热交换器用铝合金翅片材料及其制造方法

摘要

一种热交换器用铝合金翅片材料及其制造方法，该热交换器用铝合金翅片材料的特征在于，其含有0.5～1.5质量％的Si、大于1.0质量％且为2.0质量％以下的Fe、0.4～1.0质量％的Mn、0.4～1.0质量％的Zn，余部由Al和不可避免的杂质构成，在硬钎焊加热前的金属组织中，等效圆直径小于0.1μm的第2相颗粒的密度小于1×107个/mm2、且等效圆直径为0.1μm以上的第2相颗粒的密度为1×105个/mm2以上，并且在硬钎焊加热前的拉伸强度TSB(N/mm2)、硬钎焊加热后的拉伸强度TSA(N/mm2)与翅片材料的板厚t(μm)满足0.4≤(TSB‑TSA)/t≤2.1的关系，该翅片材料的板厚为150μm以下。

权利要求

1.一种热交换器用铝合金翅片材料，其特征在于，

该铝合金翅片材料含有0.5质量％～1.5质量％的Si、大于1.0质量％且为2.0质量％以下的Fe、0.4质量％～1.0质量％的Mn、0.4质量％～1.0质量％的Zn，余部由Al和不可避免的杂质构成，对于该铝合金翅片材料而言，硬钎焊加热前的金属组织在中间退火后由再结晶组织构成，其中，基于TEM观察的等效圆直径小于0.1μm的第2相颗粒的密度小于1×107个/mm2、且基于SEM观察的等效圆直径为0.1μm以上的第2相颗粒的密度为1×105个/mm2以上，并且，硬钎焊加热前的拉伸强度TSB、以600℃×3分钟进行硬钎焊加热后以50℃/分钟的冷却速度进行冷却的硬钎焊加热后的拉伸强度TSA与翅片材料的板厚t满足0.4≤(TSB-TSA)/t≤2.1的关系，其中，所述拉伸强度TSA和TSB的单位为N/mm2，所述板厚t的单位为μm，该铝合金翅片材料的板厚为150μm以下。

2.一种热交换器用铝合金翅片材料的制造方法，其中，利用双辊式连续铸造轧制法，对含有0.5质量％～1.5质量％的Si、大于1.0质量％且为2.0质量％以下的Fe、0.4质量％～

1.0质量％的Mn、0.4质量％～1.0质量％的Zn、且余部由Al和不可避免的杂质构成的铝合金原材料进行铸造后，包括至少1次中间退火工序，其第1次退火以2段不同的保持温度进行，第2段的保持温度高于第1段的保持温度，第1段的保持温度为300℃～450℃、第2段的保持温度为430℃～580℃，进行所述中间退火后，使最终的冷轧中的轧制率为20％～60％，对于该铝合金翅片材料而言，硬钎焊加热前的金属组织在中间退火后由再结晶组织构成，基于TEM观察的等效圆直径小于0.1μm的第2相颗粒的密度小于1×107个/mm2、且基于SEM观察的等效圆直径为0.1μm以上的第2相颗粒的密度为1×105个/mm2以上，并且，硬钎焊加热前的拉伸强度TSB、以600℃×3分钟进行硬钎焊加热后以50℃/分钟的冷却速度进行冷却的硬钎焊加热后的拉伸强度TSA与翅片材料的板厚t满足0.4≤(TSB-TSA)/t≤2.1的关系，板厚为150μm以下，其中，所述拉伸强度TSA和TSB的单位为N/mm2，所述板厚t的单位为μm。

3.如权利要求2所述的热交换器用铝合金翅片材料的制造方法，其特征在于，将第2段的退火保持结束之后至250℃的冷却速度设定为50℃/小时以下。

说明书

热交换器用铝合金翅片材料及其制造方法

技术领域

[0001] 本发明涉及波纹成型性和硬钎焊加热后的强度优异的热交换器用铝合金翅片材料及其制造方法，该翅片材料特别适合用作散热器、加热器芯、电容器、中间冷却器等的热交换器用翅片材料。

背景技术

[0002] 铝合金由于轻量且具有高导热性，因此，用于汽车用热交换器、例如散热器、电容器、蒸发器、加热器芯、中间冷却器等中。

[0003] 对于这样的热交换器而言，以往以来进行有例如将通过波纹成型而成型为波形的铝合金的翅片进行硬钎焊接合来使用，这是一直以来所进行的操作。作为铝合金翅片材料，一般使用导热性优异的JIS1050合金等纯铝系合金、强度和抗压曲性优异的JIS3003合金等Al-Mn系合金。

[0004] 但是，近年来，对热交换器的轻量化、小型化和高性能化的要求逐步提高。与此相伴，对于进行硬钎焊接合的铝合金翅片材料，也特别期望其厚度薄、且硬钎焊加热后的强度、导热性和耐腐蚀性等特性优异。

[0005] 但是，随着翅片材料的厚度的薄化的推进，同时还要求高强度化，与此相伴，产生如下问题：硬钎焊加热前的强度升高，在通过波纹成型加工翅片时难以达到规定的尺寸。

[0006] 专利文献1中，提出了一种板厚为40～200μm的高强度铝合金翅片材料，其通过双带式连续铸造轧制法铸造，硬钎焊加热前的金属组织为纤维组织。但是，中间退火时没有发生再结晶，硬钎焊加热前的金属组织为纤维组织，原材料状态下的应变量增多。其结果，原材料强度提高，在将厚度薄的翅片材料进行波纹加工时，得不到规定的尺寸精度，热交换器的性能有可能降低。

[0007] 专利文献2中，提出了一种板厚小于0.2mm的耐垂下性翅片材料，其通过双辊式连续铸造轧制法铸造后，使最终的冷轧率为60％以上，对最终板厚的翅片材料进行最终退火。但是，为了抑制硬钎焊加热时的垂下而以60％以上的轧制率进行最终冷轧，进一步利用最终退火调整硬钎焊加热前的原材料强度，进行退火由此卷材宽度方向的平整度变得非常差，使最终的狭缝工序中的品质和生产率大幅降低。

[0008] 专利文献3中，提出了一种最终板厚为0.1mm以下且成型性和耐腐蚀性优异的汽车热交换器用高强度铝合金材料，其通过连续铸造轧制法铸造，纤维状组织在硬钎焊加热前的组织中所占的比例为90％以上或者10％以下，硬钎焊加热前的铝合金材料表面中的等效圆直径为0.1～5μm的分散颗粒的密度被限定。但是，硬钎焊加热前的组织中纤维状组织的比例被限定，如上所述若纤维状组织残存则原材料强度变高，波纹成型性有可能降低。此外，假设在纤维状组织完全不残存的再结晶组织的情况下，需要使中间退火的温度为高温，因此，退火时第2相颗粒粗大化而呈稀疏分布，使硬钎焊加热后的强度降低。

[0009] 专利文献4中，提出了一种最终板厚为0.1mm以下的耐腐蚀性优异的汽车热交换器用高强度铝合金材料的制造方法，其中该铝合金材料通过连续铸造轧制法铸造，将第1次退火在450～600℃的温度进行1～10小时。但是，由于中间退火在高温下进行，因此如上所述在退火时第2相颗粒粗大化而呈稀疏分布，使硬钎焊加热后的强度降低。

[0010] 专利文献5中提出了一种最终板厚为40～200μm的热交换器用铝合金翅片材料，其通过双带式连续铸造法铸造，在250～550℃进行第1次中间退火，在360～550℃的温度进行第2次中间退火。但是，未规定硬钎焊加热前的金属组织，有可能原材料强度变高而使波纹成型性降低。

[0011] 此外，在专利文献1、5中，铸造方法采用了双带式连续铸造轧制法，双带方式具有如下特征：从其铸造方式的差异上与双辊方式相比，铸造时的冷却速度变慢。因此，若铸造例如含有Fe的合金，则由于Fe在铝中的固溶度非常低，因此，铸造时其几乎全部晶析，在铝中形成Al-Fe系的第2相颗粒(例如Al-Fe-Si、Al-Fe-Mn、Al-Fe-Mn-Si系化合物)。因此，在铸造含有这样的元素的合金时，第2相颗粒粗大地结晶析出，波纹成型时加速模具的磨耗的可能性高，在工业上不优选。

[0012] 现有技术文献

[0013] 专利文献

[0014] 专利文献1：日本特开2007-031778号公报

[0015] 专利文献2：日本特开2008-190027号公报

[0016] 专利文献3：日本特开2008-308760号公报

[0017] 专利文献4：日本特开2008-308761号公报

[0018] 专利文献5：日本特开2008-038166号公报

发明内容

[0019] 发明所要解决的课题

[0020] 本发明是鉴于这样的问题而完成的，其课题在于提供一种铝合金翅片材料及其制造方法，该翅片材料的波纹成型性良好、且硬钎焊加热后具有优异的强度，特别是能够适合作为汽车用热交换器的翅片材料来使用。

[0021] 用于解决课题的手段

[0022] 本发明人对上述课题进行了研究，结果发现，通过对具有特定合金组成的翅片材料的金属组织进行控制、且调整翅片材料的板厚与硬钎焊加热前的强度的比例，能够得到特别是适合作为汽车用热交换器的翅片材料的翅片材料，基于该技术思想而实现了本发明。

[0023] 即，根据本发明，提供以下的技术方案。

[0024] (1)一种热交换器用铝合金翅片材料，其特征在于，其含有0.5～1.5质量％的Si、大于1.0质量％且为2.0质量％以下的Fe、0.4～1.0质量％的Mn、0.4～1.0质量％的Zn，余部由Al和不可避免的杂质构成，

[0025] 对于该铝合金翅片材料，硬钎焊加热前的金属组织中，等效圆直径小于0.1μm的第2相颗粒的密度小于1×107个/mm2、且等效圆直径为0.1μm以上的第2相颗粒的密度为1×105
2 2
个/mm以上，并且，硬钎焊加热前的拉伸强度TSB(N/mm)、硬钎焊加热后的拉伸强度TSA(N/mm2)与翅片材料的板厚t(μm)满足0.4≤(TSB-TSA)/t≤2.1的关系，

[0026] 该铝合金翅片材料的板厚为150μm以下。

[0027] (2)一种热交换器用铝合金翅片材料的制造方法，其中，利用双辊式连续铸造轧制法，对含有0.5～1.5质量％的Si、大于1.0质量％且为2.0质量％以下的Fe、0.4～1.0质量％的Mn、0.4～1.0质量％的Zn、且余部由Al和不可避免的杂质构成的铝合金原材料进行铸造后，包括至少1次中间退火工序，其第1次退火以2段的不同的保持温度进行，第2段的保持温度高于第1段的保持温度，第1段的保持温度为300～450℃、第2段的保持温度为430～580℃，进行上述中间退火后，使最终的冷轧中的轧制率为20～60％；对于该铝合金翅片材料，在硬钎焊加热前的金属组织中，等效圆直径小于0.1μm的第2相颗粒的密度小于1×107个/2 5 2
mm、且等效圆直径为0.1μm以上的第2相颗粒的密度为1×10个/mm以上，并且，硬钎焊加热前的拉伸强度TSB(N/mm2)、硬钎焊加热后的拉伸强度TSA(N/mm2)与翅片材料的板厚t(μm)满足0.4≤(TSB-TSA)/t≤2.1的关系，板厚为150μm以下。

[0028] (3)如(2)所述的热交换器用铝合金翅片材料的制造方法，其特征在于，将第2段的退火保持结束之后至250℃的冷却速度设定为50℃/小时以下。

[0029] 发明效果

[0030] 根据本发明，能够提供铝合金翅片材料及其制造方法，该铝合金翅片材料的波纹成型性良好、且在硬钎焊加热后具有优异的强度，厚度薄，特别是能够适合作为汽车用热交换器的翅片来使用。

[0031] 本发明的上述和其他的特征和优点可通过适当参照所附的附图并由下述记载而更为明确。

附图说明

[0032] 图1为示意性示出实施例中制作的进行了波纹成型的供试材的立体图。

具体实施方式

[0033] (合金组成)

[0034] 首先，对本发明的铝合金翅片材料的成分元素的添加理由和添加范围进行说明。下文中，表示组成的％只要不特别声明则为质量％。

[0035] Si通过与Fe、Mn一同形成Al-Fe-Si系、Al-Mn-Si系、Al-Fe-Mn-Si系化合物而带来的分散强化、或者固溶于母材中而带来的固溶强化，从而有助于强度提高。本发明中的Si的含量为0.50～1.5％。Si的含量若过少，则上述效果不充分。此外，Si的含量若过多，则材料的固相线温度(熔点)降低而使硬钎焊发生熔融的可能性提高，并且母材中的固溶量增多，因此热导率降低。更优选的Si的含量为0.80～1.2％。

[0036] Fe具有提高高温强度、防止硬钎焊加热时的变形的效果。若使用双辊式铸造轧制法，则与Si、Mn一同形成的Al-Fe-Si系、Al-Fe-Mn系、Al-Fe-Mn-Si系化合物发生微细分散，以分散强化的形式有助于强度提高。此外，Fe具有如下效果：利用抑制硬钎焊时的成核的作用，使硬钎焊后的晶粒粗大化，从而抑制钎料扩散。本发明中的Fe的含量大于1.0质量％且为2.0质量％以下。Fe的含量若过少，则铸造时发生晶析的上述化合物量变少，分散强化所带来的强度提高不充分。此外，Fe的含量若过多，则铸造时生成巨大金属间化合物，使塑性加工性降低，并且波纹成型时使模具磨损。另外，阴极位点增多，从而腐蚀起点增加，因而自耐腐蚀性降低。更优选的Fe的含量为1.2～1.8％。

[0037] Mn通过与Si、Fe一同形成Al-Mn-Si、Al-Fe-Mn-Si系化合物而带来的分散强化、或固溶于母材中而带来的固溶强化，从而有助于强度提高。其还具有使Si固溶量降低的效果，因此能够提高材料的固相线温度(熔点)而使硬钎焊时的熔融受到抑制。本发明中的Mn的含量为0.40～1.0％。Mn的含量若过少，则上述效果不充分。此外，Mn的含量若过多，则铸造时生成巨大的金属间化合物，使塑性加工性降低，并且在母材中的固溶量增多，因此热导率降低。更优选的Mn的含量为0.5～0.9％。

[0038] Zn使翅片的自然电位降低，具有使牺牲性防腐蚀效果提高的效果。本发明中的Zn的含量为0.40～1.0％。Zn的含量若过少，则上述效果不充分。此外，Zn的含量若过多，则腐蚀速度加快，翅片的自耐腐蚀性降低。另外，含量过多会导致在母材中的Zn的固溶量增多，因而导热性降低。更优选的Zn的含量为0.40～0.80％。

[0039] 此外，本发明的翅片材料中含有的不可避免的杂质优选各自的含量为0.05％以下、总量为0.15％以下。

[0040] (硬钎焊加热前的金属组织)

[0041] 对本发明的铝合金翅片材料的硬钎焊加热前的金属组织进行说明。

[0042] 等效圆直径小于0.1μm的微细的第2相颗粒(例如Al-Mn、Al-Mn-Si、Al-Fe-Si、Al-Fe-Mn-Si系化合物)在硬钎焊加热时的翅片的再结晶中具有抑制再结晶的成核的作用。因此，在这些第2相颗粒的密度高的情况下难以发生再结晶。并且，在钎料熔融前没有完成再结晶而钎料渗透至翅片中，从而发生腐蚀。为了抑制这样的腐蚀，提高硬钎焊加热时的翅片的再结晶的驱动力是有效的。为此，作为应对策略，可以举出：提高翅片材料制造时的最终冷轧率。但是，若提高最终冷轧率，则导入材料中的应变量变多，硬钎焊加热前的强度增高，波纹成型性降低。因此，本发明中的等效圆直径小于0.1μm的第2相颗粒的密度小于1×107个/mm2。更优选的密度为小于5×106个/mm2。需要说明的是，本发明中，“第2相”是指不为母相的相，第2相颗粒是指不为母相的上述的金属间化合物的颗粒。

[0043] 等效圆直径为0.1μm以上的第2相颗粒(例如Al-Mn、Al-Mn-Si、Al-Fe-Si、Al-Fe-Mn-Si系化合物)的尺寸较大，因此在硬钎焊加热时难以固溶消失。因此，硬钎焊加热后在翅片中也残存第2相颗粒，因此，通过分散强化而具有提高硬钎焊加热后的翅片强度的作用。因此，本发明中的等效圆直径为0.1μm以上的第2相颗粒的密度为1×105个/mm2以上。更优选的密度为3×105个/mm2以上。该密度的上限没有特别限制，通常为5×106个/mm2以下。

[0044] 硬钎焊前后的翅片材料截面中的分散颗粒的尺寸(等效圆直径)与数目(密度)通过翅片材料的透射型电子显微镜(TEM)和扫描型电子显微镜(SEM)进行了观察。

[0045] 等效圆直径小于0.1μm的第2相颗粒的密度通过TEM观察而进行了研究。由等厚干涉条纹测定了观察部的膜厚，仅在膜厚为0.1～0.3μm的部位进行了TEM观察。TEM观察以10万倍对3个视野进行了照片拍摄。另外，等效圆直径为0.1μm以上的第2相颗粒的密度通过翅片材料截面的SEM观察而进行了研究。SEM观察以5000倍对3个视野进行了照片拍摄。通过对TEM、SEM照片进行图像解析(旭化成工程社制造的A像君)，求出了硬钎焊加热前的第2相颗粒的尺寸(等效圆直径)与密度。

[0046] 等效圆直径小于0.1μm的第2相颗粒的密度通过翅片材料的TEM观察而进行了研究。由等厚干涉条纹测定观察部的膜厚，仅在膜厚为0.1～0.3μm的部位进行了TEM观察。另外，等效圆直径为0.1μm以上的第2相颗粒的密度通过翅片材料截面的SEM观察而进行了研究。通过对TEM、SEM照片进行图像解析，求出了硬钎焊加热前的第2相颗粒的密度。

[0047] 本发明中的硬钎焊加热前的组织优选由再结晶组织构成，且其晶粒直径为1000μm以下。在中间退火中没有再结晶而纤维组织(纤维状组织)残存的情况下，加热前的翅片材料的强度变高、波纹成型性降低。此外，中间退火中形成的再结晶粒的晶粒直径优选为1000μm以下。晶粒直径超过1000μm时，波纹成型时的翅片波峰部的顶点附近存在晶界的情况下，晶界处翅片弯折，最终得到的翅片的波峰高度的偏差增大。此外，在制造翅片材料后，材料的平整度变差，因而轧制性受到阻碍，翅片材料的品质和生产率降低。更优选的晶粒直径为500μm以下。

[0048] (拉伸强度与板厚)

[0049] 对本发明的翅片材料的硬钎焊加热前的拉伸强度TSB(N/mm2)、硬钎焊加热后的拉伸强度TSA(N/mm2)与翅片材料的板厚t(μm)的关系进行说明。

[0050] 对翅片材料进行波纹加工成具有规定的R的波形翅片时，成型出的翅片波峰部的应变量由波形成型时的R和翅片材料板厚决定。翅片板厚方向的应变分布是最表层大、越接近板厚中心越小。因此，表层附近发生塑性变形、板厚中心部附近发生弹性变形。若该塑性变形区域的比例小，则成型形状无法固定，成型的翅片波峰发生回弹，不能形成规定的形状。

[0051] 翅片波峰部的R恒定的情况下，翅片材料的板厚越薄，翅片波峰部的最表层的应变量越小，因此，若硬钎焊加热前的翅片材料的强度高，则翅片板厚方向的塑性变形区域的比例变小。因此，为了进行良好的波纹成型，翅片材料板厚较薄时，需要降低硬钎焊加热前的翅片材料的强度。

[0052] 另一方面，若硬钎焊加热后的强度、即O材状态下的强度与硬钎焊加热前的强度差(TSB-TSA)太小，则在硬钎焊加热前的翅片材料中导入的应变量变小。若原材料状态下的应变量小，则硬钎焊加热时的再结晶的驱动力减小，再结晶温度高温化，或者再结晶不会充分完成，因熔融钎料而导致腐蚀发生。

[0053] 因此，本发明的硬钎焊加热前的拉伸强度TSB(N/mm2)、硬钎焊加热后的拉伸强度TSA(N/mm2)与翅片材料的板厚t(μm)优选满足：

[0054] 0.4≤(TSB-TSA)/t≤2.1  式1。

[0055] 为了满足上述式1的关系，可以举出：如上所述设定合金原材料的合金组成。进而如上所述，关于硬钎焊加热前的合金原材料，通过金属组织具有再结晶组织且使其晶粒直径为1000μm以下、利用规定的冷轧率而使应变存在，可得到成型性、硬钎焊性良好的翅片材料。为了抑制硬钎焊时的翅片腐蚀，重要的是波纹成型后的翅片中存在的应变量是否具有必要值以上。波纹成型后的翅片的应变量为合金原材料中的应变量(TSB-TSA)与在波纹成型时被导入的应变量之和。板厚t越小，波纹成型翅片的表层应变量越小，因此发现(TSB-TSA)/t的值对于抑制腐蚀而言为重要的指标。

[0056] 在硬钎焊加热后，使中间退火的保持温度(退火温度)至少为2段，以高于前段的温度进行后段，提高0.1μm以上的第2相颗粒的密度，从而能够使其强度不会下降。通过进行该2段的退火，(TSB-TSA)的值即使小也不会发生翅片的腐蚀，可得到成型性良好的翅片材料，可制备出硬钎焊加热前和硬钎焊加热后的强度满足上述式1的翅片材料。

[0057] (TSB-TSA)/t小于0.4时，硬钎焊加热时的再结晶的驱动力小、发生腐蚀。(TSB-TSA)/t大于2.1时，波纹成型时，翅片波峰部的板厚方向的塑性变形区域的比例变小而发生回弹，波纹成型性降低。更优选的(TSB-TSA)/t的范围为0.5～2.0。

[0058] 本发明的热交换器用铝合金翅片材料的板厚为150μm以下，优选为40～100μm、更优选为40～80μm。本发明中的特征在于能够使板厚较薄。

[0059] (制造方法)

[0060] 首先，将具有上述成分组成的铝合金原材料熔化，利用双辊式连续铸造轧制法制作板状铸锭。双辊式连续铸造轧制法是下述方法：从耐火物制的供熔液喷嘴向一对水冷辊间供给铝金属熔液，连续铸造轧制出薄板；已知亨特(Hunter)法、3C法等。

[0061] 双辊式连续铸造轧制法中，铸造时的冷却速度比DC(直接激冷：Direct Chill)铸造法、双带式连续铸造法大数倍～数百倍。例如，DC铸造法的情况下的冷却速度为0.5～20℃/秒，相对于此，双辊式连续铸造轧制法的情况下的冷却速度为100～1000℃/秒。因此，铸造时生成的Al-Fe-Si系、Al-Fe-Mn系、Al-Fe-Mn-Si系化合物等的晶析物具有比DC铸造法和双带式连续铸造轧制法更微细且更密分散的特征。该高密度分散的晶析物促进已固溶在Mn、Si等母材中的元素的析出，有助于强度和导热性的提高。此外，在对翅片材料进行波纹成型时，还具有下述优点：几乎不产生使模具发生磨损那样的几微米数量级的粗大的晶析物。

[0062] 利用双辊式连续铸造轧制法铸造时的金属熔液温度优选为680～800℃的范围。金属熔液温度为位于供熔液喷嘴之前并紧邻供熔液喷嘴的前箱的温度。金属熔液温度过低时，供熔液喷嘴内生成巨大的金属间化合物，这些化合物混入板状铸锭中，从而导致冷轧时产生板破裂。金属熔液温度过高时，铸造时铝在辊间没有充分凝固，得不到正常的板状铸锭。更优选的金属熔液温度为700～750℃。

[0063] 接着，在将所得到的板状铸锭轧制加工成最终板厚的工序中，进行至少1次以上的中间退火。进行该1次以上的中间退火的第1次中间退火具有不同的2段的保持温度，与第1段保持温度相比，第2段保持温度高，在这种条件下进行第1次中间退火。优选具有80～150℃的温度差。

[0064] 若对翅片材料实施退火，则根据其实施温度的不同，翅片材料中析出的第2相颗粒的分散状态发生变化。若在低温下退火，则翅片材料中微细且密集分布的第2相颗粒发生析出，若在高温下退火，则翅片材料中粗大且稀疏分布的第2相颗粒发生析出。因此，低温下退火时，对硬钎焊加热时的再结晶进行阻碍的微细的第2相颗粒大量析出，翅片变得容易发生腐蚀。高温下退火时，对硬钎焊加热时的再结晶进行阻害的微细的第2相颗粒几乎不析出，但第2相颗粒的分散密度变低，硬钎焊加热后的强度降低。

[0065] 因此，本发明中设定：至少第1次中间退火以2段温度来保持。首先，在第1段的低温下的保持中，使翅片材料中大量析出微细的第2相颗粒。接着，在第2段的高温下的保持中，使第1段析出的微细的第2相颗粒粗大化，使阻碍再结晶的小于0.1μm的微细的第2相颗粒的密度下降、且使0.1μm以上的第2相颗粒的密度升高，从而可得到在硬钎焊加热后强度不降低的金属组织。

[0066] 第1段的保持温度为300～450℃的范围。过低时，退火中的第2相颗粒的析出几乎不发生，过高时，第1段中已经粗大的第2相颗粒会稀疏析出，硬钎焊加热后的强度降低。更优选的温度为350～430℃的范围。

[0067] 第2段的保持温度为比第1段高的温度，为430～580℃的范围。过低时，第1段的退火中析出的第2相颗粒不发生粗大化，阻碍再结晶的第2相颗粒大量分散，发生腐蚀。过高时，第1段析出的第2相颗粒会发生再固溶，导致最终得到的第2相颗粒粗大，且分布呈稀疏分布，硬钎焊加热后的强度降低。更优选的温度为450～550℃的范围。

[0068] 第1段、第2段的保持时间均优选为1～10小时。保持时间过短时，得不到所期望的金属组织，过长时，效果饱和，从生产率的方面考虑不优选。更优选的保持时间为2～5小时。

[0069] 在进行第2次以后的退火的情况下，条件没有特别限定，但特别优选在作为翅片材料使用的铝合金的再结晶温度以上的温度进行退火，优选退火温度为300～500℃、保持时间为1～5小时。更优选的条件是，退火温度为350～450℃、保持时间为1～3小时。

[0070] 第1次的中间退火结束后，进行至少1次以上的冷轧，进行适宜退火后，进行冷轧至150μm以下的最终板厚为止，进行最后的中间退火之后轧制到最终板厚时的总轧制率即最终冷轧率为20～60％。最终冷轧率过低时，硬钎焊加热时的再结晶的驱动力不足，再结晶不会充分产生而发生腐蚀。过高时，利用轧制导入的应变量过多，从而硬钎焊加热前的翅片材料的强度变高，波纹成型性降低。更优选的最终冷轧率为25～50％。

[0071] 为了控制最终冷轧率，需要至少1次的中间退火，仅实施1次中间退火的情况下，从铸造后的板厚至实施中间退火的板厚为止的总冷轧率变得非常高。如此冷轧率高时，材料因轧制变硬，从而有时在卷材边缘部产生裂纹，该裂纹的程度大时，轧制中有可能产生板破裂。为了抑制板破裂的产生，冷轧工序的中途加入修剪工序，或者加入中间退火而使材料变软，这些都是有效。为了抑制边缘裂纹的产生而实施中间退火的情况下，例如也可以采用下述工序：在板厚比较厚的部位实施第1次退火，然后进行冷轧，为了控制最终冷轧率而实施第2次中间退火，进一步利用冷轧进行轧制至最终板厚。

[0072] 第1次退火的第2段的保持结束之后至250℃为止的冷却速度为50℃/小时以下。利用双辊式连续铸造轧制法进行铸造的情况下，铸造时的冷却速度与DC铸造法和双带式连续铸造轧制法相比非常大，因此，铸造后的Mn、Si的固溶度高。如此，由于初期固溶度高，因此，根据冷却速度的不同，退火后的翅片材料的Mn、Si的固溶度发生很大变化。使冷却速度为50℃/小时以下，由此利用第2段退火形成的第2相颗粒进一步生长，从而可降低Mn、Si的固溶度。冷却速度过高时，退火后的翅片材料的Mn、Si的固溶度变高，固溶了的Mn、Si在其后的工序中微细地析出，从而阻碍再结晶的微细的第2相颗粒析出，发生腐蚀。更优选的退火后的冷却速度为40℃/小时以下。

[0073] 实施例

[0074] 下面，基于实施例进一步详细说明本发明，但本发明并非被限定于此。

[0075] 首先，利用表2所示的制造方法分别制造具有表1所示的合金组成的铝合金。需要说明的是，表1的合金组成中，“-”：表示检测限以下，“余部”包含不可避免的杂质。

[0076] 关于通过双辊式连续铸造轧制法铸造的试验材，将所得到的板状铸锭冷轧，在规定的板厚利用分批式退火炉中进行中间退火，冷轧至最终板厚，制作翅片材料(调质：H1n)。

[0077] 关于通过DC铸造法铸造出的试验材，不对制作的铸锭进行均质化处理，加热至500℃后，通过热轧进行轧制至所期望的厚度为止，制作板材。接着，将所得到的板材进行冷轧，在规定的板厚利用分批式退火炉进行中间退火，冷轧至最终板厚为止，制作翅片材料(调质：H1n)。

[0078] [表1]

[0079] 表1

[0080]

[0081] [表2]

[0082] 表2

[0083]

[0084] 并且，将制作的各翅片材料作为供试材(试验材No.1～42)，进行硬钎焊加热。然后，利用下述所示的方法对各供试材进行与强度、电导率、硬钎焊性和耐腐蚀性相关的评价，这些结果示于表3、4。此处，电导率的测定是用于评价翅片材料的导热性的，铝合金的情况下，可以判定：电导率越高，导热性越好。需要说明的是，本说明书中，“硬钎焊加热”是指，将假定翅片材料被实际硬钎焊时的温度和时间作为加热条件，在没有特别说明的情况下对供试材单独进行加热。

[0085] [a]硬钎焊加热前的第2相颗粒密度(个/mm2)：

[0086] 等效圆直径小于0.1μm的第2相颗粒的密度通过进行翅片材料的透射型电子显微镜(TEM)观察进行研究。由等厚干涉条纹来测定观察部的膜厚，仅在膜厚为0.1～0.3μm的部位进行TEM观察。另外，等效圆直径在0.1μm以上的第2相颗粒的密度通过进行翅片材料截面的SEM观察进行研究。通过对TEM、SEM照片进行图像解析，求出硬钎焊加热前的第2相颗粒的密度。

[0087] 对于观察，以各样品3个视野来进行，对各自视野的TEM、SEM照片进行图像解析，从而求出硬钎焊加热前的第2相颗粒的密度。表记的密度是由各3个视野求出的值的平均值。

[0088] [b]波纹成型性：

[0089] 按照使供试材的狭缝为16mm宽、翅片波峰高为5mm、翅片波峰的间隔为2.5mm的方式调整波纹成型机，将各供试材进行波纹成型，制作100波峰的翅片。然后，测定翅片波峰高度，根据波峰高度偏差，翅片高度为5mm±10％以上的翅片波峰有10波峰以上时为差“D”，或者测定翅片波峰的平均间隔，根据回弹，翅片波峰的平均间隔为2.75mm以上时为差“D”，除此以外，波纹成型性为良好“A”。

[0090] [c]硬钎焊加热前的晶粒直径(μm)：

[0091] 将供试材的表面(L-LT面)电解抛光，进行Barker蚀刻后，利用光学显微镜观察晶粒组织。光学显微镜照片中画2条对角线，数出交叉到的晶粒的数量，利用该截线法测定晶粒直径。

[0092] [d-1]硬钎焊加热前的拉伸强度TSB(N/mm2)：

[0093] 对于各供试材，以拉伸速度10mm/分钟、标距50mm的条件，按照JIS Z2241在常温下实施拉伸试验。

[0094] [d-2]硬钎焊加热后的拉伸强度TSA(N/mm2)：

[0095] 将供试材以600℃×3分钟进行硬钎焊加热后，以50℃/分钟的冷却速度进行冷却，然后在室温下放置1周，作为样品。并且，以拉伸速度10mm/分钟、标距50mm的条件，按照JIS Z2241对各样品在常温下实施拉伸试验。

[0096] [e]电导率(％IACS)：

[0097] 将供试材以600℃×3分钟进行硬钎焊加热后，以50℃/分钟的冷却速度进行冷却，作为样品。并且，在20℃的恒温槽内按照JIS H0505对各样品测定电阻，从而求出电导率。需要说明的是，单位％IACS在本说明书中表示JIS H0505中规定的电导率。

[0098] [f]翅片的钎料扩散与熔融的有无：

[0099] 分别准备图1所示的波纹成型后的供试材(翅片11)，以及以JIS3003为芯材13、在其单面被覆10％的JIS4045的钎料14而成的板厚0.3mm的硬钎焊片材12。然后，使供试材11与硬钎焊片材12的钎料14侧的面贴合，形成图1所示的评价用芯10，对该评价用芯10进行600℃×3分钟的硬钎焊加热。对评价用芯10进行截面的微观察，确认有无发生翅片的钎料扩散和熔融。作为评价，钎料扩散和熔融均无的情况为良好“A”、具有钎料扩散和熔融中的任一者或两者的情况为差“D”。

[0100] [g]自耐腐蚀性评价(腐蚀减少量(％)测定)：

[0101] 将供试材以600℃×3分钟进行硬钎焊加热后，以50℃/分钟的冷却速度进行冷却，作为样品。并且，对于各样品，按照JIS Z2371进行200小时的盐水喷雾试验后，测定其腐蚀减少量。

[0102] [h]自然电位(mV)：

[0103] 将供试材以600℃×3分钟进行硬钎焊加热后，以50℃/分钟的冷却速度进行冷却，作为样品。并且，对于各样品，测定翅片在25℃的5％NaCl水溶液中的自然电位(vsAg/AgCl)来进行评价。作为评价，自然电位低于-720mV时为良好“A”，高于-720mV时为差“D”。

[0104] [表3]

[0105]

[0106]

[0107]

[0108] 由表3、4的结果可知，本发明例的试验材No.1～9、通过本发明的翅片的制造方法得到的试验材No.18～30的各特性均优异。即，硬钎焊加热前的晶粒直径为1000μm以下且波纹成型性良好，硬钎焊加热后的拉伸强度高，为120N/mm2以上。另外，也没有翅片的钎料扩散和熔融，硬钎焊性良好，腐蚀减少量也小于4.0％。此外，自然电位也低于-720mV，结果是牺牲性防腐蚀效果被确保。

[0109] 相对于此，各比较例中具有下述问题点。

[0110] 表3所示的比较例10～17均是合金组成在本发明的规定之外的情况。

[0111] 试验材No.10中，Si含量过少，因此，硬钎焊加热后的拉伸强度差，作为目标翅片的强度不足。

[0112] 试验材No.11中，使熔点下降的元素Si含量过多，产生了翅片熔融。

[0113] 试验材No.12中，Fe含量过少，硬钎焊加热前的0.1μm以上的第2相颗粒密度小，硬钎焊后的拉伸强度差，作为目标翅片的强度不足。

[0114] 试验材No.13中，Fe含量过多，因此腐蚀速度加快，腐蚀减少量变大。并且，铸造时产生了巨大的金属间化合物(GC)。

[0115] 试验材No.14中，Mn含量过少，因此，Si的固溶量变得过多，熔点下降，从而硬钎焊加热后的拉伸强度变差，产生了翅片的钎料扩散和熔融中的任一者。

[0116] 试验材No.15中，Mn含量过多，因此，铸造时产生了巨大的金属间化合物(GC)。

[0117] 试验材No.16中，Zn含量过少，因此，不能使自然电位降低。

[0118] 试验材No.17中，Zn含量过多，因此，腐蚀速度加快，腐蚀减少量变大。

[0119] 表4所示的比较例31～42均为翅片的制造方法在本发明的规定之外的情况。

[0120] 试验材No.31的翅片的制造方法中，第1次中间退火的第1段的退火温度过低，因此，硬钎焊加热前的0.1μm以上的第2相颗粒的密度在本发明的目标翅片的规定范围外。而且，硬钎焊加热后的翅片的拉伸强度也不充分。

[0121] 试验材No.32的翅片的制造方法中，第1次中间退火的第1段的退火温度过高，因此，硬钎焊加热前的0.1μm以上的第2相颗粒的密度在本发明的目标翅片的规定范围外。而且，硬钎焊加热后的翅片的拉伸强度也不充分。

[0122] 试验材No.33的翅片的制造方法中，没有以2段进行第1次中间退火，因此，硬钎焊加热前的0.1μm以上的第2相颗粒的密度在本发明的目标翅片的规定范围外。而且，硬钎焊加热后的翅片的拉伸强度也不充分。

[0123] 试验材No.34的翅片的制造方法中，第1次中间退火的第2段的退火温度过低，因此，硬钎焊加热前的小于0.1μm的第2相颗粒密度高，在中间退火中不会成为再结晶组织，硬钎焊加热前后的规定的(TSB-TSA)/t的值变大，波纹成型性差。该试验材No.34中，纤维组织残存。

[0124] 试验材No.35的翅片的制造方法中，第1次中间退火的第2段的退火温度过高，因此，硬钎焊加热前的0.1μm以上的第2相颗粒密度在本发明的目标翅片的规定范围外。而且，硬钎焊加热后的翅片的拉伸强度也不充分。

[0125] 试验材No.36的翅片的制造方法中，第1次中间退火的第1段的退火温度和第2段的退火温度均过低，因此，硬钎焊加热前的小于0.1μm的第2相颗粒密度高，硬钎焊加热前后的规定的(TSB-TSA)/t的值大，波纹成型性差。利用该试验材No.36的翅片的制造方法，纤维组织残存。

[0126] 试验材No.37的翅片的制造方法中，第1次中间退火的第1段的退火温度过高、第2段的退火温度过低，因此，硬钎焊加热前的0.1μm以上的第2相颗粒密度在本发明的目标翅片的规定范围外。而且，硬钎焊加热后的拉伸强度也不充分。

[0127] 试验材No.38的翅片的制造方法中，没有以2段进行第1次中间退火，因此，硬钎焊加热前的小于0.1μm的第2相颗粒密度高，硬钎焊加热前后的规定的(TSB-TSA)/t的值大，波纹成型性差。该试验材No.38中，纤维组织残存。

[0128] 试验材No.39和42的翅片的制造方法中，最终冷轧率均过低，因此，各自在硬钎焊加热时的再结晶的驱动力不足，从而产生了钎料扩散。此外，试验材No.42中，不满足加热前后的规定的(TSB-TSA)/t的值。

[0129] 试验材No.40的翅片的制造方法中，最终冷轧率过高，因此，硬钎焊加热后的晶粒微细，硬钎焊加热前后的规定的(TSB-TSA)/t的值大，波纹成型性差，产生了钎料扩散和熔融的任一者。

[0130] 试验材No.41的翅片的制造方法中，铸造方法为DC法，因此，硬钎焊加热前的0.1μm以上的第2相颗粒密度低，硬钎焊加热后的晶粒微细，从而硬钎焊加热后的翅片的拉伸强度不足，产生了钎料扩散。

[0131] 将本发明与其实施方式一同进行了说明，但是，本申请人认为，只要没有特别指定，本发明就并非限定于说明的任意细节中，在不违背所附的权利要求所示的发明的精神和范围的情况下，本发明应该被宽泛地解释。

[0132] 本申请要求基于在2013年7月5日于日本进行了专利申请的日本特愿2013-142158的优先权，将其参照于此，引入其内容作为本说明书记载的一部分。

[0133] 符号说明

[0134] 10 评价用芯

[0135] 11 翅片

[0136] 12 硬钎焊片材

[0137] 13 芯材

[0138] 14 钎料