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WO2005075691A1 - 熱交換器用高強度アルミニウム合金フィン材およびその製造方法 - Google Patents

熱交換器用高強度アルミニウム合金フィン材およびその製造方法 Download PDF

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Publication number
WO2005075691A1
WO2005075691A1 PCT/JP2005/001195 JP2005001195W WO2005075691A1 WO 2005075691 A1 WO2005075691 A1 WO 2005075691A1 JP 2005001195 W JP2005001195 W JP 2005001195W WO 2005075691 A1 WO2005075691 A1 WO 2005075691A1
Authority
WO
WIPO (PCT)
Prior art keywords
brazing
less
fin material
thickness
cold
Prior art date
Application number
PCT/JP2005/001195
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
Yoshito Oki
Hideki Suzuki
Haruo Sugiyama
Toshiya Anami
Tomohiro Sasaki
Original Assignee
Nippon Light Metal Company, Ltd.
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Nippon Light Metal Company, Ltd. filed Critical Nippon Light Metal Company, Ltd.
Priority to CA2553910A priority Critical patent/CA2553910C/en
Priority to KR1020067017777A priority patent/KR101162250B1/ko
Priority to EP05704245.9A priority patent/EP1717327B1/en
Priority to US10/587,568 priority patent/US8142575B2/en
Publication of WO2005075691A1 publication Critical patent/WO2005075691A1/ja
Priority to US12/488,032 priority patent/US8110051B2/en

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    • F28—HEAT EXCHANGE IN GENERAL
    • F28F—DETAILS OF HEAT-EXCHANGE AND HEAT-TRANSFER APPARATUS, OF GENERAL APPLICATION
    • F28F21/00—Constructions of heat-exchange apparatus characterised by the selection of particular materials
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    • F28F21/081—Heat exchange elements made from metals or metal alloys
    • F28F21/084—Heat exchange elements made from metals or metal alloys from aluminium or aluminium alloys
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21B—ROLLING OF METAL
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    • B21B1/24—Metal-rolling methods or mills for making semi-finished products of solid or profiled cross-section; Sequence of operations in milling trains; Layout of rolling-mill plant, e.g. grouping of stands; Succession of passes or of sectional pass alternations for rolling plates, strips, bands or sheets of indefinite length in a continuous or semi-continuous process
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    • C22C21/00—Alloys based on aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
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    • C22C21/02—Alloys based on aluminium with silicon as the next major constituent
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
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    • C22C21/10—Alloys based on aluminium with zinc as the next major constituent
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    • C22F1/04—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of aluminium or alloys based thereon
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    • C22F—CHANGING THE PHYSICAL STRUCTURE OF NON-FERROUS METALS AND NON-FERROUS ALLOYS
    • C22F1/00—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working
    • C22F1/04—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of aluminium or alloys based thereon
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    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B21—MECHANICAL METAL-WORKING WITHOUT ESSENTIALLY REMOVING MATERIAL; PUNCHING METAL
    • B21B—ROLLING OF METAL
    • B21B3/00—Rolling materials of special alloys so far as the composition of the alloy requires or permits special rolling methods or sequences ; Rolling of aluminium, copper, zinc or other non-ferrous metals
    • B21B2003/001—Aluminium or its alloys

Definitions

  • the present invention relates to an aluminum alloy fin material for a heat exchanger having excellent brazing properties and a method for manufacturing the same, and more specifically, a fin and a working fluid passage forming material such as a radiator, a car heater, and a car air conditioner.
  • Heat exchangers such as radiators, air conditioners, intercoolers, and oil coolers for automobiles are composed of working fluid passage materials such as Al-Cu alloys, Al-Mn alloys, and Al_Mn_Cu alloys, and A1-Mn alloys. It is assembled by brazing fins made of alloy or the like.
  • the fin material is required to have a sacrificial anode effect in order to prevent the material constituting the working fluid passage from being corroded, and to have excellent sag resistance and resistance to deformation due to high temperature heating during brazing and penetration of the brazing. Erosion is required.
  • the conventional A1-Mn alloy has a problem that thermal conductivity is reduced because Mn is dissolved by heating during brazing.
  • an aluminum alloy with an Mn content of 0.8 wt% or less and containing Zr: 0.02-0.2 wt% and Si: 0.1-0.8 wt% is proposed.
  • Patent Document 3 Japanese Patent Publication No. 63-23260
  • this alloy has improved thermal conductivity, it has a low Mn, so its strength after brazing is insufficient, it is easy for fins to collapse or deform during use as a heat exchanger, and its potential is sufficiently low. Therefore, there is a disadvantage that the sacrificial anode effect is small.
  • the content of Si, Mn, and the like is set to 0.05 to 1.5 mass% even when the slab is crystallized. It has become possible to reduce the size of the intermetallic compound that has been discharged to a maximum value of 5 ⁇ m or less, and it has been proposed to improve the fatigue properties of fin materials by passing the slab through a rolling process (patented).
  • Reference 4 JP-A-2001-226730.
  • the purpose of the present invention is to improve the fatigue life, and although there is a description of means to increase the cooling rate at the time of manufacturing the slab, such as making the slab thinner, the twin belt at the actual operation scale is used. No specific disclosure such as continuous production of thin slabs by a construction machine is found.
  • Patent Document 1 JP-A-62-120455
  • Patent Document 2 JP-A-50-118919
  • Patent Document 3 Japanese Patent Publication No. 63-23260
  • Patent Document 4 JP 2001-226730A
  • An object of the present invention is to have a moderate strength before brazing, which facilitates fin molding, a high strength after brazing, a sag resistance, an erosion resistance, a self-corrosion resistance, and a sacrifice.
  • a method for producing an aluminum alloy fin material for a heat exchanger of the present invention is as follows: Si: 0.8 to 1.4 wt%, Fe: 0.15 to 0.7 wt%, Mn: 1. 5 ⁇ 3. Owt%, Zn: 0.5-2.5. 5wt%, Mg as impurity is limited to 0.05wt% or less, and the remainder is poured with molten metal consisting of ordinary impurities and A1. Then, a thin slab with a thickness of 5 10 mm was continuously formed by a twin-belt type forming machine, then cold-rolled to a thickness of 0.05-2.0 mm, and subjected to intermediate annealing at 350-500 ° C.
  • the present invention includes the following five embodiments.
  • the continuously formed thin slab is once rolled and then cold rolled.
  • Si 0.8—1.4 wt%
  • Fe 0.15—0.7 wt%
  • Mn l. 5—3.0 wt%
  • Zn 0.5— 2.
  • a first embodiment of the present invention is a high-strength aluminum alloy fin material for a heat exchanger having high strength and excellent heat transfer properties, erosion resistance, sag resistance, sacrificial anode effect, and self-corrosion resistance. It is.
  • Si 0.8—1.4 wt%
  • Fe 0.15—0.7 wt%
  • Mn l. 5—3.0 wt%
  • Zn 0.5—2.
  • Mg as an impurity is limited to 0.05wt% or less, the balance consists of ordinary impurities and A1, the tensile strength before brazing is 240MPa or less, the tensile strength after brazing is 150MPa or more, and High strength and excellent heat transfer properties, erosion resistance, sag resistance, sacrificial anode effect, self-corrosion resistance, high heat exchanger characteristics characterized by a recrystallized grain size of 500 ⁇ m or more after brazing.
  • a high-strength aluminum alloy fin material is a second embodiment of the present invention.
  • Si 0.8—1.4 wt%
  • Fe 0.15—0.7 wt%
  • Mn l. 5—3.0 wt%
  • Zn 0.5—2.
  • a third embodiment of the present invention is a method for producing a high-strength aluminum alloy fin material for a heat exchanger having a tensile strength of 240 MPa or less and a tensile strength after brazing of 150 MPa or more.
  • Si 0.8-1.4 wt%
  • Fe 0.15-0.7 wt%
  • Mn l-5-3.Owt%
  • Zn 0.5-2.
  • the fourth embodiment of the present invention is a method for producing a high-strength aluminum alloy fin material for a heat exchanger having a tensile strength of 150 MPa or more.
  • Si 0.8—1.4 wt%
  • Fe 0.15—0.7 wt%
  • Mn l. 5—3.
  • Zn 0.5—2.
  • the fifth invention is a method for producing a high-strength aluminum alloy fin material for a heat exchanger having a tensile strength before brazing of 240 MPa or less and a tensile strength after brazing of 150 MPa or more, which is characterized by performing final annealing.
  • the present invention has an appropriate tensile strength before brazing, which is easy to form a fin, and high strength after brazing, and has heat transfer characteristics, sag resistance, erosion resistance, self-corrosion resistance, and a sacrificial anode.
  • An aluminum alloy fin material for a heat exchanger having excellent effects is provided.
  • the present inventor has sought to reduce the thickness of the fin material for heat exchangers by using aluminum.
  • the rolled material from the conventional DC slab structure and the rolling from the twin-belt continuous structure were developed for strength properties, heat transfer performance, sag resistance, erosion resistance, self-corrosion resistance and sacrificial anode effect.
  • the present invention was completed as a result of conducting various studies on the relationship between the composition, the intermediate annealing conditions, and the reduction ratio while comparing the materials.
  • Si forms submicron-level Al_ (Fe'Mn) _Si-based compounds during brazing in coexistence with Fe and Mn, improves strength and at the same time reduces the amount of solid solution of Mn to reduce thermal conductivity. Improve. If the Si content is less than 0.8 wt%, the effect is not sufficient. If it exceeds 1.4 wt%, the fin material may be melted during brazing. Therefore, the preferred content range is 0.8-1.4 wt%. The more preferred content of Si is in the range of 0.9-1.4 wt%.
  • Fe forms a submicron-level A1- (Fe'Mn) -Si compound during brazing when coexisting with Mn and Si, improving strength and reducing the amount of solid solution of Mn to conduct heat. Improve rates. If the Fe content is less than 0.15 wt%, a high-purity metal is required, which increases the production cost, which is not desirable. If the content exceeds 0.7%, coarse A1— (Fe′Mn) _Si-based crystallization occurs during the production of the alloy, and it becomes difficult to produce a sheet material. Therefore, the preferred content range is 0.1-0.7 wt%. A more preferred content of Fe is in the range of 0.117-0.6 wt%.
  • Mn precipitates at a high density as a submicron-level Al_ (Fe′Mn) —Si-based compound at the time of brazing, and improves the strength of the alloy material after brazing.
  • Al_ (Fe'Mn) _Si-based precipitates at the submicron level have a strong recrystallization inhibiting action, so that the recrystallized grains become coarser to 500 ⁇ m or more, and the sag resistance and erosion resistance are improved.
  • Mn is less than 1.5 wt%, the effect is not sufficient.If it exceeds 3.0 wt%, coarse A1— (Fe ⁇ Mn) _Si-based crystallized substances are formed during the production of the alloy, making it difficult to produce sheet materials. When it comes In addition, the amount of solid solution of Mn increases and the thermal conductivity decreases. Therefore, a preferable content range is 1.5-3. Owt%. A more preferable content of Mn is 1.8-3.Owt%.
  • Zn lowers the potential of the fin material and gives a sacrificial anode effect. If the content is less than 0.5 wt%, the effect is not sufficient. If it exceeds 2.5 wt%, the self-corrosion resistance of the material is deteriorated, and the thermal conductivity is reduced due to solid solution of Zn. Therefore, a preferable content range is 0.5 to 2.5 wt%. A more preferred content of Zn is in the range of 1.0-1.5 wt%.
  • Mg affects the brazing properties, and if its content exceeds 0.05 wt%, it may impair the brazing properties.
  • fluoride flux brazing fluorine (F), which is a component of the flux, easily reacts with Mg in the alloy, and effectively acts during brazing due to the formation of compounds such as MgF. Insufficient amount of flux is generated, and poor brazing tends to occur. Therefore, the content of Mg as an impurity is limited to 0.05 wt% or less.
  • Cu is preferably limited to 0.2 wt% or less in order to make the potential of the material noble.
  • Cr, Zr, Ti, and V are heat conductive materials even in minute amounts. Therefore, it is preferable to limit the total content of these elements to 0.20 wt% or less, since this significantly lowers the content.
  • the molten metal is poured between the rotating belts facing each other up and down, and the molten metal is solidified by cooling from the belt surface to form a slab.
  • This is a continuous manufacturing method that draws out continuously and winds it into a coil.
  • the thickness of the slab to be manufactured is preferably 5 to 10 mm. With this thickness, the solidification speed at the center of the plate thickness is increased, and the solid structure has a uniform structure.
  • the composition falls within the range of the present invention, the amount of coarse compounds is small, and after brazing, the crystal grain size increases. A fin material having excellent properties can be obtained.
  • the thickness of the thin slab by the twin-belt type forming machine is less than 5 mm, the forming is performed per unit time. The amount of aluminum passing through the machine is too small, making the construction difficult. Conversely, if the thickness exceeds 10 mm, winding by a roll becomes impossible, so that the range of the slab thickness is preferably 5 to 10 mm.
  • the solidification speed of the molten metal during solidification be completed in a belt, which is preferably 515 mZ. If the production speed is less than 5 mZ minutes, it takes a long time to produce, and the production speed is too low, which is not preferable. When the production speed exceeds 15 mZ, the supply of molten aluminum cannot keep up, and it becomes difficult to obtain a thin slab of a predetermined shape.
  • the holding temperature of the intermediate annealing is preferably 350-500 ° C. Intermediate annealing holding temperature 350. If it is less than C, a sufficiently soft state cannot be obtained. However, when the holding temperature of the intermediate annealing exceeds 500 ° C, most of the solute Mn that precipitates during brazing precipitates as relatively large A1- (Fe'Mn) -Si compounds during the intermediate annealing at high temperatures. As a result, the recrystallization inhibiting action during brazing is weakened, and the recrystallized grain size becomes less than 500 ⁇ m, and sag resistance and erosion resistance are reduced.
  • the holding time of the intermediate annealing is not particularly limited, but is preferably in the range of 115 hours. If the holding time of the intermediate annealing is less than 1 hour, there is a possibility that a uniform recrystallized structure in the sheet may not be obtained until the temperature of the entire coil becomes uneven. If the holding time of the intermediate annealing exceeds 5 hours, precipitation of solid solution Mn progresses, and it is disadvantageous to secure a stable recrystallized grain size of 500 ⁇ m or more after brazing. It takes too much time and the productivity is lowered, which is not preferable.
  • the rate of temperature rise and the rate of cooling during the intermediate annealing are not particularly limited, but are preferably 30 ° C / hour or more. If the heating rate and cooling rate during the intermediate annealing treatment are less than 30 ° C / hour, the precipitation of solid-solution Mn proceeds to ensure a stable recrystallization grain size of 500 ⁇ m or more after brazing. In addition, it is not preferable because not only is it disadvantageous, but too much time is required for processing, and productivity is reduced.
  • the temperature of the intermediate annealing in the continuous annealing furnace is preferably 350 to 500 ° C. If the temperature is lower than 350 ° C, a sufficient softened state cannot be obtained. However, when the holding temperature exceeds 500 ° C, however, most of the solute Mn that precipitates during brazing precipitates as a relatively large Al_ (Fe'Mn) _Si-based compound during intermediate annealing at high temperatures, and the recrystallization inhibiting action during brazing is weakened. The crystal grain size becomes less than 500 ⁇ m, and sag resistance and erosion resistance decrease.
  • the holding time of the continuous annealing is preferably within 5 minutes. If the holding time of continuous annealing exceeds 5 minutes, precipitation of solid solution Mn progresses, and it becomes disadvantageous to stably secure recrystallized grain size of 500 ⁇ m or more after brazing. It is not preferable because it takes too much time and productivity is reduced.
  • the rate of temperature rise and the rate of cooling during the continuous annealing treatment be 100 ° C / min or more. If the rate of temperature rise during continuous annealing is less than 100 ° C./min, it takes too much time for the treatment and the productivity is reduced due to excessive heating.
  • the final cold rolling reduction is preferably 10 96%. If the final cold rolling reduction is less than 10%, the strain energy accumulated in cold rolling is small, and recrystallization is not completed during the temperature rise process during brazing, so sag resistance and erosion resistance are reduced. If the final cold rolling rate exceeds 96%, ear cracks during rolling will be noticeable and the yield will decrease. If the product strength becomes too high depending on the composition and it becomes difficult to obtain the desired fin shape in fin forming, the final cold-rolled sheet is subjected to final annealing at a holding temperature of 300-400 ° C for about 11 to 13 hours. (Softening treatment) does not impair the properties.
  • the fin material that has been subjected to intermediate annealing in a continuous annealing furnace and then subjected to final annealing (softening treatment) at a holding temperature of 300 to 400 ° C for about 11 to 13 hours on the finally cold-rolled sheet is as follows: It has excellent fin moldability, high strength and strength after brazing, and excellent sag resistance.
  • the aluminum alloy fin material of the present invention is prepared by continuously forming a thin slab having a thickness of 5 to 10 mm by a twin belt type forming machine and winding the slab on a roll. Cold-rolled, subjected to intermediate annealing at a holding temperature of 350-500 ° C, cold-rolled at a cold rolling rate of 1096% to a final sheet thickness of 40-200 zm, and then held at a holding temperature as necessary. Final annealing (softening) at 300-400 ° C shall be applied.
  • This plate material is slit to a predetermined width, then corrugated, and alternately laminated with a flat tube made of a cladding plate made of a working fluid passage material, for example, 3003 alloy coated with a brazing material, and brazed.
  • a working fluid passage material for example, 3003 alloy coated with a brazing material
  • the (Fe'Mn) -Si compound is uniformly and finely crystallized, and Mn and Si, which are dissolved in supersaturation in the mother phase A1, are submicron-level A1— ( It precipitates at high density as the Fe-Mn) _Si phase.
  • the amount of solute Mn in the matrices which significantly reduces the thermal conductivity, is reduced, so that the electrical conductivity after brazing is increased, and excellent thermal conductivity is exhibited.
  • the finely crystallized A1— (Fe′Mn) _Si-based compound and the densely precipitated submicron-level A1— (Fe′Mn) _Si phase have a high degree of dislocation during plastic deformation.
  • the tensile strength of the final plate after brazing is high.
  • the submicron-level Al_ (Fe'Mn) _Si phase precipitated during brazing has a strong recrystallization inhibiting action, the recrystallized grain size after brazing becomes 500 ⁇ m or more, so that sag resistance is reduced. It becomes good, and for the same reason, shows excellent erosion resistance even after brazing.
  • the content of Mn is limited to 1.5 wt% or more in the present invention, the tensile strength does not decrease even if the average grain size of the recrystallized grains after brazing exceeds 3000 ⁇ m.
  • the A1- (F e 'Mn) _Si-based compound crystallized in a thin slab in which the solidification speed of the molten metal is high becomes uniform and fine.
  • the second phase particles having an equivalent circle diameter of 5 ⁇ or more due to coarse crystals do not exist, and excellent self-corrosion resistance is developed.
  • the A1- (Fe'Mn) -Si compound in the slab mass is made uniform and fine, and the submicron level after brazing is obtained.
  • A1— (Fe'Mn) High density of the Si phase precipitates and coarsening of the crystal grain size after brazing to 500 zm or more, resulting in strength, thermal conductivity, and sag resistance after brazing In addition, it enhances erosion resistance and self-corrosion, and at the same time, contains Zn to make the potential of the material low, thereby improving the sacrificial anode effect, and providing a durable aluminum alloy fin material for heat exchangers. be able to.
  • Example 1 As an example of the present invention and a comparative example, a molten alloy having a composition of alloy numbers 1 to 13 shown in Table 1 was melted, passed through a ceramic filter, poured into a twin-belt forming mold, and formed at a forming speed of 8 m / m. A slab 7 mm thick was obtained in minutes. The cooling rate during solidification of the melt was 50 ° C / sec. The slab was cold-rolled to the sheet thickness shown in Table 2 to obtain a plate, and the temperature was raised at a rate of 50 ° CZ for 2 hours at each temperature shown in Table 2, and the cooling rate was 50 ° C / hour (100 ° C). Intermediate annealing (up to ° C) was performed. Next, this plate was cold-rolled to a fin material having a thickness of 50 ⁇ m.
  • a molten alloy having the composition of alloy numbers 14 and 15 shown in Table 1 was melted and subjected to a conventional DC casting (thickness 500 mm, solidification cooling rate of about 1 ° C / sec), Fins with a thickness of 50 ⁇ m were produced by facing, soaking, hot rolling, cold rolling (84 zm thickness), intermediate annealing (400 ° CX for 2 hours), and cold rolling.
  • the corrugated fin material is placed on a 0.25 mm thick brazing sheet (brazing material 4045 alloy cladding rate 8%) coated with a non-corrosive fluoride flux. (Load load: 324 g), heated to 605 ° C at a heating rate of 50 ° C / min, and held for 5 minutes. After cooling, the brazing cross section was observed, and those with small erosion at the crystal grain boundaries of the fin material were evaluated as good (marked with ⁇ ), and those with severe erosion and marked melting of the fin material were evaluated as defective (marked with X).
  • the corrugated shape was as follows.
  • Corrugated shape height 2.3 mm x width 21 mm x pitch 3.4 mm, 10 peaks
  • the fin material according to the present invention has good tensile strength after brazing, erosion resistance, sag resistance, sacrificial anode effect, and self-corrosion resistance.
  • Fin material No. 8 of the comparative example has a low Mn content and a low tensile strength after brazing.
  • Fin material No. 9 of the comparative example a giant crystallized product was produced during the production with a large Mn content, and cracks occurred during cold rolling, so that a fin material could not be obtained.
  • Fin material No. 10 of the comparative example has a low Si content and a low tensile strength after brazing.
  • the fin material No. 11 of the comparative example had a large Si content and was inferior in erosion resistance.
  • a giant crystallized product was formed during the production with a large Fe content, and cracks occurred during cold rolling, so that a fin material could not be obtained.
  • Fin material No. 13 of the comparative example the Zn content was low, the spontaneous potential was noble, and the sacrificial anode effect was poor.
  • Fin material No. 14 of the comparative example had a high Zn content, a high corrosion current density, and a poor self-corrosion resistance.
  • the final Red was high and the tensile strength before brazing was high, so that fin molding was difficult.
  • Fin material number 17 of the comparative example is intermediate The annealing temperature was low, the tensile strength before brazing was high, the sag amount was large, and the sag resistance was poor.
  • the melted twin belt slabs having the compositions of alloy numbers 1 and 2 shown in Table 1 and obtained in Example 1 were divided, and the thickness of the intermediate annealed sheet was changed under the respective plate making conditions shown in Table 4.
  • the steel sheet After cold rolling to a temperature of 100 ° C./sec in a continuous annealing furnace, the steel sheet was softened by intermediate annealing by water cooling without holding at 450 ° C. Next, the sheet was cold-rolled at a final cold rolling reduction shown in Table 4 to a thickness of 50 / m.
  • the heating rate was 50 ° C./hour
  • the temperature was maintained at each temperature shown in Table 4 for 2 hours
  • the cooling rate was 50 ° C. / Hour (up to 100 ° C) for soft fining to obtain fin material.
  • the tensile strength before brazing, tensile strength after brazing, crystal grain size after brazing, erosion resistance, sag resistance, sacrificial anode effect, and self-corrosion resistance were evaluated by the method shown in Example 1. Table 4 shows the results.
  • the fin materials Nos. 21, 22, and 23 produced by the method of the present invention exhibited tensile strength after brazing, erosion resistance, sag resistance, sacrificial anode effect, and self-corrosion resistance. All are good.
  • the fin materials 24, 25, and 26, in which the final cold rolling rate is high and the final annealing is not performed, of the comparative example have high tensile strength before brazing and are difficult to form, and the sag amount is large and the sag resistance is large. Inferior. Fin materials Nos.
  • a heat exchange having an appropriate strength before brazing for easy fin molding, a high strength after brazing, and excellent sag resistance, erosion resistance, self-corrosion resistance, and sacrificial anode effect.
  • a fin aluminum alloy fin material and a method for producing the same are provided.

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Abstract

【課題】　ろう付け後において高い強度と熱伝導率を有し、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およびその製造方法を提供する。 【解決手段】　Ｓｉ：０．５～１．５wt％、Ｆｅ：０．１５～１．０wt％、Ｍｎ：０．８～３．０wt％、Ｚｎ：０．５～２．５wt％を含み、さらに不純物としてのＭｇを０．０５wt％以下に限定し、残部が通常の不純物とＡｌからなる溶湯を注湯して、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０．０５～２．０mmに冷間圧延し、３５０～５００°Ｃで中間焼鈍を施し、冷延率１０～９６％の冷間圧延を行って最終板厚４０μｍ～２００μｍとした後、必要に応じて保持温度３００～４００°Ｃの最終焼鈍（軟化処理）を施す。

Description

明 細 書
熱交換器用高強度アルミニウム合金フィン材およびその製造方法 技術分野
[0001] 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およびその製 造方法に関し、詳しくは、ラジェータ、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レ、られるアルミ二 ゥム合金フィン材であって、ろう付け前の強度が適当であるためフィン成形が容易で 、つまりろう付け前の強度が高すぎてフィン成形が困難となることが無ぐし力、も、ろう 付け後の強度が高ぐ且つ伝熱特性、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およびその製造方法に関 する。
背景技術
[0002] 自動車のラジェータ、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、 A1— Mn系合金などからなるフィンとをろう付けすることにより組立てら れる。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— 12045 5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、 A1- 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））などがある。
[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。しかし、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、一層高い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 食性が望まれている。
[0005] 従来の A1— 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 率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、 Zr : 0. 02—0. 2wt%および Si : 0. 1-0. 8wt%を含むアル ミニゥム合金が提案されてレ、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率を有するが、 Mnが少なレ、ためろう付け後の強度が不十分で 、熱交換器として使用中にフィン倒れや変形が生じ易ぐ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を注湯してスラブを铸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 5 μ m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 させること力 S目的であり、又スラブを铸造する際の冷却速度を速くする手段について は铸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铸造 機による薄スラブ連続铸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
特許文献 2 :特開昭 50— 118919号公報
特許文献 3：特公昭 63 - 23260号公報
特許文献 4 :特開 2001— 226730号公報
発明の開示
発明が解決しょうとする課題
[0007] 本発明の目的は、フィン成形が容易な適度のろう付け前強度を有し、し力もろう付 け後には高い強度を有し、且つ耐サグ性、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およびその製造方法を提供す ることである。
課題を解決するための手段
[0008] 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、 Si:0.8— 1.4wt%、 Fe:0. 15— 0. 7wt%、 Mn:l. 5— 3. Owt%、 Z n:0. 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 部が通常の不純物と A1からなる溶湯を注湯して、双ベルト式铸造機により厚さ 5 10 mmの薄スラブを連続的に铸造した後、板厚 0.05-2.0mmに冷間圧延し、 350— 5 00° Cで中間焼鈍を施し、冷延率 10— 96%の冷間圧延を行って最終板厚を 40— 200 μ mとした後、必要に応じて保持温度 300— 400° Cで最終焼鈍（軟化処理）を 施すことを特徴とする。本発明は以下に記載する 5つの実施形態を含む。連続铸造 した薄スラブは、一旦ロールに卷き取った後に冷間圧延を行なう。
[0009] Si:0. 8— 1.4wt%、 Fe:0. 15— 0. 7wt%, Mn:l. 5— 3.0wt%、Zn:0. 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、残部が通常の 不純物と A1からなり、ろう付前の抗張力が 240MPa以下、且つろう付後の抗張力が 1 50MPa以上であることを特徴とする、高強度で且つ伝熱特性、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高強度アルミニウム合金フ イン材が本発明の第 1の実施形態である。
[0010] Si:0. 8— 1.4wt%、 Fe:0. 15—0. 7wt%、 Mn:l. 5—3.0wt%、Zn:0. 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、残部が通常の 不純物と A1からなり、ろう付前の抗張力が 240MPa以下、且つろう付後の抗張力が 1 50MPa以上、且つろう付後の再結晶粒径が 500 μ m以上であることを特徴とする、 高強度で且つ伝熱特性、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高強度アルミニウム合金フィン材が本発明の第 2の実施形態で ある。
[0011] Si:0. 8— 1.4wt%、 Fe:0. 15— 0. 7wt%, Mn:l. 5— 3.0wt%、Zn:0. 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、残部が通常の 不純物と A1からなる溶湯を注湯して、双ベルト式铸造機により厚さ 5— 10mmの薄スラ ブを連続的に铸造してロールに卷き取った後、板厚 0.05-0.4mmに冷間圧延し、 保持温度 350— 500° Cで中間焼鈍を施し、冷延率 10— 50%で冷間圧延を行って 最終板厚を 40— 200 μ mとすることを特徴とする、ろう付前の抗張力が 240MPa以 下、且つろう付後の抗張力が 150MPa以上の熱交換器用高強度アルミニウム合金フ イン材の製造方法が本発明の第 3の実施形態である。
[0012] Si : 0. 8— 1. 4wt%、Fe : 0. 15—0. 7wt%、Mn : l . 5—3. Owt%、Zn: 0. 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、残部が通常の 不純物と A1からなる溶湯を注湯して、双ベルト式錡造機により厚さ 5 10mmの薄スラ ブを連続的に錡造してロールに卷き取った後、板厚 0. 08-2. Ommに冷間圧延し、 350— 500° C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 40-200 μ mとした後、保持温度 300 400° Cの最終焼鈍を施すことを特徴とす る、ろう付前の抗張力が 240MPa以下、且つろう付後の抗張力が 150MPa以上の 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が本発明の第 4の実施形態 である。
[0013] Si : 0. 8— 1. 4wt%、Fe : 0. 15— 0. 7wt%, Mn : l . 5— 3. Owt%、Zn: 0. 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、残部が通常の 不純物と A1からなる溶湯を注湯して、双ベルト式铸造機により厚さ 5— 10mmの薄スラ ブを連続的に铸造してロールに卷き取った後、板厚 0. 08-2. Ommに冷間圧延し、 350— 500° Cの中間焼鈍を、連続焼鈍炉により昇温速度 100° C/分以上、且つ 保持時間 5分以内で行った後、冷延率 50— 96%の冷間圧延を行つて最終板厚 40 一 200 μ mとした後、保持温度 300— 400° Cの最終焼鈍を施すことを特徴とする、 ろう付前の抗張力が 240MPa以下、且つろう付後の抗張力が 150MPa以上の熱交 換器用高強度アルミニウム合金フィン材の製造方法が第 5の発明である。
発明の効果
[0014] 本発明によれば、フィン成形が容易な適度なろう付け前の抗張力、およびろう付け 後において高い強度を有し、伝熱特性、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が提供される。
発明を実施するための最良の形態
[0015] 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スラブ铸造からの圧延材と 双ベルト式連続铸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 下率との関係について種々の検討を行った結果、本発明を完成した。
[0016] 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。
[0017] 〔Si : 0. 8 1. 4wt%〕
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、同時に Mnの固溶量を減少させて熱伝導率を向 上させる。 Siの含有量が 0. 8wt%未満ではその効果が十分でなぐ 1. 4wt%を超え ると、ろう付け時にフィン材の溶融を生じるおそれがある。従って、好ましい含有範囲 は 0. 8- 1. 4wt%である。 Siのさらに好ましい含有量は 0. 9- 1. 4wt%の範囲であ る。
[0018] [Fe : 0. 15—0. 7wt%]
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 A1—（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率を 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レ、。 0. 7 ％を超えると合金の铸造時に粗大な A1— (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· 15-0. 7wt%である。 Feのさらに好ましい含有量は 0· 17—0. 6wt%の範囲 である。
[0019] 〔Mn: l . 5— 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 'M n)— 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 500 μ m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 1. 5wt%未満ではその効果が十分でなぐ 3. 0wt%を超えると合金の錡 造時に粗大な A1— (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率が低下する。従って、好ましい含有範囲は 1. 5—3. Owt%である。 Mnのさらに好ましい含有量は 1 · 8— 3· Owt%である。
[0020] 〔Ζη: 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ぐ 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率が低下する。従って、好ましい含有範囲は 0. 5-2. 5wt %である。 Znのさらに好ましい含有量は 1. 0- 1. 5wt%の範囲である。
[0021] 〔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、 MgF 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。
[0022] 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ぐ Cr、 Zr、 Ti、 Vは、微量でも材料の熱伝導率を著しく低 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 レ、。
[0023] 次に、本発明における薄スラブの铸造条件、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。
[0024] 〔薄スラブの铸造条件〕
双ベルト铸造法は、上下に対峙し水冷されてレ、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卷き取る連続錡造方法である。
本発明においては、铸造するスラブの厚さは 5 10mmが好ましレ、。この厚さである と板厚中央部の凝固速度も速ぐ均一組織でし力 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ぉレ、て結晶粒径の大きレ、優れた諸性質を有 するフィン材とすることができる。
[0025] 双ベルト式錡造機による薄スラブ厚さが 5mm未満であると、単位時間当たりに錡造 機を通過するアルミニウム量が小さくなりすぎて、铸造が困難になる。逆に厚さが 10 mmを超えると、ロールによる卷取りができなくなるため、スラブ厚さの範囲を 5— 10 mmとするのが好ましい。
[0026] なお、溶湯の凝固時の錡造速度は 5 15mZ分であることが好ましぐベルト内で 凝固が完了することが望ましい。铸造速度が 5mZ分未満の場合、铸造に時間が掛 力、りすぎて生産性が低下するため、好ましくない。錡造速度が 15mZ分を超える場 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。
[0027] 〔中間焼鈍条件〕
中間焼鈍の保持温度は 350— 500° Cが好ましい。中間焼鈍の保持温度が 350 。 C未満の場合、十分な軟ィ匕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° C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 A1— (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 500 μ m未満となり、耐サグ性と耐エロ 一ジョン性が低下する。
[0028] 中間焼鈍の保持時間は特に限定する必要はないが、 1一 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時間未満では、コイル全体の温度が不均一なま まで、板中における均一な再結晶組織の得られない可能性があるので好ましくない。 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 500 μ m以上を安定して確保する上で不利になるば力りでなぐ処理に 時間が掛カりすぎて生産性が低下するため、好ましくない。
[0029] 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° C/時間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° C/時間未満の場合、固溶 Mnの析出が進行してろう付け後の再結晶粒径 50 0 μ m以上を安定して確保する上で不利であるばかりでなぐ処理に時間が掛力 す ぎて生産性が低下するので、好ましくない。
[0030] 連続焼鈍炉による中間焼鈍の温度は 350 500° Cが好ましレ、。 350° C未満の 場合、十分な軟化状態を得ることができなレ、。しかし、保持温度が 500° C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 500 μ m未満となり、耐サグ性と耐エロージョン性が低下する。
[0031] 連続焼鈍の保持時間は 5分以内とすることが好ましい。連続焼鈍の保持時間が 5分 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 500 μ m以上を安 定して確保する上で不利になるばかりでなぐ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。
[0032] 連続焼鈍処理時の昇温速度および冷却速度は、昇温速度については 100° C/ 分以上とすることが好ましい。連続焼鈍処理時の昇温速度が 100° C/分未満の場 合、処理に時間が掛カ、りすぎて生産性が低下するため、好ましくない。
[0033] 〔最終冷延率〕
最終冷延率は 10 96%が好ましい。最終冷延率が 10%未満の場合、冷間圧延 で蓄積される歪エネルギーが少なぐろう付け時の昇温過程で再結晶が完了しない ため、耐サグ性と耐エロージョン性が低下する。最終冷延率が 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、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、 最終冷延板に保持温度 300— 400° Cで 1一 3時間程度の最終焼鈍（軟化処理）を 行っても諸特性を損なうことはない。特に連続焼鈍炉により中間焼鈍を施した後、最 終冷間圧延された板に、更に保持温度 300— 400° Cで 1一 3時間程度の最終焼鈍 (軟化処理）を施したフィン材は、フィン成形性に優れており、し力もろう付け後の強度 も高ぐ耐サグ性に優れている。
[0034] 本発明のアルミニウム合金フィン材は、双ベルト式铸造機により厚さ 5— 10mmの薄 スラブを連続的に錡造しロールに卷き取った後、板厚 0. 05- 2. Ommに冷間圧延し 、保持温度 350— 500° Cで中間焼鈍を施し、冷延率 10 96%の冷間圧延を行つ て最終板厚 40— 200 z mとした後、必要に応じて保持温度 300— 400° Cの最終 焼鈍（軟化処理）を施したものとする。この板材は、所定幅にスリツ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。
[0035] 本発明の方法によれば、双ベルト式铸造機による薄スラブ铸造時、スラブ中に A1—
(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 A1中に過飽和に 固溶した Mnと Siが、ろう付け時の高温カ卩熱によってサブミクロンレベルの A1—（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ツ タス中の固溶 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 A1— (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 A1— (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 500 μ m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。また、本発明において Mnの含有量を 1. 5wt%以上に限定したことから、ろう付 け後の再結晶粒の平均粒径が 3000 μ mを超えても抗張力が低下することはない。
[0036] さらに、双ベルト式铸造機は溶湯の凝固速度が速ぐ薄スラブ中に晶出する A1— (F e '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 5 μ ΐη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。
[0037] このように双ベルト式連続铸造法により薄スラブを铸造することにより、スラブ铸塊に おける A1—（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べ ルの A1— (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 5 00 z m以上と粗くすることで、ろう付け後の強度、熱伝導率、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。
実施例
[0038] 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〕 本発明例および比較例として、表 1に示した合金番号 1から 13の組成の合金溶湯 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铸造铸型に注湯し、铸造速 度 8m/分で厚さ 7mmのスラブを得た。溶湯の凝固時冷却速度は 50° C/秒であ つた。該スラブを表 2に示した板厚まで冷間圧延して板状とし、昇温速度 50° CZ時 間、表 2に示した各温度で 2時間保持、冷却速度 50° C/時間（100° Cまで）の中 間焼鈍を施して軟ィ匕させた。次いでこの板を冷間圧延して厚さ 50 μ mのフィン材とし た。
[0039] 比較例として、表 1に示した合金番号 14、 15の組成の合金溶湯を溶製し、常法の DC錡造 (厚さ 500mm、凝固時冷却速度約 1° C/秒）、面削、均熱処理、熱間圧延 、冷間圧延 (厚さ 84 z m)、中間焼鈍 (400° C X 2時間）、冷間圧延により厚さ 50 μ m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レ、て下記（1 )一 (3)の測定を行な つに。
[0040] ( 1 )得られたフィン材の抗張力（MPa )
(2)ろう付け温度を想定して 600— 605° C X 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バ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（ μ m)
[3] 銀塩化銀電極を照合電極として、 5%食塩水中で 60分浸漬後の自然電位 (mV)
[4] 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 20mVZ分 で行った力ソード分極より求めた腐食電流密度（ μ A/cm )
[5] JIS—H0505記載の導電性試験法で導電率 [Q/0IACS]
[0041] (3) 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)
(4)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° C/分で 605° Cまで加熱して 5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（〇印）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（ X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 X幅 21mm Xピッチ 3. 4mm、 10山
結果を表 3に示す。
[表 1]
Figure imgf000012_0001
[表 2]
中閬焼飩板
錶造板厚 最終板厚
No. 庫 中間焼鈍 最終 Red. 備考
No. (mm) (μηι)
(μπι)
1 1 7 63 400°C 20% 50 本発明例
2 1 7 84 400°C 40% 50 本発明例
3 2 7 84 400°C 40% 50 本発明例
4 3 フ 84 400°C 40% 50 本発明例
5 4 フ 84 400°C 40% 50 本発明例
6 5 7 84 400°C 40% 50 本発明例
7 6 7 84 400°C 40% 50 本発明例
8 7 フ 84 400。C 40% 50 比較例
9 8 7 84 400°C 40% 50 比較例
10 9 7 84 400°C 40% 50 比較例
11 10 7 84 400。C 40% 50 比較例
12 11 7 84 400°C 40% 50 比較例
13 12 7 84 400°C 40% 50 比較例
14 13 7 84 400°C 40% 50 比較例
15 1 7 250 400°C 80% 50 比較例
16 2 フ 250 400°C 80% 50 比較例
17 1 7 84 300。C 40% 50 比較例
18 1 7 84 520"C 40% 50 比較例
19 14 500 84 400°C 40% 50 比較例
20 15 500 84 400°C 40% 50 比較例
[表 3]
導《 耐ェ
ろう付前 ろう付後 腐食 W流密 30. サグ量 自然 R位 率 P—
N o . 抗張力 抗張力 結晶粒径 度 備考
No. (mm) (mV) %IAC ジョ
(MPa) (MPa) (μΑ/cm2)
S ン性
1 1 226 156 5000pm 12.4 -825 0.7 43.6 O 本発明例
2 1 235 156 3200 m 14.5 -826 0.7 43.6 O 本発明例
3 2 234 155 2300μΓη 13.8 -821 0.9 44.3 O 本発明例
4 3 238 156 2000μιη 16.フ -816 0.8 41.6 O 本発明例
5 4 239 161 2400μιη 15.8 -815 0.9 41.3 O 本発明例
6 5 220 155 2700μΓη 17.8 -817 0.6 44.3 〇 本発明例
7 6 223 157 3100pm 17.9 -805 0.8 41.5 o 本発明例
8 フ 206 129 59 ο0pm 18.0 -797 0.6 46.0 o 比較例
9 8 錶造時に巨大 B出物生成， 圧延中に割れを生じた - 比較例
10 9 216 135 2100 m 19.0 -824 0.7 43.8 o 比較例
11 10 276 167 2800μιη 21.0 -821 0.7 43.7 X 比較例
12 11 銪造時に巨大 &出物生成， 圧延中に割れを生じた - 比較例
13 12 232 154 3100pm 16.0 -730 0.6 43.9 o 比較例
14 13 229 153 2900μιη 18.0 -875 2.1 43.8 X 比較例
15 1 260 161 650μιη 18.8 -825 0.7 43.6 o 比較例
16 2 258 159 820μιη 18.7 -820 0.9 44.3 o 比較例
17 1 290 159 1800μηη 34.2 -823 0.7 43.4 o 比較例
18 1 230 157 190μΓη 30.3 -821 0.7 43.3 X 比較例
19 14 190 134 Ι ΙΟμπη 19.8 -798 1.7 43.9 X 比較例
20 15 176 112 27.0 -813 2.0 38.2 X 比較例
[0043] 表 3の結果から、本発明によるフィン材は、ろう付け後の抗張力、耐エロージョン性、 耐サグ性、犠牲陽極効果および自己耐食性のいずれも良好であることが判る。比較 例のフィン材番号 8は、 Mn含有量が低ぐろう付け後抗張力が低い。比較例のフィン 材番号 9は、 Mn含有量が多ぐ鎵造時に巨大晶出物が生成し、冷間圧延中に割れ を生じフィン材が得られなかった。比較例のフィン材番号 10は、 Si含有量が低く、ろう 付け後抗張力が低い。比較例のフィン材番号 11は、 Si含有量が多ぐ耐エロージョ ン性が劣った。比較例のフィン材番号 12は、 Fe含有量が多ぐ錶造時に巨大晶出物 が生成し、冷間圧延中に割れを生じフィン材が得られなかった。
[0044] 比較例のフィン材番号 13は、 Zn含有量が低ぐ自然電位が貴であり、犠牲陽極効 果が劣った。比較例のフィン材番号 14は、 Zn含有量が多ぐ腐食電流密度が高ぐ 自己耐食性が劣った。比較例のフィン材番号 15、 16は、最終 Red.が高ぐろう付け 前の抗張力が高ぐフィン成形が困難であった。比較例のフィン材番号 17は、中間 焼鈍の温度が低ぐろう付け前の抗張力が高ぐまたサグ量も大きく耐サグ性が劣つ た。比較例のフィン材番号 18は、中間焼鈍の温度が高ぐろう付け後の結晶粒径が 小さく耐エロージョン性が劣り、またサグ量も大きく耐サグ性が劣った。常法の DC铸 造 (厚さ 500mm、凝固時冷却速度約 1° C/秒）、面削、均熱処理、熱間圧延、冷 間圧延 (厚さ 84 x m)、中間焼鈍 (400° C X 2時間）、冷間圧延により得られた Μη含 有量の低レ、比較例のフィン材番号 19および Si、 Mn含有量の低レ、比較例のフィン材 番号 20は、ろう付け後の抗張力が低ぐろう付け後の結晶粒径が小さく耐エロージョ ン性が劣り、また腐食電流密度が高ぐ自己耐食性が劣った。
〔実施例 2〕
実施例および比較例として実施例 1で得られた表 1に示した合金番号 1および 2の 組成の溶製双ベルト铸造スラブを分割し、表 4に示した各製板条件で中間焼鈍板厚 まで冷間圧延した後、連続焼鈍炉において昇温速度 100° C/秒で加熱し、 450° C保持なしで、水冷却により中間焼鈍を施して軟化させた。次いで該板を表 4に示し た最終冷延率で冷間圧延して厚さ 50 / mとした。さらに、実施例のフィン材番号 21 一 23および比較例のフィン材番号 27— 30については、昇温速度 50° C/時間、表 4に示した各温度で 2時間保持、冷却速度 50° C/時間（100° Cまで）の最終焼鈍 を施して軟ィ匕させフィン材とした。これらフィン材について、実施例 1に示した方法で、 ろう付け前の抗張力、ろう付け後の抗張力、ろう付け後の結晶粒径、耐エロージョン 性、耐サグ性、犠牲陽極効果および自己耐食性を評価した結果を表 4に示す。
[表 4]
全
口 m. 中閱焼飩板 最終板厚
N o . 中 ra焼鈍 最終 Red. 最終焼鈍 備考
No. 厚 (mm) (μιτι)
21 1 0.25 450¾ 80% 350°C 50 本発明例
22 1 1.00 450°C 95% 350°C 50 本発明例
23 2 1.00 450°C 95% 350°C 50 本発明例
24 1 0.25 450°C 80% なし 50 比較例
25 1 1.00 450°C 95% なし 50 比較例
26 2 1.00 450°C 95% なし 50 比較例
27 1 1.00 450°C 95% 250。C 50 比較例
28 2 1.00 450。C 95% 250°C 50 比較例
29 1 1.00 450°C 95% 450。C 50 比較例
30 2 1.00 450°C 95% 450°C 50 比較例 5]
Figure imgf000016_0001
表 5に示されているように、本発明方法で製造されたフィン材番号 21、 22、および 2 3は、ろう付け後の抗張力、耐エロージョン性、耐サグ性、犠牲陽極効果および自己 耐食性のいずれも良好である。これに対し、比較例の最終冷延率が高く最終焼鈍を 行わないフィン材番号 24、 25、および 26はろう付け前の抗張力が高くフィン成形が 困難であり、またサグ量も大きく耐サグ性に劣る。比較例の最終焼鈍温度の低いフィ ン材番号 27、 28は、ろう付け前の抗張力が高くフィン成形が困難であり、またサグ量 も大きく耐サグ性に劣る。比較例の最終焼鈍温度の高いフィン材番号 29、 30は、ろう 付け前の抗張力は低いが〇材となってしまレ、、伸びがそれぞれ、 11 %、 12%と高くフ イン成形が困難で劣ることが分かる。
産業上の利用可能性
本発明によって、フィン成形が容易な適度のろう付け前強度を有し、しかもろう付け 後には高い強度を有し、且つ耐サグ性、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およびその製造方法が提供され る。

Claims

請求の範囲
Si:0. 8— 1.4wt%、 Fe:0. 15—0. 7wt%、 Mn:l. 5—3.0wt%、Zn:0. 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、残部が通常の 不純物と A1からなり、ろう付前の抗張力が 240MPa以下、且つろう付後の抗張力が 1 50MPa以上であることを特徴とする、高強度で且つ伝熱特性、耐エロージョン性、耐 サグ性、犠牲陽極効果および自己耐食性に優れた熱交換器用高強度アルミニウム 合金フィン材。
Si:0. 8— 1.4wt%、 Fe:0. 15— 0. 7wt%, Mn:l. 5— 3. Owt%、Zn:0. 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、残部が通常の 不純物と A1からなり、ろう付前の抗張力が 240MPa以下、ろう付後の抗張力が 150 MPa以上、且つろう付後の再結晶粒径が 500 μΐη以上であることを特徴とする、高 強度で且つ伝熱特性、耐エロージョン性、耐サグ性、犠牲陽極効果、 自己耐食性に 優れた熱交換器用高強度アルミニウム合金フィン材。
Si:0. 8— 1.4wt%、 Fe:0. 15— 0. 7wt%, Mn:l. 5— 3. Owt%、Zn:0. 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、残部が通常の 不純物と A1からなる溶湯を注湯して、双ベルト式錡造機により厚さ 5 10mmの薄スラ ブを連続的に錡造してロールに卷き取った後、板厚 0.05-0.4mmに冷間圧延し、 保持温度 350— 500° Cで中間焼鈍を施し、冷延率 10— 50%の冷間圧延を行って 最終板厚 40— 200 μ mとすることを特徴とする、ろう付前の抗張力が 240MPa以下 、且つろう付後の抗張力が 150MPa以上の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。
Si:0. 8— 1.4wt%、 Fe:0. 15—0. 7wt%、 Mn:l. 5—3. Owt%、Zn:0. 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、残部が通常の 不純物と A1からなる溶湯を注湯して、双ベルト式錡造機により厚さ 5 10mmの薄スラ ブを連続的に铸造してロールに卷き取った後、板厚 0.08-2. Ommに冷間圧延し、 350— 500° C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 40— 200 μ mとした後、保持温度 300— 400° Cで最終焼鈍を施すことを特徴とす る、ろう付前の抗張力が 240MPa以下、且つろう付後の抗張力が 150MPa以上の 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。
前記 350— 500° Cの中間焼鈍を、連続焼鈍炉により昇温速度 100° C/分以上 、且つ保持時間 5分以内で行うことを特徴とする、請求項 4に記載の熱交換器用高強 度アルミニウム合金フィン材の製造方法。
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