JPH05230579A - 空調器フィン用高強度アルミニウム合金薄板およびその製造方法 - Google Patents
空調器フィン用高強度アルミニウム合金薄板およびその製造方法Info
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- JPH05230579A JPH05230579A JP7234892A JP7234892A JPH05230579A JP H05230579 A JPH05230579 A JP H05230579A JP 7234892 A JP7234892 A JP 7234892A JP 7234892 A JP7234892 A JP 7234892A JP H05230579 A JPH05230579 A JP H05230579A
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 ドロー方式フィン、ドローレス方式フィンの
いずれにも使用できる薄肉化可能な空調器フィン用高強
度アルミニウム合金薄板とその製造方法を提供する。 【構成】 Ｓｉ０．２０重量％以下、Ｆｅ０．３０〜
１．００重量％、Ｃｕ０．０５〜０．２０重量％、Ｔｉ
０．０２〜０．１５重量％、を含み残部がＡｌと不可避
的不純物とからなり、成形加工前の金属組織中に直径が
０．１μｍ以下の微細な金属間化合物が数密度にして１
０個／μｍ3 以上分布していることを特徴とする空調器
フィン用高強度アルミニウム合金薄板。
いずれにも使用できる薄肉化可能な空調器フィン用高強
度アルミニウム合金薄板とその製造方法を提供する。 【構成】 Ｓｉ０．２０重量％以下、Ｆｅ０．３０〜
１．００重量％、Ｃｕ０．０５〜０．２０重量％、Ｔｉ
０．０２〜０．１５重量％、を含み残部がＡｌと不可避
的不純物とからなり、成形加工前の金属組織中に直径が
０．１μｍ以下の微細な金属間化合物が数密度にして１
０個／μｍ3 以上分布していることを特徴とする空調器
フィン用高強度アルミニウム合金薄板。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】本発明は張出し加工、絞り加工、
打ち抜き−バーリング加工、伸びフランジ加工を施して
製造されるドロー方式フィン、および打ち抜き−バーリ
ング加工、しごき加工、伸びフランジ加工を施して製造
されるドローレス方式フィンのいずれの方式のフィンに
も使用出来る薄肉化しても高強度で成形性に優れた空調
器フィン用高強度アルミニウム合金薄板およびその製造
方法に関するものである。
打ち抜き−バーリング加工、伸びフランジ加工を施して
製造されるドロー方式フィン、および打ち抜き−バーリ
ング加工、しごき加工、伸びフランジ加工を施して製造
されるドローレス方式フィンのいずれの方式のフィンに
も使用出来る薄肉化しても高強度で成形性に優れた空調
器フィン用高強度アルミニウム合金薄板およびその製造
方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術およびその課題】一般に空調用熱交換器の
アルミニウム合金フィンは図１(イ) 〜(ニ) に示すように
プレート部(1) に熱交チューブを装着するためのカラー
部(2) を形成したものでありプレート部形状に応じてフ
ラットタイプ(イ) 、ルーバータイプ(ロ) 、スリットタイ
プ(ハ) 、コルゲートタイプ(ニ) に区分される。また、カ
ラー部の成形方法はドロー方式とドローレス方式に区分
される。ドロー方式は図２(イ) 〜(ヘ) に示すように、張
出し(イ) 、絞り(ロ) 〜(ニ) 、打ち抜き−バーリング(ホ)
、リフレアー(ヘ) の工程からなり、張出し加工が中心
をなしている。従ってフィン材には優れた伸びが要求さ
れており、通常は厚さ０．１２mm以上の厚いフィンの製
造に用いられている。また、ドローレス方式は図３(イ)
〜(ニ) に示すように打ち抜き−バーリング(イ) 、アイア
ニング(ロ) 、(ハ) 、リフレアー(ニ) の工程からなり、し
ごき加工が中心をなしている。従ってフィン材にはしご
き加工性に優れることが要求され、通常０．１２mm以下
の薄いフィンの製造に用いられている。
アルミニウム合金フィンは図１(イ) 〜(ニ) に示すように
プレート部(1) に熱交チューブを装着するためのカラー
部(2) を形成したものでありプレート部形状に応じてフ
ラットタイプ(イ) 、ルーバータイプ(ロ) 、スリットタイ
プ(ハ) 、コルゲートタイプ(ニ) に区分される。また、カ
ラー部の成形方法はドロー方式とドローレス方式に区分
される。ドロー方式は図２(イ) 〜(ヘ) に示すように、張
出し(イ) 、絞り(ロ) 〜(ニ) 、打ち抜き−バーリング(ホ)
、リフレアー(ヘ) の工程からなり、張出し加工が中心
をなしている。従ってフィン材には優れた伸びが要求さ
れており、通常は厚さ０．１２mm以上の厚いフィンの製
造に用いられている。また、ドローレス方式は図３(イ)
〜(ニ) に示すように打ち抜き−バーリング(イ) 、アイア
ニング(ロ) 、(ハ) 、リフレアー(ニ) の工程からなり、し
ごき加工が中心をなしている。従ってフィン材にはしご
き加工性に優れることが要求され、通常０．１２mm以下
の薄いフィンの製造に用いられている。
【０００３】最近、省エネルギー、省資源の面から熱交
換器の軽量化が望まれ、アルミニウム合金フィンにおい
ても薄肉軽量化が図られ、フィンの製造にもドローレス
方式が多用されるようになった。しかし、ドローレス方
式の場合には、高いカラー高さを得ようとした場合に、
アイアニング工程でのしごき率を高くしなければならな
いためしごき割れが問題となり、特定高さ以上の製品寸
法が得られない問題があることから、高カラーハイト成
形の場合には、従来の厚肉の材料でドロー方式が適用さ
れているのが現状である。従って、カラー高さにより、
２種類の材料を使わざるを得ないことから、薄肉化して
も高強度でドロー方式、ドローレス方式の成形に優れ、
いずれにも使用できる材料の開発が望まれていた。
換器の軽量化が望まれ、アルミニウム合金フィンにおい
ても薄肉軽量化が図られ、フィンの製造にもドローレス
方式が多用されるようになった。しかし、ドローレス方
式の場合には、高いカラー高さを得ようとした場合に、
アイアニング工程でのしごき率を高くしなければならな
いためしごき割れが問題となり、特定高さ以上の製品寸
法が得られない問題があることから、高カラーハイト成
形の場合には、従来の厚肉の材料でドロー方式が適用さ
れているのが現状である。従って、カラー高さにより、
２種類の材料を使わざるを得ないことから、薄肉化して
も高強度でドロー方式、ドローレス方式の成形に優れ、
いずれにも使用できる材料の開発が望まれていた。
【０００４】
【課題を解決するための手段】本発明者らは上記問題点
を解決するために、薄肉化しても高強度で、ドロー方式
およびドローレス方式いずれの方式にも使用出来るアル
ミニウム合金薄板およびその製造方法について鋭意検討
を行った結果、連続鋳造法を用いて素板の元素固溶度を
高めることにより、薄肉化して高強度としても高い伸び
値が得られるため、張出し性、絞り性に優れ、更に微細
な金属間化合物を高数密度に分布させることによりしご
き性、リフレアー性に優れることを見出し本発明に到っ
たものである。
を解決するために、薄肉化しても高強度で、ドロー方式
およびドローレス方式いずれの方式にも使用出来るアル
ミニウム合金薄板およびその製造方法について鋭意検討
を行った結果、連続鋳造法を用いて素板の元素固溶度を
高めることにより、薄肉化して高強度としても高い伸び
値が得られるため、張出し性、絞り性に優れ、更に微細
な金属間化合物を高数密度に分布させることによりしご
き性、リフレアー性に優れることを見出し本発明に到っ
たものである。
【０００５】即ち、請求項１記載の発明は、Ｓｉ０．２
０重量％以下、Ｆｅ０．３０〜１．００重量％、Ｃｕ
０．０５〜０．２０重量％、Ｔｉ０．０２〜０．１５重
量％、を含み残部アルミニウムおよび不可避的不純物か
らなる組成を有し、成形加工前の金属組織中に直径が
０．１μｍ以下の微細な金属間化合物が数密度にして１
０個／μｍ3 以上分布していることを特徴とする空調器
フィン用高強度アルミニウム合金薄板であり、請求項２
記載の発明は、Ｓｉ０．２０重量％以下、Ｆｅ０．３０
〜１．００重量％、Ｃｕ０．０５〜０．２０重量％、Ｔ
ｉ０．０２〜０．１５重量％、を含み残部がＡｌと不可
避的不純物とからなるアルミニウム合金溶湯を回転する
一対の対向する冷却鋳型の外周面間に連続的に供給して
板厚２〜１５mmに鋳造し、得られた鋳造板を圧下率８０
％以上で冷間圧延し、得られた薄板に２５０〜３３０℃
の温度で調質焼鈍を施すことを特徴とする成形加工前の
金属組織中に直径が０．１μｍ以下の微細な金属間化合
物が数密度で１０個／μｍ3 以上分布している空調器フ
ィン用高強度アルミニウム合金薄板の製造方法であり、
請求項３記載の発明は、Ｓｉ０．２０重量％以下、Ｆｅ
０．３０〜１．００重量％、Ｃｕ０．０５〜０．２０重
量％、Ｔｉ０．０２〜０．１５重量％、を含み残部がＡ
ｌと不可避的不純物とからなるアルミニウム合金溶湯を
回転する一対の対向する冷却鋳型の外周面間に連続的に
供給して板厚２〜１５mmに鋳造し、得られた鋳造板に３
００〜４５０℃の範囲内の温度で２時間以上保持の中間
焼鈍を施した後、圧下率８０％以上で冷間圧延し、得ら
れた薄板に２５０〜３３０℃の範囲内の温度で調質焼鈍
を施すことを特徴とする成形加工前の金属組織中に直径
０．１μｍ以下の微細な金属間化合物が、数密度で１０
個／μｍ3 以上分布している空調器フィン用高強度アル
ミニウム合金薄板の製造方法であり、請求項４記載の発
明は、Ｓｉ０．２０重量％以下、Ｆｅ０．３０〜１．０
０重量％、Ｃｕ０．０５〜０．２０重量％、Ｔｉ０．０
２〜０．１５重量％、を含み残部がＡｌと不可避的不純
物とからなるアルミニウム合金溶湯を回転する一対の対
向する冷却鋳型の外周面間に連続的に供給して板厚２〜
１５mmに鋳造し、得られた鋳造板を冷間圧延し、冷間圧
延途中に３００〜４５０℃の温度で２時間以上保持の中
間焼鈍を施した後、圧下率８０％以上で冷間圧延し、得
られた薄板に２５０〜３３０℃の範囲内の温度で調質焼
鈍を施すことを特徴とする成形加工前の金属組織中に直
径０．１μｍ以下の微細な金属間化合物が数密度で１０
個／μｍ3 以上分布している空調器フィン用高強度アル
ミニウム合金薄板の製造方法である。
０重量％以下、Ｆｅ０．３０〜１．００重量％、Ｃｕ
０．０５〜０．２０重量％、Ｔｉ０．０２〜０．１５重
量％、を含み残部アルミニウムおよび不可避的不純物か
らなる組成を有し、成形加工前の金属組織中に直径が
０．１μｍ以下の微細な金属間化合物が数密度にして１
０個／μｍ3 以上分布していることを特徴とする空調器
フィン用高強度アルミニウム合金薄板であり、請求項２
記載の発明は、Ｓｉ０．２０重量％以下、Ｆｅ０．３０
〜１．００重量％、Ｃｕ０．０５〜０．２０重量％、Ｔ
ｉ０．０２〜０．１５重量％、を含み残部がＡｌと不可
避的不純物とからなるアルミニウム合金溶湯を回転する
一対の対向する冷却鋳型の外周面間に連続的に供給して
板厚２〜１５mmに鋳造し、得られた鋳造板を圧下率８０
％以上で冷間圧延し、得られた薄板に２５０〜３３０℃
の温度で調質焼鈍を施すことを特徴とする成形加工前の
金属組織中に直径が０．１μｍ以下の微細な金属間化合
物が数密度で１０個／μｍ3 以上分布している空調器フ
ィン用高強度アルミニウム合金薄板の製造方法であり、
請求項３記載の発明は、Ｓｉ０．２０重量％以下、Ｆｅ
０．３０〜１．００重量％、Ｃｕ０．０５〜０．２０重
量％、Ｔｉ０．０２〜０．１５重量％、を含み残部がＡ
ｌと不可避的不純物とからなるアルミニウム合金溶湯を
回転する一対の対向する冷却鋳型の外周面間に連続的に
供給して板厚２〜１５mmに鋳造し、得られた鋳造板に３
００〜４５０℃の範囲内の温度で２時間以上保持の中間
焼鈍を施した後、圧下率８０％以上で冷間圧延し、得ら
れた薄板に２５０〜３３０℃の範囲内の温度で調質焼鈍
を施すことを特徴とする成形加工前の金属組織中に直径
０．１μｍ以下の微細な金属間化合物が、数密度で１０
個／μｍ3 以上分布している空調器フィン用高強度アル
ミニウム合金薄板の製造方法であり、請求項４記載の発
明は、Ｓｉ０．２０重量％以下、Ｆｅ０．３０〜１．０
０重量％、Ｃｕ０．０５〜０．２０重量％、Ｔｉ０．０
２〜０．１５重量％、を含み残部がＡｌと不可避的不純
物とからなるアルミニウム合金溶湯を回転する一対の対
向する冷却鋳型の外周面間に連続的に供給して板厚２〜
１５mmに鋳造し、得られた鋳造板を冷間圧延し、冷間圧
延途中に３００〜４５０℃の温度で２時間以上保持の中
間焼鈍を施した後、圧下率８０％以上で冷間圧延し、得
られた薄板に２５０〜３３０℃の範囲内の温度で調質焼
鈍を施すことを特徴とする成形加工前の金属組織中に直
径０．１μｍ以下の微細な金属間化合物が数密度で１０
個／μｍ3 以上分布している空調器フィン用高強度アル
ミニウム合金薄板の製造方法である。
【０００６】以下に本発明で合金組成を上記の通り限定
した理由を説明する。本発明アルミニウム合金薄板はＳ
ｉ０．２０重量％以下、Ｆｅ０．３０〜１．００重量
％、Ｃｕ０．０５〜０．２０重量％、Ｔｉ０．０２〜
０．１５重量％、含み残部がＡｌと不可避的不純物とか
らなることを特徴とする。Ｓｉ、Ｆｅには一部アルミニ
ウムに固溶し、薄肉化しても高強度で高い伸び値を得る
ことによる、張出し性、絞り性向上効果に加えて、合金
板中に直径が１〜３μｍ径程度のＡｌ−Ｆｅ系、Ａｌ−
Ｆｅ−Ｓｉ系の非常に硬い金属間化合物および微細な金
属間化合物となって均一に分散し、これらの金属間化合
物はしごき加工における工具との焼き付きを防止するし
ごき性向上効果があり、直径が０．１μｍ以下の微細な
金属間化合物は、調質焼鈍時にサブグレインの成長を抑
制し、微細なサブグレインを形成させることからしごき
性、リフレアー性向上効果がある。Ｃｕには合金薄板の
強度を向上する効果がある。Ｔｉは組織を微細化する働
きがあり、特に調質焼鈍時、均一に回復を進行させ、サ
ブグレインを均一且つ微細にすることから成形性を向上
する効果がある。
した理由を説明する。本発明アルミニウム合金薄板はＳ
ｉ０．２０重量％以下、Ｆｅ０．３０〜１．００重量
％、Ｃｕ０．０５〜０．２０重量％、Ｔｉ０．０２〜
０．１５重量％、含み残部がＡｌと不可避的不純物とか
らなることを特徴とする。Ｓｉ、Ｆｅには一部アルミニ
ウムに固溶し、薄肉化しても高強度で高い伸び値を得る
ことによる、張出し性、絞り性向上効果に加えて、合金
板中に直径が１〜３μｍ径程度のＡｌ−Ｆｅ系、Ａｌ−
Ｆｅ−Ｓｉ系の非常に硬い金属間化合物および微細な金
属間化合物となって均一に分散し、これらの金属間化合
物はしごき加工における工具との焼き付きを防止するし
ごき性向上効果があり、直径が０．１μｍ以下の微細な
金属間化合物は、調質焼鈍時にサブグレインの成長を抑
制し、微細なサブグレインを形成させることからしごき
性、リフレアー性向上効果がある。Ｃｕには合金薄板の
強度を向上する効果がある。Ｔｉは組織を微細化する働
きがあり、特に調質焼鈍時、均一に回復を進行させ、サ
ブグレインを均一且つ微細にすることから成形性を向上
する効果がある。
【０００７】ここで、Ｆｅの添加量が０．３０重量％未
満では所望の強度で充分な伸びが得られないことから、
張出し性、絞り性等が劣化し、更に０．１μｍ径以下の
微細な金属間化合物が少なくなるため、微細なサブグレ
インを形成することが出来ず、しごき性、リフレアー性
が劣化する。一方、Ｓｉの添加量が０．２０重量％より
多く、Ｆｅの添加量が１．００重量％より多くなると、
０．１μｍ径以下の微細な金属間化合物が粗大化するた
め、サブグレインの成長を抑制する効果が小さくなると
共に、素板の元素固溶度が高くなりすぎるため、加工硬
化が促進されやすくなり、成形性が劣化する。Ｃｕの添
加量を０．０５〜０．２０重量％としたのは、０．０５
重量％未満では所望の強度を得られないことから、剛性
を保持することが出来ず、０．２０重量％より多くなる
と強度は高くなるが所望の伸びを得ることが出来なくな
るため、張出し性、絞り性等が劣化する。Ｔｉの添加量
を０．０２〜０．１５重量％としたのは、０．０２重量
％未満では、サブグレインを均一且つ微細にする効果が
得られないことから、成形性が劣化する。一方、０．１
５重量％より多くなると、上記効果が得られにくくなる
ことから成形性を向上出来ないためである。従って、Ｓ
ｉ添加量は０．２０重量％以下、Ｆｅ添加量は０．３０
〜１．００重量％、Ｃｕ添加量は０．０５〜０．２０重
量％、Ｔｉ添加量は０．０２〜０．１５重量％、である
ことが必要である。
満では所望の強度で充分な伸びが得られないことから、
張出し性、絞り性等が劣化し、更に０．１μｍ径以下の
微細な金属間化合物が少なくなるため、微細なサブグレ
インを形成することが出来ず、しごき性、リフレアー性
が劣化する。一方、Ｓｉの添加量が０．２０重量％より
多く、Ｆｅの添加量が１．００重量％より多くなると、
０．１μｍ径以下の微細な金属間化合物が粗大化するた
め、サブグレインの成長を抑制する効果が小さくなると
共に、素板の元素固溶度が高くなりすぎるため、加工硬
化が促進されやすくなり、成形性が劣化する。Ｃｕの添
加量を０．０５〜０．２０重量％としたのは、０．０５
重量％未満では所望の強度を得られないことから、剛性
を保持することが出来ず、０．２０重量％より多くなる
と強度は高くなるが所望の伸びを得ることが出来なくな
るため、張出し性、絞り性等が劣化する。Ｔｉの添加量
を０．０２〜０．１５重量％としたのは、０．０２重量
％未満では、サブグレインを均一且つ微細にする効果が
得られないことから、成形性が劣化する。一方、０．１
５重量％より多くなると、上記効果が得られにくくなる
ことから成形性を向上出来ないためである。従って、Ｓ
ｉ添加量は０．２０重量％以下、Ｆｅ添加量は０．３０
〜１．００重量％、Ｃｕ添加量は０．０５〜０．２０重
量％、Ｔｉ添加量は０．０２〜０．１５重量％、である
ことが必要である。
【０００８】本発明で成形加工前の金属組織中の微細な
金属間化合物を直径０．１μｍ以下と規定したのは、径
が０．１μｍより大きいとサブグレインの成長を抑制す
る効果が小さくなり、微細なサブグレインを形成させる
ことが出来ないためである。更に直径０．１μｍ以下の
金属間化合物の分布を数密度にして１０個／μｍ3以上
と規定したのは、１０個／μｍ3 未満では上記効果が得
られにくく、従って成形性向上効果が得られなくなるた
めである。なお上記の微細な金属間化合物はマトリック
ス中に不均一に分布した場合には効果が少ないため、望
ましくは均一に分散させた方が高い効果が得られる。
金属間化合物を直径０．１μｍ以下と規定したのは、径
が０．１μｍより大きいとサブグレインの成長を抑制す
る効果が小さくなり、微細なサブグレインを形成させる
ことが出来ないためである。更に直径０．１μｍ以下の
金属間化合物の分布を数密度にして１０個／μｍ3以上
と規定したのは、１０個／μｍ3 未満では上記効果が得
られにくく、従って成形性向上効果が得られなくなるた
めである。なお上記の微細な金属間化合物はマトリック
ス中に不均一に分布した場合には効果が少ないため、望
ましくは均一に分散させた方が高い効果が得られる。
【０００９】次に、本発明の請求項２、３、４でアルミ
ニウム合金溶湯を回転する一対の対向する冷却鋳型の外
周面間に連続的に供給して板厚２〜１５mmに鋳造すると
規定したのは、２mm未満では鋳造時に凝固状態が不安定
となり、割れ、ピンホール等の欠陥が生じやすくなり、
一方、１５mmを超えると鋳造工程における冷却速度が小
さくなり、固溶度は減少し、強度向上の効果が得られな
いだけでなく、金属間化合物が粗大化し成形性向上効果
が得られなくなるためである。なお、本発明の鋳造板厚
に鋳造する方法には水冷ロール法、キャスター法等の各
種方法があるが、いずれの方法を採用しても本発明の効
果を損なうものではない。
ニウム合金溶湯を回転する一対の対向する冷却鋳型の外
周面間に連続的に供給して板厚２〜１５mmに鋳造すると
規定したのは、２mm未満では鋳造時に凝固状態が不安定
となり、割れ、ピンホール等の欠陥が生じやすくなり、
一方、１５mmを超えると鋳造工程における冷却速度が小
さくなり、固溶度は減少し、強度向上の効果が得られな
いだけでなく、金属間化合物が粗大化し成形性向上効果
が得られなくなるためである。なお、本発明の鋳造板厚
に鋳造する方法には水冷ロール法、キャスター法等の各
種方法があるが、いずれの方法を採用しても本発明の効
果を損なうものではない。
【００１０】また、圧下率８０％以上で冷間圧延を行う
と規定したのは、８０％未満では、ドローレスフィンと
しての所望の強度が得られないためである。従って圧下
率８０％以上で冷間圧延を行う必要がある。
と規定したのは、８０％未満では、ドローレスフィンと
しての所望の強度が得られないためである。従って圧下
率８０％以上で冷間圧延を行う必要がある。
【００１１】更に、調質焼鈍を２５０〜３３０℃の温度
で行うと規定したのは、２５０℃未満では直径が０．１
μｍ以下の金属間化合物が充分に析出しないため成形性
が劣化し、３３０℃を超えると再結晶核を生じ、これが
割れの起点となり成形性が劣化する。従って、２５０〜
３３０℃の範囲内の温度で調質焼鈍を行う必要がある。
で行うと規定したのは、２５０℃未満では直径が０．１
μｍ以下の金属間化合物が充分に析出しないため成形性
が劣化し、３３０℃を超えると再結晶核を生じ、これが
割れの起点となり成形性が劣化する。従って、２５０〜
３３０℃の範囲内の温度で調質焼鈍を行う必要がある。
【００１２】次に本発明の請求項３で、得られた鋳造板
に３００〜４５０℃の範囲内の温度で２時間以上保持の
中間焼鈍を施すとしたのは、また、請求項４で、得られ
た鋳造板を冷間圧延し、冷間圧延途中に３００〜４５０
℃の温度で２時間以上保持の中間焼鈍を施すとしたの
は、３００℃未満では析出が促進されずに中間焼鈍によ
る効果が得られず、４５０℃より高い温度では析出物が
粗大化し、所望の金属組織が得ることが出来ず、成形性
向上効果を得られない。また、保持時間が２時間未満で
は析出が充分でない。従って３００〜４５０℃の範囲内
の温度で２時間以上保持の中間焼鈍を行うことにより、
更に成形性を向上することが出来るためである。
に３００〜４５０℃の範囲内の温度で２時間以上保持の
中間焼鈍を施すとしたのは、また、請求項４で、得られ
た鋳造板を冷間圧延し、冷間圧延途中に３００〜４５０
℃の温度で２時間以上保持の中間焼鈍を施すとしたの
は、３００℃未満では析出が促進されずに中間焼鈍によ
る効果が得られず、４５０℃より高い温度では析出物が
粗大化し、所望の金属組織が得ることが出来ず、成形性
向上効果を得られない。また、保持時間が２時間未満で
は析出が充分でない。従って３００〜４５０℃の範囲内
の温度で２時間以上保持の中間焼鈍を行うことにより、
更に成形性を向上することが出来るためである。
【００１３】
【実施例】以下本発明を実施例により更に詳細に説明す
る。 〔実施例１〕表１に示す合金組成のアルミニウム合金溶
湯を、水冷ロール法により板厚５mmおよび９mmの鋳造板
とし、表２に示した条件の製造工程を経た後、冷間圧延
を行い板厚０．１００mmの薄板とした。また竪型半連続
鋳造法により得られた厚さ４００mmの鋳塊を片面５mmず
つ面削した後、５６０℃の温度で６時間保持の均質化熱
処理を施し、熱間圧延により板厚５mmとし、冷間圧延を
行い板厚０．１００mmの薄板とした。これらについて２
６０〜３２０℃の温度範囲で調質焼鈍を施して、引張強
さ１３．５〜１４．５kgf ／mm2 とした。このようにし
て得られたフィン材の直径０．１μｍ以下の金属間化合
物分布、および成形性評価結果を表３に示す。ここで、
金属間化合物の分布状態は透過電子顕微鏡を用いて粒子
径およびその粒子の一定体積中の存在数を測定した。な
お、その粒子径は粒子の投影面積と等しい面積の円の直
径とした。成形性試験は実機を用い、ドロー方式は内径
９．５０mm、絞り高さ１．６mmの条件で、ドローレス方
式は内径８．２４mm、しごき率５０％の条件で、共に最
終工程のリフレアーまで行い、フィンカラー部を９６０
個成形した時のカラー部の割れ不良率により評価した。
る。 〔実施例１〕表１に示す合金組成のアルミニウム合金溶
湯を、水冷ロール法により板厚５mmおよび９mmの鋳造板
とし、表２に示した条件の製造工程を経た後、冷間圧延
を行い板厚０．１００mmの薄板とした。また竪型半連続
鋳造法により得られた厚さ４００mmの鋳塊を片面５mmず
つ面削した後、５６０℃の温度で６時間保持の均質化熱
処理を施し、熱間圧延により板厚５mmとし、冷間圧延を
行い板厚０．１００mmの薄板とした。これらについて２
６０〜３２０℃の温度範囲で調質焼鈍を施して、引張強
さ１３．５〜１４．５kgf ／mm2 とした。このようにし
て得られたフィン材の直径０．１μｍ以下の金属間化合
物分布、および成形性評価結果を表３に示す。ここで、
金属間化合物の分布状態は透過電子顕微鏡を用いて粒子
径およびその粒子の一定体積中の存在数を測定した。な
お、その粒子径は粒子の投影面積と等しい面積の円の直
径とした。成形性試験は実機を用い、ドロー方式は内径
９．５０mm、絞り高さ１．６mmの条件で、ドローレス方
式は内径８．２４mm、しごき率５０％の条件で、共に最
終工程のリフレアーまで行い、フィンカラー部を９６０
個成形した時のカラー部の割れ不良率により評価した。
【００１４】
【表１】
【００１５】
【表２】
【００１６】
【表３】
【００１７】表１、２、３から明らかなように本発明合
金板No．１〜１３は、ドロー方式、ドローレス方式いず
れの成形方式においても良好な成形性が得られ、従来合
金板No．２５、２６に比べて優れている。これは、本発
明合金板は、連続鋳造法により素板の元素固溶度を高め
ることにより、薄肉化した材料で高強度としても高い伸
びが得られるため、張出し性、絞り性に優れ、更に従来
合金板に比べ、直径０．１μｍ以下の微細な金属間化合
物が高数密度で均一に分布し、これらが調質焼鈍時にサ
ブグレインの成長を抑制し、微細なサブグレインを形成
させることからしごき性、リフレアー性に優れるのであ
る。これに対し合金組成が本発明の範囲からはずれる比
較合金板No．１４〜１９は成形性が劣化、あるいは向上
出来ないことが判る。すなわち、Ｆｅ、Ｓｉ含有量が上
限を超える比較合金板No．１４、１５、１６は、所定の
製造条件で薄板を作製しても、０．１μｍ径以下の微細
な金属間化合物が粗大化してしまい、サブグレインの成
長を抑制する効果が小さくなると共に、素板の元素固溶
度が高くなりすぎるため、加工硬化が促進されやすくな
り、成形性が劣化するのである。Ｃｕ含有量が下限未満
の比較合金板No．１７は、所定の製造条件で薄板を作製
しても、所望の強度を確保した場合には、伸びが得られ
ないことから、成形性が劣化するのである。一方、Ｃｕ
含有量が上限を超える比較合金板No．１８は、強度は高
くなるものの、伸びが低下してしまうことから、張出し
性、絞り性が劣化するのである。Ｔｉの含有量が上限を
超える比較合金板No．１９は、サブグレインを均一且つ
微細にする効果が得られないことから、成形性を向上す
ることが出来ないためである。
金板No．１〜１３は、ドロー方式、ドローレス方式いず
れの成形方式においても良好な成形性が得られ、従来合
金板No．２５、２６に比べて優れている。これは、本発
明合金板は、連続鋳造法により素板の元素固溶度を高め
ることにより、薄肉化した材料で高強度としても高い伸
びが得られるため、張出し性、絞り性に優れ、更に従来
合金板に比べ、直径０．１μｍ以下の微細な金属間化合
物が高数密度で均一に分布し、これらが調質焼鈍時にサ
ブグレインの成長を抑制し、微細なサブグレインを形成
させることからしごき性、リフレアー性に優れるのであ
る。これに対し合金組成が本発明の範囲からはずれる比
較合金板No．１４〜１９は成形性が劣化、あるいは向上
出来ないことが判る。すなわち、Ｆｅ、Ｓｉ含有量が上
限を超える比較合金板No．１４、１５、１６は、所定の
製造条件で薄板を作製しても、０．１μｍ径以下の微細
な金属間化合物が粗大化してしまい、サブグレインの成
長を抑制する効果が小さくなると共に、素板の元素固溶
度が高くなりすぎるため、加工硬化が促進されやすくな
り、成形性が劣化するのである。Ｃｕ含有量が下限未満
の比較合金板No．１７は、所定の製造条件で薄板を作製
しても、所望の強度を確保した場合には、伸びが得られ
ないことから、成形性が劣化するのである。一方、Ｃｕ
含有量が上限を超える比較合金板No．１８は、強度は高
くなるものの、伸びが低下してしまうことから、張出し
性、絞り性が劣化するのである。Ｔｉの含有量が上限を
超える比較合金板No．１９は、サブグレインを均一且つ
微細にする効果が得られないことから、成形性を向上す
ることが出来ないためである。
【００１８】また製造条件が本発明の範囲からはずれる
比較合金板No．２０〜２４は、成形性が向上されていな
いのが判る。比較合金板No．２０、２１、２２は、鋳造
板厚が上限を超えるため、鋳造時の元素固溶度が従来合
金板と大差がなくなってしまうことから、従来合金板N
o．２５と同様の成形性しか得ることが出来ないのであ
る。比較合金板No．２３は、中間焼鈍温度が上限を超え
るため、微細な金属間化合物が粗大化し、サブグレイン
の成長を抑制する効果が小さくなり、しごき性、リフレ
アー性向上効果が得られないためである。比較合金板N
o．２４は、従来の製造方法であることから、強度を高
めた場合には伸びを向上出来ないため、成形性は向上さ
れないのである。
比較合金板No．２０〜２４は、成形性が向上されていな
いのが判る。比較合金板No．２０、２１、２２は、鋳造
板厚が上限を超えるため、鋳造時の元素固溶度が従来合
金板と大差がなくなってしまうことから、従来合金板N
o．２５と同様の成形性しか得ることが出来ないのであ
る。比較合金板No．２３は、中間焼鈍温度が上限を超え
るため、微細な金属間化合物が粗大化し、サブグレイン
の成長を抑制する効果が小さくなり、しごき性、リフレ
アー性向上効果が得られないためである。比較合金板N
o．２４は、従来の製造方法であることから、強度を高
めた場合には伸びを向上出来ないため、成形性は向上さ
れないのである。
【００１９】〔実施例２〕表３に示す調質焼鈍前の本発
明合金板No．３、１１および比較合金板No．１７、２４
および従来合金板No．２５、２６を用いて表４に示す温
度で調質焼鈍を施し、引張試験、エリクセン試験、ドロ
ー方式、ドローレス方式の成形試験を行った。その結果
を表４に併記して示す。
明合金板No．３、１１および比較合金板No．１７、２４
および従来合金板No．２５、２６を用いて表４に示す温
度で調質焼鈍を施し、引張試験、エリクセン試験、ドロ
ー方式、ドローレス方式の成形試験を行った。その結果
を表４に併記して示す。
【００２０】
【表４】
【００２１】表４から明らかなように、本発明合金板に
２５０〜３３０℃の温度範囲で調質焼鈍を施すことによ
り得られた薄板は、比較合金板No．１７、２４および従
来合金板No．２５、２６に比べて高強度としてもドロー
方式フィン、ドローレス方式フィンの成形性が良好であ
る。
２５０〜３３０℃の温度範囲で調質焼鈍を施すことによ
り得られた薄板は、比較合金板No．１７、２４および従
来合金板No．２５、２６に比べて高強度としてもドロー
方式フィン、ドローレス方式フィンの成形性が良好であ
る。
【００２２】
【発明の効果】このように本発明によって得られたアル
ミニウム合金板は、材料を薄肉化して高強度としても、
張出し性、絞り性、しごき性、リフレアー性に優れるた
め、ドロー方式、ドローレス方式いずれの方式にも使用
出来る。従ってコストを著しく低減出来るという顕著な
効果を奏するものである。
ミニウム合金板は、材料を薄肉化して高強度としても、
張出し性、絞り性、しごき性、リフレアー性に優れるた
め、ドロー方式、ドローレス方式いずれの方式にも使用
出来る。従ってコストを著しく低減出来るという顕著な
効果を奏するものである。
【図１】(イ) 〜(ニ) はそれぞれ熱交換器のアルミニウム
フィンの形態を示すものであり、(イ) はフラットタイ
プ、(ロ) はルーバータイプ、(ハ) はスリットタイプ、
(ニ)はコルゲートタイプである。
フィンの形態を示すものであり、(イ) はフラットタイ
プ、(ロ) はルーバータイプ、(ハ) はスリットタイプ、
(ニ)はコルゲートタイプである。
【図２】(イ) 〜(ヘ) はドロー方式によるフィンの成形方
法を断面図で示す説明図。
法を断面図で示す説明図。
【図３】(イ) 〜(ニ) はドローレス方式によるフィンの成
形方法を、断面図で示す説明図。
形方法を、断面図で示す説明図。
１ プレート部 ２ カラー部
Claims (4)
- 【請求項１】 Ｓｉ０．２０重量％以下、Ｆｅ０．３０
〜１．００重量％、Ｃｕ０．０５〜０．２０重量％、Ｔ
ｉ０．０２〜０．１５重量％、を含み残部がＡｌと不可
避的不純物とからなり、成形加工前の金属組織中に直径
が０．１μｍ以下の微細な金属間化合物が数密度にして
１０個／μｍ3 以上分布していることを特徴とする空調
器フィン用高強度アルミニウム合金薄板。 - 【請求項２】 Ｓｉ０．２０重量％以下、Ｆｅ０．３０
〜１．００重量％、Ｃｕ０．０５〜０．２０重量％、Ｔ
ｉ０．０２〜０．１５重量％、を含み残部がＡｌと不可
避的不純物とからなるアルミニウム合金溶湯を回転する
一対の対向する冷却鋳型の外周面間に連続的に供給して
板厚２〜１５mmに鋳造し、得られた鋳造板を圧下率８０
％以上で冷間圧延し、得られた薄板に２５０〜３３０℃
の温度で調質焼鈍を施すことを特徴とする成形加工前の
金属組織中に直径が０．１μｍ以下の微細な金属間化合
物が数密度で１０個／μｍ3 以上分布している空調器フ
ィン用高強度アルミニウム合金薄板の製造方法。 - 【請求項３】 Ｓｉ０．２０重量％以下、Ｆｅ０．３０
〜１．００重量％、Ｃｕ０．０５〜０．２０重量％、Ｔ
ｉ０．０２〜０．１５重量％、を含み残部がＡｌと不可
避的不純物とからなるアルミニウム合金溶湯を回転する
一対の対向する冷却鋳型の外周面間に連続的に供給して
板厚２〜１５mmに鋳造し、得られた鋳造板に３００〜４
５０℃の温度で２時間以上保持の中間焼鈍を施した後、
圧下率８０％以上で冷間圧延し、得られた薄板に２５０
〜３３０℃の温度で調質焼鈍を施すことを特徴とする成
形加工前の金属組織中に直径０．１μｍ以下の微細な金
属間化合物が数密度で１０個／μｍ3 以上分布している
空調器フィン用高強度アルミニウム合金薄板の製造方
法。 - 【請求項４】 Ｓｉ０．２０重量％以下、Ｆｅ０．３０
〜１．００重量％、Ｃｕ０．０５〜０．２０重量％、Ｔ
ｉ０．０２〜０．１５重量％、を含み残部がＡｌと不可
避的不純物とからなるアルミニウム合金溶湯を回転する
一対の対向する冷却鋳型の外周面間に連続的に供給して
板厚２〜１５mmに鋳造し、得られた鋳造板を冷間圧延
し、冷間圧延途中に３００〜４５０℃の温度で２時間以
上保持の中間焼鈍を施した後、圧下率８０％以上で冷間
圧延し、得られた薄板に２５０〜３３０℃の温度で調質
焼鈍を施すことを特徴とする成形加工前の金属組織中に
直径が０．１μｍ以下の微細な金属間化合物が数密度で
１０個／μｍ3 以上分布している空調器フィン用高強度
アルミニウム合金薄板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP7234892A JPH05230579A (ja) | 1992-02-20 | 1992-02-20 | 空調器フィン用高強度アルミニウム合金薄板およびその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP7234892A JPH05230579A (ja) | 1992-02-20 | 1992-02-20 | 空調器フィン用高強度アルミニウム合金薄板およびその製造方法 |
Publications (1)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH05230579A true JPH05230579A (ja) | 1993-09-07 |
Family
ID=13486718
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP7234892A Pending JPH05230579A (ja) | 1992-02-20 | 1992-02-20 | 空調器フィン用高強度アルミニウム合金薄板およびその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH05230579A (ja) |
Cited By (6)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2007152421A (ja) * | 2005-12-08 | 2007-06-21 | Furukawa Sky Kk | アルミニウム合金ブレージングシート |
| WO2012029594A1 (ja) * | 2010-09-03 | 2012-03-08 | 株式会社神戸製鋼所 | 熱交換器用アルミニウム合金フィン材およびその製造方法 |
| WO2012132785A1 (ja) * | 2011-03-31 | 2012-10-04 | 株式会社神戸製鋼所 | コンビネーションプレス用熱交換器用アルミニウム合金フィン材およびその製造方法 |
| JP2012214842A (ja) * | 2011-03-31 | 2012-11-08 | Kobe Steel Ltd | ドローレスプレス用熱交換器用アルミニウム合金フィン材およびその製造方法 |
| JP2012214844A (ja) * | 2011-03-31 | 2012-11-08 | Kobe Steel Ltd | 熱交換器用アルミニウム合金フィン材およびその製造方法 |
| JP2012214843A (ja) * | 2011-03-31 | 2012-11-08 | Kobe Steel Ltd | コンビネーションプレス用熱交換器用アルミニウム合金フィン材およびその製造方法 |
-
1992
- 1992-02-20 JP JP7234892A patent/JPH05230579A/ja active Pending
Cited By (7)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2007152421A (ja) * | 2005-12-08 | 2007-06-21 | Furukawa Sky Kk | アルミニウム合金ブレージングシート |
| WO2012029594A1 (ja) * | 2010-09-03 | 2012-03-08 | 株式会社神戸製鋼所 | 熱交換器用アルミニウム合金フィン材およびその製造方法 |
| JP2012072484A (ja) * | 2010-09-03 | 2012-04-12 | Kobe Steel Ltd | 熱交換器用アルミニウム合金フィン材およびその製造方法 |
| WO2012132785A1 (ja) * | 2011-03-31 | 2012-10-04 | 株式会社神戸製鋼所 | コンビネーションプレス用熱交換器用アルミニウム合金フィン材およびその製造方法 |
| JP2012214842A (ja) * | 2011-03-31 | 2012-11-08 | Kobe Steel Ltd | ドローレスプレス用熱交換器用アルミニウム合金フィン材およびその製造方法 |
| JP2012214844A (ja) * | 2011-03-31 | 2012-11-08 | Kobe Steel Ltd | 熱交換器用アルミニウム合金フィン材およびその製造方法 |
| JP2012214843A (ja) * | 2011-03-31 | 2012-11-08 | Kobe Steel Ltd | コンビネーションプレス用熱交換器用アルミニウム合金フィン材およびその製造方法 |
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