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CN107849649A - 热交换器用铝合金翅片材及其制造方法、以及使用所述铝合金翅片材的热交换器及其制造方法 - Google Patents

热交换器用铝合金翅片材及其制造方法、以及使用所述铝合金翅片材的热交换器及其制造方法 Download PDF

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CN107849649A
CN107849649A CN201680044902.2A CN201680044902A CN107849649A CN 107849649 A CN107849649 A CN 107849649A CN 201680044902 A CN201680044902 A CN 201680044902A CN 107849649 A CN107849649 A CN 107849649A
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mass
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安藤诚
福元敦志
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UACJ Corp
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Abstract

本发明提供一种热交换器用铝合金翅片材及其制造方法、以及使用所述铝合金翅片材的热交换器及其制造方法，所述热交换器用铝合金翅片材，含有Si：0.70～1.50质量％、Fe：0.05～2.00质量％、Mn：1.0～2.0质量％、Zn：0.5～4.0质量％，且剩余部分含有Al及不可避免的杂质的铝合金，并且在焊接加热前固溶Si量为0.60质量％以下及固溶Mn量为0.60质量％以下，焊接加热时的升温过程中的再结晶温度为450℃以下。

Description

热交换器用铝合金翅片材及其制造方法、以及使用所述铝合 金翅片材的热交换器及其制造方法
技术领域
本发明涉及一种热交换器用铝合金翅片材，详细而言，涉及一种像散热器(radiator)、加热器芯(heater core)、机油冷却器(oil cooler)、中间冷却器(intercooler)、汽车空气调节器(car air conditioner)的冷凝器(condenser)、蒸发器(evaporator)等那样，将翅片(fin)与工作流体通路的构成材料通过焊接来接合的热交换器用铝合金翅片材，尤其涉及一种焊接时的耐翅片熔融性与焊接后的高温耐久性优异的热交换器用铝合金翅片材及其制造方法、以及安装有所述铝合金翅片材的热交换器及其制造方法。
背景技术
铝合金轻量且具有高导热性，通过适当的处理而可实现高耐腐蚀性，因而用于汽车用等的热交换器，例如散热器、冷凝器、蒸发器、加热器、中间冷却器、机油冷却器等中。作为汽车用热交换器的管材，使用将3003合金等Al-Mn系合金作为芯材，且在所述芯材的其中一个表面包覆Al-Si系合金的焊材或Al-Zn系合金的牺牲阳极材料而获得的两层管材，进而在另一个表面包覆Al-Si系合金的焊材而获得的三层管材等。热交换器通常是将此种管材与波纹成型的铝合金翅片材组合，通过在600℃左右的高温下进行焊接而接合。
此种热交换器中，作为铝合金翅片材，一般使用导热性优异的日本工业标准(Japanese Industrial Standards，JIS)1050合金等纯铝系合金、或强度及抗压曲性优异的JIS3003合金等Al-Mn系合金。
但是，近年来，对热交换器的轻量化、小型化及高性能化的要求逐步提高。与此相伴，对于进行焊接接合的铝合金翅片材，也特别期望壁薄且焊接性良好、而且焊接加热后的强度、导热性及耐腐蚀性等特性优异。然而，随着薄壁化的推进，解决如下所述的问题变得特别困难。
问题之一为：焊接时翅片被自Al-Si系焊材产生的焊料侵蚀，在晶粒界翅片发生熔融。在晶粒界Zn或Si偏析，因而与基质相比Zn或Si的浓度高，处于熔点低的状态。而且，焊接时，Si自熔融的焊料向翅片扩散，但此时晶粒界中的Si的扩散速度与基质中的Si的扩散速度相比大幅加快，因而大量的Si尤其向晶界扩散。Si遍及翅片的整个板厚进行扩散，因而若翅片的板厚厚则其影响不大，但在板厚薄的情况下，翅片材的晶界中的Si固溶量大大增加，晶界的熔点降低，从而会产生翅片的熔融。因此，需要预先降低焊接前的翅片材中的Si固溶量。
抑制翅片材的固溶Si量的技术记载于专利文献1中。所述技术中，通过将焊接加热后的翅片厚度中央部的Si固溶量设为0.7％以下，而可抑制翅片的晶界腐蚀。然而，所述技术并非用于解决晶界中的翅片的熔融这一问题点。因此，完全未认识到焊接前的固溶Si量、甚至是向晶粒界的偏析对耐翅片熔融性产生影响这一问题点，丝毫没有暗示其解决方法。
另一问题为高温下的耐久性差。例如在用作散热器的翅片的情况下，流经管内部的冷却水处于85～120℃左右的高温，而且由于内压而管中产生反复的膨胀，对翅片造成反复的高温疲劳损伤。因此，若翅片的板厚薄，则会因高温疲劳损伤而产生断裂。
作为提高翅片的耐久性的技术，记载于专利文献2中。所述技术中，通过将Al-(Mn、Fe)-Si系化合物控制为适当的数密度，而使焊接加热后的翅片材的强度提高，结果，提高作为热交换器的强度、即耐久性。然而，所述技术中，完全未提及热交换器成为高温这一情况，因此针对由高温疲劳损伤所致的翅片断裂这一问题点，丝毫没有暗示其解决方法。
[现有技术文献]
[专利文献]
专利文献1：日本专利特开2004-084060号公报
专利文献2：日本专利特开2012-126950号公报
发明内容
[发明所要解决的课题]
如上所述，当将薄壁的铝合金翅片材用于热交换器时，凭借现有技术难以提供在焊接时抑制晶界中的翅片的熔融、而且在焊接后高温耐久性优异的铝合金翅片材。
本发明是为了消除所述问题点而完成的发明，目的在于提供一种焊接时的耐翅片熔融性优异、在焊接后具有优异的高温耐久性的热交换器用铝合金翅片材及其制造方法、以及使用所述铝合金翅片材的汽车用等的热交换器及其制造方法。
[解决课题的技术手段]
技术方案1中，本发明是一种热交换器用铝合金翅片材，该铝合金翅片材包含Si：0.70～1.50质量％、Fe：0.05～2.00质量％、Mn：1.0～2.0质量％、Zn：0.5～4.0质量％，且剩余部分含有Al及不可避免的杂质的铝合金，并且在焊接加热前固溶Si量为0.60质量％以下及固溶Mn量为0.60质量％以下，焊接加热时的升温过程中的再结晶温度为450℃以下。
技术方案2中，本发明如技术方案1所述，焊接加热后的所述铝合金中，固溶Mn量为0.60质量％以下，且当将晶界附近的Si及Zn的浓度分别设为S1质量％、Z1质量％，将基质中的Si及Zn的浓度分别设为S2质量％、Z2质量％时，S1/S2及Z1/Z2的值均为1.20以下。
技术方案3中，本发明如技术方案1或2所述，所述铝合金还含有选自Cu：0.05～0.30质量％、Ti：0.05～0.30质量％、Zr：0.05～0.30质量％、Cr：0.05～0.30质量％及V：0.05～0.30质量％中的一种或两种以上。
技术方案4中，本发明是热交换器用铝合金翅片材的制造方法，其中，铝合金翅片材为技术方案1-3中的任一项所述的热交换器用铝合金翅片材，所述热交换器用铝合金翅片材的制造方法的特征在于包括：铸造所述铝合金的工序；对所铸造的铸块进行热轧的热轧工序；对热轧板进行冷轧的冷轧工序；以及在冷轧工序中途及冷轧工序后的其中一者或两者时对冷轧板进行退火的一次以上的退火工序，所述热轧工序包含加热阶段、保持阶段及热轧阶段，加热阶段中，自到达400℃时至到达保持阶段的保持温度时为止的升温速度为60℃/小时以下，保持阶段中的保持温度为450～560℃且保持时间为0.5小时以上，热轧阶段中，热轧板的温度为400℃以上的时间为5分钟以上；所述冷轧工序中，冷轧板的温度为120℃以下。
技术方案5中，本发明是一种热交换器用铝合金翅片材的制造方法，其中，铝合金翅片材如技术方案1-3中的任一项所述的热交换器用铝合金翅片材，所述热交换器用铝合金翅片材的制造方法的特征在于包括：铸造所述铝合金的工序；对所铸造的铸块进行均质化处理的均质化处理工序；对经均质化处理的铸块进行热轧的热轧工序；对热轧板进行冷轧的冷轧工序；以及在冷轧工序中途及冷轧工序后的其中一者或两者时对冷轧板进行退火的一次以上的退火工序，所述均质化处理工序包含加热阶段、保持阶段及冷却阶段，加热阶段中，自达到400℃起至到达保持阶段的保持温度时为止的升温速度为60℃/小时以下，保持阶段中的保持温度为450～560℃且保持时间为1.0小时以上，冷却阶段中，至铸块的温度达到400℃为止的冷却速度为60℃/小时以下；所述冷轧工序中，冷轧板的温度为120℃以下。
技术方案6中，本发明是一种热交换器，其特征在于，通过焊接而安装有如技术方案1-3中的任一项所述的铝合金翅片材。
技术方案7中，本发明是一种热交换器的制造方法，其中，热交换器如技术方案6所述的热交换器，所述热交换器的制造方法的特征在于，其是将如技术方案1-3中的任一项所述的铝合金翅片材与其他构件组合，并以590～615℃的到达温度将其焊接加热2～6分钟的方法，并且将焊接时的升温过程中的再结晶温度设为450℃以下，将300～580℃的温度区域中的升温速度设为60～160℃/分钟。
[发明的效果]
根据本发明，提供一种焊接时的耐翅片熔融性优异、在焊接后显示优异的高温耐久性的热交换器用铝合金翅片材、以及使用其的汽车用等的热交换器。本发明的铝合金翅片材由于成型性或焊接加热后的耐腐蚀性、导热性也优异，因而可适宜用作汽车用等的热交换器的翅片材。
附图说明
无
具体实施方式
对本发明的铝合金翅片材及其制造方法、以及使用所述铝合金翅片材的热交换器的优选实施方式进行详细说明。
1.铝合金翅片材的构成及焊料的供给方法
本发明的热交换器用铝合金翅片材(以下略记为“铝合金翅片材”)是未包覆焊材等表皮材料的一层结构的裸材，以此为前提。焊接中所需的焊料例如是通过将低熔点的Al-Si合金包覆于作为接合的对象材料的流路形成零件等来供给。
2.合金成分
本发明的铝合金翅片材使用的是含有Si：0.70～1.50质量％(以下略记为“％”)、Fe：0.05～2.00％、Mn：1.0～2.0％及Zn：0.5～4.0％作为必需元素，且剩余部分含有Al及不可避免的杂质的铝合金。另外，所述铝合金也可还含有选自Cu：0.05～0.30％、Ti：0.05～0.30％、Zr：0.05～0.30％、Cr：0.05～0.30％及V：0.05～0.30％中的一种或两种以上作为选择性添加元素。进而，在所述必需元素及选择性添加元素以外，也可含有各自为0.05％以下且整体为0.15％的Ni、Co等作为不可避免的杂质。以下，对各成分进行详细说明。
Si
Si与Fe、Mn一起形成Al-Fe-Si系、Al-Mn-Si系、Al-Fe-Mn-Si系的金属间化合物，通过分散强化而使强度提高，或者在铝母相中固溶，通过固溶强化而使强度提高。Si含量为0.70～1.50％。若低于0.70％，则所述效果不充分，若超过1.50％，则熔点降低，产生熔融的可能性增大。Si的优选含量为0.75～1.20％。
Fe
Fe与Si、Mn一起形成Al-Fe-Mn-Si系的金属间化合物，通过分散强化而使强度提高。Fe的含量为0.05～2.00％。若低于0.05％，则必须使用高纯度铝基体金属，成本变高。另一方面，若超过2.00％，则在铸造时容易形成巨大金属间化合物，使塑性加工性降低。Fe的优选含量为0.10～1.50％。
Mn
Mn与Si一起形成Al-Mn-Si系金属间化合物，另外，与Si、Fe一起形成Al-Mn-Fe-Si系的金属间化合物，通过分散强化而使强度提高，或者在铝母相中固溶，通过固溶强化而使强度提高。Mn含量为1.0～2.0％。若低于1.0％，则所述效果不充分，若超过2.0％，则在铸造时容易形成巨大金属间化合物，使塑性加工性降低。Mn的优选含量为1.1～1.8％。
Zn
Zn可降低孔蚀电位，可通过形成与管等焊接对象的材料的电位差而利用牺牲防腐蚀效果使对象材料的耐腐蚀性提高。Zn的含量为0.5～4.0％。若低于0.5％，则无法充分获得由牺牲防腐蚀效果所带来的耐腐蚀性提高的效果。另一方面，若超过4.0％，则翅片的腐蚀速度加快，而会提前消失，耐腐蚀性不充分。Zn的优选含量为1.0～3.5％。
Cu
Cu由于通过固溶强化而使强度提高，故也可含有。Cu含量为0.05～0.30％。若低于0.05％，则所述效果不充分，若超过0.30％，则孔蚀电位变高，牺牲防腐蚀效果不充分。Cu的优选含量为0.10～0.30％。
Ti
Ti由于通过固溶强化而使强度提高，故也可含有。Ti含量为0.05～0.30％。若低于0.05％，则所述效果不充分。若超过0.30％，则容易形成巨大金属间化合物，使塑性加工性降低。Ti的优选含量为0.10～0.20％。
Zr
Zr由于具有通过固溶强化而使强度提高、而且使Al-Zr系的金属间化合物析出来使焊接加热后的晶粒粗大化的作用，故也可含有。Zr含量为0.05～0.30％。若低于0.05％，则无法获得所述效果。若超过0.30％，则容易形成巨大金属间化合物，使塑性加工性降低。Zr的优选含量为0.10～0.20％。
Cr
Cr由于具有通过固溶强化而使强度提高、而且使Al-Cr系的金属间化合物析出来使焊接加热后的晶粒粗大化的作用，故也可含有。Cr含量为0.05～0.30％。若低于0.05％，则无法获得所述效果。若超过0.30％，则容易形成巨大金属间化合物，使塑性加工性降低。Cr的优选含量为0.10～0.20％。
V
V由于通过固溶强化而使强度提高，而且也使耐腐蚀性提高，故也可含有。V含量为0.05～0.30％。若低于0.05％，则无法获得所述效果。若超过0.30％，则容易形成巨大金属间化合物，使塑性加工性降低。V的优选含量为0.10～0.20％。
这些Cu、Ti、Zr、Cr及V只要视需要添加至少一种即可。
3.焊接前及焊接后的固溶量
本发明的铝合金翅片材将焊接加热前的固溶Si量限定为0.60％以下，将固溶Mn量限定为0.60％以下。这些限定事项用以防止焊接加热时的翅片熔融，且此外用以使焊接加热后的高温耐久性提高。以下对其限定理由进行说明。
如上文所述，在焊接时大量的Si自熔融的焊料向翅片材的晶粒界扩散，使翅片材的晶粒界的熔点降低。由于不可能使此种焊接时的Si的扩散消失，因而重要的是在焊接前的翅片材中预先减少固溶Si。若焊接前的固溶Si量为0.60％以下，则即便例如大量的Si自熔融焊料向翅片材的晶粒界扩散，也可将晶粒界的总Si浓度抑制为规定水平以下，故可抑制焊接时的晶粒界的熔点降低而防止晶粒界的熔融。另一方面，若焊接前的固溶Si量超过0.60％，则当大量的Si自熔融焊料向翅片材的晶粒界扩散时，晶粒界中的总Si浓度超过规定水平，故焊接时的晶粒界的熔点降低，会产生晶粒界的熔融。因此，将焊接前的固溶Si量限制为0.60％以下，优选限制为0.55％以下。此外，就焊接时的熔融的观点而言，焊接前的固溶Si量的下限值并无限定，但在本发明中规定的Si含量的范围内，难以设为0.05％以下。
另一方面，如上文所述，例如在用作散热器的翅片的情况下，流经管内部的冷却水处于85～120℃左右的高温，而且由于内压而管中产生反复的膨胀，对翅片造成反复的高温疲劳损伤。但是，在高温下，可观察到所造成的疲劳损伤的一部分恢复的现象。本发明者等人反复进行努力研究，结果可知固溶Mn是妨碍所述恢复的因素。并且，基于所述事实而发现，通过将焊接加热后的固溶Mn量抑制得低，可提高高温耐久性。
具体而言，若焊接加热后的固溶Mn量为0.60％以下，则疲劳损伤的恢复充分，可获得优异的高温耐久性。若焊接后的固溶Mn量超过0.60％，则妨碍疲劳损伤的恢复，高温耐久性不充分。因此，将焊接后的固溶Mn量限制为0.60％以下，优选限制为0.55％以下。
在焊接时，产生Al-Mn-Si系、Al-Fe-Mn-Si系及Al-Mn系的金属间化合物的固溶，因而焊接后的固溶Mn量较焊接前增加。因此，若在焊接前的状态下，固溶Mn量并非至少为0.60％以下，则无法使焊接后的状态的固溶Mn量为0.60％以下。因此，将焊接前的固溶Mn量也限制为0.60％以下。由此，可发挥优异的高温耐久性。与此相对，若焊接前的固溶Mn量超过0.60％，则无法将焊接后的固溶Mn量抑制为0.60％以下，无法获得优异的高温耐久性。根据上文所述，将焊接前及焊接后的固溶Mn量限制为0.60％以下，优选限制为0.55％以下。此外，就高温耐久性的观点而言，焊接前及焊接后的固溶Mn量的下限值并无限定，但在本发明中规定的Mn含量的范围内，难以设为0.05％以下。
4.焊接后的晶界偏析
关于本发明的铝合金翅片材，当将焊接时晶界附近的Si及Zn的浓度分别设为S1％、Z1％，将基质中的Si及Zn的浓度分别设为S2％、Z2％时，将S1/S2及Z1/Z2的值均规定为1.20以下。所述限定事项用以防止焊接时的翅片熔融。以下对其限定理由进行说明。
焊接时，铝合金翅片材中产生再结晶。如上文所述，在晶粒界Zn或Si偏析，因而与基质相比晶粒界附近的Zn或Si的浓度变高，处于熔点低的状态。因此，为了抑制翅片的熔融，需要抑制焊接时的晶界偏析。
本发明者等人反复进行努力研究，结果发现：在焊接后的晶界附近与基质的固溶Zn量比及固溶Si量比，即、将晶界附近的Si及Zn的浓度分别设为S1％、Z1％，将基质中的Si及Zn的浓度分别设为S2％、Z2％时的S1/S2及Z1/Z2的值均为1.20以下的情况下，可抑制晶粒界的熔融。在S1/S2及Z1/Z2的值均为1.20以下的情况下，焊接中的晶界偏析得到充分抑制，不产生晶粒界的熔融。另一方面，在S1/S2及Z1/Z2的任一者或两者的值超过1.20的情况下，焊接中的晶界偏析的抑制不充分，而会产生晶粒界的熔融。S1/S2及Z1/Z2的优选值均为1.10以下。另外，就翅片熔融的观点而言，S1/S2及Z1/Z2的下限值并无限定，但若相对于基质而言晶界附近的固溶元素量过低，则基质的元素扩散至晶界，因而难以将S1/S2及Z1/Z2分别设为0.05以下。
此外，在焊接的冷却过程中，在晶界附近优先产生析出，晶界附近的固溶量减少。因此，即便在焊接中产生晶界偏析，仍存在焊接后晶界的固溶量少于基质的固溶量的情况，还存在S1/S2及Z1/Z2的值低于1.00的情况。另外，此处的晶界附近的固溶量是指自晶界起其两侧0.05μm的范围内的固溶量的平均值。
5.焊接时的再结晶温度
关于本发明的铝合金翅片材，将焊接时的升温过程中的再结晶温度规定为450℃以下。所述限定事项用以防止焊接时的翅片熔融。以下对其限定理由进行说明。
如上文所述，为了防止焊接时的晶粒界的熔融，需要抑制焊接中的再结晶时的晶界偏析。然而，既然在基质中固溶有一定量的Si或Zn，则难以使再结晶时产生的晶界偏析完全消失。此处，即便产生晶界偏析，自焊接时产生再结晶起至焊材熔融为止的时间也充分，若晶界偏析因在此期间偏析至晶界的元素扩散至基质而得以消除，则不产生晶粒界的熔融。本发明者等人着眼于此而反复进行努力研究，结果发现：通过提前完成焊接时的升温过程中的再结晶，从而在焊料熔融前消除晶界偏析，由此可抑制晶粒界的熔融。
具体而言发现，若焊接时的升温过程中的再结晶温度为450℃以下，则至焊料熔融为止，晶界偏析得到消除，不产生晶粒界的熔融。即，在焊接时的升温过程中的再结晶温度为450℃以下的情况下，所述S1/S2及Z1/Z2的值均可控制为1.20以下，由此而充分抑制焊接中的晶界偏析，不产生晶界的熔融。另一方面，在焊接时的升温过程中的再结晶温度超过450℃的情况下，至焊料熔融为止，晶界偏析未得到消除，而会产生晶粒界的熔融。即，在焊接时的升温过程中的再结晶温度超过450℃的情况下，所述S1/S2及Z1/Z2的任一者或两者的值超过1.20，由此，焊接中的晶界偏析的抑制不充分，而会产生晶粒界的熔融。焊接时的升温过程中的再结晶温度优选为400℃以下。此外，就耐翅片熔融的观点而言，焊接时的升温过程中的再结晶温度的下限并无限定，但就本发明的铝合金翅片材而言，过低的温度区域中用以产生再结晶的热能不充分，因而难以设为250℃以下。
此外，焊接加热条件(相当于焊接加热的条件)并无特别限定，通常是通过以下方式来进行，将300～580℃的温度区域中的升温速度设为60～160℃/分钟、优选80～140℃/分钟，在到达温度为585～620℃下进行2～10分钟、优选在到达温度为590～615℃下进行2～6分钟。在300～580℃的温度区域中的升温速度低于60℃/分钟的情况下，升温速度过慢而明显有损生产效率。另一方面，在所述升温速度超过160℃/分钟的情况下，有时焊接时的温度分布变得不均匀。另外，在到达温度低于585℃的情况下，有焊料的熔融不充分而无法获得良好的焊接的可能性，在超过620℃的情况下，有材料中产生熔融的可能性。此外，经焊接者通常以20～500℃/分钟的冷却速度进行冷却。
6.铝合金翅片材的制造方法
本发明的铝合金翅片材可通过不同的两种实施方式的制造方法来制造。第1实施方式的制造方法的特征在于热轧工序与冷轧工序，与后述的第2实施方式相比热轧工序不同，进而，将均质化处理工序设为任意工序，并且其条件也与第2实施方式不同。另一方面，第2实施方式的制造方法的特征在于均质化处理工序与冷轧工序，与第1实施方式相比在将均质化处理工序设为必需工序的方面不同，其条件也与第1实施方式不同。进而，第2实施方式的制造方法中，热轧工序与第1实施方式的热轧工序不同。
6-1.第1实施方式的制造方法
首先，对本发明的铝合金翅片材的第1实施方式的制造方法进行说明。
6-1-1.各制造工序
本发明的铝合金翅片材的第1实施方式的制造方法包括：铸造铝合金的工序；对所铸造的铸块进行热轧的热轧工序；对热轧板进行冷轧的冷轧工序；以及在冷轧工序中途及冷轧工序后的其中一者或两者时对冷轧板进行退火的一次以上的退火工序。
本发明的铝合金翅片材通过控制固溶Si量及固溶Mn量、以及焊接时的再结晶温度来实现优异的耐翅片熔融性与高温耐久性。本发明者等人努力研究的结果发现，在制造工序中对固溶Si量及固溶Mn量影响最大的是热轧工序，对焊接时的再结晶温度影响最大的是冷轧工序。以下，对这些热轧工序及冷轧工序的控制方法进行说明。
6-1-2.热轧工序
本发明的铝合金翅片材的第1实施方式的制造方法的特征首先在于：对所铸造的铝合金的铸块进行热轧的热轧工序。所述热轧工序包含对铸块进行加热的加热阶段、后续的保持阶段、及对加热保持的铸块进行轧制的热轧阶段。并且，加热阶段中，将自到达400℃时至到达保持阶段的保持温度时为止的升温速度规定为60℃/小时以下。另外，保持阶段中，将保持温度规定为450～560℃且将保持时间规定为0.5小时以上。进而，热轧阶段中，将热轧板的温度为400℃以上的时间规定为5分钟以上。通过如上所述来规定铝合金的热轧工序的条件，本发明的铝合金翅片材可达成本发明中规定的焊接前的固溶Si量、以及本发明中规定的焊接前及焊接后的固溶Mn量(以下记为“本发明中规定的固溶Si量及固溶Mn量”)，可在焊接中发挥优异的耐翅片熔融性与高温耐久性。以下对其理由进行说明。
铝合金的铸造工序中，大量的Si及Mn在铸块的基质中固溶。像这样在基质中固溶的大量的Si及Mn在热轧工序中的轧制阶段之前的加热阶段中，生成Al-Mn系或Al-Mn-Si系的金属间化合物的核，基于这些核，所述金属间化合物在轧制阶段中大量析出。结果，也包含加热阶段在内的热轧工序大致决定铝合金翅片材的本发明中规定的固溶Si量及固溶Mn量。
因此，为了减少固溶Si量及固溶Mn量，只要在所述加热阶段中，生成尽可能多的Al-Mn系或Al-Mn-Si系的金属间化合物的核，并且在轧制阶段中尽可能大量析出即可。特别是在加热阶段中达到400℃后的核生成量变多，因而其以后的温度控制很重要。通过将加热阶段中自达到400℃起至到达保持温度时为止的升温速度设为60℃/小时以下，且此外在保持阶段中设为在450～560℃的保持温度下保持时间为0.5小时以上，在热轧阶段中将热轧板的温度为400℃以上的时间设为5分钟以上，从而Al-Mn系或Al-Mn-Si系的金属间化合物充分析出，可获得本发明中规定的固溶Si量及固溶Mn量。
在加热阶段中自达到400℃起至到达保持温度时为止的升温速度超过60℃/小时的情况下、或者保持阶段中保持温度为450～560℃下的保持时间低于0.5小时的情况下，所生成的核的量不充分，无法获得本发明中规定的固溶Si量及固溶Mn量。另外，在轧制阶段中热轧板的温度为400℃以上的时间低于5分钟的情况下，Al-Mn系或Al-Mn-Si系的金属间化合物的析出量不充分，无法获得本发明中规定的固溶Si量及固溶Mn量。在保持阶段中的保持温度超过560℃的情况下，所生成的金属间化合物的核会发生再固溶，无法获得本发明中规定的固溶Si量及固溶Mn量。进而，在保持温度超过560℃的情况下，铝合金中会产生熔融，有无法制造翅片材的可能性。另外，在保持阶段中的保持温度低于450℃的情况下，热轧时的塑性加工性不充分，有在热轧中产生破裂而无法制造铝合金的可能性。
加热阶段中自达到400℃起至到达保持温度时为止的升温速度优选为50℃/小时以下，保持阶段中的保持时间优选为1.0小时以上，保持阶段中的保持温度优选为460～540℃，热轧阶段中热轧板的温度为400℃以上的时间优选为7分钟以上。
就本发明中规定的固溶Si量及固溶Mn量的观点而言，自到达400℃时至到达保持阶段的保持温度时为止的升温速度的下限值并无特别限定，但在设为低于10℃/小时的情况下，升温需要极长时间而明显有损经济性。另外，就本发明中规定的固溶Si量及固溶Mn量的观点而言，所述保持阶段中的保持时间的上限值并无特别限定，但若超过20小时则明显有损经济性。进而，热轧阶段中热轧板的温度为400℃以上的时间的上限值并无特别限定，但若超过50分钟则明显有损经济性。
6-1-3.冷轧工序
本发明的铝合金翅片材的第1实施方式的制造方法中，特征进而在于冷轧工序。所述冷轧工序中，将冷轧板的温度规定为120℃以下。通过所述控制，可降低焊接中的再结晶温度，由此而可将焊接加热时的升温过程中的再结晶温度设为450℃以下，结果，晶界偏析在焊接中的焊接熔融前得以消除，进而，结果S1/S2及Z1/Z2的值均成为1.20以下，可抑制翅片的熔融。以下对其理由进行说明。
如上文所述，焊接中的铝合金翅片材中产生再结晶，但成为所述再结晶的驱动力的是冷轧中对铝合金施加的加工应变。然而，冷轧中也会因加工而产生发热，因而仅进行冷轧的话，材料温度会因所述加工发热而上升，所施加的加工应变会恢复，因而无法获得充分的加工应变。本发明者等人着眼于此进行努力研究，结果发现，若冷轧工序中的冷轧板的温度为120℃以下，则获得充分的加工应变，可使焊接时的再结晶温度低至450℃以下。
在冷轧中的冷轧板的温度超过120℃的情况下，所施加的加工应变会恢复，无法使焊接时的再结晶温度低至450℃以下。冷轧中的冷轧板的温度优选为100℃以下。此外，就加工应变的观点而言，冷轧中的铝合金的温度的下限值并无限制，但由于无法使加工发热完全消失，因而难以设为60℃以下。此外，控制冷轧中的铝合金的温度的方法并无特别限制，例如可通过测定冷轧轧出侧的温度，并反馈到冷轧的速度的方法等来进行控制。
此外，在冷轧的中途实施一次或两次以上的退火工序的情况下，只要在进行最后的退火后的最终冷轧中进行所述温度控制即可。
6-1-4.其他工序
本发明的铝合金翅片材的第1实施方式的铸造工序中利用半连续铸造(直接冷铸(direct chill，DC))法。如上文所述，本发明的铝合金翅片材通过热轧工序中的加热阶段、保持阶段及热轧阶段来抑制翅片熔融及由高温疲劳所致的翅片断裂。作为铸造铝合金的方法，除半连续铸造法以外还有连续铸造法，但通过连续铸造法而获得的铝合金其板厚薄，无法供于热轧工序，因而无法适用于本发明。
也可将铸造铝合金而获得的铸块在热轧工序之前供于均质化处理工序。通常，均质化处理工序优选在450～620℃下进行1～24小时，更优选在480～620℃下进行1～20小时。若处理温度低于450℃或处理时间低于1小时，则存在均质化效果不充分的情况，若超过620℃则有会产生铸块的熔融的可能性。另外，若处理时间超过24小时，则明显有损经济性。此外，在均质化处理工序的加热阶段中，能够进行与上文所述的热轧工序的加热阶段中的规定同等的控制。然而，若在均质化处理后暂时将铝合金冷却，则所生成的金属间化合物的核会消失，因而无法获得与热轧工序的加热阶段中的处理同等的效果。
退火工序是出于提高成型性等目的，在冷轧工序中途及冷轧工序后的其中一者或两者时进行一次以上。具体而言为：(1)在冷轧工序中途实施一次以上的中间退火；(2)在冷轧工序后实施一次最终退火工序；或者(3)实施(1)及(2)。所述退火工序优选以200～450℃将翅片材保持1～10小时。在保持温度低于200℃、保持时间低于1小时的情况下，存在所述效果不充分的情况。在保持温度超过450℃的情况、保持时间超过10小时的情况下，明显有损经济性。更优选的退火条件为温度230～420℃、保持时间1～8小时。此外，退火工序的次数的上限并无特别限定，但为了避免由工序数的增加所致的成本增加，优选设为3次。另外，在冷轧中途进行退火的情况下，就上文所述的加工应变的观点而言，自最后进行退火起至达到最终板厚为止的冷轧率优选设为15％以上。
6-2.第2实施方式的制造方法
接着，对本发明的铝合金翅片材的第2实施方式的制造方法进行说明。
6-2-1.各制造工序
本发明的铝合金翅片材的第2实施方式的制造方法包括：铸造铝合金的工序；对所铸造的铸块进行均质化处理的均质化处理工序；对经均质化处理的铸块进行热轧的热轧工序；对热轧板进行冷轧的冷轧工序；以及在冷轧工序中途及冷轧工序后的其中一者或两者时对冷轧板进行退火的一次以上的退火工序。
本发明的铝合金翅片材通过控制固溶Si量及固溶Mn量、以及焊接时的再结晶温度来实现优异的耐翅片熔融性与高温耐久性。本发明者等人努力研究的结果发现，在制造工序中对固溶Si量及固溶Mn量影响最大的是均质化处理工序，对焊接时的再结晶温度影响最大的是冷轧工序。以下，对这些均质化处理工序及冷轧工序的控制方法进行说明。
6-2-2.均质化处理工序
本发明的铝合金翅片材的第2实施方式的制造方法中，特征首先在于对所铸造的铝合金的铸块进行均质化处理的均质化处理工序。所述均质化处理工序包含对铸块进行加热的加热阶段、后续的保持阶段、及对加热保持的铸块进行冷却的冷却阶段。并且，加热阶段中，将自达到400℃起至到达保持阶段的保持温度时为止的升温速度规定为60℃/小时以下。另外，保持阶段中，规定为保持温度为450～560℃且将保持时间规定为1.0小时以上。进而，冷却阶段中，将铸块的温度达到400℃为止的冷却速度规定为60℃/小时以下。通过如上所述来规定铝合金的均质化处理工序的条件，本发明的铝合金翅片材可达成本发明中规定的焊接前的固溶Si量、以及本发明中规定的焊接前及焊接后的固溶Mn量(以下记为“本发明中规定的固溶Si量及固溶Mn量”)，可在焊接中发挥优异的耐翅片熔融性与高温耐久性。以下对其理由进行说明。
铝合金的铸造工序中，大量的Si及Mn在铸块的基质中固溶。像这样在基质中固溶的大量的Si及Mn在均质化处理工序中的加热阶段、保持阶段及冷却阶段中，生成Al-Mn系或Al-Mn-Si系的金属间化合物，包含所述三个阶段的均质化处理工序的条件大致决定焊接前的铝合金翅片材的本发明中规定的固溶Si量及固溶Mn量。
因此，为了减少固溶Si量及固溶Mn量，只要在所述加热阶段、保持阶段及冷却阶段中，使尽可能多的Al-Mn系或Al-Mn-Si系的金属间化合物析出即可。特别是400℃以上的温度区域中的析出量变多，因而其以后的温度控制很重要。通过将加热阶段中自达到400℃起至到达保持温度时为止的升温速度设为60℃/小时以下，在保持阶段中设为在450～560℃的保持温度下保持时间为1.0小时以上，在冷却阶段中将铸块的温度达到400℃为止的冷却速度设为60℃/小时以下，从而Al-Mn系或Al-Mn-Si系的金属间化合物充分析出，可获得本发明中规定的固溶Si量及固溶Mn量。
在加热阶段中自达到400℃起至到达保持温度时为止的升温速度超过60℃/小时的情况下、或者保持阶段中保持温度低于450℃的情况或保持时间低于1.0小时的情况下、或者冷却阶段中铸块的温度达到400℃为止的冷却速度超过60℃/小时的情况下，所析出的金属间化合物的量不充分，无法获得本发明中规定的固溶Si量及固溶Mn量。在保持阶段中的保持温度超过560℃的情况下，所析出的金属间化合物的Si及Mn会发生再固溶，无法获得本发明中规定的固溶Si量及固溶Mn量。进而，在保持温度超过560℃的情况下，铝合金中会产生熔融，有无法制造翅片材的可能性。
加热阶段中自达到400℃起至到达保持温度时为止的升温速度优选为50℃/小时以下，保持阶段中的保持时间优选为2.0小时以上，保持阶段中的保持温度优选为480～530℃，冷却阶段中铸块的温度达到400℃为止的冷却速度优选为50℃/小时以下。
就本发明中规定的固溶Si量及固溶Mn量的观点而言，加热阶段中自达到400℃起至到达保持阶段的保持温度时为止的升温速度、以及冷却阶段中铸块的温度达到400℃为止的冷却速度的下限值并无特别限定，但在设为低于10℃/小时的情况下，升温或降温需要极长时间而明显有损经济性。另外，就本发明中规定的固溶Si量及固溶Mn量的观点而言，所述保持阶段中的保持时间的上限值并无特别限定，但若超过20小时则明显有损经济性。
6-2-3.冷轧工序
本发明的铝合金翅片材的第2实施方式的制造方法中，特征进而在于冷轧工序。所述冷轧工序中，将冷轧板的温度规定为120℃以下。通过所述控制，可降低焊接中的再结晶温度，由此而可将焊接加热时的升温过程中的再结晶温度设为450℃以下，结果，晶界偏析在焊接中的焊接熔融前得以消除，进而，结果S1/S2及Z1/Z2的值均成为1.20以下，可抑制翅片的熔融。以下对其理由进行说明。
如上文所述，焊接中的铝合金翅片材中产生再结晶，但成为所述再结晶的驱动力的是冷轧中对铝合金施加的加工应变。然而，冷轧中也会因加工而产生发热，因而仅进行冷轧的话，材料温度会因所述加工发热而上升，所施加的加工应变会恢复，因而无法获得充分的加工应变。本发明者等人着眼于此进行努力研究，结果发现，若冷轧工序中的冷轧板的温度为120℃以下，则获得充分的加工应变，可使焊接时的再结晶温度低至450℃以下。
在冷轧中的冷轧板的温度超过120℃的情况下，所施加的加工应变会恢复，无法使焊接时的再结晶温度低至450℃以下。冷轧中的冷轧板的温度优选为100℃以下。此外，就加工应变的观点而言，冷轧中的铝合金的温度的下限值并无限制，但由于无法使加工发热完全消失，因而难以设为60℃以下。此外，控制冷轧中的铝合金的温度的方法并无特别限制，例如可通过测定冷轧轧出侧的温度，并反馈到冷轧的速度的方法等来进行控制。
此外，在冷轧的中途实施一次或两次以上的退火工序的情况下，只要在进行最后的退火后的最终冷轧中进行所述温度控制即可。
6-2-4.其他工序
本发明的铝合金翅片材的第2实施方式的铸造工序中利用半连续铸造(DC)法。如上文所述，本发明的铝合金翅片材通过均质化处理工序中的加热阶段、保持阶段及冷却阶段来抑制翅片熔融及由高温疲劳所致的翅片断裂。作为铸造铝合金的方法，除半连续铸造法以外还有连续铸造法，但通过连续铸造法而获得的铝合金其板厚薄，无法供于热轧工序，因而无法适用于本发明。
也可将铸造工序后、供于均质化处理工序的铝合金的铸块接着供于热轧工序。在热轧工序中的加热阶段中，优选在400～580℃下将铸块加热0.5小时以上，更优选在420～550℃下将铸块加热1小时以上。在加热温度低于400℃的情况下，塑性加工性低，而有在热轧中产生破裂的可能性，在加热温度超过580℃的情况下，有铸块中产生熔融的可能性，在加热时间低于0.5小时的情况下，有铸块的温度不均匀的可能性。此外，加热时间的上限值并无特别限定，就经济性的观点而言，本发明中为20小时左右。
退火工序是出于提高成型性等目的，在冷轧工序中途及冷轧工序后的其中一者或两者时进行一次以上。具体而言为：(1)在冷轧工序中途实施一次以上的中间退火；(2)在冷轧工序后实施一次最终退火工序；或者(3)实施(1)及(2)。所述退火工序优选以200～450℃将翅片材保持1～10小时。在保持温度低于200℃、保持时间低于1小时的情况下，存在所述效果不充分的情况。在保持温度超过450℃的情况、保持时间超过10小时的情况下，明显有损经济性。更优选的退火条件为温度230～420℃、保持时间1～8小时。此外，退火工序的次数的上限并无特别限定，但为了避免由工序数的增加所致的成本增加，优选设为3次。另外，在冷轧中途进行退火的情况下，就上文所述的加工应变的观点而言，自最后进行退火起至达到最终板厚为止的冷轧率优选设为15％以上。
本发明的铝合金翅片材的板厚并无特别限定，在为100μm以下的薄壁材料的情况下，充分发挥耐熔融性提高及高温耐久性提高的优势。在板厚大于100μm的情况下，翅片的熔融或高温耐久性的问题不太严重，因而本发明的优势未充分发挥。
7.热交换器
本发明的铝合金翅片材适宜用作用于热交换器的翅片。例如，可通过在对翅片形状实施弯曲成型后，与流路形成零件、管头箱板等热交换器用构件组合，并供于焊接加热来获得热交换器。
所述热交换器是在将两端部分安装在管头箱板的流路形成零件外表面配置翅片材来进行组装。继而，将流路形成零件的两端重合部分、翅片材与流路形成零件的外表面、流路形成零件的两端与管头箱板通过一次焊接加热而同时接合。作为焊接方法，可使用无焊剂的焊接法、Nocolok焊接法、真空焊接法，优选Nocolok焊接法。此种焊接中，如上所述，为了防止焊接时的翅片熔融，将焊接时的升温过程中的再结晶温度设为450℃以下。此外，其他焊接加热条件优选如如以上所述来设置。
[实施例]
接着，基于本发明例与比较例来更详细地对本发明进行说明，但本发明并不限于这些。
第1实施例(本发明例1-1～1-9、1-19～1-28、比较例1-10～1-18、1-29～1-34)
首先，对通过第1实施方式的制造方法而制造的铝合金翅片材进行说明。
分别通过DC铸造来铸造具有表1所示的合金组成的铝合金，对各自的两表面进行表面切削来进行精加工。表面切削后的铸块厚度均设为400mm。将这些铝合金的铸块供于表2所示的条件的均质化处理工序、热轧工序、冷轧工序、退火工序。热轧后的板厚均为3mm。然后，按照(1)冷轧→中间退火→最终冷轧的顺序、(2)冷轧→中间退火→最终冷轧→最终退火的顺序、(3)冷轧→最终退火的顺序的任一顺序，制作最终板厚为0.05mm的翅片材试样。中间退火及最终退火的条件均设为在370℃下进行2小时，中间退火后的最终冷轧下的轧制率均设为30％。将工序的组合示于表2中。
[表1]
表1
[表2]
在以上的制造工序中未出现问题、能够轧制到0.05mm的最终板厚的情况下，将制造性评价为“○”；在铸造时或轧制时产生破裂而未能轧制到0.05mm的最终板厚、或者在均质化处理工序中产生熔融，从而无法制造翅片材的情况下，将制造性评价为“×”，示于表3中。
将所述翅片材试样供于下述各评价。将评价时的焊接加热的条件(相当于焊接加热的条件)示于表4中，将评价结果示于表3中。此外，关于表3中的制造性为“×”者，由于无法制造试样，因而无法进行下述评价。
[表4]
表4
(焊接性的评价)
将各翅片材试样波纹成型而制成热交换器翅片。将所述翅片与在A3003合金芯材上以10％包覆有A4045合金的板厚0.3mm的管相当材料的焊材面组合，浸渍于5％的氟化物焊剂水溶液中，在表4的任一条件下供于焊接加热，制作小型芯(mini core)试样。关于所述小型芯试样，将翅片中未产生熔融的情况评价为焊接性合格(○)；将翅片中产生了熔融的情况评价为焊接性不合格(×)。
(焊接加热后的拉伸强度的测定)
将翅片材试样单体在表4的任一条件下供于相当于焊接的加热，在拉伸速度10mm/分钟、标距长度(gauge length)50mm的条件下，依据JIS Z2241供于拉伸试验。根据所获得的应力-应变曲线来读取拉伸强度。结果，将拉伸强度为130MPa以上的情况评价为合格(○)；将低于此的情况评价为不合格(×)。
(焊接加热后的高温疲劳寿命的测定)
将翅片材试样单体在表4的任一条件下供于相当于焊接的加热，在温度100℃的恒温槽内，依据JIS Z2273供于疲劳试验。将应力比设为0.1、将最大应力设为100MPa、将频率设为20Hz。将至断裂为止的反复次数为106次以上的情况评价为合格(○)；将低于此的情况评价为不合格(×)。
(固溶Si量及固溶Mn量的测定)
将翅片材试样单体在表4的任一条件下供于相当于焊接的加热。将实施了相当于焊接的加热者、及未实施者作为试验样品，并溶解于苯酚溶液中，通过过滤来将未溶解的金属间化合物去除，通过供于发光分析来进行测定。关于Si与Mn，分别求出自含量减去以金属间化合物的形式存在的量，将所得者作为固溶量。
(焊接加热中的再结晶温度的判定)
将翅片材试样单体在表4的任一条件下进行加热，并在升温途中翅片材试样达到450℃的时间点将其取出，在拉伸速度10mm/分钟、标距长度50mm的条件下，依据JIS Z2241供于拉伸试验。根据所获得的应力-应变曲线来读取0.2％耐力，若其值达到80MPa以下的情况下完成了再结晶则评价为判定合格(○)；若超过80MPa的情况下未完成再结晶则评价为判定不合格(×)。
(晶界偏析的评价)
将翅片材试样单体在表4的任一条件下供于相当于焊接的加热。将实施了相当于焊接的加热者、及未实施者作为试验样品，利用聚焦离子束(focus ion beam，FIB)，以包括晶界在内的方式进行尺寸20μm×20μm的取样。并且，针对所述样品，利用扫描透射电子显微镜(scanning transmission electron microscope，STEM)由能量色散型X射线光谱仪(Energy Dispersive Spectrometer，EDS)在0.2μm×0.2μm的视野中进行Si及Zn的绘图。根据所述绘图的结果，求出自晶界起其两侧0.05μm的范围内的Si及Zn的浓度的半定量值的平均值，分别设为S1及Z1。另外，求出基质中的Si及Zn的浓度的半定量值的平均值，分别设为S2及Z2，算出S1/S2及Z1/Z2的值。
(通过腐蚀深度的测定来进行的耐腐蚀性评价)
制作与焊接性的评价中所使用者相同的小型芯试样，基于美国试验材料学会(American Society for Testing Material，ASTM)-G85供于海水醋酸试验(sea wateracetic acid test，SWAAT试验)。将1000小时内在管相当材料中未产生腐蚀贯通者评价为合格(○)，将产生了腐蚀贯通者评价为不合格(×)。
本发明例1-1～1-9及1-19～1-28中，满足本发明中规定的条件，制造性、焊接性、焊接加热后的拉伸强度、焊接加热后的高温疲劳寿命、以及耐腐蚀性均合格。
与此相对，比较例1-10中，Si成分过少，因而焊接加热后的拉伸强度不合格。
比较例1-11中，Si成分过多，因而焊接时翅片材中产生熔融，焊接性不合格。
比较例1-12中，Fe成分过多，因而轧制时产生破裂，无法制造翅片材，制造性不合格。
比较例1-13中，Mn成分过少，因而焊接加热后的拉伸强度不合格。
比较例1-14中，Mn成分过多，因而轧制时产生破裂，无法制造翅片材，制造性不合格。
比较例1-15中，Cu成分过多，因而耐腐蚀性不合格。
比较例1-16中，Ti、Zr、Cr、V成分过多，因而轧制时产生破裂，无法制造翅片材，制造性不合格。
比较例1-17中，Zn成分过少，因而耐腐蚀性不合格。
比较例1-18中，Zn成分过多，因而耐腐蚀性不合格。
比较例1-29中，在热轧工序的加热阶段中，自到达400℃时至到达保持温度时为止的升温速度过快，因而焊接前后的固溶Si量过多，焊接时在翅片材的晶界产生熔融，焊接性不合格，而且，焊接前后的Mn量过多，高温疲劳寿命也不合格。
比较例1-30中，在热轧工序的保持阶段中，保持温度过低，因而焊接前后的固溶Si量过多，焊接时在翅片材的晶界产生熔融，焊接性不合格，而且，焊接前后的Mn量过多，高温疲劳寿命也不合格。
比较例1-31中，在热轧工序的保持阶段中，保持温度过高，因而焊接前后的固溶Si量过多，焊接时在翅片材的晶界产生熔融，焊接性不合格，而且，焊接前后的Mn量过多，高温疲劳寿命也不合格。
比较例1-32中，在热轧工序的保持阶段中，保持时间过短，因而焊接前后的固溶Si量过多，焊接时在翅片材的晶界产生熔融，焊接性不合格，而且，焊接前后的Mn量过多，高温疲劳寿命也不合格。
比较例1-33中，在热轧工序的热轧阶段中，为400℃以上的时间过短，因而焊接前后的固溶Si量过多，焊接时在翅片材的晶界产生熔融，焊接性不合格，而且，焊接前后的Mn量过多，高温疲劳寿命也不合格。
比较例1-34中，冷轧工序中冷轧板的温度过高，因而焊接时的再结晶温度超过450℃，结果焊接时产生的Si及Zn的晶界偏析未得到消除，S1/S2及Z1/Z2的值过高，焊接时在翅片材的晶界产生熔融，焊接性不合格。
第2实施例(本发明例2-1～2-9、2-19～2-26、比较例2-10～2-18、2-27～2-32)
接着，对通过第2实施方式的制造方法而制造的铝合金翅片材进行说明。
分别通过DC铸造来铸造具有所述表1所示的合金组成的铝合金，对各自的两表面进行表面切削来进行精加工。表面切削后的铸块厚度均设为400mm。将这些铝合金的铸块供于表5所示的条件的均质化处理工序、热轧工序、冷轧工序、退火工序。将经均质化处理的铸块在热轧工序的加热阶段中在480℃下加热3小时后，提供至热轧阶段，获得板厚3mm的热轧板。然后，按照(1)冷轧→中间退火→最终冷轧的顺序、(2)冷轧→中间退火→最终冷轧→最终退火的顺序、(3)冷轧→最终退火的顺序的任一顺序，制作最终板厚为0.05mm的翅片材试样。中间退火及最终退火的条件均设为在370℃下进行2小时，中间退火后的最终冷轧下的轧制率均设为30％。将工序的组合示于表5中。
[表5]
表5
在以上的制造工序中未出现问题、能够轧制到0.05mm的最终板厚的情况下，将制造性评价为“○”；在铸造时或轧制时产生破裂而未能轧制到0.05mm的最终板厚、或者在均质化处理工序中产生熔融，从而无法制造翅片材的情况下，将制造性评价为“×”，示于表6中。
将所述翅片材试样供于下述各评价。将评价时的焊接加热的条件(相当于焊接加热的条件)示于所述表4中，将评价结果示于表6中。此外，关于表6中的制造性为“×”者，由于无法制造试样，因而无法进行下述评价。
[表6]
关于焊接性的评价、焊接加热后的拉伸强度的测定、焊接加热后的高温疲劳寿命的测定、固溶Si量及固溶Mn量的测定、焊接加热中的再结晶温度的判定、晶界偏析的评价、以及通过腐蚀深度的测定来进行的耐腐蚀性评价，与第1实施例同样地进行测定、评价。
本发明例2-1～2-9及2-19～2-26中，满足本发明中规定的条件，制造性、焊接性、焊接加热后的拉伸强度、焊接加热后的高温疲劳寿命、以及耐腐蚀性均合格。
与此相对，比较例2-10中，Si成分过少，因而焊接加热后的拉伸强度不合格。
比较例2-11中，Si成分过多，因而焊接时翅片材中产生熔融，焊接性不合格。
比较例2-12中，Fe成分过多，因而轧制时产生破裂，无法制造翅片材，制造性不合格。
比较例2-13中，Mn成分过少，因而焊接加热后的拉伸强度不合格。
比较例2-14中，Mn成分过多，因而轧制时产生破裂，无法制造翅片材，制造性不合格。
比较例2-15中，Cu成分过多，因而耐腐蚀性不合格。
比较例2-16中，Ti、Zr、Cr、V成分过多，因而轧制时产生破裂，无法制造翅片材，制造性不合格。
比较例2-17中，Zn成分过少，因而耐腐蚀性不合格。
比较例2-18中，Zn成分过多，因而耐腐蚀性不合格。
比较例2-27中，在均质化处理工序的加热阶段中，自达到400℃起至到达保持温度时为止的升温速度过快，因而焊接前后的固溶Si量、以及焊接前后的固溶Si量过多，焊接时在翅片材的晶界产生熔融，焊接性不合格，而且，焊接前后的Mn量过多，高温疲劳寿命也不合格。
比较例2-28中，在均质化处理工序的保持阶段中，保持温度过低，因而焊接前后的固溶Si量过多，焊接时在翅片材的晶界产生熔融，焊接性不合格，而且，焊接前后的Mn量过多，高温疲劳寿命也不合格。
比较例2-29中，在均质化处理工序的保持阶段中，保持温度过高，因而焊接前后的固溶Si量过多，焊接时在翅片材的晶界产生熔融，焊接性不合格，而且，焊接前后的Mn量过多，高温疲劳寿命也不合格。
比较例2-30中，在均质化处理工序的保持阶段中，保持时间过短，因而焊接前后的固溶Si量过多，焊接时在翅片材的晶界产生熔融，焊接性不合格，而且，焊接前后的Mn量过多，高温疲劳寿命也不合格。
比较例2-31中，在均质化处理工序的热轧阶段中，冷却阶段中铸块的温度达到400℃为止的冷却速度过快，因而焊接前后的固溶Si量过多，焊接时在翅片材的晶界产生熔融，焊接性不合格，而且，焊接前后的Mn量过多，高温疲劳寿命也不合格。
比较例2-32中，冷轧工序中冷轧板的温度过高，因而焊接时的再结晶温度超过450℃，结果焊接时产生的Si及Zn的晶界偏析未得到消除，S1/S2及Z1/Z2的值过高，焊接时在翅片材的晶界产生熔融，焊接性不合格。
[产业上的可利用性]
本发明的铝合金翅片材由于强度、耐腐蚀性、焊接时的接合率或耐熔融性等焊接性均优异，故特别适宜用作汽车用热交换器的翅片材。

Claims (7)

1.一种热交换器用铝合金翅片材，其特征在于，含有Si：0.70～1.50质量％、Fe：0.05～2.00质量％、Mn：1.0～2.0质量％、Zn：0.5～4.0质量％，且剩余部分含有Al及不可避免的杂质的铝合金，并且在焊接加热前固溶Si量为0.60质量％以下及固溶Mn量为0.60质量％以下，焊接加热时的升温过程中的再结晶温度为450℃以下。
2.如权利要求1所述的热交换器用铝合金翅片材，其特征在于，焊接加热后的所述铝合金中，固溶Mn量为0.60质量％以下，且当将晶界附近的Si及Zn的浓度分别设为S1质量％、Z1质量％，将基质中的Si及Zn的浓度分别设为S2质量％、Z2质量％时，S1/S2及Z1/Z2的值均为1.20以下。
3.如权利要求1或2所述的热交换器用铝合金翅片材，其特征在于，所述铝合金还含有选自Cu：0.05～0.30质量％、Ti：0.05～0.30质量％、Zr：0.05～0.30质量％、Cr：0.05～0.30质量％及V：0.05～0.30质量％中的一种或两种以上。
4.一种热交换器用铝合金翅片材的制造方法，其特征在于，所述铝合金翅片材如权利要求1-3中的任一项所述的热交换器用铝合金翅片材，所述热交换器用铝合金翅片材的制造方法的特征在于包括：铸造所述铝合金的工序；对所铸造的铸块进行热轧的热轧工序；对热轧板进行冷轧的冷轧工序；以及在冷轧工序中途及冷轧工序后的其中一者或两者时对冷轧板进行退火的一次以上的退火工序，所述热轧工序包含加热阶段、保持阶段及热轧阶段，加热阶段中，自到达400℃时至到达保持阶段的保持温度时为止的升温速度为60℃/小时以下，保持阶段中的保持温度为450～560℃且保持时间为0.5小时以上，热轧阶段中，热轧板的温度为400℃以上的时间为5分钟以上；所述冷轧工序中，冷轧板的温度为120℃以下。
5.一种热交换器用铝合金翅片材的制造方法，其特征在于，所述铝合金翅片材如权利要求1-3中的任一项所述的热交换器用铝合金翅片材，所述热交换器用铝合金翅片材的制造方法的特征在于包括：铸造所述铝合金的工序；对所铸造的铸块进行均质化处理的均质化处理工序；对经均质化处理的铸块进行热轧的热轧工序；对热轧板进行冷轧的冷轧工序；以及在冷轧工序中途及冷轧工序后的其中一者或两者时对冷轧板进行退火的一次以上的退火工序，所述均质化处理工序包含加热阶段、保持阶段及冷却阶段，加热阶段中，自达到400℃起至到达保持阶段的保持温度时为止的升温速度为60℃/小时以下，保持阶段中的保持温度为450～560℃且保持时间为1.0小时以上，冷却阶段中，至铸块的温度达到400℃为止的冷却速度为60℃/小时以下；所述冷轧工序中，冷轧板的温度为120℃以下。
6.一种热交换器，其特征在于，通过焊接而安装有如权利要求1-3中的任一项所述的铝合金翅片材。
7.一种热交换器的制造方法，其特征在于，所述热交换器为权利要求6所述的热交换器，所述热交换器的制造方法的特征在于，其是将如权利要求1-3中的任一项所述的铝合金翅片材与其他构件组合，并以590～615℃的到达温度将其焊接加热2～6分钟的方法，并且将焊接时的升温过程中的再结晶温度设为450℃以下，将300～580℃的温度区域中的升温速度设为60～160℃/分钟。
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