钎焊性和抗下垂性优良的热交换器用铝合金鳍片材料及其制造方法

摘要

本发明提供具有高强度、钎焊性和抗下垂性优良的热交换器用铝合金鳍片材料及其制造方法。本发明涉及热交换器用铝合金鳍片材料，其以质量％计含有Si:0.6～1.6％、Fe:0.5～1.2％、Mn:1.2～2.6％、Zn:0.4～3.0％、Cu:低于0.2％，余分由不可避免的杂质和Al构成，作为杂质的Mg限制为低于0.05％，钎焊加热前的抗张强度为160～260MPa，钎焊加热前的抗张强度与0.2％屈服强度的差值为10～50MPa。金相中的圆当量直径为3μm以上的第二相粒子的密度为70～220个/mm

说明书

技术领域

本发明涉及用于汽车用散热器等热交换器的、钎焊性和抗下垂性优良的热 交换器用铝合金鳍片材料(日文：フィン材)及其制造方法。

背景技术

通过将成形加工为波纹状的铝合金鳍片材料钎焊于铝合金制的热介质用 通道构成材料等而制造铝制热交换器。因此，作为用于铝制热交换器的铝合金 鳍片材料，要求成形性优良的同时，钎焊加热时不变形，即抗下垂性优良。

但是，众所周知，将铝合金鳍片材料钎焊于例如扁平管时，鳍片材料被熔 融的焊材侵蚀，钎焊后鳍片材料的厚度变薄，即发生了腐蚀。最近，铝合金鳍 片材料的薄型化正在推进，钎焊时腐蚀剧烈的情况下，存在焊材在厚度方向上 穿透鳍片材料的情况。为满足上述基本特性，铝合金鳍片材料中添加有Si、 Mn、Fe等，最近则在合金组成和制造方法上下工夫，开发了具有优良的耐腐 蚀性以及抗下垂性的铝合金鳍片材料。

例如，专利文献1中记载了钎焊(日文：ブレージング)用鳍片材料，其 含有超过1.2质量％且为1.8质量％以下的Fe、超过1.2质量％且为2.0质量％ 以下的Si、以及超过0.3质量％且为0.9质量％以下的Mn，以板厚0.1mm以下 的条件实施最后的中间退火之后，对具有从表层观察到的表面积的80％以上被 轧制方向上直径长度为10mm以上的重结晶晶粒占据的结晶相的铝合金以板 厚压下率低于30％的条件实施冷轧而制造。

藉此改善薄型化时必要的下垂量(组装制造热交换器时的强度)、自身耐 腐蚀性以及波纹成形性，能够提高钎焊加热后的拉伸强度和热传导性。

进一步，专利文献2中记载了以下述步骤制造的抗下垂性条带：a)铸造含 有Si0.3～1.5％，Fe≦0.5％，Cu≦0.3％，Mn1.0～2.0％，Mg≦0.5％、更优选 为≦0.3％，Zn≦4.0％，Ni≦0.5％，来自IVb、Vb或VIb族的分散体形成元素 分别≦0.3％，以及不可避免的杂质元素分别为0.05％以下且总量为0.15％以下、 余分的铝的熔融物而得到铸锭的步骤；和b)以低于550℃、优选为400～520 ℃、更优选为450～520℃、特别是470℃以上、最高520℃的温度对铸锭预加 热，形成分散质粒子的步骤；和c)进行热轧而得到条带的步骤；和d)对步骤(c) 所得的条带以总压下率为90％以上、优选>95％的条件进行冷轧，得到具有第 一屈服强度值的条带的步骤；和e)接着、以能够得到第二屈服强度值比紧接着 步骤(d)的冷轧而得的第一屈服强度值低10～50％、优选低15～40％，0.2％屈 服强度范围为100～200MPa、更优选为120～180MPa、最优选为140～180MPa 的条带的方法，对条带合金不进行重结晶而是通过回火使材料软化的、到输出 调质为止的进行热处理的步骤。

藉此，以例如钎焊过程中高抗下垂性以及液芯的低浸透性的优良的钎焊性 能、和输出调质中优良的成形性的特有组合进行钎焊之后可得到高强度。

最近，以在作为热介质流道的管材上钎焊鳍片材料为前提，开发了腐蚀程 度降低，强度、牺牲阳极效果以及耐腐蚀性优良的热交换器用鳍片材料。

例如，专利文献3记载了强度、牺牲阳极效果以及耐腐蚀性优良的鳍片材 料，它是通过焊材与管材接合的散热用鳍片材料，所述鳍片材料由含有Fe:0.5％ (质量％、以下相同)以下、Si:0.3～1.2％、Mn:0.5～1.7％、Zn:0.3～1.5％，余 分为Al和不可避免的杂质的Al合金构成，所述管材由含有Mn:0.3～1.7％、 Si:0.3～1.2％、Cu:0.1～1.2％，余分为Al和不可避免的杂质的Al合金构成， SWAAT液中鳍片材料单独的溶解减少量相对于相同溶液中与等表面积的管材 接触而导致的溶解减少量为20～50％的范围，且所述鳍片材料的孔蚀电位比所 述管材的孔蚀电位更低，两者间的电位差为50～140mV的范围。

藉此，通过使Fe的含量为0.5％以下，能够同时提高强度、耐腐蚀性和钎 焊性。即，专利文献3的铝合金鳍片材料中，若Fe含量超过0.5％，则铸造时 生成的Al-(Fe·Mn)-Si等金属间化合物容易变得粗大，存在使鳍片的腐蚀速度 加快的可能性，进一步在钎焊加热时形成的重结晶相的结晶晶粒变细，因此耐 腐蚀性劣化，钎焊性降低。

现有技术文献

专利文献

专利文献1:日本专利特开2006-225723号公报

专利文献2:日本专利特开2008-190027号公报

专利文献3:日本专利特许第5192718号公报

发明内容

发明所要解决的技术问题

的确，由通常的DC铸造薄板经过通常的过程而制造的铝合金制鳍片材料 中，若Fe含量超过0.5％，则铸造时生成的Al-(Fe·Mn)-Si等金属间化合物容 易变得较为粗大，在钎焊加热时形成的重结晶相的结晶晶粒变细，因此存在耐 腐蚀性劣化、钎焊性降低的倾向。但是，近年来正在推进通过铝制品的回收对 废料的再利用，在废料掺入率高的情况下，很难避免Fe、Si、Mn等的混入。 但是，即便是Fe、Si、Mn等的含量相对较高的组成，也期望开发能够发挥优 良的钎焊性的铝合金鳍片材料。

本发明申请是为了解决这种以往的方法中的课题而提出的申请，目的在于 提供即使热交换器用的铝合金鳍片材料中Fe含量为0.5％以上的组成，也低成 本且具有优良的钎焊性和抗下垂性的铝合金鳍片材料及其制造方法。

例如，固相线温度可以是钎焊加热时腐蚀是否会发生的指标，但是耐腐蚀 性并不仅由固相线温度决定。钎焊性也受钎焊前鳍片材料的金相、即铸造时生 成的Al-(Fe·Mn)-Si等的密度和粒径分布、基质中Mn的固溶量等因素的影响， 若为冷轧退火材料，则受到基于退火的加工相的恢复程度等因素的影响。即， 认为这些因素错综复杂，对钎焊性产生影响。

但是，残留于鳍片材料的堆积位错(结晶缺陷)和钎焊加热时生成的结晶 粒界中，熔融的焊材会浸透并引发腐蚀。因此，若钎焊时生成的重结晶晶粒的 结晶粒径大，则可称作是耐腐蚀性优良的鳍片材料。但是另一方面，已知钎焊 时生成的重结晶晶粒的结晶粒径过大时，抗下垂性降低。即，为了同时提高鳍 片材料的耐腐蚀性和抗下垂性双方的特性，自然需要在钎焊时呈现重结晶相， 将重结晶的结晶粒径控制为适当尺寸的技术也是必需的。

照此，若对钎焊时生成的重结晶晶粒的结晶粒径进行测定，则能够对鳍片 材料的耐腐蚀性进行间接的评价。但是，基于假定了钎焊加热的仅针对鳍片材 料的加热试验，对金相重结晶化的重结晶晶粒的结晶粒径进行测定的试验方法 中，结果的波动大，再现性不良。

因此，本发明者通过在开发钎焊性和抗下垂性优良的鳍片材料过程中，如 后所述，使用波纹状鳍片材料进行钎焊加热试验，测定相对于钎焊前板厚的钎 焊后的板厚(最小板厚)，计算板厚残留率而对钎焊性进行评价，从而完成了 本发明申请。

另外，钎焊性从广义上讲可解释为，例如，包括利用熔融焊材的焊脚的形 成状态等，但本说明书中，在没有特别限定的情况下，与鳍片材料的耐腐蚀性 作相同含义处理。

解决技术问题所采用的技术方案

为实现作为本发明目的的钎焊性和抗下垂性优良的热交换器用铝合金鳍 片材料，以质量％计含有Si:0.6～1.6％、Fe:0.5～1.2％、Mn:1.2～2.6％、Zn:0.4～ 3.0％、Cu:低于0.2％，余分由不可避免的杂质和Al构成，作为杂质的Mg限制 为低于0.05％，钎焊加热前的抗张强度为160～260MPa，钎焊加热前的抗张强 度与0.2％屈服强度的差为10～50MPa。进一步，钎焊加热前的0.2％屈服强度 优选为140～220MPa。另外，金相中的圆当量直径为3μm以上的第二相粒子 的密度优选为70～220个/mm²。

本发明的钎焊性和抗下垂性优良的热交换器用铝合金鳍片材料通过下述 方法制造：使用薄平板连续铸造机将具有前述的成分组成的铝合金熔液连续铸 造为厚度2～15mm的平板，对前述平板不实施热轧而是直接卷绕在辊上之后 实施冷轧，再实施中间退火，并在实施了最终冷轧率15～60％的冷轧之后，实 施最终退火。

发明效果

本发明的钎焊性和抗下垂性优良的热交换器用铝合金鳍片材料通过使用 薄平板连续铸造机将具有前述的成分组成的铝合金熔液连续铸造为厚度2～ 15mm的薄平板，因此能够获得铸造时的凝固速度在薄板1/4厚度位置为较快 的40～1000℃/秒、Al-(Fe·Mn)-Si等金属间化合物均一分散的铸块结构。依次 对该薄平板实施冷轧、中间退火、最终轧制、最终退火，调整为以下状态：钎 焊加热前的抗张强度为160～260MPa，钎焊加热前的抗张强度与0.2％屈服强 度的差为10～50MPa。于是，该冷轧退火材料在具有适度的强度的同时，成形 加工时的弹性回复量小，形状冻结性也优良。进一步，以相对较低的温度实施 最终退火处理，通过最终冷轧导入的加工变形得到适度的恢复，因此通过钎焊 加热而完成重结晶化，可得到由粒径500μm以上的重结晶晶粒形成的重结晶 相，能够获得钎焊性和抗下垂性优良的铝合金鳍片材料。

因此，通过本发明能够以高效率生产热交换器用铝合金鳍片材料的同时， 还可低成本地提供钎焊性和抗下垂性优良的铝合金鳍片材料。

附图说明

图1是钎焊加热试验后的鳍片材料的截面照片(钎焊性良好的示例)

图2是钎焊加热试验后的鳍片材料的截面照片(钎焊性不良的示例)

具体实施方式

对本发明的热交换器用铝合金鳍片材料的组成的限定理由进行说明。本申 请的说明书中，若无特别限定，则“％”是指“质量％”。

〔Si：0.6～1.6％〕

Si与Fe、Mn共存，在铸造凝固时生成Al-(Fe·Mn)-Si等金属间化合物， 另外一部分的Si固溶于基质中，在增加强度的同时提高抗下垂性。为得到该 效果，Si的含量需为0.6％以上。Si含量低于0.6％则鳍片材料的高温强度降低， 导致抗下垂性降低。若超过1.6％，则鳍片材料的固相线温度降低，因此钎焊 时发生腐蚀。因此，Si含量限定为0.6～1.6％的范围。优选的Si含量是0.6～ 1.5％的范围。进一步优选的Si含量是0.6～1.4％的范围。

〔Fe：0.5～1.2％〕

Fe与Mn、Si共存，在铸造凝固时生成Al-(Fe·Mn)-Si等金属间化合物， 在增加强度的同时，降低Si和Mn的固溶量，提高导电率(热传导率)。进一 步在铸造凝固时生成的Al-(Fe·Mn)-Si等金属间化合物中圆当量直径为3μm以 上的金属间化合物在钎焊加热时作为重结晶的晶核生成位点起作用，同时也对 Mn类析出物的重结晶起阻止作用，能够呈现重结晶的粒径为500μm以上的重 结晶相。为得到该效果，Fe的含量需为0.5％以上。若Fe含量低于0.5％，则 无法充分减少基质中的Mn固溶量，钎焊加热时的重结晶化延迟而抗下垂性降 低，因此不优选。

若Fe含量超过1.2％，则铸造凝固时生成的圆当量直径为3μm以上的金 属间化合物的存在密度变高，钎焊加热时重结晶晶粒的结晶粒径变得过小，发 生腐蚀。因此，Fe含量限定为0.5～1.2％的范围。优选的Fe含量是0.6～1.2％ 的范围。进一步优选的Fe含量是0.6～1.1％的范围。

〔Mn：1.2～2.6％〕

Mn在钎焊加热时作为亚微米水平的Al₆Mn、Al₆(Fe·Mn)等Mn类析出物 在基质中以高密度析出，提高钎焊后的鳍片材料的强度。另外，这种亚微米水 平的Mn类析出物在钎焊加热时阻碍位错和结晶粒界的移动，阻止金相的重结 晶化，因此重结晶相的结晶粒径为500μm以上，能够确保耐腐蚀性。为得到 该效果，Mn的含量需为1.2％以上。若Mn含量超过2.6％，则阻止Mn类析出 物的重结晶的作用过强，钎焊时重结晶的完成延时，抗下垂性降低。因此， Mn含量限定为1.2～2.6％的范围。优选的Mn含量是1.2～2.5％的范围。进一 步优选的Mn含量是1.3～2.5％的范围。

〔Zn：0.4～3.0％〕

Zn使鳍片材料在钎焊后的自然电位降低，赋予牺牲阳极效果。为得到该 效果，Zn的含量需为0.4％以上。若Zn含量超过3.0％，则鳍片材料的固相线 温度降低，发生腐蚀导致钎焊性降低。因此，Zn含量限定为0.4～3.0％的范围。 优选的Zn含量是0.5～3.0％。进一步优选的Zn含量是0.5～2.8％。

〔Cu：低于0.2％〕

Cu能够提高鳍片材料的强度，也能够主动添加。若Cu含量低于0.2％， 则不会对钎焊性和抗下垂性产生影响。但是，若Cu含量为0.2％以上，则鳍片 材料的固相线温度变低，因此存在钎焊性降低的可能性。因此，Cu的含量限 定为低于0.2％。

〔Mg：低于0.05％〕

作为杂质的Mg与钎焊中使用的氟化物类的熔剂反应，存在广义上的钎焊 性降低的可能性，因此Mg含量限定为低于0.05％。Cr、Zr、Ti、V即便是微 量也会降低材料的导电率(热传导率)，因此优选这些元素的含量分别为0.05％ 以下。

其他的不可避免的杂质

不可避免的杂质是从原料粗金属锭、回炉料等不可避免地混入的杂质，它 们的可允许的含量优选是，例如Ni为低于0.20％，Ga为低于0.05％，Pb、Bi、 Sn、Na、Ca、Sr分别低于0.02质量％，其他杂质元素分别低于0.05％，在该 范围内即使含有管理外的元素也不会妨害本发明的效果。

然后，对本发明的热交换器用铝合金鳍片材料的特性以及金相的限定理由 进行说明。

钎焊加热前的抗张强度为160～260MPa

最终板是卷材的状态，通过狭缝完成条状切割(日文：条割り)后，通过 模具成形，例如，将波纹状的成形鳍片组装于热交换器用的管材和焊材等后， 插入加热炉中进行钎焊。

正在变得薄型化的热交换器用铝合金鳍片材料中，为防止安装时由负荷导 致变形，需要使钎焊加热前的抗张强度为160MPa以上。另外，若钎焊加热前 的抗张强度超过260MPa，则鳍片材料在模具成形时的成形性下降。因此，钎 焊加热前的抗张强度规定为160～260MPa的范围。

钎焊加热前的0.2％屈服强度为140～220MPa

正在变得薄型化的热交换器用铝合金鳍片材料中，为防止安装时由负荷导 致变形，与前述的抗张强度相同，需要使钎焊加热前的0.2％屈服强度为140MPa 以上。另外，若钎焊加热前的0.2％屈服强度超过220MPa，则鳍片材料在模具 成形时的成形性存在下降的可能性。因此，钎焊加热前的0.2％屈服强度优选 为140～220MPa的范围。

钎焊加热前的抗张强度和0.2％屈服强度的差值为10～50MPa

为减少模具成形时的弹性回复量，即为了提高形状冻结性，使钎焊加热前 的抗张强度和0.2％屈服强度的差值变大是有利的。若钎焊加热前的抗张强度 和0.2％屈服强度的差值低于10MPa，则鳍片成形时的弹性回复量变得过大， 形状冻结性降低。若钎焊加热前的抗张强度和0.2％屈服强度的差值超过 50MPa，则作为结果导致抗张强度变得过高，成形性降低。因此，钎焊加热前 的抗张强度和0.2％屈服强度的差值(UTS-YS)规定为10～50MPa的范围。

金相中的圆当量直径3μm以上的第二相粒子数为70～220个/mm²

如上所述的特性以及钎焊加热时优良的钎焊性和抗下垂性，是通过对具有 上述特定的成分组成的3000系铝合金板的金相进行精细调整而呈现出来的。

具体而言，金相中的圆当量直径为3μm以上的第二相粒子的密度优选为 70～220个/mm²。金相中的圆当量直径为3μm以上的第二相粒子的密度低于 70个/mm²的情况下，钎焊加热时生成的重结晶的晶核生成位点的存在密度低， 重结晶的粒径变得过大，虽然钎焊性得到提高，但是抗下垂性降低。另外，金 相中的圆当量直径为3μm以上的第二相粒子的密度超过220个/mm²的情况下， 钎焊加热时生成的重结晶的晶核生成位点的存在密度高，重结晶的粒径变得过 小，虽然抗下垂性得到提高，但是钎焊性降低。

此外，详细内容在后述实施例中记载，不论为何种情况，若具有前述特定 的成分组成且具有如上所述的金相，则作为最终退火板呈现160～260MPa的 抗张强度、抗张强度和0.2％屈服强度的差值(UTS-YS)为10～50MPa的同时， 形成钎焊性和抗下垂性优良的热交换器用铝合金鳍片材料。

接着，对如上所述的加压成型用铝合金板的制造方法的一个示例进行简单 介绍。

熔化和熔炼

向熔化炉内投入原料，达到规定的熔化温度后，适当添加熔剂进行搅拌， 进一步根据需要使用喷枪等进行炉内脱气后，保持平静，从熔液的表面将渣滓 分离。

该熔化、熔炼中，由于要实现规定的合金成分，所以母合金等原料的再次 投入也很重要，但极为重要的是上述熔剂和渣滓从铝合金熔液中上浮至熔液面 直到分离为止需要足够的平静时间。平静时间通常理想的是30分钟以上。

用熔化炉熔炼的铝合金熔液根据情况不同，有时将一部分熔液转移至保持 炉后再进行铸造，有时直接将熔液从熔化炉排出、进行铸造。更为理想的平静 时间为45分钟以上。

也可根据需要进行在线脱气(日文：インライン脱ガス)、过滤。

在线脱气的主流类型是由旋转转子向铝熔液中吹入惰性气体等，使熔液中 的氢气扩散至惰性气体的泡中而进行除去的类型。使用氮气作为惰性气体的情 况下，将露点控制在例如-60℃以下是重要的。铸块中的氢气量优选减少至 0.20cc/100g以下。

铸块的氢气量多时，有在铸块的最终凝固部产生孔隙的可能性，所以优选 将冷轧工序中的每1道次(日文：パス)的压下率限制在例如20％以上，从而 破坏孔隙。此外，铸块中过饱和地固溶的氢气，虽然与冷轧的退火等热处理的 条件也有关，但存在即便在最终板的加压成形后也会在例如点焊时析出，使焊 珠中产生大量的气孔的情况。因此，更优选的铸块中的氢气量是0.15cc/100g 以下。

薄平板连续铸造

薄平板连续铸造机采用包括双带式铸造机、双辊铸造机双方的铸造机。

双带式铸造机具备具有环形带且上下相对(日文：対峙する)的一对旋转 带部分、在该一对旋转带部分之间形成的空腔、和设置于所述旋转带部分内部 的冷却单元，通过由耐火材料构成的喷嘴向所述空腔内供给金属熔液，从而连 续地铸造薄平板。

双辊铸造机具备具有环形辊且上下相对的一对旋转辊部分、在该一对旋转 辊部分之间形成的空腔、和设置于前述旋转辊部分内部的冷却单元，通过由耐 火材料构成的喷嘴向前述空腔内供给金属熔液，从而连续地铸造薄平板。

平板厚度2～15mm

薄平板连续铸造机能够连续地铸造厚度2～15mm的薄平板。在平板厚 度少于2mm的情况下，即使在能够铸造的情况下，虽然与最终板的板厚也 有关，后述的70～95％的最终压延率也难以实现。如果平板厚度超过15mm， 则难以直接将平板卷绕至辊上。如果在该平板厚度的范围内，则在平板厚 度的1/4的附近，平板的冷却速度为40～1000℃/秒左右，因此均匀微细地 生成Al-(Fe·Mn)-Si等金属间化合物。这些铸造凝固时生成的金属间化合物 中，最终板中圆当量直径为3μm以上的化合物作为钎焊加热时显现的重结 晶相的重结晶的晶核生成位点起作用。

冷轧

使用薄平板连续铸造机，连续地铸造平板，在所述平板上不实施热轧而直 接卷绕至辊上后，实施冷轧。因此，以往的半连续铸造DC平板中所需的表面 切削工序、均质化处理工序、热轧工序可以省略。使直接卷绕了薄平板的辊通 过冷轧机，通常实施数个道次的冷轧。此时，由于冷轧产生的塑性应变而发生 加工硬化，因此根据需要而进行中间退火处理。由于通常中间退火也是软化处 理，所以因材料而异，可将冷轧卷插入间歇式炉内，以350～450℃的温度保持 1小时以上。如果保持温度低于350℃，则无法促进软化；如果保持温度超过 450℃，则由于卷材冷却过于花费时间，生产性降低，因而不优选。另外，中 间退火通过连续退火炉也可以例如400℃～500℃的温度保持30秒以内。如果 保持温度低于400℃，则无法促进软化；如果保持温度超过500℃，则无法进 一步促进软化，反倒是板上产生热应变的可能性增高，因而不优选。

最终冷轧率：15～50％

实施最终冷轧率15～50％的冷轧之后，实施最终退火。若最终冷轧率为该 范围，则钎焊加热时生成的平均结晶粒径为500μm以上，能够形成钎焊性和 抗下垂性优良的热交换器用铝合金鳍片材料。若最终冷轧率低于15％，则冷轧 时积累的加工应变量过少，难以获得最终退火的恢复以及钎焊加热时的重结晶 化所必需的驱动力，钎焊性以及抗下垂性降低。若最终冷轧率超过50％，则冷 轧时积累的加工应变量过大，最终退火的恢复延迟，钎焊加热时的重结晶化不 充分，钎焊性以及抗下垂性降低。因此，最终冷轧率限定为15～50％的范围。

另外，不实施最终退火而直接冷轧的材料的情况下，抗张强度和0.2％屈 服强度的差值低于10MPa，形状冻结性降低的同时，如后所述钎焊性以及抗下 垂性也降低，因此不优选。

最终退火

利用间歇式退火炉，以保持温度120～200℃保持1～8小时

最终冷轧之后进行的最终退火，优选利用退火炉以保持温度120～200℃ 保持1～8小时的间歇式处理。若保持温度低于120℃，则退火处理中难以得到 适度的恢复，钎焊加热时的重结晶化延迟，钎焊性以及抗下垂性降低。若保持 温度超过200℃，则退火处理中的恢复过大，钎焊加热时生成的重结晶晶粒的 粒径变得过大，因此抗下垂性降低。

如果保持时间少于1小时，则有可能卷材的实体温度达不到规定的温度而 使得退火处理不充分。如果保持时间超过8小时，则处理耗时过多而生产性下 降。

利用连续退火炉，以保持温度150～270℃保持5～60秒

最终退火可以是利用退火炉的间歇式处理，但更优选利用连续退火炉以 150℃～270℃的保持温度保持5～60秒的连续退火处理。

若保持温度低于150℃，则退火处理中难以得到适度的恢复，钎焊加热时 的重结晶化延迟，钎焊性以及抗下垂性降低。若保持温度超过270℃，则退火 处理中的恢复过大，钎焊加热时生成的重结晶晶粒的粒径变得过大，因此抗下 垂性降低。

如果保持时间少于5秒，则存在卷材的实体温度未达到规定的温度而退火 处理不充分的可能性。如果保持时间超过60秒，则处理耗时过多而生产性下 降。

不论为何种情况，本发明的制造方法中最终退火是必需的工序，通过该最 终退火可产生金相的适度恢复，钎焊加热时可呈现结晶粒径500μm以上的重 结晶晶粒相，能够形成钎焊性以及抗下垂性优良的热交换器用铝合金鳍片材 料。不论为何种情况，本发明中通过在规定的条件下进行最终退火，能够使通 过最终冷轧导入的加工应变适度恢复，提高钎焊加热时的钎焊性以及抗下垂 性。

通过如上所述的通常的连续铸造工序以及制板工序，能够得到钎焊性和抗 下垂性优良的热交换器用铝合金鳍片材料。

实施例

薄平板连续铸造模拟材料(SCC材料)的制作

将按表1所示的23种组成(实施例1～9、比较例1～14)配比的各种铸 锭各5kg插入#20坩埚内，用小型电炉对该坩埚加热而使铸锭熔化。接着，在 熔液中插入喷枪，将N₂气体以1.0L/分钟的流量吹入5分钟来进行脱气处理。 其后进行30分钟的平静，用搅拌棒除去浮在熔液表面上的渣滓。接着将坩埚 从小型电炉中取出，使熔液流入尺寸200×200×16mm的水冷模具，制作了薄板。 对于从坩埚中的熔液中采集的各供试材料(实施例1～9、比较例1～14)的碟 状样品，通过发光光谱分析进行了组成分析。其结果示于表1。对该薄平板的 两个面以3mm为间隔进行表面切削加工，使厚度为10mm之后，不实施均质 化处理和热轧，而是实施冷轧形成板厚0.125mm、0.1mm、0.083mm、0.071mm、 0.059mm、0.055mm的冷轧材料并插入退火炉，以400℃×2小时的条件保持而 实施中间退火。进一步对这些中间退火材料实施冷轧直至最终板厚为 0.050mm。这种情况下的最终冷轧率分别为60％、50％、40％、30％、15％、10％。

接着将这些冷轧材料的一部分插入退火炉，以150℃×1小时的条件保持并 实施最终退火，之后将供试材料取出并在空气中冷却。将如上所述而得的最终 板(供试材料)作为薄平板连续铸造模拟材料(SCC材料)，其化学成分以及 制板条件示于表1和表2。

[表1]

表1:供试材料的成分组成以及制板条件(实施例)

※表1中制板条件的中间退火栏、最终退火栏的●表示实施，-表示不实施。

[表2]

表2：供试材料的成分组成以及制板条件(比较例)

※表2中制板条件的中间退火栏、最终退火栏的●表示实施，-表示不实施。

※表2中化学组成的分析值中划有下划线的数值表示本发明的组成范围外的数值。

接着，对于如上所述而得的最终板(各供试材料)进行金相评价，进一步 对各种特性进行测定、评价。

金相中第二相粒子数的测定

切出与所得的最终板的轧制方向平行的纵截面(与LT方向垂直的截面)， 将该纵截面埋入热塑性树脂并进行镜面研磨，用氢氟酸水溶液实施蚀刻，观察 金相。用光学显微镜对微观金相进行照片拍摄(每1个视野内的面积；0.026mm²， 对各试样拍摄8个视野)、并进行照片的图像分析，测定每单位面积的圆当量 直径为3μm以上的第二相粒子数。基于图像分析的测定结果示于表3和表4。

基于拉伸试验的抗张强度、0.2％屈服强度的测定

通过拉伸试验的抗张强度、0.2％屈服强度对所得最终板(各供试材料)的 特性进行评价。

具体而言，通过所得供试材料以拉伸方向相对于轧制方向平行的方式，采 集平行部分宽度为15mm、标记距离(日文：標点距離)为50mm的试验片， 以拉伸速度3mm/分钟的条件实施拉伸试验，求出抗张强度和0.2％屈服强度。 另外，这些拉伸试验针对各个供试材料分别进行3次(n＝3)，以平均值(n＝3) 算出各个供试材料的拉伸强度、0.2％屈服强度。

最终板中，抗张强度为160～260MPa的供试材料记为强度良好，抗张强 度低于160MPa的供试材料记为强度不足，抗张强度超过260MPa的供试材料 记为强度超过。

抗张强度与0.2％屈服强度的差值为10～50MPa的供试材料记为形状冻结 性良好，抗张强度与0.2％屈服强度的差值低于10MPa的供试材料记为形状冻 结性不良。评价结果示于表3和表4。

抗下垂性的评价试验

对所得最终板(各供试材料)实施假定了钎焊的高温加热时的下垂量的测 定。将各供试材料切断为长140mm×宽15mm，制作了试验片。在钢铁制的台 上将这些试验片以水平且仅使长度50mm的部分突出的方式固定，分别测定了 固定于钢铁制的台的试验片前端的高度。接着以600℃×3分钟的条件加热保持 试验片之后，冷却至室温。再次分别测定固定于钢铁制的台的试验片前端的高 度，计算出加热前和加热后试验片前端的高度差作为下垂量(mm)。

下垂量低于20mm的供试材料记为抗下垂性良好，下垂量为20mm以上的 供试材料记为抗下垂性不良。评价结果示于表3和表4。

钎焊性的评价试验

对所得最终板(各供试材料)进行了钎焊性的评价试验。将各供试材料切 断为长140mm×宽20mm，制作了试验片。将该试验片成形为波纹板形状的波 纹状鳍片载置于0.25mm厚的钎料片(4045合金焊材，8％包层率)上，以600 ℃×3分钟的条件加热保持后，冷却至室温。钎焊后的波纹状鳍片和钎料片嵌 入热塑性树脂，镜面抛光后在光学显微镜下观察并拍摄照片。测定钎焊后的鳍 片材料截面的最薄部分，将其作为残留板厚。进一步以残留板厚/原板厚×100 计算出板厚残留率(％)。

板厚残留率为60％以上的供试材料记为钎焊性良好，板厚残留率低于60％ 的供试材料记为钎焊性不良。评价结果示于表3和表4。

另外，所有的实施例和比较例中，Mg含量低于0.05质量％，因此与熔剂 的反应无不良发生，广义上的钎焊性为良好。

[表3]

表3：供试材料的评价结果(实施例)

※表3中各种特性的评价栏中○表示良好，×表示不良。

[表4]

表4：供试材料的评价结果(比较例)

※表4中各种特性的评价栏中○表示良好，×表示不良。

※表4中各种特性、金相的评价值中划有下划线的数值表示本发明的规定范围外的数值。

各供试材料的金相评价结果

在示出各供试材料的金相评价结果的表3中，实施例1～9在本发明的组 成范围内，圆当量直径为3μm以上的第二相粒子的密度(个/mm²)满足标准 值。另外，在示出各供试材料的金相评价结果的表4中，比较例1～5也在本 发明的组成范围内，圆当量直径为3μm以上的第二相粒子的密度(个/mm²) 满足标准值。即，具体而言，满足圆当量直径为3μm以上的第二相粒子的密 度：70～220(个/mm²)的条件。

比较例6的Mn含量为3.4质量％的高值，在本发明的组成范围外，因此 圆当量直径为3μm以上的第二相粒子的密度为243个/mm²，不满足基准值。

比较例7的Mn含量为1.0质量％的低值，在本发明的组成范围外，因此 圆当量直径为3μm以上的第二相粒子的密度为9个/mm²，不满足基准值。

比较例9的Si含量为0.3质量％的低值，在本发明的组成范围外，因此圆 当量直径为3μm以上的第二相粒子的密度为63个/mm²，不满足基准值。

比较例10的Fe含量为1.5质量％的高值，在本发明的组成范围外，因此 圆当量直径为3μm以上的第二相粒子的密度为296个/mm²，不满足基准值。

比较例11的Fe含量为0.2质量％的低值，在本发明的组成范围外，因此 圆当量直径为3μm以上的第二相粒子的密度为26个/mm²，不满足基准值。

比较例13的Mn含量为0.8质量％的低值，在本发明的组成范围外，因此 圆当量直径为3μm以上的第二相粒子的密度为9个/mm²，不满足基准值。

比较例8、12、14虽在本发明的组成范围外，但圆当量直径为3μm以上 的第二相粒子的密度在70～220个/mm²的范围内，满足基准值。由金属显微 镜观察到的第二相粒子并不由金属间化合物的种类所决定，即使是本发明的组 成范围外的供试材料，也存在圆当量直径为3μm以上的第二相粒子的密度在 70～220个/mm²的范围内的情况。

比较例8的Si含量为1.7的高值，在本发明的组成范围外，但圆当量直径 为3μm以上的第二相粒子的密度为187个/mm²，满足基准值。

比较例12的Cu含量为0.5的高值，虽在本发明的组成范围外，但圆当量 直径为3μm以上的第二相粒子的密度为83个/mm²，满足基准值。

比较例14的Zn含量为3.3的高值，虽在本发明的组成范围外，但圆当量 直径为3μm以上的第二相粒子的密度为83个/mm²，满足基准值。

各供试材料的特性评价结果

强度、形状冻结性的评价

在示出供试材料的特性评价结果的表3中，实施例1～9在本发明的组成 范围内，抗张强度、抗张强度和0.2％屈服强度的差值(UTS-YS)均满足基准 值，强度良好(○)，形状冻结性良好(○)。即，具体而言，满足抗张强度： 160～260MPa、抗张强度和0.2％屈服强度的差值(UTS-YS)：10～50MPa的 基准值。

在示出供试材料的特性评价结果的表4中，比较例1虽在本发明的组成范 围内，但为最终冷轧率15％的冷轧后不再退火的材料，因此虽然(UTS-YS) 满足基准值，但是抗张强度为155MPa，不满足基准值，强度不足(×)，形状 冻结性良好(○)。

比较例2虽在本发明的组成范围内，但为最终冷轧率30％的冷轧后不再退 火的材料，因此虽然抗张强度满足基准值，但是(UTS-YS)为5MPa，不满足 基准值，强度良好(○)，形状冻结性不良(×)。

比较例3虽在本发明的组成范围内，但为最终冷轧率40％的冷轧后不再退 火材料，因此虽然抗张强度满足基准值，但是(UTS-YS)为6MPa，不满足基 准值，强度良好(○)，形状冻结性不良(×)。

比较例4虽在本发明的组成范围内，但由于是不满足本发明的规定范围的 最终冷轧率10％的冷轧退火材料，因此虽然(UTS-YS)满足基准值，但是抗 张强度为154MPa，不满足基准值，强度不足(×)，形状冻结性良好(○)。

比较例5虽在本发明的组成范围内，但由于是超过本发明的规定范围的最 终冷轧率60％的冷轧退火材料，因此虽然(UTS-YS)满足基准值，但是抗张 强度为265MPa，不满足基准值，强度超过(×)，形状冻结性良好(○)。

比较例6～14虽在本发明的组成范围外，但由于是冷轧退火材料，抗张强 度、(UTS-YS)均满足基准值，强度良好(○)，形状冻结性良好(○)。

抗下垂性、钎焊性的评价

在示出供试材料的特性评价结果的表3中，实施例1～9在本发明的组成 范围内，下垂量(mm)、板厚残留率(％)均满足基准值，抗下垂性良好(○)， 钎焊性良好(○)。即，具体而言，满足下垂量：低于20mm、板厚残留率： 60％以上的条件。

在示出供试材料的特性评价结果的表4中，比较例1～3在本发明的组成 范围内，但由于是最终冷轧率15～40％的冷轧后不再退火的材料，所以下垂量、 板厚残留率均不满足基准值，抗下垂性不良(×)，钎焊性不良(×)。认为在 冷轧后不再退火的材料中，由冷轧的加工变形的累积而导入位错(结晶缺陷)， 因此钎焊加热时熔融的焊材通过堆积位错而浸透至鳍片材料的内部。

比较例4在本发明的组成范围内，但由于是低于本发明的规定范围的最终 冷轧率10％的冷轧退火材料，所以下垂量、板厚残留率均不满足基准值，抗下 垂性不良(×)，钎焊性不良(×)。认为由于最终冷轧率为10％，所以冷轧时 积累的加工应变量过少，难以获得最终退火的恢复以及钎焊加热时的重结晶化 所必需的驱动力，无法得到重结晶相。

比较例5在本发明的组成范围内，但由于是超过本发明的规定范围的最终 冷轧率60％的冷轧退火材料，所以下垂量、板厚残留率均不满足基准值，抗下 垂性不良(×)，钎焊性不良(×)。认为由于最终冷轧率为60％，所以冷轧时 累积的加工应变量过大，最终退火的回复延迟，钎焊加热时的重结晶化不充分。

比较例6的Mn含量为3.4质量％的高值，由于在本发明的组成范围外， 即使是最终冷轧率30％的冷轧退火材料，虽板厚残留率满足基准值，但是下垂 量不满足基准值，抗下垂性不良(×)，钎焊性良好(○)。认为由于Mn含量 为3.4质量％的高值，所以钎焊加热时，虽然作为重结晶的晶核生成位点的金 属间化合物的存在密度高，但是Mn类析出物的重结晶阻止作用增强，重结晶 的粒径变得过大。

比较例7的Mn含量为1.0质量％的低值，由于在本发明的组成范围外， 即使是最终冷轧率30％的冷轧退火材料，虽板下垂量满足基准值，但是板厚残 留率不满足基准值，抗下垂性良好(○)，钎焊性不良(×)。认为由于Mn含 量为1.0质量％的低值，所以钎焊加热时，虽然作为重结晶的晶核生成位点的 金属间化合物的存在密度低，但是Mn类析出物的重结晶阻止作用减弱，重结 晶晶粒的粒径变得过小。

比较例8的Si含量为1.7质量％的高值，由于在本发明的组成范围外，即 使是最终冷轧率30％的冷轧退火材料，下垂量、板厚残留率也均不满足基准值， 抗下垂性不良(×)，钎焊性不良(×)。认为由于Si含量为1.7质量％的高值， 所以鳍片材料的固相线温度降低。

比较例9的Si含量为0.3质量％的低值，由于在本发明的组成范围外，即 使是最终冷轧率30％的冷轧退火材料，虽板厚残留率满足基准值，但是下垂量 不满足基准值，抗下垂性不良(×)，钎焊性良好(○)。认为由于Si含量为 0.3质量％的低值，所以鳍片材料的高温强度降低。

比较例10的Fe含量为1.5质量％的高值，由于在本发明的组成范围外， 即使是最终冷轧率30％的冷轧退火材料，虽板下垂量满足基准值，但是板厚残 留率不满足基准值，抗下垂性良好(○)，钎焊性不良(×)。认为由于Fe含 量为1.5质量％的高值，所以钎焊加热时，作为重结晶的晶核生成位点的金属 间化合物的存在密度过高，重结晶晶粒的粒径变得过小。

比较例11的Fe含量为0.2质量％的低值，由于在本发明的组成范围外， 即使是最终冷轧率40％的冷轧退火材料，虽板厚残留率满足基准值，但是下垂 量不满足基准值，抗下垂性不良(×)，钎焊性良好(○)。认为由于Fe含量 为0.2质量％的低值，所以钎焊加热时，作为重结晶的晶核生成位点的金属间 化合物的存在密度过低，重结晶晶粒的粒径变得过大。

比较例12的Cu含量为0.5质量％的高值，由于在本发明的组成范围外， 即使是最终冷轧率40％的冷轧退火材料，虽下垂量满足基准值，但是板厚残留 率不满足基准值，抗下垂性良好(○)，钎焊性不良(×)。认为由于Cu含量 为0.5质量％的高值，所以鳍片材料的固相线温度降低。

比较例13的Mn含量为0.8质量％的低值，由于在本发明的组成范围外， 即使是最终冷轧率15％的冷轧退火材料，虽下垂量满足基准值，但是板厚残留 率不满足基准值，抗下垂性良好(○)，钎焊性不良(×)。认为由于Mn含量 为0.8质量％的低值，所以钎焊加热时，虽然作为重结晶的晶核生成位点的金 属间化合物的存在密度低，但是Mn类析出物的重结晶阻止作用减弱，重结晶 晶粒的粒径变得过小。

比较例14的Zn含量为3.3质量％的高值，由于在本发明的组成范围外， 即使是最终冷轧率30％的冷轧退火材料，虽下垂量满足基准值，但是板厚残留 率不满足基准值，抗下垂性良好(○)，钎焊性不良(×)。认为由于Zn含量 为3.3质量％的高值，所以鳍片材料的固相线温度降低。

由以上可知，若具有前述特定的成分组成且具有如上所述的金相，则作为 最终退火板呈现160～260MPa的抗张强度、10～50MPa的(UTS-YS)，形成 钎焊性和抗下垂性优良的热交换器用铝合金鳍片材料。