(57)【特許請求の範囲】
【請求項１】
Ｍｎを０．３mass％超え０．６mass％以下、Ｆｅを１．３mass％超え１．７mass％以下、Ｓｉを０．８mass％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厚さ２〜９ｍｍの板状鋳塊とし、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、前記冷間圧延の途中で２回以上のバッチ式中間焼鈍を２８０〜４５０℃の温度範囲で、かつ焼鈍時間を２０分〜６時間とした場合において再結晶が完了しない温度で行い、最終の中間焼鈍から１つ前の中間焼鈍を最終の中間焼鈍温度より低い温度で施すものとし、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０．３mass％超え０．６mass％以下、Ｆｅを１．３mass％超え１．７mass％以下、Ｓｉを０．８mass％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厚さ２〜９ｍｍの板状鋳塊とし、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、前記冷間圧延の途中で２回以上のバッチ式中間焼鈍を２８０〜４５０℃の温度範囲で、かつ焼鈍時間を２０分〜６時間とした場合において再結晶が完了しない温度で行い、最終の中間焼鈍から１つ前の中間焼鈍を最終の中間焼鈍温度より低い温度で施すものとし、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０．３mass％超え０．６mass％以下、Ｆｅを１．３mass％超え１．７mass％以下、Ｓｉを０．８mass％超え１．２mass％以下含有し、さらにＣｕ０．３mass％以下、Ｃｒ０．１５mass％以下、Ｖ０．１５mass％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厚さ２〜９ｍｍの板状鋳塊とし、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、前記冷間圧延の途中で２回以上のバッチ式中間焼鈍を２８０〜４５０℃の温度範囲で、かつ焼鈍時間を２０分〜６時間とした場合において再結晶が完了しない温度で行い、最終の中間焼鈍から１つ前の中間焼鈍を最終の中間焼鈍温度より低い温度で施すものとし、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０．３mass％超え０．６mass％以下、Ｆｅを１．３mass％超え１．７mass％以下、Ｓｉを０．８mass％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、Ｖ０．１５mass％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厚さ２〜９ｍｍの板状鋳塊とし、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、前記冷間圧延の途中で２回以上のバッチ式中間焼鈍を２８０〜４５０℃の温度範囲で、かつ焼鈍時間を２０分〜６時間とした場合において再結晶が完了しない温度で行い、最終の中間焼鈍から１つ前の中間焼鈍を最終の中間焼鈍温度より低い温度で施すものとし、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】
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請求項１、２、３、４のいずれか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。
【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、耐フィン切れ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（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】
ろう付け接合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、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再び循環させるものである。
そして前記チューブ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、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、または耐座屈性に優れるＡｌ−Ｍｎ系合金（３００３合金、３２０３合金など）からなるベアフィンが用いられている。
【０００３】
近年、熱交換器は小型化或いは軽量化が進み、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、そして薄肉化によるフィン材の熱輸送量の減少が問題になり、その結果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、強度を高めようとして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多量に晶出し、これが再結晶核となるためろう付け加熱時にフィン材は微細な再結晶組織となり、このためろう付け時にろうが多数の結晶粒界を伝わって多量に拡散して耐垂下性が低下するという問題があった。
【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フィンの薄肉化には適さない合金である。
【０００５】
一方、（１）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。
また前記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、他にも、例えば（２）連続鋳造圧延での冷却速度を規定してＭｎ系金属間化合物を微細に析出させて強度および熱伝導性を高めたＡｌ−Ｍｎ−Ｆｅ−Ｓｉ系合金フィン材（ＷＯ００／０５４２６）が提案されている。
【０００６】
しかし、前記（１）のフィン材は、初晶Ｓｉが起点となって圧延加工時に材料破断したり、コルゲート成形時にフィン切れしたりすることがある。フィン切れはフィン材が薄いほど起き易く、フィンの薄肉化に不利である。
さらに、この発明では、熱間圧延やバッチ式中間焼鈍を行わないためＭｎの固溶量が多くなり熱伝導性が低下し、またフィン材の中央部にＳｉが偏析するため耐フィン溶け性も劣る。
【０００７】
前記（２）のフィン材は製造条件が不適当なため、ろう付け後の結晶粒径が３０〜８０μｍと小さくなり、ろう付け時のろう拡散が活発で、耐フィン溶け性、耐垂下性、高温強度が低下する。従って、このフィン材は薄肉化に不利である。
前記問題を避けるため、予め、結晶粒径を大きくしておく方法は、圧延途中で再結晶が完了することがあり、そうなるとコルゲート成形時にフィン切れが生じ易くなるため、圧延途中で再結晶が完了しない圧延条件を選定することが必要になり、製造が困難になる。
【０００８】
また、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（導電率）、犠牲防食性、自己耐食性、耐フィン溶け性、耐垂下性、圧延加工性などの諸特性のより一層の向上が求められている。
【０００９】
なお、前記犠牲防食性とは、例えば、図１に示すラジエーターにおいて、フィン２が偏平チューブ１との間の自然電位差により犠牲腐食して偏平チューブ１の腐食を防止する性質である。
前記自己耐食性とは、フィン自体の耐食性のことで、カソードサイトとなるＦｅやＮｉなどの化合物を減らすことにより改善される。自己耐食性が低いと早期にフィンが消失してしまい、偏平チューブを保護する犠牲防食効果が得られなくなる。このため自己耐食性の改善はフィンの薄肉化に向け重要である。
またフィン溶けとは、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し（図２ｂ→図２ｃ）、複数本のフィンがその間隙にろう材５を吸引して合体することを言う。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。このフィン溶けが進行するとフィン２とろう材５が区別できなくなる（図２ｄ）。このフィン溶けは、コアプレートのろう材がフィン側に流れて来て過剰に供給されたとき、ろう付け時のフィンの結晶粒径が小さいとき、合金中のＳｉが多いときなどに起き易い。
【００１０】
【発明が解決しようとする課題】
本発明者等は、このような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、双ロール式連続鋳造圧延法により板条鋳塊とし、これを冷間圧延する際の製造条件を規定することにより、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が得られ、前記諸特性が改善されることを知見し、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、耐フィン溶け性、耐垂下性、圧延加工性）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安定に製造する方法を提供することにある。
【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０．３mass％超え０．６mass％以下、Ｆｅを１．３mass％超え１．７mass％以下、Ｓｉを０．８mass％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厚さ２〜９ｍｍの板状鋳塊とし、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、前記冷間圧延を、その途中で２回以上のバッチ式中間焼鈍を２８０〜４５０℃の温度範囲で、かつ再結晶が完了しない温度で行い、最終中間焼鈍後の冷間圧延の圧延率を１０〜６０％として施す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０．３mass％超え０．６mass％以下、Ｆｅを１．３mass％超え１．７mass％以下、Ｓｉを０．８mass％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厚さ２〜９ｍｍの板状鋳塊とし、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、前記冷間圧延を、その途中で２回以上のバッチ式中間焼鈍を２８０〜４５０℃の温度範囲で、かつ再結晶が完了しない温度で行い、最終中間焼鈍後の冷間圧延の圧延率を１０〜６０％として施す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０．３mass％超え０．６mass％以下、Ｆｅを１．３mass％超え１．７mass％以下、Ｓｉを０．８mass％超え１．２mass％以下含有し、さらにＣｕ０．３mass％以下、Ｃｒ０．１５mass％以下、Ｖ０．１５mass％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厚さ２〜９ｍｍの板状鋳塊とし、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、前記冷間圧延を、その途中で２回以上のバッチ式中間焼鈍を２８０〜４５０℃の温度範囲で、かつ再結晶が完了しない温度で行い、最終中間焼鈍後の冷間圧延の圧延率を１０〜６０％として施す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０．３mass％超え０．６mass％以下、Ｆｅを１．３mass％超え１．７mass％以下、Ｓｉを０．８mass％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、Ｖ０．１５mass％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厚さ２〜９ｍｍの板状鋳塊とし、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、前記冷間圧延を、その途中で２回以上のバッチ式中間焼鈍を２８０〜４５０℃の温度範囲で、かつ再結晶が完了しない温度で行い、最終中間焼鈍後の冷間圧延の圧延率を１０〜６０％として施す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、前記冷間圧延の途中で２回以上のバッチ式中間焼鈍を施し、最終の中間焼鈍から１つ前の中間焼鈍を再結晶が完了しない温度で、かつ最終の中間焼鈍温度より低い温度で施し、最終の中間焼鈍を再結晶が完了しない温度で施すことを特徴とする請求項１、２、３、４のいずれか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である。
【００１６】
請求項６記載の発明は、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請求項１、２、３、４、５のいずれか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である。
【００１７】
【発明の実施の形態】
本発明では、所定組成のＡｌ合金溶湯を双ロール式連続鋳造圧延法により高冷却速度（高凝固速度）、高圧荷重で板状鋳塊に連続鋳造圧延して、合金元素のＭｎ、Ｆｅ、Ｓｉを１μｍ程度の微細なＭｎ系化合物（Ａｌ−Ｍｎ−Ｆｅ−Ｓｉ系化合物など）として晶出させ、次いで前記板状鋳塊に冷間圧延を施して、前記板状鋳塊中の晶出物を細かく分断し、これが核として作用して冷間圧延中の中間焼鈍時に固溶元素を微細に析出させる。
【００１８】
このため、得られるフィン材は、強度並びに熱伝導性が高く、カソードサイトとなるＡｌ−Ｆｅ化合物が少ないため自己耐食性に優れ、また初晶Ｓｉが少ないため繰返耐圧、耐フィン溶け性に優れ、さらに合金元素と製造条件の相互作用によって犠牲防食効果、耐垂下性、耐コア割れ性、圧延加工性、耐フィン切れ性などの必要特性が満足され、薄肉化が可能なフィン材が製造される。
【００１９】
以下に、本発明で製造するフィン材のＡｌ合金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異なることを予め記しておく。
【００２０】
前記Ａｌ合金の必須元素（Ｍｎ、Ｓｉ、Ｆｅ）の１つであるＭｎは、Ａｌマトリックスに固溶すると熱伝導性を著しく低下させるが、鋳造時に、ＳｉおよびＦｅと反応して第２相分散粒子（Ａｌ−Ｍｎ−Ｆｅ−Ｓｉ系化合物などのＭｎ系化合物）として晶出してその害を免れる。前記晶出物は、前述のように冷間圧延中の中間焼鈍時に核として作用して固溶元素を微細に析出させて強度向上に寄与する。このＭｎ系化合物はろう付け温度に加熱後も再固溶せず安定している。
【００２１】
本発明において、Ｍｎの含有量を０．３mass％超え０．６mass％以下に規定する理由は、その含有量が０．３mass％以下では十分な強度、繰返耐圧および耐食性が得られず、０．６mass％を超えると熱伝導性および自己耐食性が低下するためである。より高い強度を得るには０．４mass％以上が望ましい。
【００２２】
本発明において、Ｆｅは、前述のように、鋳造時にその殆どがＭｎ系化合物として晶出して、フィンの強度並びに熱伝導性を向上させる。
本発明において、Ｆｅの含有量を１．３mass％超え１．７mass％以下に規定する理由は、Ｆｅの含有量が１．３mass％以下では十分な強度、繰返耐圧および熱伝導性が得られず、１．７mass％を超えると、Ａｌ−Ｆｅ化合物が晶出して自己耐食性の低下或いは冷間圧延時の材料破断やコア組立て時のフィン切れを誘発し、また結晶粒が微細化して耐垂下性や耐フィン溶け性の低下を招くためである。Ｆｅの含有量は、強度向上には１．４mass％以上が望ましく、自己耐食性向上には１．６mass％以下が望ましい。
【００２３】
本発明において、Ｓｉは、前述のように、鋳造時にその殆どがＭｎ系化合物として晶出して強度を向上させる。特にＭｎ比の高い金属間化合物（ＳｉＭｎ3 など）として晶出してＭｎの固溶量を減少させフィン材の熱伝導性および自己耐食性を高める。またＳｉはＦｅの析出を促進して強度および耐フィン切れ性を高める。Ｓｉはその多くが析出するため熱伝導性を低下させるようなことがない。
【００２４】
本発明において、Ｓｉの含有量を０．８mass％超え１．２mass％以下に規定する理由は、Ｓｉの含有量が０．８mass％未満では、フィン組織が再結晶組織となり、フィン切れ、コア割れ、フィン溶けが生じ、引張強さ、繰返耐圧、熱伝導性が低下し、また１．２mass％を超えると、ろう材中のＳｉの拡散を助けてフィン溶けが生じたり、初晶Ｓｉが生じて連続鋳造圧延時や冷間圧延時に材料が破断したり、コア組立て時にフィン切れが起きたり、繰返耐圧や熱伝導性が低下したりするためである。
Ｓｉの含有量は、熱伝導性を高めるには０．９mass％以上が望ましく、ろう付時のフィン溶けを防止するには１．１mass％以下が望ましい。
【００２５】
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、Ｖ、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。
【００２６】
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、特に問題のない元素であり、フィン材の電位の調整に最も推奨される元素である。
前記Ｚｎ、Ｉｎ、Ｓｎ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の自己耐食性が低下するためである。
【００２７】
前記Ｃｕ、Ｃｒ、Ｖ、Ｔｉ、Ｚｒ、Ｍｇはいずれも強度向上に寄与する。Ｚｒにはフィン材の再結晶粒を粗大化して耐垂下性および耐フィン溶け性を改善する働きもある。
前記各元素の上限値をそれぞれ０．３mass％、０．１５mass％、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効果が低下し、また熱伝導性も低下するため、Ｃｒ、Ｖ、Ｔｉ、Ｚｒの場合はいずれも連続鋳造圧延の際に給湯ノズルが目詰まりする恐れがあるため、Ｍｇの場合はフィンをノコロックろう付けする際にフラックスと反応してろう付け性が低下し、真空ろう付けする際にＭｇが多量に蒸発するためである。
なお、前記各元素は前記効果以外ではそれぞれ有害な作用を及ぼすので、Ｃｒ、Ｖ、Ｔｉ、Ｚｒは各０．０８mass％以下、更には各０．０３mass％以下、Ｃｕ、Ｍｇは各０．０３mass％以下が望ましく、できればいずれも実質上添加しないことが望ましい。
【００２８】
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。
【００２９】
以上、本発明で製造するフィン材の合金組成について説明したが、本発明では、本発明の規定条件を、合金組成で満足しても製造条件が満足されない場合は、前記効果を有するフィン材は得られず、製造条件を満足しても合金組成が満足されない場合は、前記効果を有するフィン材は得られない。
つまり、前記効果を有するフィン材は、本発明で規定する組成のＡｌ合金を本発明で規定する製造条件で製造することにより初めて得られるのである。
さらに言えば、本発明では、Ｍｎ、Ｆｅ、Ｓｉを必須元素とし、その含有量の組み合わせと、本発明で規定する製造条件を全て満たすことにより、Ｆｅを高濃度に含みながら自己耐食性および圧延加工性に優れ、Ｓｉを高濃度に含みながら耐フィン溶け性および耐フィン切れ性に優れ、Ｍｎを含みながら高熱伝導性を維持したフィン材が得られるのである。
【００３０】
上記事柄を踏まえて、以下に本発明フィン材の製造方法について説明する。
本発明の製造方法では、前記組成の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中間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の冷却速度は従来のＤＣ鋳造法やベルト式連続鋳造圧延法に較べて１〜３桁大きい。
【００３１】
即ち、本発明で用いる双ロール式連続鋳造圧延法では、凝固速度が１０2 ℃／秒程度以上であり、このような高凝固速度では晶出物が３μｍ以下に微細化して再結晶の核とならず、フィン材の再結晶粒は粗大になり、耐フィン溶け性、耐垂下性、高温強度などが向上する。前記凝固速度は凝固組織中のデントライト・セルの平均間隔を測定する常法により求めることができる。
【００３２】
本発明では、板状鋳塊の厚さは２〜９ｍｍに規定するが、その理由は２ｍｍ未満では鋳塊厚さの変動が大きくなり、或いはうねりが生じてコイルに巻き取れなくなり、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。板状鋳塊の望ましい厚さは、２．５〜７ｍｍ、特には３〜６ｍｍである。なお、最新の連続鋳造圧延機はロール径が大きく冷却能力が大きいため偏析は生じ難い。
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。
【００３３】
本発明では、双ロール式連続鋳造圧延法で得られる板状鋳塊をそのまま冷間圧延してフィン材とする。ここで前記冷間圧延前に均質化処理は行わない理由は、均質化処理を行うと、細かい析出物がＡｌ合金マトリックス中に再固溶し、サブグレインのピン止め効果が低下して、フィン材の再結晶粒径が著しく細かくなり、耐垂下性や耐フィン溶け性が悪化するためである。
【００３４】
本発明では、前記冷間圧延の途中で、中間焼鈍を２８０〜４５０℃の温度範囲で、２回以上、バッチ式焼鈍により、再結晶が完了しない温度で行う。
前記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。
前記中間焼鈍をバッチ式焼鈍により施す理由は、連続焼鈍では焼鈍時間が短くＦｅやＭｎが十分に析出しないためである。
前記バッチ式中間焼鈍を２８０〜４５０℃の温度範囲で施す理由は、２８０℃未満では、焼鈍が不十分で冷間圧延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十分な強度や熱伝導性が得られないためである。また４５０℃を超えると析出粒子が粗大化して、強度が若干低下し、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ためである。特に３００〜４２０℃の温度範囲が析出物を微細かつ十分に析出させることができ望ましい。
【００３５】
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、再結晶が完了しない温度を予備実験で明らかにし、その上で中間焼鈍条件を決定するのが良い。
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難く、あまり長いと析出物が粗大化するので２０分〜６時間程度が望ましい。
【００３６】
請求項５記載の発明は、前記中間焼鈍の最も推奨される中間焼鈍方法である。
即ち、２回以上施す中間焼鈍のうち、（イ）最終の中間焼鈍から１つ前の中間焼鈍を再結晶が完了しない温度で、かつ（ロ）最終の中間焼鈍温度より低い温度で施し、（ハ）最終の中間焼鈍を再結晶が完了しない温度で施す方法である。
【００３７】
前記（イ）の最終より１つ前の中間焼鈍を再結晶が完了しない温度で施す理由は、再結晶が完了しないときは、転位が残存しているので過飽和に固溶したＦｅ、ＭｎおよびＳｉが前記転位に沿って拡散して析出し、このとき転位をピン止めしている粒子にＭｎおよびＳｉが吸収され、鋳造時に晶出したＦｅの多い金属間化合物がＭｎおよびＳｉがリッチな相に変化し、このＭｎおよびＳｉがリッチな相は、ろう付時にＭｎおよびＳｉが再固溶し難くいため、フィン材の熱伝導性および自己耐食性が向上するためである。
なお、再結晶が完了すると転位が不足して前記ＭｎおよびＳｉの拡散が十分行われなくなり、熱伝導性および自己耐食性が低下する。
【００３８】
前記（ロ）の最終より１つ前の中間焼鈍を最終の中間焼鈍温度より低い温度で施す理由は、最終より１つ前の中間焼鈍を最終の中間焼鈍温度を超える温度で施すと、最終焼鈍時に析出量が減少して、焼鈍工程全体での析出量が減少し、フィン材の熱伝導性が十分に得られなくなるためである。
また前記最終より１つ前の中間焼鈍温度が最終の中間焼鈍温度より高いと、転位をピン止めするサイズの粒子数が減り、最終の中間焼鈍で再結晶粒が微細になり、耐垂下性が低下するためである。最終より１つ前の中間焼鈍の特に望ましい温度範囲は２９０〜３６０℃である。
【００３９】
前記（ハ）の最終の中間焼鈍をフィン材の再結晶が完了しない温度で施す理由は、（イ）で説明したのと同じ理由であるが、その他に、再結晶を完了させてしまうと、再結晶粒径が数ｍｍ以上に粗大化してコルゲート時のフィン切れが発生し易くなるためである。
【００４０】
前記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。
前記中間焼鈍は２回以上施すが、中間焼鈍は全て再結晶しない温度で施す必要がある。中間焼鈍回数はコストと特性を考えると２回が望ましい。
【００４１】
本発明では中間焼鈍は３回以上行っても良いが、その場合の目的は冷間圧延性を改善するためであり、析出物が粗大化するようなことがあってはならない。
中間焼鈍を３回以上行う場合は、最終２回以外の中間焼鈍温度は３４０℃以下にして核となる微細な析出物を多く析出させて、析出物が粗大化しないようにするのが望ましい。また２７０℃以上にして十分軟化させ冷間圧延中に破断が起きないようにするのが良い。
【００４２】
本発明では、中間焼鈍条件を前述のように規定するので、本来合金中に多量に固溶されるＭｎはその殆どが析出して、ろう付時に再固溶する量は僅かとなり、熱伝導性を低下させることなく強度向上が図れる。
【００４３】
本発明において、最終中間焼鈍後の冷間圧延を圧延率１０〜６０％で施す理由は、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劣り、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および耐フィン溶け性が低下するためである。
【００４４】
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からある通常のろう付け法を指し、特に限定されるものではない。ノコロックろう付け法は生産性に優れ特に推奨される。
【００４５】
【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。
冷間圧延工程中の中間焼鈍（バッチ式）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に示すように、本発明規定条件内で種々に変化させた。
【００４６】
（比較例１）
表１に示す本発明規定外組成のＡｌ合金を用い、本発明規定内条件でフィン材を製造した。製造条件は表２に示した。
【００４７】
（比較例２）
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、次いでこれを冷間圧延してフィン材を製造した。
【００４８】
（比較例３）
表１に示す本発明規定組成のＡｌ合金を用い、本発明規定外条件でフィン材を製造した。製造条件は表２に示した。
【００４９】
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、結晶組織および耐垂下性を調べた。
結晶組織は光学顕微鏡により調べた。
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）を測定した。
【００５０】
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、試験片を切り出して、引張強さ、導電率、繰返耐圧および自己耐食性を調べた。
引張強さおよび導電率は、それぞれＪＩＳ  Ｚ  ２２４１およびＪＩＳ  Ｈ  ０５０５に準じて調べた。
繰返耐圧は幅１６ｍｍ、長さ５０ｍｍの試験片に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調べた。
自己耐食性は７日間のＣＡＳＳ試験を行い、腐食減量率で示した。
【００５１】
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段のミニコアを作製し、これをミクロ観察してフィン切れ、耐フィン溶け性、コア割れを調べた。
冷間圧延中に材料破断が起きたものは、残部をラボ的に冷間圧延してフィン材とし調査した。結果を表３に示す。
【００５２】
【表１】
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【００５３】
【表２】
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【００５４】
【表３】
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【００５５】
表３から明らかなように、実施例１（本発明例）のＮｏ．１〜５はいずれも冷間圧延などで材料破断が起きたりせず、厚さ０．１ｍｍ以下のフィン材に製造することができた。またフィン材は微細な晶出物または析出物が分散した繊維（ｆｉｂｅｒ）組織となり、耐垂下性、引張強さ、導電率（熱伝導性）、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も起きず、ミニコア作製時にフィンが切れたりすることもなかった。
【００５６】
一方、比較例１のＮｏ．６はＭｎが多いため導電率と自己耐食性が劣った。
Ｎｏ．７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低下した。
【００５７】
Ｎｏ．８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、コア組立て時にフィン切れが生じ、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。
Ｎｏ．９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。
【００５８】
Ｎｏ．１０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、コア組立て時にフィン切れが生じ、繰返耐圧、導電率、耐フィン溶け性も低下した。
Ｎｏ．１１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切れが生じ、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。
Ｎｏ．１２はＳｉを含まないためＮｏ．１１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。
【００５９】
比較例２のＮｏ．１３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切れが生じ、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。
【００６０】
比較例３のＮｏ．１４は鋳塊が厚かったためやや粗大な粒子が生成して、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した。
Ｎｏ．１５は冷間圧延中の２回目（最終）の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１回目の中間焼鈍温度が２回目（最終）の中間焼鈍温度より高かったため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。さらに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。
Ｎｏ．１６は冷間圧延中の２回目の中間焼鈍温度が高過ぎ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切れが生じ、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。
Ｎｏ．１７は冷間圧延中の１回目の中間焼鈍温度が高過ぎたため冷間圧延中に材料破断が起きた。また析出粒子が粗大化（析出量減少）して部分的に再結晶組織となり、コア組立て時にフィン切れが生じ、引張強さ、繰返耐圧、自己耐食性、耐コア割れ性が低下した。
Ｎｏ．１８は冷間圧延中の中間焼鈍回数が１回だったため、冷間圧延中に材料破断が生じ、また析出量が少なく、固溶量が多いため、引張強さ、繰返耐圧、導電率が低下し、さらに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。
Ｎｏ．１９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生じた。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切れが生じ、再結晶の駆動力となる歪みエネルギーが大きかったため再結晶温度が低下して耐垂下性が劣った。また再結晶粒が微細化して耐フィン溶け性も低下した。
【００６１】
【発明の効果】
以上に述べたように、本発明では、所定組成のＡｌ−Ｍｎ−Ｆｅ−Ｓｉ系合金を所定条件で製造することにより、Ｍｎを含む微細な析出物が多量に分散したフィン材が得られ、このフィン材は、ろう付け加熱後においても、強度、熱伝導性、自己耐食性、耐フィン溶け性、耐コア割れ性、耐フィン切れ性などの諸特性に優れ、フィン材の薄肉化が可能である。さらに、前記Ｍｎ、Ｆｅ、Ｓｉの必須元素に加え、Ｚｎ、Ｉｎ、Ｓｎのうちの１種または２種以上を含有させたものは犠牲陽極効果が向上し、Ｃｕ、Ｃｒ、Ｖ、Ｔｉ、Ｚｎ、Ｍｇのうちの１種または２種以上を含有させたものは強度が向上するため、フィン材の薄肉化に対し一層有利になる。依って、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。
【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
【図１】
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【図２】
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