JP5055881B2 - 熱交換器用アルミニウム合金フィン材の製造方法およびフィン材をろう付けする熱交換器の製造方法 - Google Patents

Description

本発明は、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およびフィン材をろう付けする熱交換器の製造方法に関する。

アルミニウム製熱交換器は、アルミニウム合金フィン材をアルミニウム製の作動流体通路構成材料などにろう付けして構成される。熱交換器の性能特性を向上させるため、このアルミニウム合金フィン材の基本特性として、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。

フィン材には、上記の基本特性を満足するために、Ｍｎ、Ｆｅが添加されているが、最近では、製造プロセスに工夫を凝らして、さらにろう付け前の抗張力が低く、且つろう付け後の抗張力が高い熱交換器用アルミニウム合金フィンが開発されている。

特許文献１には、Ｓｉ：０．８〜１．４ｗｔ％、Ｆｅ：０．１５〜０．７ｗｔ％、Ｍｎ：１．５〜３．０ｗｔ％、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０．０５〜０．４ｍｍに冷間圧延し、３５０〜５００℃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４０〜２００μｍとする、ろう付け前の抗張力が２４０ＭＰａ以下、且つろう付け後の抗張力が１５０ＭＰａ以上の熱交換器用アルミニウム合金フィンの製造方法が開示されている。

一方、アルミニウム合金フィン材をアルミニウム製の作動流体通路構成材料などにろう付けする際、ろう付け後の冷却速度を規定することで所定の強度を得る熱交換器製造方法についても開発されてきた。

特許文献２には、ろう付け加熱後の冷却速度に着目して、ろう付け加熱後の引張強度の大きいフィンを得る熱交換器の製造方法が開示されている。具体的には、Ａｌ熱交換器をろう付けにより作成するに際し、ろう付け温度から３５０℃までの冷却を、冷却速度１００℃/ｍｉｎ〜１０００℃/ｍｉｎで行うことにより、引張強度の大きいフィンを得る熱交換器の製造方法である。

特許文献３には、チューブとフィンを積層し、チューブ両端にヘッダーを取付け、塩化物系フラックスを使用し、大気中、乾燥空気中あるいはフッ化物系非腐食性フラックスを使用し、不活性ガス中でろう付け接合するアルミニウム製熱交換器の製造において、ブレージングシートを使用し、外面がＡｌ−Ｓｉ系合金ろう材からなり、内面がＡｌ−Ｚｎ系合金からなるチューブを作製し、ロウ付け接合後の５００℃から２００℃までの冷却を５０℃/ｍｉｎ以上の速度で冷却することを特徴とするアルミニウム熱交換器の製造方法が開示されている。

しかし、上記特許文献１には、ろう付け加熱後の導電率（熱伝導度）についての記載はあるが、特にろう付け加熱後の冷却速度についての記述は見当たらない。

また、上記特許文献２，３には、ろう付け加熱後の冷却速度を規定して、高強度のフィン材を得る技術については開示されているが、ロウ付け加熱後の導電率（熱伝導度）についての記載は見当たらない。

さらに、最近では、フィン材の更なる薄肉化のため、基本的なろう付け特性に加え、ろう付け後の耐力が高く、且つろう付け後の熱伝導性に優れたアルミニウム合金フィン材の開発が望まれていた。

特開２００５−２２０３７５ 特開平１−９１９６２ 特開平２−１４２６７２

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、しかもろう付け後には高い強度を有し、且つろう付け後の熱伝導度（導電率）の高い、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、その製造方法および前記フィン材を用いた熱交換器の製造方法を提供することである。

上記の目的を達成するために、本発明によれば、Ｓｉ：０．７〜１．４wt％、Ｆｅ：０．５〜１．４wt％、Ｍｎ：０．７〜１．４wt％、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、残部不可避的不純物とＡｌからなる組成を有し、ろう付後の抗張力が１３０ＭＰａ以上、耐力が４５ＭＰａ以上であり、ろう付け後の再結晶粒径が５００μｍ以上、且つろう付け後の導電率４７％ＩＡＣＳ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アルミニウム合金フィン材が提供される。

上記の本発明のフィン材を製造する方法は、上記フィン材の組成を有する溶湯を注湯して、双ベルト式鋳造機により厚さ５〜１０mmの薄スラブを連続的に鋳造してロールに巻き取った後、第１段の冷間圧延を行って板厚１．０〜６．０mmとし、２５０〜５５０℃で第１次中間焼鈍を施し、更に第２段の冷間圧延を行って板厚０．０５〜０．４ｍｍとし、３６０〜５５０℃での第２次中間焼鈍を施し、冷間圧延率２０〜７５％の最終冷間圧延を行って最終板厚４０〜２００μｍとすることを特徴とする。

さらに、本発明者は、ろう付け後の耐力が高く、且つろう付け後の熱伝導性に優れたフィン材を得るためには、フィン材そのものの製造プロセスと共に、フィン材を熱交換器にろう付けした後の冷却速度を適切な範囲に制御することが重要であるとの結論に至った。

すなわち、上記の本発明のアルミニウム熱交換器を製造する方法は、本発明のフィン材をろう付け加熱することによりアルミニウム製熱交換器を製造する方法において、前記ろう付け加熱後の少なくともろう付温度から４００℃までの温度範囲を冷却速度１０〜５０℃/ｍｉｎで冷却することを特徴とする。

本発明の熱交換器用アルミニウム合金フィン材は、組成と、ろう付け後の耐力、再結晶粒径、導電率とを規定したことにより、高強度で且つ優れた伝熱特性、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を確保できる。

本発明のフィン材の製造方法は、本発明のフィン材の組成の溶湯を用いて、双ベルト式鋳造機で薄スラブとし、規定した条件で冷間圧延／焼鈍／冷間圧延／焼鈍／冷間圧延を行なうことにより、上記の諸特性を備えたフィン材を製造することができる。

本発明の熱交換器の製造方法は、本発明のフィン材をろう付けした後の冷却速度を規定したことにより、Ａｌ-Ｍｎ析出物、Ａｌ-（Ｆｅ・Ｍｎ）-Ｓｉ系析出物を析出させ、ろう付け後に高い導電率を達成できる。

本発明の熱交換器用アルミニウム合金フィン材の組成を限定した理由を説明する。

〔Ｓｉ：０．７〜１．４wt％〕
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度（導電率）を向上させる。Ｓｉの含有量が０．７wt％未満ではその効果が十分でなく、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、Ｓｉ含有量は０．７〜１．４wt％に限定する。好ましくは、Ｓｉ含有量は０．８〜１．２wt％である。

〔Ｆｅ：０．５〜１．４wt％〕
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Ａｌ−（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度（導電率）を向上させる。Ｆｅの含有量が０．５wt％未満では強度が低下して好ましくない。１．４wt％を超えると合金の鋳造時に粗大なＡｌ−（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、Ｆｅ含有量は０．５〜１．４wt％に限定する。好ましくは、Ｆｅ含有量は０．５〜１．２wt％である。

〔Ｍｎ：０．７〜１．４wt％〕
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・Ｍｎ）−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５００μｍ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０．７wt％未満ではその効果が十分でなく、１．４wt％を超えると合金の鋳造時に粗大なＡｌ−（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度（導電率）が低下する。従って、Ｍｎ含有量は０．７〜１．４wt％に限定する。好ましくは、Ｍｎ含有量は０．８〜１．３wt％である。

〔Ｚｎ：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く、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度（導電率）が低下する。従って、Ｚｎ含有量は０．５〜２．５wt％に限定する。好ましくは、Ｚｎ含有量は１．０〜２．０wt％である。

〔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不純物である。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、ＭｇＦ₂ 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、Ｍｇ含有量は０．０５wt％以下に限定する。

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く、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い。

次に、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における諸条件の限定理由を説明する。

〔双ベルト式鋳造機により厚さ５〜１０mmの薄スラブを連続的に鋳造〕
双ベルト鋳造法は、上下に対峙し水冷されてい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巻き取る連続鋳造方法である。
本発明の製造方法においては、鋳造するスラブの厚さは５〜１０mmに限定する。この厚さであると板厚中央部の凝固速度も速く、均一組織でしかも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おいて結晶粒径の大きい優れた諸性質を有するフィン材とすることができる。

双ベルト式鋳造機による薄スラブ厚さが５mm未満であると、単位時間当たりに鋳造機を通過するアルミニウム量が小さくなりすぎて、鋳造が困難になる。逆に厚さが１０mmを超えると、ロールによる巻取りができなくなるため、スラブ厚さの範囲は５〜１０mmに限定する。

なお、溶湯の凝固時の鋳造速度は５〜１５ｍ／ｍｉｎ であることが好ましく、ベルト内で凝固が完了することが望ましい。鋳造速度が５ｍ／ｍｉｎ 未満の場合、鋳造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。鋳造速度が１５ｍ／ｍｉｎ 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。

上記のような鋳造条件の下で、鋳造時のスラブ１/４厚みの位置におけるスラブ冷却速度（凝固速度）は、２０〜１５０℃/sec程度である。このように比較的速い冷却速度で溶湯が凝固することによって、本発明の化学組成の範囲内において、鋳造時に晶出するＡｌ−（Ｆｅ・Ｍｎ）−Ｓｉなどの金属間化合物のサイズを１μｍ以下に制御することが可能となり、Ｆｅ、Ｓｉ、Ｍｎなどの元素のマトリックスへの固溶量を高めることができる。

〔第１段の冷間圧延を行って板厚１．０〜６．０mmとし〕
引き続く、第１次中間焼鈍における十分な軟化状態を得るためと、マトリックス中のＳｉ、Ｆｅ、Ｍｎ等の固溶元素を十分に析出させるために、第１段の冷間圧延の板厚は１．０〜６．０ｍｍに限定する。６．０ｍｍより厚い板厚では、その効果が十分ではなく、１．０ｍｍ未満では第１段の冷間圧延時に耳割れが発生するなど圧延性が低下する。また、その後の第２段の冷間圧延と最終冷間圧延とのバランスを取るためにも制御が必要となる。

〔２５０〜５５０℃で第１次中間焼鈍を施し〕
第１次中間焼鈍の保持温度は２５０〜５５０℃に限定する。第1次中間焼鈍の保持温度が２５０℃未満の場合、十分な軟化状態を得ることができない。第１次中間焼鈍の保持温度が５５０℃を超えると、マトリックス中のＳｉ、Ｆｅ、Ｍｎ等の固溶元素が十分に析出せず、ろう付加熱後の熱伝導度（導電率）が低下する。

第１次中間焼鈍の保持時間は特に限定する必要はないが、１〜５ｈｒの範囲とすることが好ましい。第１次中間焼鈍の保持時間が１ｈｒ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組織の得られない可能性があるので好ましくない。第１次中間焼鈍の保持時間が５ｈｒを超えると、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。

第１次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℃／ｈｒ以上とすることが好ましい。第１次中間焼鈍処理時の昇温速度および冷却速度が３０℃／ｈｒ未満の場合、処理に時間が掛かりすぎて生産性が低下するので、好ましくない。

連続焼鈍炉による第１中間焼鈍の温度は４００〜５５０℃が好ましい。４００℃未満の場合、十分な軟化状態を得ることができない。しかし、保持温度が５５０℃を超えると、マトリックス中のＳｉ、Ｆｅ、Ｍｎ等の固溶元素が十分に析出せず、ろう付加熱後の熱伝導度（導電率）が低下する。

連続焼鈍の保持時間は５ｍｉｎ以内とすることが好ましい。連続焼鈍の保持時間が５ｍｉｎを超えると、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。

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℃／ｍｉｎ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℃／ｍｉｎ未満の場合、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。

〔更に第２段の冷間圧延を行って板厚０．０５〜０．４ｍｍとし〕
第２段の冷間圧延は、引き続く第２次中間焼鈍における十分な軟化状態を得るためと、マトリックス中のＳｉ、Ｆｅ、Ｍｎ等の固溶元素を十分に析出させるために必要である。
板厚が０．４ｍｍを超えるとその効果が十分ではなく、０．０５ｍｍ未満では、引き続く最終冷間圧延にかける圧下率を制御することができなくなる。このため、第２段の冷間圧延後の板厚は０．０５〜０．４ｍｍに限定する。

〔３６０〜５５０℃での第２次中間焼鈍を施し〕
第２次中間焼鈍の保持温度は３６０〜５５０℃に限定する。第２次中間焼鈍の保持温度が３６０℃未満の場合、十分な軟化状態を得ることができない。しかし、第２次中間焼鈍の保持温度が５５０℃を超えると、マトリックス中のＳｉ、Ｆｅ、Ｍｎ等の固溶元素が十分析出せず、ろう付加熱後の熱伝導度（導電率）の低下およびろう付け時の再結晶阻止作用が弱まって、再結晶粒径が５００μｍ未満となり、ろう付け時の耐サグ性と耐エロージョン性が低下する。

第２次中間焼鈍の保持時間は特に限定する必要はないが、１〜５ｈｒの範囲とすることが好ましい。第２次中間焼鈍の保持時間が１ｈｒ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組織の得られない可能性があるので好ましくない。第２次中間焼鈍の保持時間が５ｈｒを超えると、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。

第２次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℃／ｈｒ以上とすることが好ましい。第２次中間焼鈍処理時の昇温速度および冷却速度が３０℃／ｈｒ未満の場合、処理に時間が掛かりすぎて生産性が低下するので、好ましくない。

〔冷間圧延率２０〜７５％の最終冷間圧延を行って最終板厚４０〜２００μｍとする〕
＜冷間圧延率：２０〜７５％＞
最終冷間圧延における冷間圧延率が２０％未満の場合、冷間圧延で蓄積される歪エネルギーが少なく、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。冷間圧延率が７５％を超えると，製品強度が高くなりすぎて，フィン材成形において所定のフィン形状を得る事が困難になる。従って、最終冷間圧延における冷間圧延率は２０〜７５％に限定する。
＜最終板厚：４０〜２００μｍ＞
フィン材の板厚が４０μｍ未満では熱交換器としての強度が不足することに加えて、空気熱伝導が低くなる。フィン材の板厚が２００μｍを超えると、熱交換器の重量が大きくなる。

本発明のアルミニウム合金フィン材の製造方法により製造された板材は、一般に所定幅にスリッ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。

本発明の熱交換器の製造方法における製造条件の限定理由を説明する。
〔ろう付け加熱後の少なくともろう付温度から４００℃までの温度範囲を冷却速度１０〜５０℃/ｍｉｎで冷却〕
アルミニウム熱交換器のろう付は、６００℃程度で行われるのが一般的である。
ろう付け加熱後の少なくともろう付温度から４００℃までの温度範囲を冷却速度１０〜５０℃/ｍｉｎで冷却しなくてはならない。ろう付け加熱後のろう付温度から３００℃までの温度範囲を冷却速度１０〜５０℃/ｍｉｎで冷却することが望ましい。ろう付け加熱後のろう付温度から２００℃までの温度範囲を冷却速度１０〜５０℃/ｍｉｎで冷却することがさらに望ましい。

このように本発明品のフィン材は、ろう付け加熱後の冷却速度を遅くするほど、Ａｌ-Ｍｎ析出物、Ａｌ-（Ｆｅ・Ｍｎ）-Ｓｉ系析出物の析出量が多くなるため、ろう付け後の導電率４７％ＩＡＣＳ以上を達成することができる。ろう付け後の冷却速度が１０℃/ｍｉｎ未満である場合、熱交換器の生産性が著しく低下する。ろう付け後の冷却速度が５０℃/ｍｉｎを超える場合、ろう付け後の導電率４７％ＩＡＣＳ以上を達成することが困難となる。また、５０℃/ｍｉｎ以上のろう付け後冷却速度に対して、１０〜５０℃/ｍｉｎの範囲内であれば、ろう付け後の抗張力と耐力が高いフィン材とすることができる。

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９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鋳造機に注湯し、鋳造速度８ｍ／ｍｉｎ で厚さ７ｍｍのスラブを得た。スラブ厚み１/４における溶湯の凝固時冷却速度は５０℃／ｓｅｃ であった。該薄スラブを４ｍｍまで冷間圧延し，昇温速度５０℃／ｈｒで昇温して、４００℃で２ｈｒ保持した後、冷却速度５０℃／ｈｒで１００℃まで冷却する第１次中間焼鈍処理を施した。次いで１２０μｍまで冷間圧延した後、昇温速度５０℃／ｈｒで昇温して、４００℃で２ｈｒ保持した後、冷却速度５０℃／ｈｒで１００℃まで冷却する第２中間焼鈍処理を施した。次いで冷間圧延を施し、厚さ６０μｍのフィン材とした。

比較例として、表１に示した合金番号１０の組成の合金溶湯を溶製し、常法のＤＣ鋳造（厚さ５６０mm、凝固時冷却速度約１℃／ｓｅｃ ）、面削、均熱処理、熱間圧延、冷間圧延（厚さ９０μｍ）、中間焼鈍（４００℃×２ｈｒ）、冷間圧延により厚さ６０μｍ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いて下記（１）〜（３）の測定を行なった。

（１）ろう付け前の引張特性
上記得られたフィン材の抗張力（ＭＰａ）および破断伸び（％）
（２）ろう付け後の引張特性、結晶粒径、導電性
〔ろう付加熱条件〕
昇温速度２０℃／ｍｉｎで昇温して、６００〜６０５℃で３ｍｉｎ間保持した後に、２００℃まで、冷却速度２０℃／ｍｉｎで冷却し，その後加熱炉から出し、室温まで冷却した。
〔試験項目〕
[1] 抗張力、耐力（ＭＰａ ）
[2] 結晶粒径
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（μｍ）を測定
[3] ＪＩＳ−Ｈ０５０５記載の導電性試験法で導電率［％ＩＡＣＳ］

（３）ろう付性（エロージョン試験）
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２１５ｇ）し、昇温速度５０℃／ｍｉｎ で６０５℃まで加熱して５ｍｉｎ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（○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（×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×幅２１mm×ピッチ３．４mm、１０山
測定結果を表１に示す。

表１の結果から、本発明方法で製造されたフィン材は、Ｈ材の抗張力、ろう付（耐エロージョン）性、ろう付け後の抗張力、耐力、導電率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４は、Ｓｉ含有量が少なく、ろう付け後抗張力、耐力、導電率が低い。

比較例のフィン材番号５は、Ｓｉ含有量が多く、ろう付性評価でエロージョンが劣っていた。

比較例のフィン材番号６は、Ｆｅ含有量が少なく、ろう付け後抗張力、導電率が低い。

比較例のフィン材番号７は、Ｆｅ含有量が多く、鋳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８は、Ｍｎ含有量が少なく、ろう付け後抗張力、耐力が低い。

比較例のフィン材番号９は、Ｍｎ含有量が多く、Ｈ材抗張力が高く，ろう付け後の導電率が低い。

比較例のフィン材番号１０は、常法のＤＣ鋳造（厚さ５６０ｍｍ、凝固時冷却速度約１℃／ｓｅｃ ）、面削、均熱処理、熱間圧延、冷間圧延（厚さ９０μｍ）、中間焼鈍（４００℃×２ｈｒ）、冷間圧延により得られたフィン材であり、ろう付け後の耐力が低く、ろう付け後の結晶粒径が小さく、ろう付（耐エロージョン）性が劣り、またろう付後の導電率も低い。

〔実施例２〕
本発明例および比較例として、実施例１で得られた合金番号２のフィン材をろう付加熱処理する際に種々の冷却速度で冷却した。
すなわち、昇温速度２０℃／ｍｉｎで昇温して、６００〜６０５℃で３ｍｉｎ間保持した後に、表２に示す下温度（４００℃、２００℃）まで表２に示す冷却速度（６０、４０、３０、２０、１０℃／ｍｉｎ）で冷却し、その後加熱炉から出し、室温まで冷却した。
これらろう付加熱処理されたフィン材について、ろう付け後の抗張力・耐力、導電率を測定した。引張試験および導電率の測定は実施例１と同様の方法で行なった。測定結果を表２に示す。

表２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を本発明方法のろう付加熱後の冷却条件にてろう付加熱した番号２、１３、１４は、６００℃から２００℃までの温度範囲を２０、３０、４０℃／ｍｉｎの冷却速度で冷却したため、ろう付加熱後の抗張力、耐力、耐エロージョン性、導電率のいずれも良好の結果が得られたことが判る。

本発明方法で製造されたフィン材を本発明方法のろう付加熱後の冷却条件にてろう付加熱した番号１１、１２は、６００℃から４００℃までの温度範囲を1０、２０℃／ｍｉｎの冷却速度で冷却したため、ろう付加熱後の抗張力、耐力、耐エロージョン性、導電率のいずれも良好な結果が得られたことが判る。

比較例のフィン材番号１５は、ろう付加熱後の冷却条件が本発明方法よりも速かったため、ろう付加熱後の導電率が低い。

比較例のフィン材番号１６は、ＤＣ鋳造スラブ圧延品であるため、且つろう付加熱後の冷却条件が本発明方法よりも速かったため、ろう付加熱後の、耐力、導電率が低い。

比較例のフィン材番号１０は、ＤＣ鋳造スラブ圧延品であるため、ろう付加熱後の冷却条件が本発明方法の範囲内であるにも拘らず、ろう付加熱後の、耐力、導電率が低い。

本発明によれば、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、且つろう付け後の熱伝導度（導電率）の高い、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、その製造方法および前記フィン材を用いた熱交換器の製造方法が提供される。

Claims (4)

1. Ｓｉ：０．７〜１．４wt％、Ｆｅ：０．５〜１．４wt％、Ｍｎ：０．７〜１．４wt％、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、残部不可避的不純物とＡｌからなる組成を有し、ろう付後の抗張力が１３０ＭＰａ以上、耐力が４５ＭＰａ以上であり、ろう付け後の再結晶粒径が５００μｍ以上、且つろう付け後の導電率４７％ＩＡＣＳ以上であ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アルミニウム合金フィン材の製造方法であって、
   前記組成の溶湯を注湯して、双ベルト式鋳造機により厚さ５〜１０mmの薄スラブを連続的に鋳造してロールに巻き取った後、第１段の冷間圧延を行って板厚１．０〜６．０mmとし、２５０〜５５０℃で第１次中間焼鈍を施し、更に第２段の冷間圧延を行って板厚０．０５〜０．４ｍｍとし、３６０〜５５０℃での第２次中間焼鈍を施し、冷間圧延率２０〜７５％の最終冷間圧延を行って最終板厚４０〜２００μｍとすることを特徴とする、熱交換器用アルミニウム合金フィン材の製造方法。
2. 前記第１次中間焼鈍を、連続焼鈍炉により昇温速度１００℃／ｍｉｎ以上、且つ保持温度４００〜５５０℃で保持時間５ｍｉｎ以内で行うことを特徴とする、請求項１に記載の熱交換器用アルミニウム合金フィン材の製造方法。
3. Ｓｉ：０．７〜１．４wt％、Ｆｅ：０．５〜１．４wt％、Ｍｎ：０．７〜１．４wt％、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、残部不可避的不純物とＡｌからなる組成を有し、ろう付後の抗張力が１３０ＭＰａ以上、耐力が４５ＭＰａ以上であり、ろう付け後の再結晶粒径が５００μｍ以上、且つろう付け後の導電率４７％ＩＡＣＳ以上であ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アルミニウム合金フィン材をろう付け加熱することによりアルミニウム製熱交換器を製造する方法において、前記ろう付け加熱後の少なくともろう付温度から４００℃までの温度範囲を冷却速度１０〜５０℃/ｍｉｎで冷却することを特徴とするアルミニウム製熱交換器の製造方法。
4. フッ化物系非腐食性フラックスを使用し、不活性ガス中でろう付け接合することを特徴とする請求項３に記載のアルミニウム製熱交換器の製造方法。