高强度铝合金翅片材料及其制造方法.pdf

本发明提供一种波纹加工时的弹性变形恢复小，具有容易进行翅片成形的适度的钎焊前强度，钎焊后强度高，耐侵蚀性、本身耐腐蚀性、牺牲阳极效果优良的板厚35～50μm的薄壁的热交换器用铝合金翅片材料及其制造方法。本发明提供的翅片材料以质量％计含有0.9～1.2％的Si、0.8～1.1％的Fe、1.1～1.4％的Mn、0.9～1.1％的Zn，作为杂质的Mg限定为0.05％以下、Cu限定为0.03％以下、([Si]+[Fe]+2[Mn])/3的含有浓度限制为1.4％～1.6％，包括余分的不可避免的杂质和Al，板厚为35～50μm，钎焊前抗拉强度为215MPa以下，固相线温度为620℃以上，钎焊后抗拉强度为140MPa以上，钎焊后电导率为45％IACS以上，且钎焊后自然电势为-730mV～-760mV。本发明的制造方法规定了热轧、冷轧、中间退火、最终冷轧。

权利要求书
1.  一种热交换器用铝合金翅片材料，其特征在于，
以质量％计含有0.9～1.2％的Si、0.8～1.1％的Fe、1.1～1.4％的Mn、0.9～1.1％的Zn，且作为杂质的Mg限定为0.05％以下、Cu限定为0.03％以下、([Si]+[Fe]+2[Mn])/3的含有浓度限定为1.4％～1.6％，包括余分的不可避免的杂质和Al，
最终板厚为35～50μm，钎焊前的抗拉强度为215MPa以下，固相线温度为620℃以上，钎焊后的抗拉强度为140MPa以上，钎焊后的电导率为45％IACS以上，且钎焊后的自然电势为-730mV～-760mV。

2.  一种热交换器用铝合金翅片材料的制造方法，其特征在于，浇注权利要求1所述的组成的熔液，使用薄平板连续铸造机连续铸造厚度3～20mm的薄平板，通过热轧机轧制为0.5～5mm，卷取在辊上后，冷轧至板厚0.05～0.1mm为止，以保持温度250～450℃实施中间退火，再实施最终冷轧率25～50％的冷轧，使最终板厚为35～50μm。

3.  一种热交换器用铝合金翅片材料的制造方法，其特征在于，浇注权利要求1所述的组成的熔液，使用薄平板连续铸造机连续铸造厚度3～10mm的薄平板，卷取在辊上后，实施第1阶段冷轧将板厚制成1.0～6.0mm，以300～500℃实施第1次中间退火，再实施第2阶段冷轧将板厚制成0.05～0.1mm，以250～450℃实施第2次中间退火，接着实施最终冷轧率25～50％的冷轧将最终板厚制成35～50μm。

说明书高强度铝合金翅片材料及其制造方法
技术领域
本发明涉及用于铝制热交换器的高强度铝合金翅片材料及其制造方法。
背景技术
铝制热交换器中，铝合金翅片材料被钎焊后用于铝制的工作流体通路构成材料等中。为了提高热交换器的性能特性，作为该铝合金翅片材料，在为了防止腐蚀工作流体通路构成材料而要求牺牲阳极效果(日文：犠牲陽極効果)的同时，要求优良的耐下沉性、耐侵蚀性,这样的话,不会因钎焊时的高温加热而变形,钎料也不会浸透。
为了满足上述基本特性，在翅片材料中添加Mn、Fe、Si、Zn等，最近，对制造工艺进行钻研，开发了钎焊前的抗拉强度低、钎焊后的抗拉强度及导热系数高的热交换器用高强度铝合金翅片。
专利文献1中，为了制造满足翅片材料所要求的上述各特性、能够薄壁化的翅片材料，公开了将具有特定组成的铝合金熔液通过双辊式连续铸造轧制法形成铝合金板，冷轧并实施2次以上的中间退火的焊接用铝合金翅片材料的制造方法。
专利文献1所提出的翅片材料通过到钎焊加热为止保持轧制组织(纤维状组织)来提高耐钎料扩散性。但是，薄壁化的翅片材料有弹性变形恢复量变大的倾向，在波纹成形的情况下有可能不能得到规定的翅片间隔。
专利文献2中，公开了含有0.7～1.3wt％的Si、超过2.0wt％且在2.8wt％以下的Fe、超过0.6wt％且在1.2wt％以下的Mn、超过0.02wt％且在1.5wt％以下的Zn，包括余分的Al以及不可避免的杂质，存在最大径0.1～1.0μm的金属间化合物11万个/mm2以上，钎焊后的结晶粒径为150μm以上的铝合金制翅片材料。
专利文献2记载的翅片材料钎焊后的电导率为50％IACS以上，显示出 优良的导热性，但即使在Fe超过2.0wt％且在2.8wt％以下、双带式铸造机这样凝固冷却速度较快的情况下，也有铸造时生成粗大的Al-(Fe·Mn)-Si系结晶析出物、板材制造困难的可能。
专利文献3中，为了制造满足翅片材料所要求的上述各特性、能够薄壁化的翅片材料，将具有特定组成的铝合金熔液通过双带式连续铸造法铸造铝合金平板，冷轧并实施中间退火的焊接用铝合金翅片材料的制造方法。
并且，热交换器用翅片材料在钎焊翅片材料和其他热交换器用构件之前，通过波纹加工等成形为规定的形状。此时，由于存在于翅片材料的金属组织中的硬度高的第二相粒子导致成形用模具的磨损，存在模具的寿命变短的问题。
专利文献4中，为了改善该模具磨损特性，公开了限定存在于翅片材料的金属组织中的每单位面积1μm以上的第二相粒子个数的技术。
但是，如果进一步谋求翅片材料的薄壁化、高抗拉强度化，则如前所述的波纹加工时容易产生弹性变形恢复，有可能产生成形性下降的问题。
现有技术文献
专利文献
专利文献1：日本专利特开2002-241910号公报
专利文献2：日本专利特开2004-277756号公报
专利文献3：日本专利特开2008-038166号公报
专利文献4：日本专利特开2009-270180号公报
发明内容
发明所要解决的技术问题
本发明的目的在于，提供一种最终板厚为35～50μm的薄壁化的热交换器用铝合金翅片材料及其制造方法，该翅片材料在波纹加工时的弹性变形恢复量小、具有易于进行翅片成形的适度的钎焊前强度的同时，在钎焊后具有高强度，且耐侵蚀性、本身耐腐蚀性、牺牲阳极效果优良。
解决技术问题所采用的技术方案
发明人进行认真研究的结果是，通过将合金组成规定在适当的范围，作 为制造方法以连续薄平板铸造机铸造薄平板，在规定的条件下将热轧、冷轧、退火适当组合进行，可得到即使是最终板厚为35～50μm的薄壁化的翅片材料，也抑制了波纹加工时的弹性变形恢复、成形性优良、具备上述各特性的热交换器用铝合金翅片材料及其制造方法。
即，为了实现上述目的，本发明提供一种热交换器用铝合金翅片材料，其中，以质量％计含有0.9～1.2％的Si、0.8～1.1％的Fe、1.1～1.4％的Mn、0.9～1.1％的Zn，且作为杂质的Mg限定为0.05％以下、Cu限定为0.03％以下、([Si]+[Fe]+2[Mn])/3的含有浓度限定为1.4％～1.6％，包括余分的不可避免的杂质和Al，最终板厚为35～50μm，钎焊前的抗拉强度为215MPa以下，固相线温度为620℃以上，钎焊后的抗拉强度为140MPa以上，钎焊后的电导率为45％IACS以上，且钎焊后的自然电势为-730mV～-760mV。
此外，在制造上述本发明的翅片材料的方法(第一制造方法)中，浇注上述记载的组成的熔液，使用薄平板连续铸造机连续铸造厚度3～20mm的薄平板，通过热轧机轧制为0.5～5mm，卷取在辊上后，冷轧至板厚0.05～0.1mm为止，以保持温度250～450℃实施中间退火，再实施最终冷轧率25～50％的冷轧，使最终板厚为35～50μm。
另外，在制造上述本发明的翅片材料方法(第二制造方法)中，浇注上述记载的组成的熔液，使用薄平板连续铸造机连续铸造厚度3～10mm的薄平板，卷取在辊上后，实施第1阶段冷轧将板厚制成1.0～6.0mm，以300～500℃实施第1次中间退火，再实施第2阶段冷轧将板厚制成0.05～0.1mm，以250～450℃实施第2次中间退火，接着实施最终冷轧率25～50％的冷轧将最终板厚制成35～50μm。
发明的效果
相对于以往的翅片材料，本发明的热交换器用铝合金翅片材料通过在化学组成上将([Si]+[Fe]+2[Mn])/3的含有浓度限定为1.4％～1.6％，可制成在波纹加工时弹性变形恢复量小、具有易于进行翅片成形的适度的钎焊前强度的同时，在钎焊后具有高强度，且耐侵蚀性、本身耐腐蚀性、牺牲阳极效果优良的最终板厚为35～50μm的薄壁化的翅片材料。
本发明的翅片材料的制造方法通过使用本发明的翅片材料组成的熔液，以连续薄平板铸造机制成薄平板，以规定的条件将热轧、冷轧、退火适宜组合起来进行，可制造具备上述各条件的翅片材料。
具体实施方式
对限定本发明的热交换器用铝合金翅片材料的组成的理由进行说明。本申请的说明书中，在没有特别的限定的情况下，表示含量的“％”指“质量％”。
[Si：0.9～1.2％]
Si与Fe、Mn共存，在钎焊时生成亚微水平的Al-(Fe·Mn)-Si系的化合物，提高强度，同时减少Mn的固溶量，提高热导率。如果Si的含有浓度低于0.9％未满则其效果不充分；如果超过1.2％则由于固相线温度下降而在钎焊时发生翅片材料侵蚀的可能性变高。因此，Si含有浓度限定在0.9～1.2％。Si含有浓度优选0.95～1.15％的范围。Si含有浓度更优选0.95～1.1％的范围。
[Fe：0.8～1.1％]
Fe与Mn、Si共存，在钎焊时生成亚微水平的Al-(Fe·Mn)-Si系的化合物，在提高强度的同时，减少Si以及Mn的固溶量，降低电势，提高电导率(热导率)。为了得到该效果，Fe含有浓度需要在0.8％以上。如果Fe含有浓度低于0.8％则不仅强度下降，而且钎焊后的自然电势降低，提高牺牲阳极效果的效果下降，电导率也降低。但是如果Fe含有浓度超过1.1％，则钎焊前的抗拉强度过高，不能抑制弹性变形恢复量，成形性下降。因此，Fe含有浓度限定在0.8～1.1％。Fe含有浓度优选0.85～1.05％。Fe含有浓度更优选0.9～1.0％。
[Mn：1.1～1.4％]
Mn通过与Fe、Si共存，在钎焊时作为亚微水平的Al-(Fe·Mn)-Si系化合物高密度析出，提高钎焊后的合金材的强度。此外，由于亚微水平的Al-(Fe·Mn)-Si系析出物具有强再结晶阻止作用，因此再结晶粒在200μm以上，可确保耐侵蚀性。为了得到该效果，Mn含有浓度需要在1.1％以上。 但是如果Mn含有浓度超过1.4％，则钎焊前的抗拉强度过高，不能抑制弹性变形恢复量，成形性下降。因此，Mn含有浓度限定在1.1～1.4％。Mn含有浓度优选1.2～1.4％。Mn含有浓度进一步优选1.2～1.35％。
[Zn：0.9～1.1％]
Zn由于降低翅片材料的钎焊后的自然电势，可赋予牺牲阳极效果。为了得到该效果，Zn含有浓度需要在0.9％以上。但是，Zn含有浓度超过1.1％则材料的本身耐腐蚀性劣化，由于Zn的固溶导致热导率下降。因此，Zn含有浓度限定在0.9～1.1％。Zn含有浓度优选0.95～1.1％。Zn含有浓度更优选0.95～1.05％。
[Mg：0.05wt％以下]
Mg影响钎焊性，如果含有浓度超过0.05wt％，则有可能损害钎焊性。特别在使用氟化物系钎剂的钎焊的情况下，钎剂的成分中的氟(F)和合金中的Mg容易反应，生成MgF2等化合物。为此，在钎焊时有效发挥作用的钎剂的绝对量不足，容易产生钎焊不良。因此，不可避免的杂质中特别将Mg的含有浓度限定为0.05％以下。
[([Si]+[Fe]+2[Mn])/3的含有浓度限定为1.4％～1.6％]
相对于以往的翅片材料，本发明的热交换器用铝合金翅片材料通过在化学组成上将([Si]+[Fe]+2[Mn])/3的含有浓度限定为1.4％～1.6％，可制成在波纹加工时弹性变形恢复量小、具有易于翅片进行成形的适度的钎焊前强度的同时，在钎焊后具有高强度，且耐侵蚀性、本身耐腐蚀性、牺牲阳极效果优良的最终板厚为35～50μm的薄壁化的翅片材料。
如果([Si]+[Fe]+2[Mn])/3的含有浓度低于1.4％，则钎焊后的翅片材料的抗拉强度低于140MPa，钎焊后的强度不足。此外，如果([Si]+[Fe]+2[Mn])/3的含有浓度超过1.6％，则由于钎焊前的翅片材料的抗拉强度超过215MPa，因此翅片的成形性下降。
[Cu为0.03％以下]
对于Mg以外的杂质成分，Cu由于会提高材料的电势而限定在0.03％以下。由于Cr、Zr、Ti、V即使为微量也将显著降低材料的电导率(热导率)，因此这些元素的含有浓度分别限定在0.05％以下。
[最终板厚35～50μm]
为了薄壁轻量化，将最终板厚限定在50μm以下。并且，如果最终板厚低于35μm，则会导致翅片钎焊后的热交换器自身的强度不足。因此，翅片材料的最终板厚限定为35～50μm。
[钎焊前的抗拉强度为215MPa以下]
如果抗拉强度超过215MPa，则在为板厚35～50μm的薄壁翅片材料的情况下，翅片成形时的弹性变形恢复变大，不能得到规定的翅片形状。因此，翅片材料的抗拉强度限定在215MPa以下。
[固相线温度620℃以上]
在固相线温度低于620℃的情况下，由于钎焊时发生侵蚀的可能性变高，因此不优选。因此，固相线温度限定在620℃以上。
[钎焊后的抗拉强度140MPa以上]
本发明的翅片材料被钎焊在管等上作为热交换器使用。为此，作为热交换器整体需要满足规定的要求强度，钎焊后的抗拉强度限定为140MPa以上。
[钎焊后的电导率45％IACS以上]
本发明的翅片材料被钎焊在管等上作为热交换器使用。为此，来自管内流动的热介质的热通过翅片传导，需要高效地放热，钎焊后的电导率的在45％IACS以上。
[钎焊后的自然电势-730mV～-760mV]
本发明中的自然电势是以银氯化银参比电极(SSE：Ag/AgCl/5％NaCl水溶液)作为基准的电势。如果钎焊后的自然电势超过-730mV则电势过高，翅片材料的牺牲阳极效果降低而不优选。此外，如果钎焊后的自然电势低于-760mV则电势过低，由于翅片材料的本身耐腐蚀性降低而不优选。因此，钎焊后的自然电势优选-730mV～-760mV的范围。钎焊后的自然电势更优选-740mV～-760mV的范围。
接着，对本发明中的薄平板的铸造条件、中间退火条件、最终冷轧率、最终退火条件的意义以及限定理由进行说明。
[使用薄平板连续铸造机]
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对峙的一对旋转带部分、在该一对旋转带部分之间形成的空腔、和设置于前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前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对峙的一对旋转辊部分、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。
第一制造方法的特征是，使用薄平板连续铸造机，连续铸造厚度3～20mm的薄平板，通过热轧机进行轧制，卷取在辊上后，冷轧至板厚0.05～0.1mm为止，以保持温度250～450℃实施中间退火，实施冷轧率25～50％的冷轧，使最终板厚为35～50μm。
[平板厚度3～20mm]
在第一制造方法中，铸造的平板的厚度限定为3～20mm。如果为该厚度则板厚中央部的凝固速度快，如果是均匀组织且在本发明范围的组成内，则可制成具有粗大化合物少、钎焊后结晶粒径大的各优良性质的翅片材料。如果薄平板厚度低于3mm，则每单位时间中通过连续薄板铸造机的铝量变得过少，铸造困难。如果厚度超过20mm，则板厚中央部的冷却速度变慢，粗大的金属间化合物析出(结晶析出)，导致翅片材料的抗拉强度的下降。因此平板厚度限定为3～20mm。
在使用薄平板连续铸造机铸造厚度3～20mm的薄平板的情况下，薄平板1/4厚度的位置的平板冷却速度为20～1000℃/秒左右。通过以这样较快的冷却速度凝固熔液，在本发明的化学组成的范围内，能够抑制铸造时Al-(Fe·Mn)-Si等粗大的金属间化合物的结晶析出，可提高Fe、Si、Mn等元素对基质的固溶量。
第一制造方法中，对铸造的薄平板进一步热轧，卷取为卷材。
尤其，在铸造平板的厚度超过10mm的情况下，如果不能够通过热轧机进行热轧使厚度在10mm以下，则难以卷取为卷材。当然，即使在铸造平板厚度为3～10mm的情况下，例如如果通过热轧机进行压下率5～10％左右的 平整(スキンパス，skin pass)轧制，则可改善表面的平坦度，提高卷材的表面品质。
[以保持温度250～450℃实施中间退火]
中间退火的保持温度限定为250～450℃。在中间退火的保持温度低于250℃的情况下，不能得到足够的软化状态。但是，如果中间退火的保持温度超过450℃，则由于钎焊时析出的固溶Mn大多在高温下的中间退火时作为较大的Al-(Fe·Mn)-Si系化合物析出，因此钎焊时的再结晶阻止作用变弱，再结晶粒径低于200μm，耐下沉性和耐侵蚀性下降。
对中间退火的保持时间没有特别的限制，优选设为1～5小时的范围。在中间退火的保持时间低于1小时的情况下，有以卷材整体的温度不均匀的状态经过保持时间的可能性，有不能得到板中的均匀的再结晶组织的风险，因而不优选。如果中间退火的保持时间超过5小时，则由于在处理上过于耗费时间，生产性下降，因而不优选。
对中间退火处理时的升温速度以及冷却速度不需要进行特别限制，优选设为30℃/小时以上。在中间退火处理时的升温速度以及冷却速度低于30℃/小时的情况下，则由于在处理上过于耗费时间，生产性下降，因而不优选。
[最终冷轧率25～50％的冷轧]
最终冷轧率限定为25～50％。在最终冷轧率低于25％的情况下，由于冷轧所积蓄的形变能量少，在钎焊时的升温过程中不能完成再结晶，因而耐下沉性和耐侵蚀性下降。如果超过最终冷轧率50％，则由于产品强度过高，弹性变形恢复量变大而难以得到翅片成形中规定的翅片形状。
在第二制造方法中，浇注上述记载的组成的熔液，使用薄平板连续铸造机，连续铸造厚度3～10mm的薄平板，卷取在辊上后，实施第1阶段冷轧将板厚制成1.0～6.0mm，以300～500℃实施第1次中间退火，再实施第2阶段冷轧将板厚制成0.05～0.1mm，以250～450℃实施第2次中间退火，实施最终冷轧率25～50％的冷轧将最终板厚制成35～50μm。
[平板厚度3～10mm]
在第二制造方法中，铸造的平板的厚度限定为3～10mm。如果为该厚度 则板厚中央部的凝固速度更快，如果是均匀组织且在本发明范围的组成内，则可制成具有粗大化合物少、钎焊后结晶粒径大的各优良性质的翅片材料。如果薄平板厚度低于3mm，则每单位时间中通过连续薄板铸造机的铝量变得过少，铸造困难。如果厚度超过10mm，则难以直接卷取铸造平板。因此平板厚度限定为3～10mm。
在使用薄平板连续铸造机铸造厚度3～10mm的薄平板的情况下，薄平板1/4厚度的位置的平板冷却速度为40～1000℃/秒左右。通过以这样较快的冷却速度凝固熔液，在本发明的化学组成的范围内，能够抑制铸造时Al-(Fe·Mn)-Si等粗大的金属间化合物的结晶析出，可提高Fe、Si、Mn等元素对基质的固溶量。
在第二制造方法中，铸造平板厚度为3～10mm，虽然能够直接卷取为卷材，但例如可通过热轧机进行压下率5～10％左右的平整轧制。这样的话，可改善表面的平坦度，提高卷材的表面品质。
[第1次中间退火条件]
第1次中间退火的保持温度优选300～500℃。在第1次中间退火的保持温度低于300℃的情况下，不能得到足够的软化状态。如果第1次中间退火的保持温度超过500℃，则由于基质中的固溶Mn大多在高温下的中间退火时作为Al-(Fe·Mn)-Si系化合物析出，因此钎焊时的再结晶阻止作用变弱，再结晶粒径低于200μm，耐下沉性和耐侵蚀性下降。
对第1次中间退火的保持时间没有特别的限制，优选设为1～5小时的范围。如果第1次中间退火的保持时间低于1小时，则卷材整体的温度保持不均匀，有可能不能得到板中的均匀软化状态，因而不优选。如果第1次中间退火的保持时间超过5小时，则由于在处理上过于耗费时间，生产性下降，因而不优选。
对第1次中间退火处理时的升温速度以及冷却速度不需要进行特别限制，优选设为30℃/小时以上。在第1次中间退火处理时的升温速度以及冷却速度低于30℃/小时的情况下，则由于在处理上过于耗费时间，生产性下降，因而不优选。
[第2次中间退火条件]
第2次中间退火的保持温度优选250～450℃。在第2次中间退火的保持温度低于250℃的情况下，不能得到足够的软化状态。但是，如果第2次中间退火的保持温度超过450℃，则由于基质中的固溶Mn大多在高温下的中间退火时作为Al-(Fe·Mn)-Si系化合物析出，因此钎焊时的再结晶阻止作用变弱，再结晶粒径低于200μm，钎焊时的耐下沉性和耐侵蚀性下降。
对第2次中间退火的保持时间没有特别的限制，优选设为1～5小时的范围。如果第2次中间退火的保持时间低于1小时，则卷材整体的温度保持不均匀，有可能不能得到板中的均匀再结晶组织，因而不优选。如果第2次中间退火的保持时间超过5小时，则由于在处理上过于耗费时间，生产性下降，因而不优选。
对第2次中间退火处理时的升温速度以及冷却速度不需要进行特别限制，优选设为30℃/小时以上。在第2次中间退火处理时的升温速度以及冷却速度低于30℃/小时的情况下，则由于在处理上过于耗费时间，生产性下降，因而不优选。
[最终冷轧率25～50％的冷轧]
最终冷轧率限定为25～50％。在最终冷轧率低于25％的情况下，由于冷轧所积蓄的形变能量少，在钎焊时的升温过程中不能完成再结晶，因而耐下沉性和耐侵蚀性下降。如果超过最终冷轧率50％，则由于产品强度过高，弹性变形恢复量变大而难以得到翅片成形中规定的翅片形状。
该板材在以规定宽度分切后进行波纹加工，与工作流体通路用材料、例如由被覆了钎料材的3003合金等构成的包层板构成的偏平管进行交替层积，通过钎焊接合制成热交换器单元。
实施例
[实施例1]
在10号坩锅中熔解表1所示的合金1～合金10的组成的熔液，通过使用小型喷枪通入惰性气体5分钟进行脱气处理。将各合金熔液浇铸在内尺寸200×200×16mm的水冷模具中，制作薄平板。对该薄平板的两面实施各3mm的表面切削后，实施第1阶段冷轧将板厚制成4.0mm，在退火炉内以升温速度50℃/小时进行升温，保持380℃×2小时后，空气冷却，实施第1 次中间退火处理。进一步实施第2阶段冷轧将板厚制成0.08mm，在退火炉内以升温速度50℃/小时进行升温，保持350℃×2小时后，空气冷却，实施第2中间退火处理，再实施冷轧率37.5％的冷轧制成最终板厚50μm的翅片材料(调质：H14)。
[表1]
表1 供试材料的合金组成(质量％)
合金编号SiFeCuMnZnAl(Si+Fe+2Mn)/311.020.960.021.301.01bal.1.5320.790.950.021.291.00bal.1.3931.220.950.011.301.03bal.1.5740.970.600.011.281.03bal.1.3851.021.290.021.301.01bal.1.6461.020.960.010.951.02bal.1.2971.000.960.021.561.00bal.1.6981.040.920.021.260.54bal.1.4991.000.990.011.341.38bal.1.56101.010.950.051.321.02bal.1.53110.920.870.011.191.00bal.1.39121.011.050.021.381.06bal.1.61
对上述获得的合金1～合金12的组成的翅片材料，进行下述(1)～(3)的试验测定。
(1)钎焊加热前的抗拉强度(MPa)
不进行钎焊加热，测定抗拉强度。
(2)钎焊加热后的各特性
以下述钎焊加热条件进行加热冷却后，测定以下特性。
[钎焊加热条件]
设想实际钎焊加热条件，从室温开始升温30分钟，在600～605℃下保持3分钟后，以冷却速度40℃/分钟冷却至200℃，之后从加热炉取出，冷却至室温。
[试验项目]
[1]抗拉强度(MPa)
[2]电导率[％IACS]
用JIS-HO5O5记载的导电性试验法测定钎焊加热后的翅片材料的电导率 [％IACS]。
[3]自然电势[mV]
将银氯化银电极(饱和)作为参比电极，测定在5％食盐水中浸渍60分钟后的自然电势(mV)。
(3)固相线温度测定
通过差热分析测定固相线温度。
表2中汇总示出了上述合金1～合金12的组成的翅片材料的(1)～(3)的测定结果。
[表2]
表2 供试材料的各特性

由于合金1(发明例)的组成的翅片材料在本发明的组成范围内，因此固相线温度在620℃以上，钎焊性良好，钎焊前的抗拉强度在215MPa以下，钎焊后的抗拉强度在140MPa以上，钎焊后的电导率为45％IACS以上，钎焊后的自然电势为-730mV～-760mV。
合金2(比较例)的组成的翅片材料由于Si的含有浓度过低，因此钎焊后的抗拉强度为低于140MPa的过低水平。
合金3(比较例)的组成的翅片材料由于Si的含有浓度过高，因此固相线温度低于620℃，钎焊性变差。
合金4(比较例)的组成的翅片材料由于Fe的含有浓度过低，因此钎焊 后的抗拉强度为低于140MPa的过低水平。
合金5(比较例)的组成的翅片材料由于Fe的含有浓度过高，因此钎焊后的抗拉强度为超过215MPa的过高水平。
合金6(比较例)的组成的翅片材料由于Mn的含有浓度过低，因此钎焊后的抗拉强度为低于140MPa的过低水平。
合金7(比较例)的组成的翅片材料由于Mn的含有浓度过高，因此钎焊后的抗拉强度为超过215MPa的过高水平。
合金8(比较例)的组成的翅片材料由于Zn含有浓度过低，因此钎焊后的自然电势超过-730mV。
合金9(比较例)的组成的翅片材料由于Zn含有浓度过高，因此钎焊后的自然电势低于-760mV。
合金10(比较例)的组成的翅片材料由于Cu含有浓度过高，因此钎焊后的自然电势超过-730mV。
合金11(比较例)的组成的翅片材料由于([Si]+[Fe]+2[Mn])/3的含有浓度低于1.4％，因此钎焊后的抗拉强度为低于140MPa的过低水平。
合金12(比较例)的组成的翅片材料由于([Si]+[Fe]+2[Mn])/3的含有浓度超过1.6％，因此钎焊后的抗拉强度为超过215MPa的过高水平。
[实施例2]
对表3示出的合金13的组成的熔液使用双带式铸造机，连续铸造平板厚度17mm的薄平板，通过热轧机，轧制至厚度1mm后，卷取为卷材。之后，冷轧至0.08mm，以保持温度300℃实施中间退火，再实施冷轧率44％的冷轧，将最终板厚制成45μm。
接着，对表3示出的合金14～合金20的组成的熔液使用双带式铸造机，连续铸造平板厚度9mm的薄平板，平整轧制后，卷取为卷材。之后，实施第1阶段冷轧将板厚制成2.0mm，以保持温度400℃实施第1次中间退火。再实施第2阶段冷轧将板厚制成0.08mm，以保持温度300℃实施第2次中间退火，进行冷轧率44％的冷轧制成最终板厚45μm的翅片材料(调质：H14)。
[表3]
表3 供试材料的合金组成(质量％)
合金编号SiFeCuMnZnAl(Si+Fe+2Mn)/3131.041.010.031.160.96bal.1.46141.070.920.011.190.97bal.1.46150.950.640.021.171.01bal.1.31161.010.920.020.910.98bal.1.25171.111.310.021.311.08bal.1.68181.080.990.021.511.01bal.1.70190.930.880.021.160.97bal.1.38200.981.060.021.391.03bal.1.61
对上述获得的合金13～合金20的组成的翅片材料进行下述(1)～(3)的试验测定。
(1)钎焊前的弹性变形恢复量的评价
对上述获得的合金13～20的组成的翅片材料进行翅片单板的弯曲试验(V棱镜法(日文：Vブロック法))。
弯曲角度：90°
凸模前端曲率半径：R1.0mm
评价方法：测定弯曲试验后的翅片角度，将从弯曲角度90°回复的角度作为弹性变形恢复量进行评价。另外，本说明书中，将弹性变形恢复量(回复角度)为8°以下的情况判断为成形性良好，将弹性变形恢复量(回复角度)超过8°的情况判断为成形性不良。
(2)钎焊加热前的抗拉强度(MPa)
不进行钎焊加热，测定抗拉强度。
(3)钎焊加热后的抗拉强度(MPa)
以下述钎焊加热条件进行加热冷却后，测定抗拉强度。
[钎焊加热条件]
设想实际钎焊加热条件，从室温开始升温30分钟，在600～605℃下保持3分钟后，以冷却速度40℃/分钟冷却至200℃，之后从加热炉取出，冷却至室温。
表4中汇总示出了上述合金13～合金20的组成的翅片材料的(1)～(3)的测定结果。
[表4]
表4 供试材料的各特性

由于合金13(发明例)的组成的翅片材料在本发明的组成范围内，钎焊前的抗拉强度在215MPa以下，弹性变形恢复量低达8°以下，具有容易进行翅片成形的钎焊前强度。
由于合金14(发明例)的组成的翅片材料在本发明的组成范围内，钎焊前的抗拉强度在215MPa以下，弹性变形恢复量低达8°以下，具有容易进行翅片成形的钎焊前强度。
合金15(比较例)的组成的翅片材料的钎焊前的抗拉强度在215MPa以下，弹性变形恢复量低达8°以下，虽然具有容易进行翅片成形的钎焊前强度，但由于Fe含有浓度过低，因此钎焊后的抗拉强度为低于140MPa的过低水平。
合金16(比较例)的组成的翅片材料的钎焊前的抗拉强度在215MPa以下，弹性变形恢复量低达8°以下，虽然具有容易进行翅片成形的钎焊前强度，但由于Mn含有浓度过低，因此钎焊后的抗拉强度为低于140MPa的过低水平。
合金17(比较例)的组成的翅片材料由于Fe含有浓度过高，钎焊前的抗拉强度为超过215MPa的过高水平，因而弹性变形恢复量超过8°，不具有容易进行翅片成形的钎焊前强度。
合金18(比较例)的组成的翅片材料由于Mn含有浓度过高，钎焊前的 抗拉强度为超过215MPa的过高水平，因而弹性变形恢复量超过8°，不具有容易进行翅片成形的钎焊前强度。
合金19(比较例)的组成的翅片材料的钎焊前的抗拉强度在215MPa以下，弹性变形恢复量低达8°以下，虽然具有容易进行翅片成形的钎焊前强度，但由于([Si]+[Fe]+2[Mn])/3的含有浓度低于1.4％，因此钎焊后的抗拉强度为低于140MPa的过低水平。
合金20(比较例)的组成的翅片材料由于([Si]+[Fe]+2[Mn])/3的含有浓度超过1.6％，钎焊前的抗拉强度为超过215MPa的过高水平，因而弹性变形恢复量超过8°，不具有容易进行翅片成形的钎焊前强度。
产业上利用的可能性
如以上说明，在使用薄平板连续铸造机连续铸造薄平板并卷取为卷材状后，实施退火和轧制而使最终板厚为35～50μm的翅片材料中，通过含有0.9～1.2％的Si、0.8～1.1％的Fe、1.1～1.4％的Mn、0.9～1.1％的Zn，并将作为杂质的Mg限定为0.05％以下、Cu限定为0.03％以下、([Si]+[Fe]+2[Mn])/3的含有浓度限定为1.4％～1.6％，可制成弹性变形恢复量小，具有容易进行翅片成形的适度的钎焊前强度，而且钎焊后具有高强度，且模具磨损特性、耐侵蚀性、本身耐腐蚀性、牺牲阳极效果优良的热交换器用铝合金翅片材料。