｇ０．５ｍａｓｓ％以下のうちの１種または２種以上を含有し、残部がＡｌと不可避不純物からなるアルミニウム合金溶湯を双ロール式連続鋳造圧延法により鋳造して板状鋳塊とし、前記板状鋳塊を冷間圧延してフィン材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であって、前記双ロール式連続鋳造圧延を、溶湯温度７００〜９００℃、板状鋳塊幅１ｍｍあたりのロール圧荷重５０００〜１５０００Ｎ、鋳造速度５００〜３０００ｍｍ／分、前記板状鋳塊厚さ２〜９ｍｍの条件で施し、前記冷間圧延の途中で１回以上の中間焼鈍を最終冷間圧延率が１０〜９５％となるように行い、さらに該最終冷間圧延後の焼鈍を、最終板厚において３００〜４５０℃の温度範囲で、かつ再結晶が完了しない温度でバッチ式加熱炉により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である。
【００１８】
請求項８記載の発明は、Ｍｎを０．６ｍａｓｓ％超え１．８ｍａｓｓ％以下、Ｆｅを１．２ｍａｓｓ％超え２．０ｍａｓｓ％以下、Ｓｉを０．６ｍａｓｓ％超え１．２ｍａｓｓ％以下含有し、Ｚｎ３．０ｍａｓｓ％以下、Ｉｎ０．３ｍａｓｓ％以下、Ｓｎ０．３ｍａｓｓ％以下のうちの１種または２種以上を含有し、さらにＣｕ０．３ｍａｓｓ％以下、Ｃｒ０．１５ｍａｓｓ％以下、Ｔｉ０．１５ｍａｓｓ％以下、Ｚｒ０．１５ｍａｓｓ％以下、Ｍｇ０．５ｍａｓｓ％以下のうちの１種または２種以上を含有し、残部がＡｌと不可避不純物からなるアルミニウム合金溶湯を双ロール式連続鋳造圧延法により鋳造して板状鋳塊とし、前記板状鋳塊を冷間圧延してフィン材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であって、前記双ロール式連続鋳造圧延を、溶湯温度７００〜９００℃、板状鋳塊幅１ｍｍあたりのロール圧荷重５０００〜１５０００Ｎ、鋳造速度５００〜３０００ｍｍ／分、前記板状鋳塊厚さ２〜９ｍｍの条件で施し、前記冷間圧延の途中で１回以上の中間焼鈍を最終冷間圧延率が１０〜９５％となるように行い、さらに該最終冷間圧延後の焼鈍を、最終板厚において３００〜４５０℃の温度範囲で、かつ再結晶が完了しない温度でバッチ式加熱炉により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である。
【００１９】
請求項９記載の発明は、請求項１〜８記載のブレージング用アルミニウム合金フィン材の製造方法において、最終の焼鈍以外の中間焼鈍がバッチ式加熱炉あるいは連続式加熱炉を用いて行われる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である。
【００２０】
請求項１０記載の発明は、請求項１〜９記載の製造方法により得られるフィン材の結晶組織が繊維組織からなる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である。
【００２１】
【発明の実施の形態】
本発明のフィン材を構成するＡｌ合金は、強度向上のためにＭｎを高濃度に含むことができる。Ｍｎは固溶状態であると熱伝導性が低下するので、本発明ではＳｉおよびＦｅを添加して、Ｍｎを第２相分散粒子として晶出および析出させる。さらに本発明では、連続鋳造圧延条件を規定することにより初晶Ｓｉの発生を抑制し、ＳｉをＦｅ、Ｍｎと共に添加することにより金属間化合物として微細に分散させる。このようにしてＭｎおよびＳｉの固溶および析出状態を制御したＡｌ−Ｍｎ−Ｆｅ−Ｓｉ系合金の板状鋳塊が得られる。この合金の板状鋳塊はその後の冷間圧延および焼鈍工程において、連続鋳造圧延工程で生じたＡｌ−Ｆｅ−Ｍｎ−Ｓｉ晶出物を核として、固溶元素の析出がさらに促進される。
【００２２】
その結果、強度、熱伝導性、犠牲陽極効果、自己耐食性の他、繰返耐圧、耐フィン溶け性、耐垂下性、耐コア割れ性、圧延加工性、耐フィン破断性、コルゲート成形性などのフィン材に要求される諸特性を満足し、薄肉化が可能なフィン材が製造される。
【００２３】
また本発明のフィン材は、本発明で規定した合金組成および製造条件を全て満たすことにより初めて得られるものであり、本発明の特徴はＭｎを高濃度に含みながら、高熱伝導性を維持した薄肉フィン材であり、Ｆｅを高濃度に含みながら自己耐食性、耐コア割れ性、圧延加工性、耐フィン溶け性に優れたフィン材であり、Ｓｉを高濃度に含みながらも耐フィン溶け性および耐フィン破断性に優れ、高熱伝導性を維持したフィン材である。本発明で規定する条件を、合金組成で満足しても製造条件が満足されない場合は本発明の効果を有するフィン材は得られないし、製造条件で満足しても合金組成が満足されない場合は本発明の効果を有するフィン材は得られない。
【００２４】
まず、本発明で用いるアルミニウム合金の元素について説明するが、その作用は本発明で規定する製造条件を前提としており、製造条件が異なればその作用は得られないことを繰返し記しておく。
【００２５】
本発明において、Ｍｎは強度向上以外に、下記目的で添加する。
まず、同時に多量に添加しているＦｅと反応してＡｌ−Ｍｎ−Ｆｅ（−Ｓｉ）系化合物を生成して、カソードサイトとなるＡｌ−Ｆｅ化合物の析出を抑えて自己耐食性を改善する。
【００２６】
即ち、本発明では、高温溶湯を高速度で冷却しながら高圧荷重で連続鋳造圧延するので、合金元素のＦｅは殆どが１μｍ程度の微細なＡｌ−Ｆｅ−Ｍｎ−Ｓｉ系化合物またはＡｌ−Ｆｅ−Ｓｉ系化合物として晶出する。そして前記晶出物は、その後の冷間圧延でさらに細かく分断されてフィン材の強度向上に寄与する。また、Ａｌ−Ｆｅ―Ｓｉ系化合物はカソードサイトとして腐食の起点となるが、本発明ではＭｎを添加するためＡｌ−Ｆｅ−Ｍｎ―Ｓｉ系化合物として晶出する。さらに焼鈍時には前記分断された晶出物を核として、Ａｌ−Ｆｅ−Ｍｎ−Ｓｉ系化合物が析出する。これらの金属間化合物はカソードサイトになり難いため、自己耐食性を低下させることはない。
【００２７】
また、本発明において、ＭｎはＳｉとともに鋳造時に晶出するために、初晶Ｓｉの晶出を抑える働きを有する。初晶Ｓｉの晶出を抑えることにより、繰返耐圧、熱伝導性、耐フィン溶け性などが改善される。
【００２８】
以上の効果を発揮させるために、Ｍｎの含有量を０．６ｍａｓｓ％超え１．８ｍａｓｓ％以下に規定する。ここで、Ｍｎの含有量が０．６ｍａｓｓ％以下ではその効果が十分に得られず、１．８ｍａｓｓ％を超えると熱伝導性および導電率が低下する。Ｍｎの含有量はフィン材の自己耐食性を高めるためには０．７ｍａｓｓ％以上が望ましい。また上限値は金属間化合物の絶対量を減じて自己耐食性を高めるためには１．４ｍａｓｓ％以下が望ましい。
【００２９】
Ｆｅは鋳造時に金属間化合物を生成し、分散強化により熱伝導性を低下させずに強度を向上させる元素として従来より知られている。さらに、本発明ではＳｉの添加量と製造条件とを組み合わせることにより、Ｍｎ添加による熱伝導性の低下を抑える働きを有する。
【００３０】
Ｆｅの最大固溶量は小さいために、鋳造時に金属間化合物として晶出する。本発明では、ＦｅはＭｎおよびＳｉと反応してＡｌ−Ｆｅ−Ｍｎ−Ｓｉ系化合物を生成し、マトリックス中へのＭｎおよびＳｉの固溶量を減じる。さらに本発明の製造方法と組み合わせることで、この金属間化合物中のＭｎおよびＳｉの割合は従来の製造方法によるものより増え、またその分布状態は微細かつ密になる。そして、鋳造時に晶出し微細かつ高密度に分布した金属間化合物は、焼鈍時にＭｎおよびＳｉの析出を促進して強度向上にも寄与する。
このように、本発明は、金属間化合物中のＭｎおよびＳｉの割合を増やすことで、熱伝導性の低下を防止し、またフィン材の自己耐食性を向上させる。
【００３１】
以上の理由より、Ｆｅの含有量は１．２ｍａｓｓ％超え２．０ｍａｓｓ％以下に規定する。１．２ｍａｓｓ％以下ではＭｎ添加による熱伝導性の低下を防止する効果が十分に得られず、２．０ｍａｓｓ％を超えるとＡｌ−Ｆｅ系化合物の初晶が晶出し、これが自己耐食性を低下させる。また、それら晶出物は冷間圧延時に材料破断およびコア組立て時のフィン切れの原因になるとともに、結晶粒を微細化して耐垂下性、耐フィン溶け性が低下する。Ｆｅの含有量は強度を高めるためには１．３ｍａｓｓ％以上が望ましい。また金属間化合物中のＦｅの含有割合を減らして自己耐食性を高めるために１．８ｍａｓｓ％以下が望ましい。
【００３２】
本発明において、Ｓｉは鋳造時に生じるＦｅとＭｎを含む化合物の晶出を促進する。Ｓｉは、ＭｎおよびＦｅと共に多量に添加することで、Ｍｎの固溶量を減らし、熱伝導性および導電率を向上させる。またＳｉはＭｎの割合が大きい金属間化合物として晶出および析出することで、フィン材の自己耐食性の低下を防止する。さらにＳｉはＦｅの析出を促進することで、強度および耐フィン破断性を向上させる働きも有する。
このように、本発明でＳｉを熱伝導性を低下させずに多量に添加できるのは、Ｓｉの固溶量を減じたことによる。
【００３３】
以上のように、Ｓｉは、フィン破断性、強度、熱伝導性、自己耐食性を改善する。その含有量を０．６ｍａｓｓ％を超え１．２ｍａｓｓ％以下に規定する理由は、０．６ｍａｓｓ％未満ではその効果が十分に得られず、１．２ｍａｓｓ％を超えるとフィン材の融点が低下してフィン溶けが生じ易くなるからである。さらに、Ｓｉが多いと初晶Ｓｉが生成して、連続鋳造圧延中または冷間圧延中に材料が破断し易くなるとともに、コア組立て中のフィン切れが起き易くなり、また繰返耐圧、熱伝導性などが低下する。Ｓｉの含有量は熱伝導性を高めるためには０．６５ｍａｓｓ％以上が望ましく、０．７５ｍａｓｓ％がさらに望ましい。また上限値はろう付時のフィン溶けを防止するためには１．０ｍａｓｓ％が望ましい。
【００３４】
以上に述べたように、本発明ではＭｎ、Ｆｅ、Ｓｉを必須元素とするが、その添加量の組み合わせと後で述べる製造条件を全て満たすことにより、Ｍｎを高濃度に含みながら、高熱伝導性を維持し、Ｆｅを高濃度に含みながら自己耐食性、耐コア割れ性、圧延加工性、耐フィン溶け性に優れ、Ｓｉを高濃度に含みながらも耐フィン溶け性および耐フィン破断性に優れ、高熱伝導性を維持したフィン材が得られるのである。
【００３５】
本発明のフィン材を構成するＡｌ合金には、前記のＭｎ、Ｆｅ、Ｓｉの必須元素に加え、さらに犠牲陽極効果を有するＺｎ、Ｉｎ、Ｓｎのうちの１種または２種以上または／および強度向上に有効なＣｕ、Ｃｒ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｍｇのうちの１種または２種以上を含有するＡｌ合金も含まれる。
【００３６】
前記Ｚｎ、Ｉｎ、ＳｎのうちＩｎと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、また屑の再利用が困難である。Ｚｎは、特に問題がない元素であり、フィン材の電位を調整するための添加に最も推奨される。前記Ｚｎ、Ｉｎ、Ｓｎの含有量の上限値をそれぞれ３．０ｍａｓｓ％、０．３ｍａｓｓ％、０．３ｍａｓｓ％に規定する理由は、前記上限値を超えるといずれもフィン自体の耐食性が低下するためである。
【００３７】
前記Ｃｕ、Ｃｒ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｍｇはいずれも強度向上に寄与する。
前記Ｃｕ、Ｃｒ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｍｇの上限値をそれぞれ０．３ｍａｓｓ％、０．１５ｍａｓｓ％、０．１５ｍａｓｓ％、０．１５ｍａｓｓ％、０．５ｍａｓｓ％に規定する理由は、前記上限値を超えると、Ｃｕの場合は合金の自然電位が貴になりフィン材の犠牲陽極材としての効果が低下し、また熱伝導性も低下するためである。Ｃｒ、Ｔｉ、Ｚｒの場合はいずれも連続鋳造圧延の際に給湯ノズルの目詰まりを引き起こす恐れがあるためである。Ｃｒ、Ｔｉ、Ｚｒの特に好ましい含有量はそれぞれ０．０８ｍａｓｓ％以下である。Ｍｇの場合は前記上限値を超えると、フィンをノコロックろう付けする際はフラックスと反応してろう付け性を低下させる。
なお、Ｚｒにはフィン材の再結晶粒を粗大化してフィン材の耐垂下性および耐フィン溶け性を改善する働きもある。
本発明において、これら元素は強度向上以外ではそれぞれ有害な作用を及ぼすので０．０３ｍａｓｓ％以下、即ち、実質上含有しないようにすることが望ましい。
【００３８】
本発明において、鋳塊組織の微細化を目的に添加されるＢ、或いは不純物元素はそれぞれ合計で０．０３ｍａｓｓ％以下であれば含まれていても差し支えない。
【００３９】
以上が本発明に用いる合金組成であるが、続いて、製造方法について述べる。
本発明では、前記規定組成のＡｌ合金を双ロール式連続鋳造圧延法により板状鋳塊とし、次いで冷間圧延および焼鈍を施してフィン材とする。
前記双ロール式連続鋳造圧延法とは、耐火物製の給湯ノズルから一対の水冷ロール間にアルミニウム合金溶湯を供給し、薄板を連続的に鋳造圧延する方法で、ハンター法や３Ｃ法などが知られている。この双ロール式連続鋳造圧延法では、冷却速度が従来のＤＣ鋳造法に較べて１〜３桁大きい。
【００４０】
本発明では、前記双ロール式連続鋳造圧延を、溶湯温度、ロール圧荷重、鋳造速度、板状鋳塊厚さを規定して行う。これら、４つの条件を全て満足するようにして初めて、本発明の目的とする金属組織が得られ、本発明のフィン材の特性が得られるのである。特に重要なものが溶湯温度とロール圧荷重である。
前記溶湯温度とは、双ロール式連続鋳造圧延機におけるヘッドボックス内の溶湯温度のことである。前記ヘッドボックスは給湯ノズルに溶湯を供給する直前に設けられ、双ロール式連続鋳造圧延機に溶湯を安定して供給するために溶湯をプールしておく部分である。
本発明では、双ロール式連続鋳造圧延法を用いるが、これは、近年、双ロール式連続鋳造圧延機が進歩し、旧来の双ロール式連続鋳造圧延機などの連続鋳造圧延機では困難であった本発明の条件での製造が可能となり、本発明の目的とする金属組織が得られるようになったためである。
【００４１】
本発明において、前記溶湯温度を７００〜９００℃に規定する第１の理由は、先の成分組成の説明で記したＡｌ−Ｆｅ−Ｍｎ−Ｓｉ系金属間化合物を微細に晶出させるためである。上限温度を超えると、金属間化合物中のＦｅの割合が増え、フィン材の自己耐食性および熱伝導性が低下する。即ち、ＭｎやＳｉの最大固溶量はＦｅに比べて大きく、溶湯温度が高いとＦｅが共存した晶出物が生じ難くなるためである。さらに、溶湯温度が高いと、連続鋳造圧延機の冷却能力が不足し、溶湯を過冷却することができない。そのため板厚方向の中心付近にＦｅ、Ｍｎを含む粗大な晶出物が生じ、強度、耐フィン破断性や耐コア割れ性も低下する。また、下限温度より低いと、板厚中心部付近にＳｉを晶出することになり、フィン溶け性が低下する。
【００４２】
前記溶湯温度を７００〜９００℃に規定する第２の理由は、本発明のようにＦｅおよびＭｎを多量に含む合金では、溶湯温度が低いと給湯ノズル壁上に晶出物が核発生する。この晶出物がさらに粗大に成長すると給湯ノズルから分離して板状鋳塊に混入し、コア組立て時にフィン切れの原因となる。また、それら晶出物は耐垂下性、繰返耐圧、耐フィン溶け性、耐コア割れ性を低下させる。さらに、溶湯温度が低いと、晶出物により給湯ノズルが目詰まりを起こして鋳造不能になる場合もある。
【００４３】
以上より、溶湯温度の下限は液相線温度を十分上回る７００℃とし、上限は９００℃に規定する。本発明の効果を有するよう金属間化合物を確実に分布させるためには、前記溶湯温度を７５０〜８５０℃の範囲とすることが特に好ましい。
【００４４】
前記のように溶湯温度を規定してもロール圧荷重が低いと、金属間化合物が粗大化するため、コア組立て時にフィン切れが生じ、繰返耐圧、耐フィン溶け性、耐コア割れ性が低下する。古いタイプの連続鋳造圧延機は、凝固層の加圧を想定していなかったため加圧力は小さかったが、最新の連続鋳造圧延機は大きい加圧力で加圧することができる。そのため凝固完了時に晶出物がデントライト状に連なり結合して粗大晶出物を形成していても、凝固直後の加圧により前記粗大晶出物を細かく分断することができる。
【００４５】
図４（ａ）〜（ｃ）は前記粗大晶出物が分断される状況の説明図である。
前記粗大晶出物は、板状鋳塊の厚さ方向中央部の最終凝固部に生じ易い。図４（ａ）に示すように、最終凝固部が双ロール７の中心線（各ロールの回転軸を結ぶ線、点線で示す）の手前の位置Ａにあれば、粗大晶出物はその直後の加圧により細かく分断される。一方、図４（ｂ）のように前記中心線を越えた位置Ｂにまで最終凝固部があると生成する粗大晶出物は加圧されずにそのまま鋳塊中に残存する。
図４（ｃ）は、最終凝固の位置Ａ、Ｂを上方から見た図である。最終凝固位置が中心線を越えた状態（図４（ｂ）の状態）がところどころにあり、その位置Ｂに粗大な晶出物や初晶Ｓｉが生じるのである。
前記図４（ｂ）で示される不都合は、所定のロール圧荷重を掛けることにより、溶湯とロールの接触タイミングが前記中心線の手前で、ロール幅方向に揃うことで解消される。図４中８は給湯ノズルである。
【００４６】
本発明において、ロール圧荷重を５０００〜１５０００Ｎ／ｍｍに規定する理由は、５０００Ｎ／ｍｍ未満では、前記の粗大晶出物を細かく分断する効果が得られず、フィン材の破断、耐フィン溶け性、強度、熱伝導性、耐食性、耐コア割れ性などの低下を招く。
【００４７】
一方、ロール圧荷重を１５０００Ｎ／ｍｍを超えて負荷しても前記効果は飽和する。また１５０００Ｎ／ｍｍを超えるロール圧荷重は、最新の連続鋳造圧延機を用いても鋳造板幅を狭くしないと達し得ないレベルであり、板幅を狭くすると生産性が低下するので好ましくない。従って、本発明ではロール圧荷重は１５０００Ｎ／ｍｍを上限とする。ロール圧荷重の特に好ましい範囲は７０００〜１２０００Ｎ／ｍｍである。
【００４８】
本発明で規定する所定組成の合金を、溶湯温度とロール圧荷重を適正に設定して連続鋳造圧延することにより良好な特性のフィン材が得られるのである。図５はロール圧荷重が小さい従来の双ロール式連続鋳造圧延機により製造した鋳塊の断面組織である。中心部分には粗大析出物が偏析している。
【００４９】
本発明では、鋳造速度を５００〜３０００ｍｍ／分に規定する。鋳造速度が５００ｍｍ／分未満では粗大晶出物が生成し、コア組立て時にフィン破断が起き、繰返耐圧、耐フィン溶け性、耐コア割れ性の低下を招く。また鋳造速度は生産性からも速い方が好ましい。
一方、３０００ｍｍ／分を超えるとロールの冷却能力が不足して凝固層を厚く形成できず、所定のロール圧荷重を負荷できずに、図４（ｂ）に示した状態となり粗大晶出物が発生する。
鋳造速度の特に好ましい範囲は７００〜１６００ｍｍ／分である。
【００５０】
本発明では、板状鋳塊の厚さは２〜９ｍｍに規定する。その理由は２ｍｍ未満では鋳塊厚さの変動、或いはうねりが生じてコイルに巻き取れなくなるためである。また、９ｍｍを超えると冷却速度の遅い板厚中央部付近に中間サイズの晶出物が生じ、これがコア組立て時のフィン切れ、繰返耐圧、耐フィン溶け性、耐コア割れ性の低下を招くためである。このように、本発明では、ロール圧荷重とともに板状鋳塊の厚さを規定するため、狙いの板厚より厚く変動することは少なく、そのため粗大な晶出物が生じる恐れは極めて少ない。
本発明では板状鋳塊の厚さを通常２〜９ｍｍに規定するが、特に好ましい板状鋳塊の厚さは２．５〜７ｍｍ、最も好ましい範囲は３〜６ｍｍである。
【００５１】
請求項1〜４に記載された発明で、最終の中間焼鈍はバッチ式加熱炉により３００〜４５０℃の温度範囲で、かつ再結晶が完了しない温度で行う。ここで、最終の中間焼鈍をバッチ式加熱炉により行うのは、加熱保持時間をより長くする意味があり、好ましくは３０分以上で上限は適宜定められるが、４時間以下が好ましい。
冷間圧延中の中間焼鈍は連続鋳造圧延時に過飽和に固溶したＦｅやＭｎを析出させ、また冷間圧延時のエッジクラックを防止するために施す。特に最終の中間焼鈍をバッチ式加熱炉により施す理由は、連続焼鈍では焼鈍時間が短くてＦｅやＭｎが十分に析出しないためである。焼鈍温度が３００℃未満では、温度が不十分のため最終冷間圧延工程で材料破断が起きることがあり、またＦｅやＭｎが十分に析出せずに強度や熱伝導性が低下する。また、焼鈍温度が４５０℃を超えると析出粒子が粗大化して、強度が低下し、また繰返耐圧、耐フィン溶け性および耐コア割れ性が低下する。特に３２０℃以上４２０℃以下の温度範囲が好ましい。
【００５２】
再結晶が完了しない温度とは、焼鈍後の板表面において、最長径が５０μｍ以上の再結晶粒が面積比率で３０％以下の状態の焼鈍温度を言う。前記面積比率が３０％を超したら再結晶が完了した状態と見なす。本発明では最終の中間焼鈍を再結晶が完了しない温度で施す。その理由について説明する。再結晶が完了しない温度では、残存した転位が鋳造時に生じた微細な粒子にピン留めされる。鋳造時に過飽和に固溶したＦｅ、ＭｎおよびＳｉは前記転位に沿って拡散し析出するが、その際に前記微細粒子にＭｎ、Ｓｉが吸収されながら析出する。鋳造時に生じた金属間化合物にはＦｅの割合が多いが、このような焼鈍時の拡散によりＭｎおよびＳｉの多い相に変化する。ＭｎおよびＳｉがリッチとなった相では、ろう付時にＭｎおよびＳｉの再固溶が生じにくいため、熱伝導性に優れたフィン材が得られる。また、フィン材の自己耐食性も向上する。再結晶が完了する温度で焼鈍すると前記転位が消失するため、ＭｎおよびＳｉの拡散が不十分になり熱伝導性と自己耐食性が低下する。
具体的な再結晶温度は合金組成や中間焼鈍以前の熱履歴により変化するため、前記温度範囲内でも再結晶が完了することがある。従って実際には再結晶が完了しない温度を予め確認した上で中間焼鈍条件を確定することにより行うことができる。
【００５３】
中間焼鈍時間は特に規定しないが、あまり短いとコイル全体の温度を安定させるのが難しく、あまり長いと析出物が粗大化するので２０分〜６時間程度が好ましい。
請求項１〜４の発明では中間焼鈍は２回以上行っても良いが、その目的は冷間圧延性を改善するためであり、析出相の形態が変化するようなことがあってはならない。そのため中間焼鈍を２回以上行う場合の、最終中間焼鈍以外の中間焼鈍を連続式加熱炉で行う場合は、焼鈍温度４００〜６００℃の範囲で保持時間は２０秒以下とするのが好ましい。バッチ式加熱炉で行う場合は、焼鈍温度は２７０〜３４０℃の範囲が好ましい。
【００５４】
請求項１〜４の発明において、最終中間焼鈍後の冷間圧延を圧延率を１０〜６０％とする。１０％未満では圧延率を制御するのが困難なうえ、耐垂下性およびコルゲート成形性が低下する。一方、６０％を超えるとろう付け後のフィンの再結晶組織が微細となって、耐垂下性、耐フィン溶け性が低下する。
【００５５】
請求項５〜８に記載された発明は最終冷間圧延後の焼鈍を、最終板厚において３００〜４５０℃の温度範囲で、かつ再結晶が完了しない温度でバッチ式加熱炉により行う。
前記最終焼鈍を上記温度範囲で行う理由は、既に述べた通り過飽和に固溶したＦｅやＭｎを析出させるのが目的である。また、最終冷間圧延後に焼鈍を施すと引張強さが同程度でも、耐力、伸びが向上し、成形性、特にコルゲート成形性に優れたフィン材となるためである。３００℃未満では焼鈍が不充分でコルゲート成形性が改善されず、またＦｅやＭｎが十分に析出せずにろう付け後の強度や熱伝導性が劣る。４５０℃を超えると析出粒子が粗大化して、ろう付け後の強度、繰返耐圧、耐フィン溶け性および耐コア割れ性が低下する。
ＦｅやＭｎを十分に析出させるためには連続式加熱炉による焼鈍では加熱時間が短すぎて適さない。
【００５６】
請求項５〜８に記載された発明において、最終の冷間圧延率は１０〜９５％とする。最終焼鈍以外の中間焼鈍方法は連続式加熱炉を用いてもバッチ式加熱炉を用いてもよい。連続式加熱炉で行う場合には温度範囲を４００〜６００℃とし、板の表面から観察した再結晶粒径が、焼鈍時の板厚の８倍程度以下になるようにするのが好ましい。中間焼鈍を連続式加熱炉で行うと焼鈍に伴う金属間化合物の析出及び粗大化が少ないため、最終の焼鈍時に析出する粒子は微細に分散するようになり、フィン材の耐食性、耐破断性、強度が改善される。４００℃未満では十分に再結晶が進まずその後の冷間圧延性が低下する。６００℃を超えると連続式焼鈍でも粗大な粒子が生成するようになり、耐食性などが劣化する。前記連続式焼鈍を行う場合は、最終の冷間圧延率は特に６０〜９５％が推奨される。これにより十分なひずみが蓄積されるのでろうの溶融開始温度よりも再結晶温度が低くなり、耐フィン溶け性等が向上する。焼鈍時間は特に定めないが、保持なし、或いは２０秒以下が望ましい。
【００５７】
一方、最終焼鈍以外の中間焼鈍をバッチ式加熱炉で行う場合には温度範囲を２５０℃〜４５０℃とし、かつ再結晶が完了しない温度とするのが好ましい。この理由は、連続鋳造圧延法により作製したアルミニウム合金は、再結晶の核となる粒径、３〜４μｍ以上の第２相分散粒子が著しく少ない。そのため、このような材料をバッチ式加熱炉で焼鈍すると結晶粒径が数ｍｍ以上に粗大化し、その後の冷間圧延が困難となるためである。２５０℃未満では軟化が不十分のため冷間圧延性に劣り、コバ割れなどが発生する。また４５０℃を超えると再結晶粒や析出相が粗大化し冷間圧延性に劣る。焼鈍時間は特に定めないが３０分〜４時間が望ましい。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。前記バッチ式加熱炉で行う場合は、最終の冷間圧延率は圧延性と耐ろう拡散の観点から１０〜４０％の範囲が推奨される。
請求項５〜８に記載された発明において、最終板厚でバッチ式加熱炉により焼鈍を行うのは、加熱保持時間をより長くする意味があり、好ましくは３０分以上で上限は適宜定められるが、４時間以下が好ましい。
【００５８】
請求項１０において結晶組織が繊維組織からなるとは、表面（断面）全面が、連続鋳造圧延時の結晶粒界が圧延方向に延ばされてみえるものからなることをいう。
前記のようにして本発明で製造されるフィン材はブレージングに供せられる。ブレージングとは、ノコロックろう付け法（ＣＡＢ法）や真空ろう付け法などの従来のろう付け法を指し、特に限定されるものではない。生産性から特にノコロックろう付け法が推奨される。
【００５９】
【実施例】
以下に、本発明を実施例により詳細に説明する。
（実施例１）
表１に示す本発明規定組成のＡｌ合金を溶解し、得られる溶湯をロール径８８０ｍｍの双ロールを用いた連続鋳造圧延法により幅１０００ｍｍの板状鋳塊に鋳造してコイル状に巻き取り、次いでこれを冷間圧延してフィン材を製造した。
前記連続鋳造圧延法における溶湯温度、ロール圧荷重、鋳造速度、板状鋳塊厚さ、前記冷間圧延における中間焼鈍の回数、温度、時間、最終冷間圧延率、および前記フィン材の厚さなどの製造条件は、表２、３に示すように、本発明規定条件内で種々に変化させた。
【００６０】
（比較例１）
表１に示す本発明規定外組成のＡｌ合金を用いた他は、実施例１と同じ方法によりフィン材を製造した。製造条件は表４に示した。
【００６１】
（比較例２）
連続鋳造圧延および冷間圧延の製造条件を表５に示すように本発明規定条件外とした他は、実施例１と同じ方法によりフィン材を製造した。
【００６２】
（比較例３）
表１に示す本発明規定組成のＡｌ合金を溶解し、得られる溶湯をＤＣ鋳造法により厚さ４００ｍｍのスラブに鋳造し、これを熱間圧延してコイル状に巻き取り、次いでこれをフィン材に冷間圧延した（表５の実験Ｎｏ．２９参照）。
実験Ｎｏ．３７及び３９以外は、最後のバッチ焼鈍は再結晶が完了しない温度で行った。
【００６３】
実施例１および比較例１〜３で製造した各々のフィン材について、結晶組織を調べ、また耐垂下性を評価した。
結晶組織は光学顕微鏡で観察して調べた。
耐垂下性は、フィン材を突出長さが５０ｍｍとなるように水平に支持し、６００℃で１０分間加熱し、加熱後の垂下量（ｍｍ）を測定し評価した。
【００６４】
また、前記フィン材をろう付け相当条件（６００℃×４分）で加熱したのち、引張強さおよび導電率を調べ、また繰返耐圧および自己耐食性を評価した。
引張強さはＪＩＳ  Ｚ  ２２４１に準じて調べ、導電率はＪＩＳ  Ｈ  ０５０５に準じて調べた。
繰返耐圧は前記加熱後のフィン材から幅１６ｍｍ、長さ５０ｍｍのサンプルを切り出し、５ｋｇｆ／ｍｍ２の引張応力を１０Ｈｚの周期で負荷し、試験片が破断するまでの繰り返し回数を計測し評価した。
自己耐食性は７日間のＣＡＳＳ試験を行ったのち腐食減量率を調べ評価した。
【００６５】
さらに、前記冷間圧延後のフィン材を幅１６ｍｍにスリットし、これをコルゲート状に成形して長さ１００ｍｍのチューブ材に組付け、ろう付けして５段または１０段のミニコアを作製した。前記５段のミニコアについては耐フィン溶け性をミクロ観察により調べ評価し、１０段のミニコアについては耐コア割れ性を目視観察により調べ評価した。
【００６６】
前記調査或いは評価結果を表６に示す。前記ミニコア組付け時のフィンの破断有無を表６に併記した。冷間圧延中に破断したものは残部をラボ的にフィン材に冷間圧延して調査或いは評価した。
【００６７】
【表１】
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【００６８】
【表２】
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【００６９】
【表３】
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【００７０】
【表４】
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【００７１】
【表５】
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【００７２】
【表６】
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【００７３】
表６から明らかなように、本発明例の実験Ｎｏ．１〜２０は、いずれも冷間圧延中に破断したりせず、厚さ０．１ｍｍ以下のフィン材に製造することができた。また、微細な晶出物または析出物が分散した繊維組織となり、耐垂下性、引張強さ、導電率（熱伝導性）、繰返耐圧（破断に至るまでの回数）、自己耐食性（腐食減少割合）にも優れ、フィン溶けやコア割れなども起きず、ミニコア作製時のコルゲート成形の際にフィンが破断することもなかった。
【００７４】
一方、比較例の実験Ｎｏ．２１はＭｎが多いため導電率と自己耐食性が劣った。
実験Ｎｏ．２２はＭｎが少ないため引張強さ、繰返耐圧に劣った。またＡｌ−Ｆｅ化合物が多量に生成し、自己耐食性が劣った。またＭｎが少ないためＳｉを十分にトラップできず耐フィン溶け性も若干低下した。
実験Ｎｏ．２３はＭｎが少ない上、ロール圧荷重が低かったため中間サイズの粒子が生成してコア組立て中にフィンが破断し、繰返耐圧、耐コア割れ性も劣り、自己耐食性も若干劣った。また再結晶組織が微細なため耐垂下性、耐フィン溶け性にも劣った。
実験Ｎｏ．２４はＦｅが多いため、初晶としてＦｅ化合物が晶出し、鋳造圧延および冷間圧延時に材料破断が起き、コア組立て中にフィンが破断し、結晶粒が微細化して耐垂下性に劣り、また自己耐食性および耐フィン溶け性にも劣った。
【００７５】
実験Ｎｏ．２５はＦｅが少なかったため析出量が減少して引張強さ、繰返耐圧および導電率が低下した。
実験Ｎｏ．２６はＳｉが多いため融点が低下しまた初晶Ｓｉが生成して耐フィン溶け性が低下した。また初晶Ｓｉの生成により鋳造圧延および冷間圧延時に材料破断が起き、コア組立て中にフィンが破断し、繰返耐圧、導電率、耐フィン溶け性も低下した。
実験Ｎｏ．２７はＳｉが少ないため粒子が粗大化し再結晶温度が低下して、ろう付け後に再結晶組織となり、コア組立て時にフィンが破断し、引張強さ、導電率が低下し、繰返耐圧、耐フィン溶け性、耐コア割れ性も低下した。
実験Ｎｏ．２８はＳｉを含まないため実験Ｎｏ．２７よりさらに特性が悪化し、耐垂下性、自己耐食性も低下した。
【００７６】
実験Ｎｏ．２９はＤＣ法により鋳造したため粒子が粗大化して析出量が少なくなり、コア組立て時にフィンが破断し、耐垂下性、引張強さ、繰返耐圧、導電率、自己耐食性、耐フィン溶け性、耐コア割れ性が低下した。
実験Ｎｏ．３０は溶湯温度が低かったため粒子が粗大化して、鋳造圧延および冷間圧延時に材料破断が起き、コア組立て時にフィンが破断し、耐垂下性、繰返耐圧、耐フィン溶け性、耐コア割れ性にも劣った。
実験Ｎｏ．３１は溶湯温度が高かったため粒子が粗大化し、また初晶Ｓｉが晶出したため析出量が減少し、その結果鋳造圧延および冷間圧延時に材料破断が起き、コア組立て時にフィンが破断し、耐垂下性、繰返耐圧、耐フィン溶け性、耐コア割れ性が劣った。
【００７７】
実験Ｎｏ．３２はロール圧荷重が小さかったため、また実験Ｎｏ．３３は鋳造速度が遅かったため、実験Ｎｏ．３５は鋳塊が厚かったため、いずれも中間サイズの粒子が生成して、コア組立て時にフィンが破断し、繰返耐圧、耐フィン溶け性、耐コア割れ性が劣った。
実験Ｎｏ．３４は鋳造速度が速かったため溶湯が凝固せず（ロール圧荷重が低い）板状鋳塊が得られなかった。
実験Ｎｏ．３６は冷間圧延中の２回目の中間焼鈍（最終中間焼鈍）温度が低かったため、焼鈍が不十分となって冷間圧延時に材料破断が起きた。また析出量が減少して引張強さ、導電率および繰返耐圧が低下した。ろう付け加熱時に再結晶粒界に析出が生じて自己耐食性が低下した。
【００７８】
実験Ｎｏ．３７、３９は、２回目の中間焼鈍（最終中間焼鈍）、或いは最終焼鈍の温度が高かったため析出粒子が粗大化して、再結晶組織となり、コア組立て時にフィンが破断し、引張強さ、繰返耐圧、自己耐食性、耐フィン溶け性、耐コア割れ性が劣った。
【００７９】
実験Ｎｏ．３８は冷間圧延における最終圧延率が大きかったため、冷間圧延中に材料破断が起きた。また得られたフィン材は硬質材となり、コア組立て時にフィンが破断し再結晶の駆動力となる歪みエネルギーが大きいため再結晶温度が低くなり耐垂下性が低下した。また再結晶粒が微細化して耐フィン溶け性も低下した。
【００８０】
【発明の効果】
従来用いられていたＤＣ鋳造法は、鋳造時の冷却速度が遅いため、晶出物に取り込まれるＳｉ、Ｍｎの量が少なく、晶出物は粗大化し且つその数は少ない。従ってＦｅ、Ｓｉ、Ｍｎなどの固溶元素は、焼鈍工程で晶出相上ではなく、マトリックス中に大部分が析出する。マトリックスへの析出相はＳｉとＭｎが大部分を構成する化合物となり、晶出相はＦｅ割合が多い。ＳｉとＭｎから成る金属間化合物はろう付中に再固溶し易く、ろう付後の熱伝導性が低下する。さらに、ＤＣ鋳造法では、晶出物が粗大なため、晶出物の分散強化による強度の向上効果が小さい。また、晶出相中のＦｅの割合が多く、フィン材の自己耐食性が低下する。
本発明では、所定組成のＡｌ−Ｍｎ−Ｆｅ−Ｓｉ系合金を所定の工程で製造することにより、Ｍｎ、ＦｅおよびＳｉを大量にかつ微細に晶出または析出させ、かつその晶析出相の種類をコントロールしている。このため金属間化合物はろう付時に再固溶し難く、得られるブレージング用フィン材は、ろう付後の引張強さ、熱伝導性、耐自己腐食性、耐フィン溶け性、耐コア割れ性、耐フィン破断性、コルゲート成形性などのフィン材を薄肉化するために必要な特性が向上する。従って、本発明によればフィン材の薄肉化が可能であり工業上顕著な効果を奏する。
【図面の簡単な説明】
【図１】ラジエーターの一例を示す斜視図である。
【図２】（ａ）〜（ｄ）はフィン溶けの説明図で、それぞれ全体図と部分拡大図からなる。
【図３】ブレージング後のチューブとフィン間に生じたコア割れの部分模式図である。
【図４】双ロール式連続鋳造圧延において粗大晶出物が分断される状況の説明図で、（ａ）と（ｂ）は板状鋳塊を側面から見た図、（ｃ）は上から見た図である。
【図５】従来の条件で連続鋳造圧延した板状鋳塊の断面組織図である。
【符号の説明】
１  チューブ
２  フィン
３  ヘッダー
４  タンク
５  ろう材
６  局部的未着部（コア割れ部）
７  双ロール
８  給湯ノズル
９  コア
Ａ、Ｂ  最終凝固部
【図１】
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【図２】
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【図３】
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【図４】
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【図５】
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