JP2874764B2 - 熱交換器用高強度アルミニウム合金フィン材の製造方法 - Google Patents
熱交換器用高強度アルミニウム合金フィン材の製造方法Info
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Description
【発明の詳細な説明】 ［産業上の利用分野］ 本発明は、アルミニウム合金製熱交換器に用いられる
フィン材の製造方法に関し、特に冷却水や作動流体の通
路材（管材または形材）にフィン材をろう付けによって
熱交換器を組み立てる場合に、ろう付け時の加熱に対し
て優れた耐高温座屈性を示すと共に、ろう付け後冷却水
や作動流体の通路材に対する犠牲陽極効果及び高強度で
コルゲーション加工性に優れたアルミニウム合金フィン
材の製造方法に関するものである。
フィン材の製造方法に関し、特に冷却水や作動流体の通
路材（管材または形材）にフィン材をろう付けによって
熱交換器を組み立てる場合に、ろう付け時の加熱に対し
て優れた耐高温座屈性を示すと共に、ろう付け後冷却水
や作動流体の通路材に対する犠牲陽極効果及び高強度で
コルゲーション加工性に優れたアルミニウム合金フィン
材の製造方法に関するものである。
［従来の技術］ 従来、アルミニウム合金製熱交換器は、自動車などの
ラジエータ、エアコン、インタークーラーやオイルクー
ラーなどの熱交換器として使用されている。
ラジエータ、エアコン、インタークーラーやオイルクー
ラーなどの熱交換器として使用されている。
アルミニウム合金製熱交換器は、例えば第１図（１）
（２）並びに第２図に示すように、Al−Cu系合金、Al−
Mn系合金、Al−Mn−Cu系合金などの作動流体通路材料
（管あるいは形材が使用される）1a、1bおよび４に、作
動流体通路材料に比較して電気化学的に卑な合金のフィ
ン材２、３が、ろう付けにより組み立てられている。こ
の場合、通路材料あるいはフィン材のいずれか一方また
は両方にAl−Si系やAl−Si−Mg系ろう材をクラッドした
ブレージングシートが用いられる。そして、電気化学的
に卑なフィン材の犠牲陽極効果を利用して作動流体通路
材料が防食されている。また、フィン材は、ろう付け時
の高温加熱によって、その強度が著しく低下して、変形
したり、ろう材中のSiがフィン材中に拡散して座屈した
りするため、この加熱によって変形しないように優れた
耐高温座屈性が要求される。したがって、アルミニウム
合金フィン材には、従来からAl−Mn系の合金が用いら
れ、これにさらに上記特性を加味するために種々の元素
が添加されているものが提案されている。例えば、電気
化学的に卑にするためにZn、Snなどが添加されたものが
提案されている。しかし、Sn、Znなどの元素を含有する
場合はろう付け性（高温座屈性）が不良になりやすいの
で、例えば、Sn、ZnのほかにMg、Mn、Feを調整した合金
鋳塊を、加熱・熱間圧延および70％以上の冷間圧延を行
い、軟化処理後15〜30％の冷間圧延仕上げする方法（特
開昭58−31070号）、またSn、ZnのほかにMg、Mn、Fe、S
i、Zrを調整した合金鋳塊を、加熱、熱間圧延および70
％以上の冷間圧延を行い、軟化処理後15〜30％の冷間圧
延仕上げする方法（特開昭60−215729号）等が提案され
ている。これらにおいては焼鈍（軟化）は300〜450℃で
実施することがろう付性の観点から重要とされている。
（２）並びに第２図に示すように、Al−Cu系合金、Al−
Mn系合金、Al−Mn−Cu系合金などの作動流体通路材料
（管あるいは形材が使用される）1a、1bおよび４に、作
動流体通路材料に比較して電気化学的に卑な合金のフィ
ン材２、３が、ろう付けにより組み立てられている。こ
の場合、通路材料あるいはフィン材のいずれか一方また
は両方にAl−Si系やAl−Si−Mg系ろう材をクラッドした
ブレージングシートが用いられる。そして、電気化学的
に卑なフィン材の犠牲陽極効果を利用して作動流体通路
材料が防食されている。また、フィン材は、ろう付け時
の高温加熱によって、その強度が著しく低下して、変形
したり、ろう材中のSiがフィン材中に拡散して座屈した
りするため、この加熱によって変形しないように優れた
耐高温座屈性が要求される。したがって、アルミニウム
合金フィン材には、従来からAl−Mn系の合金が用いら
れ、これにさらに上記特性を加味するために種々の元素
が添加されているものが提案されている。例えば、電気
化学的に卑にするためにZn、Snなどが添加されたものが
提案されている。しかし、Sn、Znなどの元素を含有する
場合はろう付け性（高温座屈性）が不良になりやすいの
で、例えば、Sn、ZnのほかにMg、Mn、Feを調整した合金
鋳塊を、加熱・熱間圧延および70％以上の冷間圧延を行
い、軟化処理後15〜30％の冷間圧延仕上げする方法（特
開昭58−31070号）、またSn、ZnのほかにMg、Mn、Fe、S
i、Zrを調整した合金鋳塊を、加熱、熱間圧延および70
％以上の冷間圧延を行い、軟化処理後15〜30％の冷間圧
延仕上げする方法（特開昭60−215729号）等が提案され
ている。これらにおいては焼鈍（軟化）は300〜450℃で
実施することがろう付性の観点から重要とされている。
［発明が解決しようとする課題］ 従来使用され、または提案されてきた、上記Al−Mn系
合金フィン材に対して、最近は軽量化のほかにコスト低
減などの要求が強く、これに対応するためには構成材料
を薄肉化したり、安価な材料が要求されるようになっ
た。
合金フィン材に対して、最近は軽量化のほかにコスト低
減などの要求が強く、これに対応するためには構成材料
を薄肉化したり、安価な材料が要求されるようになっ
た。
しかしながら、上記のようなフィン材を従来の方法で
製造すると、引張強さは17〜20kgf/mm2程度、耐力は16
〜19kgf/mm2程度（特開昭58−31070号、特開昭60−2157
29号）になり、薄肉化すると強度不足が生じる。すなわ
ち、フィンをコルゲート加工した後のスプリングバック
が小さいために、自由長が短くなったり、あるいはコル
ゲートと作動流体通路構成部材を組み付けるときフィン
がつぶれるという、いわゆる常温座屈が発生する。
製造すると、引張強さは17〜20kgf/mm2程度、耐力は16
〜19kgf/mm2程度（特開昭58−31070号、特開昭60−2157
29号）になり、薄肉化すると強度不足が生じる。すなわ
ち、フィンをコルゲート加工した後のスプリングバック
が小さいために、自由長が短くなったり、あるいはコル
ゲートと作動流体通路構成部材を組み付けるときフィン
がつぶれるという、いわゆる常温座屈が発生する。
また、最終冷間圧延の加工度を高くし、フィン材の引
張り強さを23〜29kgf/mm2、耐力を22〜28kgf/mm2にする
と上記の問題は解決するが、ろう付け時に再結晶粒が小
さくなり、フィン材（あるいはフィン材の芯材）中にろ
う材中のSiが拡散し、高温座屈が生じる。
張り強さを23〜29kgf/mm2、耐力を22〜28kgf/mm2にする
と上記の問題は解決するが、ろう付け時に再結晶粒が小
さくなり、フィン材（あるいはフィン材の芯材）中にろ
う材中のSiが拡散し、高温座屈が生じる。
本発明の目的は、優れた強度耐高温座屈性、犠牲陽極
性および成形加工性を有するアルミニウム合金フィン材
を安価に製造する方法を提供するものである。
性および成形加工性を有するアルミニウム合金フィン材
を安価に製造する方法を提供するものである。
［課題を解決するための手段］ 本発明者らは、Al−Mn系合金の強度高温座屈性および
成形加工性について、組成および製造条件について種々
研究を重ねた結果、鋳塊の均質化処理条件を適正化する
こと、最終冷間圧延前の焼鈍を低温度で行うことによ
り、完全に再結晶させないこと、を組合せれば、高い強
度と耐高温座屈性を兼備したフィン材にできることを知
見した。また、熱間圧延の加熱温度、最終冷間圧延の加
工度を適性に保つことが必要であることを見出し、本発
明を完成した。すなわち、本発明の要旨は、Mn:0.3〜1.
5％、Zn:0.1〜1.0％、Fe:0.05〜0.7％、Mg:0.05〜0.7
％、Si:0.35％以下を含有し、さらに必要に応じCr:0.05
〜0.35％、Zr:0.05〜0.35％、Ti:0.05〜0.35％、V:0.05
〜0.35％のうち１種または２種以上を含有し、残部が不
可避的不純物およびAlからなる合金の鋳塊を、400〜560
℃で均質化処理し、400〜560℃に加熱して、熱間圧延し
た後、冷間圧延を施し、240℃以上300℃未満で中間焼鈍
した後、さらに５〜40％の圧下率で冷間仕上げ圧延を行
う、熱交換器用高強度アルミニウム合金フィン材の製造
方法である。
成形加工性について、組成および製造条件について種々
研究を重ねた結果、鋳塊の均質化処理条件を適正化する
こと、最終冷間圧延前の焼鈍を低温度で行うことによ
り、完全に再結晶させないこと、を組合せれば、高い強
度と耐高温座屈性を兼備したフィン材にできることを知
見した。また、熱間圧延の加熱温度、最終冷間圧延の加
工度を適性に保つことが必要であることを見出し、本発
明を完成した。すなわち、本発明の要旨は、Mn:0.3〜1.
5％、Zn:0.1〜1.0％、Fe:0.05〜0.7％、Mg:0.05〜0.7
％、Si:0.35％以下を含有し、さらに必要に応じCr:0.05
〜0.35％、Zr:0.05〜0.35％、Ti:0.05〜0.35％、V:0.05
〜0.35％のうち１種または２種以上を含有し、残部が不
可避的不純物およびAlからなる合金の鋳塊を、400〜560
℃で均質化処理し、400〜560℃に加熱して、熱間圧延し
た後、冷間圧延を施し、240℃以上300℃未満で中間焼鈍
した後、さらに５〜40％の圧下率で冷間仕上げ圧延を行
う、熱交換器用高強度アルミニウム合金フィン材の製造
方法である。
また、さらにMn:0.3〜1.5％、Zn:0.1〜1.0％、Fe:0.0
5〜0.7％、Mg:0.05〜0.7％、Si:0.35％以下を含有し、
さらに必要によりCr:0.05〜0.35％、Zr:0.05〜0.35％、
Ti:0.05〜0.35％、V:0.05〜0.35％のうち１種または２
種以上を含有し、残部が不可避的不純物およびAlからな
る合金の鋳塊を、400〜560℃で均質化処理した後、Al−
Si系またはAl−Si−Mg系合金を皮材として複合したもの
を、400〜550℃に加熱して熱間圧延した後、冷間圧延を
施し、240℃以上300℃未満で中間焼鈍した後、さらに５
〜40％の圧下率で冷間仕上げ圧延を行う、強度の高い熱
交換器用フィン材の製造方法である。
5〜0.7％、Mg:0.05〜0.7％、Si:0.35％以下を含有し、
さらに必要によりCr:0.05〜0.35％、Zr:0.05〜0.35％、
Ti:0.05〜0.35％、V:0.05〜0.35％のうち１種または２
種以上を含有し、残部が不可避的不純物およびAlからな
る合金の鋳塊を、400〜560℃で均質化処理した後、Al−
Si系またはAl−Si−Mg系合金を皮材として複合したもの
を、400〜550℃に加熱して熱間圧延した後、冷間圧延を
施し、240℃以上300℃未満で中間焼鈍した後、さらに５
〜40％の圧下率で冷間仕上げ圧延を行う、強度の高い熱
交換器用フィン材の製造方法である。
［作 用］ 次に本発明が上記の通り、その合金の成分組成範囲お
よび製造条件を限定した理由について説明する。
よび製造条件を限定した理由について説明する。
Mn Mnはフィン材の強度向上、成形加工性の改良および耐
高温座屈性の改良のために0.3〜1.5％含有させる。その
含有量が0.3％未満では、その効果が十分でなく、1.5％
を越えると効果が飽和するばかりでなく、自然電極電位
が貴になり、犠牲陽極効果が失われる。
高温座屈性の改良のために0.3〜1.5％含有させる。その
含有量が0.3％未満では、その効果が十分でなく、1.5％
を越えると効果が飽和するばかりでなく、自然電極電位
が貴になり、犠牲陽極効果が失われる。
Zn Znは、フィン材を電気化学的に卑にして犠牲陽極効果
を付与するために0.5〜2.0％含有させる。その含有量が
0.5％未満では効果が十分でなく2.0％を越えるとろう付
け時、蒸発量が多くなり、ろう付け炉の清掃回数が増す
ために好ましくない。
を付与するために0.5〜2.0％含有させる。その含有量が
0.5％未満では効果が十分でなく2.0％を越えるとろう付
け時、蒸発量が多くなり、ろう付け炉の清掃回数が増す
ために好ましくない。
Fe Feは、Mnと共存することにより高温座屈性、成形加工
性を高める。また、Mnの固溶量を減少させて熱伝導度を
高めるとともに、フィン材の電位を卑にし、犠牲陽極効
果を高めるために0.05〜0.70％含有させる。その含有量
が0.05％未満では効果が十分でなく、0.70％を越えると
ろう付け時の再結晶粒が微細になり、耐高温座屈性が劣
化する。特に、本発明のように強度を高くするために焼
鈍温度を低くして完全再結晶させない場合には、ろう付
時の再結晶粒が微細になりやすい傾向を有するので、Fe
が0.70％を越えることは避けなければならない。
性を高める。また、Mnの固溶量を減少させて熱伝導度を
高めるとともに、フィン材の電位を卑にし、犠牲陽極効
果を高めるために0.05〜0.70％含有させる。その含有量
が0.05％未満では効果が十分でなく、0.70％を越えると
ろう付け時の再結晶粒が微細になり、耐高温座屈性が劣
化する。特に、本発明のように強度を高くするために焼
鈍温度を低くして完全再結晶させない場合には、ろう付
時の再結晶粒が微細になりやすい傾向を有するので、Fe
が0.70％を越えることは避けなければならない。
Mg Mgは、電位を卑にして犠牲陽極効果を高めると共に強
度を向上させる。下限未満では効果が十分でなく、上限
を越えるとろう付け性が低下する。
度を向上させる。下限未満では効果が十分でなく、上限
を越えるとろう付け性が低下する。
Si Siは不純物であるが、0.35％を越えると自己耐食性を
害するので、0.35％以下とするのが好ましい。
害するので、0.35％以下とするのが好ましい。
Cr、Zr、Ti、Ｖ Cr、Zr、Ti、Ｖはいずれも耐高温座屈性を改善するた
めに0.05〜0.35％含有させる。それらの含有量が0.05％
未満ではその効果が十分でなく、0.35％を越えると粗大
な金属間化合物が生成し、フィン材の製造が困難にな
る。
めに0.05〜0.35％含有させる。それらの含有量が0.05％
未満ではその効果が十分でなく、0.35％を越えると粗大
な金属間化合物が生成し、フィン材の製造が困難にな
る。
次に製造条件を限定した理由について説明する。
上記のような組成の合金は、溶解→鋳造→均質化処理
→熱間圧延→冷間圧延→中間焼鈍→最終冷間圧延の工程
により製造される。また、複合材の場合は、鋳塊の均質
化処理まで同一工程であるが、これにAl−Si系あるいは
Al−Si−Mg系の合金皮材を合わせ、熱間圧延以降の工程
を行い、製造される。これらいずれの場合とも均質化処
理と熱間圧延前の加熱は、兼ねてもよい。また、中間焼
鈍は、１回に限らず２回以上実施してもよい。これらの
工程に於て均質化処理、熱間圧延およに最終冷間圧延
は、次の条件で行わなければならない。
→熱間圧延→冷間圧延→中間焼鈍→最終冷間圧延の工程
により製造される。また、複合材の場合は、鋳塊の均質
化処理まで同一工程であるが、これにAl−Si系あるいは
Al−Si−Mg系の合金皮材を合わせ、熱間圧延以降の工程
を行い、製造される。これらいずれの場合とも均質化処
理と熱間圧延前の加熱は、兼ねてもよい。また、中間焼
鈍は、１回に限らず２回以上実施してもよい。これらの
工程に於て均質化処理、熱間圧延およに最終冷間圧延
は、次の条件で行わなければならない。
均質化処理温度 本発明のように、焼鈍温度が低く再結晶を完全にさせ
ない場合には、ろう付け時の再結晶粒が微細になって耐
高温座屈性が不良になりやすいので、鋳塊均質化処理の
温度は特に厳密に守らなければならない。そして、Mn系
化合物を十分析出させ、高い耐高温座屈性を得るため
に、400〜560℃の温度範囲で行うことが必要である。そ
の温度が400℃未満ではMn系化合物（Al−Mn、Al−Mn−F
e、Al−Mn−Si、Al−Mn−Fe−Siなどの化合物）の析出
が十分でないため、ろう付け時のフィン材の再結晶粒が
微細になり、耐高温座屈性が劣化する。また、560℃を
越えると焼鈍時に再結晶しやすく、最終フィン材の強度
が低くなりやすい。また、ろう付け時の再結晶粒が微細
になり、耐高温座屈性が劣化する。
ない場合には、ろう付け時の再結晶粒が微細になって耐
高温座屈性が不良になりやすいので、鋳塊均質化処理の
温度は特に厳密に守らなければならない。そして、Mn系
化合物を十分析出させ、高い耐高温座屈性を得るため
に、400〜560℃の温度範囲で行うことが必要である。そ
の温度が400℃未満ではMn系化合物（Al−Mn、Al−Mn−F
e、Al−Mn−Si、Al−Mn−Fe−Siなどの化合物）の析出
が十分でないため、ろう付け時のフィン材の再結晶粒が
微細になり、耐高温座屈性が劣化する。また、560℃を
越えると焼鈍時に再結晶しやすく、最終フィン材の強度
が低くなりやすい。また、ろう付け時の再結晶粒が微細
になり、耐高温座屈性が劣化する。
熱間圧延 熱間圧延前の加熱温度は、圧延加工性や最終フィン材
の強度および十分な耐高温座屈性を得るために、400〜5
60℃の範囲が好ましい。この温度が400℃未満では圧延
時耳割れが激しく、加工性が悪くなる。また、560℃を
越えると焼鈍時に再結晶しやすく、最終フィン材の強度
が低下する。また、ろう付け時の再結晶粒が微細にな
り、耐高温座屈性が劣化する。さらに、Al−Si系、Al−
Si−Mg系合金を皮材として合せ材とする場合には、皮材
を溶解させないように550℃以下で行う必要がある。熱
間圧延の上限温度は鋳塊の均質化処理温度の場合と同様
に特に厳密に守らなければならない。
の強度および十分な耐高温座屈性を得るために、400〜5
60℃の範囲が好ましい。この温度が400℃未満では圧延
時耳割れが激しく、加工性が悪くなる。また、560℃を
越えると焼鈍時に再結晶しやすく、最終フィン材の強度
が低下する。また、ろう付け時の再結晶粒が微細にな
り、耐高温座屈性が劣化する。さらに、Al−Si系、Al−
Si−Mg系合金を皮材として合せ材とする場合には、皮材
を溶解させないように550℃以下で行う必要がある。熱
間圧延の上限温度は鋳塊の均質化処理温度の場合と同様
に特に厳密に守らなければならない。
焼鈍温度 焼鈍温度を通常より低くして行うことにより、耐高温
座屈性と成形加工に必要な強度を得るために240℃以上3
00℃未満で行う必要がある。この温度が240℃未満では
ろう付け時の再結晶粒が微細になり、耐高温座屈性が劣
化する。また、300℃以上では、再結晶が部分的に生じ
始め、最終フィン材の強度が低くなる。
座屈性と成形加工に必要な強度を得るために240℃以上3
00℃未満で行う必要がある。この温度が240℃未満では
ろう付け時の再結晶粒が微細になり、耐高温座屈性が劣
化する。また、300℃以上では、再結晶が部分的に生じ
始め、最終フィン材の強度が低くなる。
最終冷間圧延 本発明は最終の冷間圧延を適切な圧下率で行うことに
よって強度を上げるとともに、ろう付け時の温度でフィ
ン材が再結晶を起こし、ろう材をフィン材に拡散させな
いようにして、耐高温座屈性を高めようとするものであ
り、５〜40％の圧下率が必要である。その値が５％未満
では強度が低くなる。また、40％を越えると、ろう付け
時の再結晶粒が微細になり、耐高温座屈性が劣化する。
よって強度を上げるとともに、ろう付け時の温度でフィ
ン材が再結晶を起こし、ろう材をフィン材に拡散させな
いようにして、耐高温座屈性を高めようとするものであ
り、５〜40％の圧下率が必要である。その値が５％未満
では強度が低くなる。また、40％を越えると、ろう付け
時の再結晶粒が微細になり、耐高温座屈性が劣化する。
その他の工程、すなわち、溶解、鋳造、焼鈍前の冷間
圧延前は常法に従って行う。なお、鋳塊均質化処理と熱
間圧延の加熱は、かねて１回で行ってもよい。また、焼
鈍は１回に限らず２回以上行ってもよい。その場合は、
最終冷間圧延の直前の焼鈍において、上記温度範囲を守
ればよい。
圧延前は常法に従って行う。なお、鋳塊均質化処理と熱
間圧延の加熱は、かねて１回で行ってもよい。また、焼
鈍は１回に限らず２回以上行ってもよい。その場合は、
最終冷間圧延の直前の焼鈍において、上記温度範囲を守
ればよい。
［実施例］ 実施例１ 第１表に示す組成の合金を溶解・鋳造した。そして、
No.1〜No.8の合金について、鋳塊均質化処理、熱間圧延
を行い、厚さ2mmとした後、冷間圧延、焼鈍および最終
冷間圧延により厚さ0.08mmの裸フィン材を得た。
No.1〜No.8の合金について、鋳塊均質化処理、熱間圧延
を行い、厚さ2mmとした後、冷間圧延、焼鈍および最終
冷間圧延により厚さ0.08mmの裸フィン材を得た。
製造条件は第２表の通りである。得られたフィン材に
ついて引張試験を行いまた、10-5Torr以下の真空中で60
0℃、３分間の加熱を行った後、自然電極電位を測定し
た。自然電極電位は、酢酸でpH3に調整した３％NaCl溶
液中で１時間浸漬後に測定した。また、フィン材にコル
ゲート加工を施し、3003合金を芯材、4004合金を皮材と
する両面クラッドのプレート材（作動流体通路材料）と
組み合わせて、第１図のようなドロンカップ型コアを組
立て、これを真空ろう付けしたときの、ろう付け状況を
調べた。以上の結果をまとめて第２表に示す。
ついて引張試験を行いまた、10-5Torr以下の真空中で60
0℃、３分間の加熱を行った後、自然電極電位を測定し
た。自然電極電位は、酢酸でpH3に調整した３％NaCl溶
液中で１時間浸漬後に測定した。また、フィン材にコル
ゲート加工を施し、3003合金を芯材、4004合金を皮材と
する両面クラッドのプレート材（作動流体通路材料）と
組み合わせて、第１図のようなドロンカップ型コアを組
立て、これを真空ろう付けしたときの、ろう付け状況を
調べた。以上の結果をまとめて第２表に示す。
本発明例のNo.1A,2A,2B,2C,2D,3A,4A,5A,6A,7A,8A
は、引張強度が24kgf/mm2以上、耐力が23kgf/mm2以上と
高く、自然電極電位が−730から−770mVと電気化学的に
卑であり、ろう付け状況も良好である。
は、引張強度が24kgf/mm2以上、耐力が23kgf/mm2以上と
高く、自然電極電位が−730から−770mVと電気化学的に
卑であり、ろう付け状況も良好である。
これに対し、比較例のNo.1B,3B,4B,5B,6B,7B,8Bは、
いずれも鋳塊の均質化処理温度が580℃と高いため、引
張強さが21kgf/mm2以下、耐力が20kgf/mm2以下と低い。
No.2Eは、やはり鋳塊の均質化処理温度が580℃と高く、
引張強さは23kgf/mm2とやや高いもののろう付け時にフ
ィンの座屈が発生した。また、No.2Fは、熱間圧延前の
加熱温度が580℃と高いため、引張強さが20kgf/mm2、耐
力19kgf/mm2と低い。
いずれも鋳塊の均質化処理温度が580℃と高いため、引
張強さが21kgf/mm2以下、耐力が20kgf/mm2以下と低い。
No.2Eは、やはり鋳塊の均質化処理温度が580℃と高く、
引張強さは23kgf/mm2とやや高いもののろう付け時にフ
ィンの座屈が発生した。また、No.2Fは、熱間圧延前の
加熱温度が580℃と高いため、引張強さが20kgf/mm2、耐
力19kgf/mm2と低い。
No.1C,3C,4C,5C,6C,7C,8Cは、いずれも最終冷間圧延
の加工度が45％と高く、ろう付け時の再結晶粒が微細に
なるため、フィンに座屈が生じた。
の加工度が45％と高く、ろう付け時の再結晶粒が微細に
なるため、フィンに座屈が生じた。
No.2Gは、焼鈍温度が200℃と低く、ろう付け時の再結
晶粒が微細になるため、フィンに座屈が生じた。
晶粒が微細になるため、フィンに座屈が生じた。
No.2Hは焼鈍温度が340℃と高いために、再結晶が生
じ、フィン材の引張強度が19kgf/mm2、耐力が18kgf/mm2
と低下した。
じ、フィン材の引張強度が19kgf/mm2、耐力が18kgf/mm2
と低下した。
No.2Iは焼鈍温度が340℃と高く、また、最終冷間圧延
の加工度も50％と高めたため、引張強さは25kgf/mm2と
高くなったものの、ろう付け時の再結晶粒が微細になる
ため、フィンに座屈が生じた。
の加工度も50％と高めたため、引張強さは25kgf/mm2と
高くなったものの、ろう付け時の再結晶粒が微細になる
ため、フィンに座屈が生じた。
No.2Jは、最終冷間圧延の加工度を３％と低くしたも
のであり、フィンの強度が引張強さ22kgf/mm2、耐力21k
gf/mm2と低下した。
のであり、フィンの強度が引張強さ22kgf/mm2、耐力21k
gf/mm2と低下した。
実施例２ 次に第１表のNo.2,6,7の合金を溶解、連続鋳造し、厚
さ30mm、幅175mm、長さ175mmの鋳塊を、第３表に示す温
度で均質化処理を施した後、長さ方向に切断の後、鋳塊
長さ方向を厚さ21mmとし、幅150mm、長さ150mmの芯材素
材とした。一方、JIS4004合金（Al−10％Si−1.5％Mg合
金）を同様に鋳造、面削し、480℃にて熱間圧延を行
い、厚さ4.5mmの皮材とした。この皮材を芯材の両面に
重ね合わせ、第３表に示す条件で熱間圧延、冷間圧延、
焼鈍および最終冷間圧延を経て厚さ0.12mmのブレージン
グフィン材を製造した。クラッド率は片面15％の両面ク
ラッドフィン材である。得られたフィン材を用いて上記
と同様に引張試験、ろう付け加熱後の自然電極電位の測
定を行った。また、コルゲート加工を行った後、Al−0.
40Cu−0.15Mn合金の押出形材と組み合わせて第２図のよ
うなサーペンタイン型コアを組立、真空ろう付けを行っ
たときのろう付け状況を調べた。以上の結果をまとめて
第３表に示す。
さ30mm、幅175mm、長さ175mmの鋳塊を、第３表に示す温
度で均質化処理を施した後、長さ方向に切断の後、鋳塊
長さ方向を厚さ21mmとし、幅150mm、長さ150mmの芯材素
材とした。一方、JIS4004合金（Al−10％Si−1.5％Mg合
金）を同様に鋳造、面削し、480℃にて熱間圧延を行
い、厚さ4.5mmの皮材とした。この皮材を芯材の両面に
重ね合わせ、第３表に示す条件で熱間圧延、冷間圧延、
焼鈍および最終冷間圧延を経て厚さ0.12mmのブレージン
グフィン材を製造した。クラッド率は片面15％の両面ク
ラッドフィン材である。得られたフィン材を用いて上記
と同様に引張試験、ろう付け加熱後の自然電極電位の測
定を行った。また、コルゲート加工を行った後、Al−0.
40Cu−0.15Mn合金の押出形材と組み合わせて第２図のよ
うなサーペンタイン型コアを組立、真空ろう付けを行っ
たときのろう付け状況を調べた。以上の結果をまとめて
第３表に示す。
本発明例のNo.2A′,2B′,2C′,6A′,7A′は、引張強
度が24kgf/mm2以上、耐力が23kgf/mm2以上と高く、自然
電極電位が−730から−760mVと電気化学的に卑であり、
ろう付け状況も良好である。
度が24kgf/mm2以上、耐力が23kgf/mm2以上と高く、自然
電極電位が−730から−760mVと電気化学的に卑であり、
ろう付け状況も良好である。
これに対し、比較例のNo.2D′,7B′は、いずれも鋳塊
の均質化処理温度が580℃と高いため、引張強さが21kgf
/mm2以下、耐力が20kgf/mm2と低い。
の均質化処理温度が580℃と高いため、引張強さが21kgf
/mm2以下、耐力が20kgf/mm2と低い。
また、No.6B′は鋳塊の均質化処理温度が580℃と高
く、最終圧延の加工度が50％と高いため、引張強さは28
kgf/mm2と高いもののフィンに座屈が生じた。
く、最終圧延の加工度が50％と高いため、引張強さは28
kgf/mm2と高いもののフィンに座屈が生じた。
No.2E′は焼鈍温度が220℃と低く、フィンに座屈が生
じた。
じた。
No.6C′は、焼鈍温度が340℃と高く、引張強度が19kg
f/mm2、耐力が18kgf/mm2と低くなった。
f/mm2、耐力が18kgf/mm2と低くなった。
No.2F′,7C′は、いずれも最終圧延の加工度が50％と
高いため、フィンに座屈が生じた。
高いため、フィンに座屈が生じた。
［発明の効果］ 本発明によれば、高い強度と耐高温座屈性、さらに犠
牲陽極作用を有するフィン材を提供することができる。
熱交換器のフィンを薄肉化することが可能となり、熱交
換器の軽量化、コスト低減に寄与することができる。
牲陽極作用を有するフィン材を提供することができる。
熱交換器のフィンを薄肉化することが可能となり、熱交
換器の軽量化、コスト低減に寄与することができる。
第１図（ａ）はドロンカップ型エバポレータの斜視図、
同（ｂ）は同正面図、第２図はサーペンタイン型コアの
正面図を示す。 1a,1b,4……作動流体通路材料、2,3……フィン材。
同（ｂ）は同正面図、第２図はサーペンタイン型コアの
正面図を示す。 1a,1b,4……作動流体通路材料、2,3……フィン材。
───────────────────────────────────────────────────── フロントページの続き (51)Int.Cl.6 識別記号 ＦＩ Ｃ２２Ｃ 21/00 Ｃ２２Ｃ 21/00 Ｅ Ｃ２２Ｆ 1/04 Ｃ２２Ｆ 1/04 Ｚ Ｆ２８Ｆ 21/08 Ｆ２８Ｆ 21/08 Ｄ // Ｃ２２Ｆ 1/00 ６２３ Ｃ２２Ｆ 1/00 ６２３ ６２７ ６２７ ６３０ ６３０Ｍ ６３０Ａ ６５１ ６５１Ａ ６８２ ６８２ ６８３ ６８３ ６８５ ６８５Ｚ ６８６ ６８６Ａ ６９１ ６９１Ｂ ６９４ ６９４Ｂ ６９４Ａ (72)発明者 高橋 博 愛知県名古屋市港区千年３丁目１番12号 住友軽金属工業株式会社名古屋製造所 内 (56)参考文献 特開 昭63−166950（ＪＰ，Ａ) 特開 昭60−33346（ＪＰ，Ａ) 特開 昭51−76112（ＪＰ，Ａ) (58)調査した分野(Int.Cl.6，ＤＢ名) C22F 1/04 - 1/057 C22C 21/00 - 21/18 B23K 35/22 B32B 15/01 F28F 21/08
Claims (4)
- 【請求項１】Mn:0.3〜1.5％（重量％、以下同じ）、Zn:
0.1〜1.0％、Fe:0.05〜0.7％、Mg:0.05〜0.7％、Si:0.3
5％以下を含有し、残部が不可避的不純物およびAlから
なる合金の鋳塊を、400〜560℃で均質化処理し、400〜5
60℃に加熱して熱間圧延した後、冷間圧延を施し、240
℃以上300℃未満で焼鈍をした後、さらに、５〜40％の
圧下率で冷間仕上げ圧延を行うことを特徴とする熱交換
器用高強度アルミニウム合金フィン材の製造方法。 - 【請求項２】Mn:0.3〜1.5％、Zn:0.1〜1.0％、Fe:0.05
〜0.7％、Mg:0.05〜0.7％、Si:0.35％以下を含有し、更
にCr:0.05〜0.35％、Zr:0.05〜0.35％、Ti:0.05〜0.35
％、V:0.05〜0.35％のうち１種または２種以上を含有
し、残部が不可避的不純物およびAlからなる合金の鋳塊
を、400〜560℃で均質化処理し、400〜560℃に加熱して
熱間圧延した後、冷間圧延を施し、240℃以上300℃未満
で焼鈍した後、さらに、５〜40％の圧下率で冷間仕上げ
圧延を行うことを特徴とする熱交換器用高強度アルミニ
ウム合金フィン材の製造方法。 - 【請求項３】Mn:0.3〜1.5％、Zn:0.1〜1.0％、Fe:0.05
〜0.7％、Mg:0.05〜0.7％、Si:0.35％以下を含有し、残
部が不可避的不純物およびAlからなる合金の鋳塊を、40
0〜560℃で均質化処理したものを芯材とし、これにAl−
Si系あるいはAl−Si−Mg系合金を皮材として合せ材とし
たものを、400〜550℃に加熱して熱間圧延した後、冷間
圧延を施し、240℃以上300℃未満で焼鈍をした後、さら
に、５〜40％の圧下率で冷間仕上げ圧延を行うことを特
徴とする熱交換器用高強度アルミニウム合金フィン材の
製造方法。 - 【請求項４】Mn:0.3〜1.5％、Zn:0.1〜1.0％、Fe:0.05
〜0.7％、Mg:0.05〜0.7％、Si:0.35％以下を含有し、更
にCr:0.05〜0.35％、Zr:0.05〜0.35％、Ti:0.05〜0.35
％、V:0.05〜0.35％のうち１種または２種以上を含有
し、残部が不可避的不純物およびAlからなる合金の鋳塊
を、400〜560℃で均質化処理したものを芯材とし、これ
にAl−Si系あるいはAl−Si−Mg系合金を皮材として合せ
材としたものを、400〜550℃に加熱して熱間圧延した
後、冷間圧延を施し、240℃以上300℃未満で焼鈍をした
後、さらに５〜40％の圧下率で冷間仕上げ圧延を行うこ
とを特徴とする熱交換器用高強度アルミニウム合金フィ
ン材の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP14833889A JP2874764B2 (ja) | 1989-06-13 | 1989-06-13 | 熱交換器用高強度アルミニウム合金フィン材の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP14833889A JP2874764B2 (ja) | 1989-06-13 | 1989-06-13 | 熱交換器用高強度アルミニウム合金フィン材の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH0313549A JPH0313549A (ja) | 1991-01-22 |
| JP2874764B2 true JP2874764B2 (ja) | 1999-03-24 |
Family
ID=15450536
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP14833889A Expired - Fee Related JP2874764B2 (ja) | 1989-06-13 | 1989-06-13 | 熱交換器用高強度アルミニウム合金フィン材の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JP2874764B2 (ja) |
Families Citing this family (3)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH0394037A (ja) * | 1989-09-05 | 1991-04-18 | Furukawa Alum Co Ltd | 気相ろう付け用アルミニウム合金フィン材 |
| JPH03104838A (ja) * | 1989-09-19 | 1991-05-01 | Furukawa Alum Co Ltd | 気相ろう付け用アルミニウム合金犠牲フィン材 |
| JPH03122238A (ja) * | 1989-10-05 | 1991-05-24 | Furukawa Alum Co Ltd | 気相ろう付け用アルミニウム合金フィン材 |
-
1989
- 1989-06-13 JP JP14833889A patent/JP2874764B2/ja not_active Expired - Fee Related
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|---|---|
| JPH0313549A (ja) | 1991-01-22 |
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