JPH06128674A - 熱交換器フィン用アルミニウム合金圧延板およびその製造方法 - Google Patents
熱交換器フィン用アルミニウム合金圧延板およびその製造方法Info
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- JPH06128674A JPH06128674A JP30289592A JP30289592A JPH06128674A JP H06128674 A JPH06128674 A JP H06128674A JP 30289592 A JP30289592 A JP 30289592A JP 30289592 A JP30289592 A JP 30289592A JP H06128674 A JPH06128674 A JP H06128674A
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Abstract
(57)【要約】
【目的】 熱交換器フィン材用のアルミニウム合金圧延
板として、高強度と高延性を兼ね備え、熱伝導性も良好
な材料を提供する。 【構成】 Ｍｎ０．６％超２．５％以下、不純物のＦｅ
０．６％未満、Ｓｉ０．５％未満、［Ｍｎ（wt％）］×
［Ｆｅ（wt％）］が０．５未満、残部実質的にＡｌより
なり、Ｍｎ系析出物が０．０１〜３μｍで５×１０4 個
／mm2 以上分布し、断面の８５％以上が０．５〜１５μ
ｍのサブグレイン組織もしくは微細再結晶粒組織で占め
られ、導電率４５％IACS以上、Ｌ方向、Ｃ方向の引張り
強さ１２０Ｎ／mm2 以上、各方向の伸び１０％以上の圧
延板。また、析出のための加熱を３５０〜５５０℃（６
１０℃）×０．５〜２０時間行ない、最終冷延率６０％
以上で冷延後、２００〜５００℃×０．５〜２０時間最
終焼鈍を施す製造方法。
板として、高強度と高延性を兼ね備え、熱伝導性も良好
な材料を提供する。 【構成】 Ｍｎ０．６％超２．５％以下、不純物のＦｅ
０．６％未満、Ｓｉ０．５％未満、［Ｍｎ（wt％）］×
［Ｆｅ（wt％）］が０．５未満、残部実質的にＡｌより
なり、Ｍｎ系析出物が０．０１〜３μｍで５×１０4 個
／mm2 以上分布し、断面の８５％以上が０．５〜１５μ
ｍのサブグレイン組織もしくは微細再結晶粒組織で占め
られ、導電率４５％IACS以上、Ｌ方向、Ｃ方向の引張り
強さ１２０Ｎ／mm2 以上、各方向の伸び１０％以上の圧
延板。また、析出のための加熱を３５０〜５５０℃（６
１０℃）×０．５〜２０時間行ない、最終冷延率６０％
以上で冷延後、２００〜５００℃×０．５〜２０時間最
終焼鈍を施す製造方法。
Description
【０００１】
【産業上の利用分野】この発明は、熱交換器のフィン材
として使用されるアルミニウム合金圧延板に関するもの
であり、特に高強度と高延性および良好な熱伝導性を兼
ね備えた熱交換器用アルミニウム合金圧延板およびその
製造方法に関するものである。
として使用されるアルミニウム合金圧延板に関するもの
であり、特に高強度と高延性および良好な熱伝導性を兼
ね備えた熱交換器用アルミニウム合金圧延板およびその
製造方法に関するものである。
【０００２】
【従来の技術】一般に熱交換器のフィン材は、熱交換媒
体が流通する管（媒体流通管）を挿通させるための孔を
形成し、かつその孔の内周縁部分を立上がらせて、媒体
流通管の外壁と密着させるためのカラーを形成しておく
必要がある。このようなフィン材の成形方法としては、
従来は一般に絞り成形（ドロー加工）を行なった後、孔
打抜加工、孔拡げ加工等を行なう、所謂ドロー方式が一
般的であったが、最近では張り出し成形としごき成形と
を組合せたドローレス方式も適用されるようになってい
る。
体が流通する管（媒体流通管）を挿通させるための孔を
形成し、かつその孔の内周縁部分を立上がらせて、媒体
流通管の外壁と密着させるためのカラーを形成しておく
必要がある。このようなフィン材の成形方法としては、
従来は一般に絞り成形（ドロー加工）を行なった後、孔
打抜加工、孔拡げ加工等を行なう、所謂ドロー方式が一
般的であったが、最近では張り出し成形としごき成形と
を組合せたドローレス方式も適用されるようになってい
る。
【０００３】ところでアルミニウム合金製熱交換器フィ
ン材としては、純アルミニウム系の１１００合金のＯ材
やＨ２２材、あるいは１０５０合金のＯ材やＨ２２材、
さらにはＡｌ−０．２〜０．６％Ｍｎ合金のＨ２２材や
Ｈ２６材が広く用いられている。そのうちドロー方式の
成形を適用する場合は、フィン材として、延性重視の観
点から、より成形性が良好な１１００合金や１０５０合
金のＯ材あるいはＨ２２材が用いられ、一方ドローレス
方式の成形を適用する場合は、強度重視の観点からＡｌ
−０．２〜０．５％Ｍｎ合金のＨ２２材もしくはＨ２６
材を用いるのが一般的である。
ン材としては、純アルミニウム系の１１００合金のＯ材
やＨ２２材、あるいは１０５０合金のＯ材やＨ２２材、
さらにはＡｌ−０．２〜０．６％Ｍｎ合金のＨ２２材や
Ｈ２６材が広く用いられている。そのうちドロー方式の
成形を適用する場合は、フィン材として、延性重視の観
点から、より成形性が良好な１１００合金や１０５０合
金のＯ材あるいはＨ２２材が用いられ、一方ドローレス
方式の成形を適用する場合は、強度重視の観点からＡｌ
−０．２〜０．５％Ｍｎ合金のＨ２２材もしくはＨ２６
材を用いるのが一般的である。
【０００４】
【発明が解決しようとする課題】最近では、熱交換器の
軽量化とコスト低減を目的として、フィン材の薄肉化が
求められるようになっている。しかしながら薄肉化を進
めた場合、従来のフィン材では特に強度と延性の点で不
足する問題が発生する。また特に薄肉化を考慮しない場
合でも、フィン材についてはより一層の高強度化と延性
の増大が望まれている。すなわち、熱交換器における媒
体流通管とフィン材との熱伝達を高めて熱交換効率を上
げるためには、熱媒体流通管とフィンとの密着性を高め
ることが必要であり、そのためにはフィン材の高強度化
が必要である。またフィンの成形時の成形不良を少なく
して歩留を向上させるためには、従来よりも一層の高延
性化が望まれる。さらに、ドロー方式の成形とドローレ
ス方式の成形とのいずれも適用可能となるように、高強
度と高延性を兼ね備えたフィン材の開発が望まれてい
る。
軽量化とコスト低減を目的として、フィン材の薄肉化が
求められるようになっている。しかしながら薄肉化を進
めた場合、従来のフィン材では特に強度と延性の点で不
足する問題が発生する。また特に薄肉化を考慮しない場
合でも、フィン材についてはより一層の高強度化と延性
の増大が望まれている。すなわち、熱交換器における媒
体流通管とフィン材との熱伝達を高めて熱交換効率を上
げるためには、熱媒体流通管とフィンとの密着性を高め
ることが必要であり、そのためにはフィン材の高強度化
が必要である。またフィンの成形時の成形不良を少なく
して歩留を向上させるためには、従来よりも一層の高延
性化が望まれる。さらに、ドロー方式の成形とドローレ
ス方式の成形とのいずれも適用可能となるように、高強
度と高延性を兼ね備えたフィン材の開発が望まれてい
る。
【０００５】具体的には、圧延方向（Ｌ方向）、圧延方
向に対し直角な方向（Ｃ方向）の引張り強さがいずれも
１２０Ｎ／mm2 以上の高強度を示し、しかもＬ方向、Ｃ
方向のいずれの方向の伸びも１０％を越えるようなアル
ミニウム合金フィン材を開発することが急務とされてい
る。そのほか、熱交換器フィン材には、熱交換効率を高
めるため、従来よりも一層熱伝導性が良好であることが
望まれる。
向に対し直角な方向（Ｃ方向）の引張り強さがいずれも
１２０Ｎ／mm2 以上の高強度を示し、しかもＬ方向、Ｃ
方向のいずれの方向の伸びも１０％を越えるようなアル
ミニウム合金フィン材を開発することが急務とされてい
る。そのほか、熱交換器フィン材には、熱交換効率を高
めるため、従来よりも一層熱伝導性が良好であることが
望まれる。
【０００６】この発明は以上のような事情を背景として
なされたもので、高強度と高延性を兼ね備え、かつ熱伝
導性も良好なフィン用アルミニウム圧延板を提供するこ
とを目的とするものである。
なされたもので、高強度と高延性を兼ね備え、かつ熱伝
導性も良好なフィン用アルミニウム圧延板を提供するこ
とを目的とするものである。
【０００７】
【課題を解決するための手段】前述のような課題を解決
するため、本発明者等が鋭意実験・検討を重ねた結果、
Ａｌ−Ｍｎ系のアルミニウム合金について、その合金成
分、不純物成分の含有量を適切に調整して、Ｍｎ系析出
物の析出状態を適切に制御し、これによって均一かつ微
細なサブグレイン組織もしくは微細再結晶粒組織を得る
ことによって、強度と延性のバランスが優れかつ熱伝導
性も良好な圧延板が得られることを見出し、この発明を
なすに至ったのである。
するため、本発明者等が鋭意実験・検討を重ねた結果、
Ａｌ−Ｍｎ系のアルミニウム合金について、その合金成
分、不純物成分の含有量を適切に調整して、Ｍｎ系析出
物の析出状態を適切に制御し、これによって均一かつ微
細なサブグレイン組織もしくは微細再結晶粒組織を得る
ことによって、強度と延性のバランスが優れかつ熱伝導
性も良好な圧延板が得られることを見出し、この発明を
なすに至ったのである。
【０００８】具体的には、請求項１の発明の熱交換器フ
ィン用アルミニウム合金圧延板は、Ｍｎ０．６wt％を越
え２．５wt％以下を含有し、不純物としてのＦｅが０．
６wt％未満、Ｓｉが０．５wt％未満にそれぞれ規制さ
れ、かつＭｎ含有量［Ｍｎ（wt％）］とＦｅ含有量［Ｆ
ｅ（wt％）］との積［Ｍｎ（wt％）］×［Ｆｅ（wt
％）］の値が０．５未満に規制され、残部がＡｌおよび
不可避的不純物よりなり、しかもＭｎ系金属間化合物析
出物が０．０１〜３μｍのサイズで５×１０4 個／mm2
以上の密度で分布し、さらにマトリックスの断面の８５
％以上の面積が０．５〜１５μｍの範囲内の径のサブグ
レイン組織もしくは微細再結晶粒組織によって占められ
ており、さらに導電率が４５％IACS以上であり、圧延方
向の引張り強さと圧延方向に対し直角な方向の引張り強
さがいずれも１２０Ｎ／mm2 以上でかつ圧延方向の伸び
と圧延方向に対し直角な方向の伸びがいずれも１０％を
越えることを特徴とするものである。
ィン用アルミニウム合金圧延板は、Ｍｎ０．６wt％を越
え２．５wt％以下を含有し、不純物としてのＦｅが０．
６wt％未満、Ｓｉが０．５wt％未満にそれぞれ規制さ
れ、かつＭｎ含有量［Ｍｎ（wt％）］とＦｅ含有量［Ｆ
ｅ（wt％）］との積［Ｍｎ（wt％）］×［Ｆｅ（wt
％）］の値が０．５未満に規制され、残部がＡｌおよび
不可避的不純物よりなり、しかもＭｎ系金属間化合物析
出物が０．０１〜３μｍのサイズで５×１０4 個／mm2
以上の密度で分布し、さらにマトリックスの断面の８５
％以上の面積が０．５〜１５μｍの範囲内の径のサブグ
レイン組織もしくは微細再結晶粒組織によって占められ
ており、さらに導電率が４５％IACS以上であり、圧延方
向の引張り強さと圧延方向に対し直角な方向の引張り強
さがいずれも１２０Ｎ／mm2 以上でかつ圧延方向の伸び
と圧延方向に対し直角な方向の伸びがいずれも１０％を
越えることを特徴とするものである。
【０００９】また請求項２の発明の熱交換器フィン用ア
ルミニウム合金圧延板は、請求項１で規定する元素のほ
か、さらにＭｇ０．０５〜０．３wt％、Ｃｕ０．０５〜
０．３wt％、Ｚｎ０．０５〜１．５wt％のうちの１種ま
たは２種以上を含有する合金からなるものである。
ルミニウム合金圧延板は、請求項１で規定する元素のほ
か、さらにＭｇ０．０５〜０．３wt％、Ｃｕ０．０５〜
０．３wt％、Ｚｎ０．０５〜１．５wt％のうちの１種ま
たは２種以上を含有する合金からなるものである。
【００１０】一方請求項３の発明の熱交換器フィン用ア
ルミニウム合金圧延板の製造方法は、鋳造法としてＤＣ
鋳造法（半連続鋳造法）を適用した場合の製造方法につ
いて規定したものであって、Ｍｎ０．６wt％を越え２．
５wt％以下を含有し、さらに必要に応じてＭｇ０．０５
〜０．３wt％、Ｃｕ０．０５〜０．３wt％、Ｚｎ０．０
５〜１．５wt％のうちの１種または２種以上を含有し、
また不純物としてのＦｅが０．６wt％未満、Ｓｉが０．
５wt％未満にそれぞれ規制され、かつＭｎ含有量［Ｍｎ
（wt％）］とＦｅ含有量［Ｆｅ（wt％）］との積［Ｍｎ
（wt％）］×［Ｆｅ（wt％）］の値が０．５未満に規制
され、残部がＡｌおよび不可避的不純物よりなるアルミ
ニウム合金をＤＣ鋳造法によって鋳造した後、得られた
鋳塊を３５０〜５５０℃の範囲内の温度で０．５〜２０
時間加熱し、３５０〜５５０℃の温度で熱間圧延を開始
して熱延板とし、さらに最終冷間圧延率が６０％以上と
なるように冷間圧延を行なってから、２００〜５００℃
の範囲内の温度で０．５〜２０時間の最終焼鈍を施すこ
とによって、Ｍｎ系金属間化合物析出物が０．０１〜３
μｍのサイズで５×１０4 個／mm2 以上の密度で分布
し、さらにマトリックスの断面の８５％以上の面積が
０．５〜１５μｍの範囲内の径のサブグレイン組織もし
くは微細再結晶粒組織によって占められており、かつ導
電率が４５％IACS以上である圧延板を得ることを特徴と
するものである。
ルミニウム合金圧延板の製造方法は、鋳造法としてＤＣ
鋳造法（半連続鋳造法）を適用した場合の製造方法につ
いて規定したものであって、Ｍｎ０．６wt％を越え２．
５wt％以下を含有し、さらに必要に応じてＭｇ０．０５
〜０．３wt％、Ｃｕ０．０５〜０．３wt％、Ｚｎ０．０
５〜１．５wt％のうちの１種または２種以上を含有し、
また不純物としてのＦｅが０．６wt％未満、Ｓｉが０．
５wt％未満にそれぞれ規制され、かつＭｎ含有量［Ｍｎ
（wt％）］とＦｅ含有量［Ｆｅ（wt％）］との積［Ｍｎ
（wt％）］×［Ｆｅ（wt％）］の値が０．５未満に規制
され、残部がＡｌおよび不可避的不純物よりなるアルミ
ニウム合金をＤＣ鋳造法によって鋳造した後、得られた
鋳塊を３５０〜５５０℃の範囲内の温度で０．５〜２０
時間加熱し、３５０〜５５０℃の温度で熱間圧延を開始
して熱延板とし、さらに最終冷間圧延率が６０％以上と
なるように冷間圧延を行なってから、２００〜５００℃
の範囲内の温度で０．５〜２０時間の最終焼鈍を施すこ
とによって、Ｍｎ系金属間化合物析出物が０．０１〜３
μｍのサイズで５×１０4 個／mm2 以上の密度で分布
し、さらにマトリックスの断面の８５％以上の面積が
０．５〜１５μｍの範囲内の径のサブグレイン組織もし
くは微細再結晶粒組織によって占められており、かつ導
電率が４５％IACS以上である圧延板を得ることを特徴と
するものである。
【００１１】また請求項４の発明の熱交換器フィン用ア
ルミニウム合金圧延板の製造方法は、鋳造法として連続
鋳造圧延法（薄板連続鋳造法）を適用した場合の製造方
法について規定したものであって、請求項３で規定した
と同様な成分組成のアルミニウム合金を連続鋳造圧延法
によって鋳造した後、得られた鋳造板に冷間圧延を施す
にあたり、冷間圧延前もしくは冷間圧延中途において３
５０〜６１０℃の範囲内の温度で０．５〜２０時間の熱
処理を施し、最終冷間圧延率が６０％以上となるように
冷間圧延を施した後、２００〜５００℃の範囲内の温度
で０．５〜２０時間加熱する最終焼鈍を施すことによっ
て、Ｍｎ系金属間化合物析出物が０．０１〜３μｍのサ
イズで５×１０4 個／mm2 以上の密度で分布し、さらに
マトリックスの断面の８５％以上の面積が０．５〜１５
μｍの範囲内の径のサブグレイン組織もしくは微細再結
晶粒組織によって占められており、かつ導電率が４５％
IACS以上である圧延板を得ることを特徴とするものであ
る。
ルミニウム合金圧延板の製造方法は、鋳造法として連続
鋳造圧延法（薄板連続鋳造法）を適用した場合の製造方
法について規定したものであって、請求項３で規定した
と同様な成分組成のアルミニウム合金を連続鋳造圧延法
によって鋳造した後、得られた鋳造板に冷間圧延を施す
にあたり、冷間圧延前もしくは冷間圧延中途において３
５０〜６１０℃の範囲内の温度で０．５〜２０時間の熱
処理を施し、最終冷間圧延率が６０％以上となるように
冷間圧延を施した後、２００〜５００℃の範囲内の温度
で０．５〜２０時間加熱する最終焼鈍を施すことによっ
て、Ｍｎ系金属間化合物析出物が０．０１〜３μｍのサ
イズで５×１０4 個／mm2 以上の密度で分布し、さらに
マトリックスの断面の８５％以上の面積が０．５〜１５
μｍの範囲内の径のサブグレイン組織もしくは微細再結
晶粒組織によって占められており、かつ導電率が４５％
IACS以上である圧延板を得ることを特徴とするものであ
る。
【００１２】さらに請求項５の発明の熱交換器フィン用
アルミニウム合金圧延板の製造方法は、請求項３もしく
は請求項４の方法において、最終冷間圧延率を９０％以
上としたものである。
アルミニウム合金圧延板の製造方法は、請求項３もしく
は請求項４の方法において、最終冷間圧延率を９０％以
上としたものである。
【００１３】
【作用】先ずこの発明におけるアルミニウム合金の成分
組成の限定理由について説明する。
組成の限定理由について説明する。
【００１４】Ｍｎ：Ｍｎはこの発明のフィン用アルミニ
ウム合金圧延板において基本となる重要元素であり、Ｍ
ｎを含有させておくことによって、鋳造時に固溶された
Ｍｎが熱処理によって微細なＭｎ系析出物として析出
し、その微細なＭｎ系析出物が多量かつ高密度に析出す
ることによって圧延組織を安定化し、再結晶を遅らせて
最終焼鈍時に均一かつ微細なサブグレイ組織もしくは微
細再結晶粒組織を得るに寄与する。そしてこのような微
細なサブグレイン組織もしくは微細再結晶粒組織は、強
度と延性のバランスに最も優れている。したがってＭｎ
は最終的に高強度と高延性とを兼ね備えた圧延板を得る
に大きく寄与する。またＭｎが析出することによって導
電率も高くなり、熱伝導性が良好となる。Ｍｎ量が０．
６wt％以下では上述のような効果を充分に得ることがで
きず、一方２．５wt％を越えれば粗大なＭｎ化合物が生
成されて、成形性を阻害する。したがってＭｎ含有量は
０．６wt％を越え２．５wt％以下の範囲に限定した。な
お鋳造法としてＤＣ鋳造法を適用する場合は、Ｍｎ量は
２．３wt％以下とすることが好ましい。
ウム合金圧延板において基本となる重要元素であり、Ｍ
ｎを含有させておくことによって、鋳造時に固溶された
Ｍｎが熱処理によって微細なＭｎ系析出物として析出
し、その微細なＭｎ系析出物が多量かつ高密度に析出す
ることによって圧延組織を安定化し、再結晶を遅らせて
最終焼鈍時に均一かつ微細なサブグレイ組織もしくは微
細再結晶粒組織を得るに寄与する。そしてこのような微
細なサブグレイン組織もしくは微細再結晶粒組織は、強
度と延性のバランスに最も優れている。したがってＭｎ
は最終的に高強度と高延性とを兼ね備えた圧延板を得る
に大きく寄与する。またＭｎが析出することによって導
電率も高くなり、熱伝導性が良好となる。Ｍｎ量が０．
６wt％以下では上述のような効果を充分に得ることがで
きず、一方２．５wt％を越えれば粗大なＭｎ化合物が生
成されて、成形性を阻害する。したがってＭｎ含有量は
０．６wt％を越え２．５wt％以下の範囲に限定した。な
お鋳造法としてＤＣ鋳造法を適用する場合は、Ｍｎ量は
２．３wt％以下とすることが好ましい。
【００１５】［Ｍｎ（wt％）］×［Ｆｅ（wt％）］：こ
の発明では前述のように固溶Ｍｎを熱処理によって微細
なＭｎ系金属間化合物析出物として析出させることが重
要であるが、Ｍｎの固溶度はＦｅ量に関係し、Ｆｅ量の
増加に伴なってＭｎの固溶度が急激に低下する。Ｍｎの
固溶度が下がれば、鋳造時の固溶Ｍｎ量が少なくなって
Ｍｎ系析出物の析出量が少なり、その結果最終焼鈍時に
微細なサブグレイン組織もしくは微細再結晶粒組織が得
られなくなり、強度、延性のバランスの良い圧延板が得
られなくなるばかりでなく、鋳造時に固溶されなかった
Ｍｎが粗大なＡｌ6 Ｍｎ、Ａｌ6 （ＭｎＦｅ）の晶出物
として多量に晶出し、成形性を悪化させてしまう。Ｆｅ
含有量が多くてＭｎの固溶度が低い場合に多量のＭｎが
添加されれば、上述のような粗大晶出物が生成される傾
向が強くなり、一方Ｆｅ含有量が少なくてＭｎの固溶度
が大きい場合には、比較的多量のＭｎが添加されても粗
大晶出物が生じるおそれは少ない。したがってＦｅ量と
Ｍｎ量との積の値でその上限を規定する必要がある。具
体的には、［Ｍｎ（wt％）］×［Ｆｅ（wt％）］の値が
０．５以上となれば、粗大晶出物による成形性低下のお
それが強くなる。［Ｍｎ（wt％）］×［Ｆｅ（wt％）］
の値が０．５未満であれば、粗大な晶出物が少なくなっ
て、成形性を損なうおそれが少なくなり、しかも微細な
Ｍｎ系析出物が高密度で分布して微細なサブグレイン組
織もしくは微細再結晶粒組織を得て、強度と延性のバラ
ンスの良い圧延板を得ることが可能となる。したがって
この発明ではＭｎ含有量とＦｅ含有量のみならず、Ｍｎ
量とＦｅ量との積の値を規制している。
の発明では前述のように固溶Ｍｎを熱処理によって微細
なＭｎ系金属間化合物析出物として析出させることが重
要であるが、Ｍｎの固溶度はＦｅ量に関係し、Ｆｅ量の
増加に伴なってＭｎの固溶度が急激に低下する。Ｍｎの
固溶度が下がれば、鋳造時の固溶Ｍｎ量が少なくなって
Ｍｎ系析出物の析出量が少なり、その結果最終焼鈍時に
微細なサブグレイン組織もしくは微細再結晶粒組織が得
られなくなり、強度、延性のバランスの良い圧延板が得
られなくなるばかりでなく、鋳造時に固溶されなかった
Ｍｎが粗大なＡｌ6 Ｍｎ、Ａｌ6 （ＭｎＦｅ）の晶出物
として多量に晶出し、成形性を悪化させてしまう。Ｆｅ
含有量が多くてＭｎの固溶度が低い場合に多量のＭｎが
添加されれば、上述のような粗大晶出物が生成される傾
向が強くなり、一方Ｆｅ含有量が少なくてＭｎの固溶度
が大きい場合には、比較的多量のＭｎが添加されても粗
大晶出物が生じるおそれは少ない。したがってＦｅ量と
Ｍｎ量との積の値でその上限を規定する必要がある。具
体的には、［Ｍｎ（wt％）］×［Ｆｅ（wt％）］の値が
０．５以上となれば、粗大晶出物による成形性低下のお
それが強くなる。［Ｍｎ（wt％）］×［Ｆｅ（wt％）］
の値が０．５未満であれば、粗大な晶出物が少なくなっ
て、成形性を損なうおそれが少なくなり、しかも微細な
Ｍｎ系析出物が高密度で分布して微細なサブグレイン組
織もしくは微細再結晶粒組織を得て、強度と延性のバラ
ンスの良い圧延板を得ることが可能となる。したがって
この発明ではＭｎ含有量とＦｅ含有量のみならず、Ｍｎ
量とＦｅ量との積の値を規制している。
【００１６】Ｆｅ：Ｆｅは通常のアルミニウム合金にお
いて不可避的に含有される不純物元素であり、この発明
においては、Ｍｎ量との関係で前述のように規制してい
るが、Ｆｅ量の絶対量も規制する必要がある。Ｆｅ量が
０．６wt％以上となれば、粗大なＡｌ6 （ＭｎＦｅ）の
晶出物が生成され、成形性を害するから、Ｆｅの絶対量
を０．６wt％未満に規制することとした。
いて不可避的に含有される不純物元素であり、この発明
においては、Ｍｎ量との関係で前述のように規制してい
るが、Ｆｅ量の絶対量も規制する必要がある。Ｆｅ量が
０．６wt％以上となれば、粗大なＡｌ6 （ＭｎＦｅ）の
晶出物が生成され、成形性を害するから、Ｆｅの絶対量
を０．６wt％未満に規制することとした。
【００１７】Ｓｉ：Ｓｉも通常のアルミニウム合金で不
可避的に含有される不純物元素であるが、この発明にお
いては、Ｓｉ含有量が少ないほどサブグレイン組織もし
くは微細再結晶粒組織が安定化し、強度と延性のバラン
スの良い圧延板を得るに好適となる。Ｓｉ量が０．５wt
％以上となればサブグレイン組織もしくは微細再結晶粒
組織を安定して得難くなり、粗大な再結晶粒が生成され
やすくなって、強度と延性のバランスが悪くなる。した
がってＳｉ量は０．５wt％以下に規制することとした。
可避的に含有される不純物元素であるが、この発明にお
いては、Ｓｉ含有量が少ないほどサブグレイン組織もし
くは微細再結晶粒組織が安定化し、強度と延性のバラン
スの良い圧延板を得るに好適となる。Ｓｉ量が０．５wt
％以上となればサブグレイン組織もしくは微細再結晶粒
組織を安定して得難くなり、粗大な再結晶粒が生成され
やすくなって、強度と延性のバランスが悪くなる。した
がってＳｉ量は０．５wt％以下に規制することとした。
【００１８】以上の各元素のほかは、基本的にはＡｌお
よびＦｅ，Ｓｉ以外の不可避的不純物とすれば良いが、
強度のより一層の向上のために、必要に応じてＭｇ，Ｃ
ｕ，Ｚｎのうちの１種または２種以上を添加しても良
い。これらの添加理由は次の通りである。
よびＦｅ，Ｓｉ以外の不可避的不純物とすれば良いが、
強度のより一層の向上のために、必要に応じてＭｇ，Ｃ
ｕ，Ｚｎのうちの１種または２種以上を添加しても良
い。これらの添加理由は次の通りである。
【００１９】Ｍｇ：Ｍｇは強度向上に寄与する元素であ
るが、０．０５wt％未満ではその効果が得られず、一方
０．３wt％を越えればマトリックスのサブグレイン組織
もしくは微細再結晶粒組織が不安定となり、粗大な再結
晶粒が生成されやすくなって、強度と延性のバランスを
損なうおそれがある。したがってＭｇを添加する場合
は、０．０５〜０．３wt％の範囲内とする。
るが、０．０５wt％未満ではその効果が得られず、一方
０．３wt％を越えればマトリックスのサブグレイン組織
もしくは微細再結晶粒組織が不安定となり、粗大な再結
晶粒が生成されやすくなって、強度と延性のバランスを
損なうおそれがある。したがってＭｇを添加する場合
は、０．０５〜０．３wt％の範囲内とする。
【００２０】Ｃｕ：Ｃｕも強度向上に寄与する元素であ
るが、０．０５wt％未満ではその効果が得られず、一方
０．３wt％を越えれば延性と耐食性が低下する。したが
ってＣｕを添加する場合のＣｕ量は０．０５〜０．３wt
％の範囲内とした。
るが、０．０５wt％未満ではその効果が得られず、一方
０．３wt％を越えれば延性と耐食性が低下する。したが
ってＣｕを添加する場合のＣｕ量は０．０５〜０．３wt
％の範囲内とした。
【００２１】Ｚｎ：Ｚｎも強度向上に寄与する元素であ
るが、０．０５wt％未満ではその効果が得られず、一方
１．５wt％を越えれば強度と延性のバランスをとりにく
くなる。
るが、０．０５wt％未満ではその効果が得られず、一方
１．５wt％を越えれば強度と延性のバランスをとりにく
くなる。
【００２２】なおＭｇ，Ｃｕ，Ｚｎは通常のアルミニウ
ム合金でも不可避的に含有されることが多い元素であ
り、この発明の場合も、０．０５wt％未満のＭｇ、０．
０５wt％未満のＣｕ、０．０５wt％未満のＺｎはいずれ
も不純物として不可避的に含有されていても構わない。
ム合金でも不可避的に含有されることが多い元素であ
り、この発明の場合も、０．０５wt％未満のＭｇ、０．
０５wt％未満のＣｕ、０．０５wt％未満のＺｎはいずれ
も不純物として不可避的に含有されていても構わない。
【００２３】そのほか不可避的不純物としてＣｒ，Ｖ，
Ｚｒが含有されることがあるが、いずれも０．３wt％ま
では許容される。それぞれ０．３wt％を越えれば粗大な
金属間化合物が生成されて、成形性を阻害するおそれが
ある。
Ｚｒが含有されることがあるが、いずれも０．３wt％ま
では許容される。それぞれ０．３wt％を越えれば粗大な
金属間化合物が生成されて、成形性を阻害するおそれが
ある。
【００２４】さらに一般のアルミニウム合金において
は、鋳塊結晶粒微細化のために少量のＴｉを単独で、ま
た少量のＴｉを微量のＢと組合せて添加することがある
が、この発明の場合においても鋳造時に組織の安定化の
ためにＴｉ、もしくはＴｉおよびＢを添加しても良い。
この場合Ｔｉが０．０１wt％未満ではＴｉ添加の効果が
なく、Ｔｉが０．３wt％を越えればＴｉＡｌ3 の粗大化
合物が生成され、またＢが０．０００１wt％未満ではＢ
添加の効果がなく、Ｂが０．１wt％を越えれば粗大Ｔｉ
Ｂ2 粒子が生成されて成形性を阻害する。したがってＴ
ｉは０．０１〜０．３wt％、Ｂは０．０００１〜０．１
wt％の範囲内とすることが好ましい。
は、鋳塊結晶粒微細化のために少量のＴｉを単独で、ま
た少量のＴｉを微量のＢと組合せて添加することがある
が、この発明の場合においても鋳造時に組織の安定化の
ためにＴｉ、もしくはＴｉおよびＢを添加しても良い。
この場合Ｔｉが０．０１wt％未満ではＴｉ添加の効果が
なく、Ｔｉが０．３wt％を越えればＴｉＡｌ3 の粗大化
合物が生成され、またＢが０．０００１wt％未満ではＢ
添加の効果がなく、Ｂが０．１wt％を越えれば粗大Ｔｉ
Ｂ2 粒子が生成されて成形性を阻害する。したがってＴ
ｉは０．０１〜０．３wt％、Ｂは０．０００１〜０．１
wt％の範囲内とすることが好ましい。
【００２５】この発明の熱交換器フィン用アルミニウム
合金圧延板においては、合金の成分元素のみならず、析
出物の状態、組織、導電率、引張り強さおよび伸びを規
定している。これらの限定理由については、部分的には
既に合金成分に関して述べたところであるが、次に改め
て説明する。
合金圧延板においては、合金の成分元素のみならず、析
出物の状態、組織、導電率、引張り強さおよび伸びを規
定している。これらの限定理由については、部分的には
既に合金成分に関して述べたところであるが、次に改め
て説明する。
【００２６】析出物の状態：０．０１〜３μｍのサイズ
の微細なＭｎ系金属間化合物析出物を、５×１０4個／m
m2 以上の高密度で分散させておくことによって、冷間
圧延時に導入される歪が均一化され、冷延組織が均一か
つ安定となり、そのため最終冷延後の最終焼鈍時に均一
かつ微細なサブグレイン組織もしくは微細再結晶粒組織
を容易かつ安定に得ることが可能となる。その結果、後
に改めて説明するように、高強度と高延性を兼ね備えた
圧延板、すなわち強度と伸びのバランスの優れた圧延板
を得ることが可能となる。Ｍｎ系析出物のサイズが０．
０１μｍ未満では、冷延組織を安定化させて微細なサブ
グレイン組織もしくは微細再結晶組織を安定して得るこ
とができず、また３μｍを越える場合も、冷延組織を安
定化させて微細なサブグレイン組織もしくは微細再結晶
組織を安定して得ることができない。さらに０．０１〜
３μｍのサイズのＭｎ系析出物の密度が５×１０4 個／
mm2 未満の場合も同様である。
の微細なＭｎ系金属間化合物析出物を、５×１０4個／m
m2 以上の高密度で分散させておくことによって、冷間
圧延時に導入される歪が均一化され、冷延組織が均一か
つ安定となり、そのため最終冷延後の最終焼鈍時に均一
かつ微細なサブグレイン組織もしくは微細再結晶粒組織
を容易かつ安定に得ることが可能となる。その結果、後
に改めて説明するように、高強度と高延性を兼ね備えた
圧延板、すなわち強度と伸びのバランスの優れた圧延板
を得ることが可能となる。Ｍｎ系析出物のサイズが０．
０１μｍ未満では、冷延組織を安定化させて微細なサブ
グレイン組織もしくは微細再結晶組織を安定して得るこ
とができず、また３μｍを越える場合も、冷延組織を安
定化させて微細なサブグレイン組織もしくは微細再結晶
組織を安定して得ることができない。さらに０．０１〜
３μｍのサイズのＭｎ系析出物の密度が５×１０4 個／
mm2 未満の場合も同様である。
【００２７】組織状態：この発明の圧延板では、最終焼
鈍後の製品板の状態で、マトリックスがそのほぼ全面に
わたって微細なサブグレイン組織もしくは微細再結晶組
織で占められている必要がある。すなわち、一般に冷間
加工後の熱処理時においては、連続再結晶タイプの焼鈍
軟化の過程でサブグレイン（亜結晶粒）組織と称される
微細な組織が生じ、その後サブグレインが成長して微細
な再結晶粒となり、さらに再結晶粒の成長、粗大化が生
じることが知られているが、この発明の場合、冷間圧延
後の最終焼鈍時において、微細なサブグレイン組織の状
態、もしくは粗大な再結晶粒が生じない程度の微細な再
結晶組織の状態で安定化させておくことによって、強度
と延性のバランスの優れた圧延板とすることができる。
ここで、サブグレイン組織における亜結晶粒径もしくは
微細再結晶組織における再結晶粒径が０．５μｍ未満で
は、高強度は得られるが延性不足となり、一方１５μｍ
を越えれば、延性は高くなるが強度不足となり、いずれ
の場合も強度と延性のバランスを良好に保つことが困難
となる。なお１５μｍを大幅に越えた粗大再結晶粒が生
じれば、強度、延性ともに低下する。また０．５〜１５
μｍの粒径のサブグレイン組織もしくは微細再結晶組織
は、マトリックスの全面を占めていることが望まれる
が、断面の面積率にして８５％以上であれば実質的に良
好な程度の強度と延性のバランスを得ることができ、８
５％未満では強度、延性の良好なバランスを得ることが
困難となる。したがって最終板の状態で、０．５〜１５
μｍのサイズ（亜結晶粒径もしくは再結晶粒径）のサブ
グレイン組織もしくは微細再結晶組織が面積率で８５％
以上占めていることを必須とした。
鈍後の製品板の状態で、マトリックスがそのほぼ全面に
わたって微細なサブグレイン組織もしくは微細再結晶組
織で占められている必要がある。すなわち、一般に冷間
加工後の熱処理時においては、連続再結晶タイプの焼鈍
軟化の過程でサブグレイン（亜結晶粒）組織と称される
微細な組織が生じ、その後サブグレインが成長して微細
な再結晶粒となり、さらに再結晶粒の成長、粗大化が生
じることが知られているが、この発明の場合、冷間圧延
後の最終焼鈍時において、微細なサブグレイン組織の状
態、もしくは粗大な再結晶粒が生じない程度の微細な再
結晶組織の状態で安定化させておくことによって、強度
と延性のバランスの優れた圧延板とすることができる。
ここで、サブグレイン組織における亜結晶粒径もしくは
微細再結晶組織における再結晶粒径が０．５μｍ未満で
は、高強度は得られるが延性不足となり、一方１５μｍ
を越えれば、延性は高くなるが強度不足となり、いずれ
の場合も強度と延性のバランスを良好に保つことが困難
となる。なお１５μｍを大幅に越えた粗大再結晶粒が生
じれば、強度、延性ともに低下する。また０．５〜１５
μｍの粒径のサブグレイン組織もしくは微細再結晶組織
は、マトリックスの全面を占めていることが望まれる
が、断面の面積率にして８５％以上であれば実質的に良
好な程度の強度と延性のバランスを得ることができ、８
５％未満では強度、延性の良好なバランスを得ることが
困難となる。したがって最終板の状態で、０．５〜１５
μｍのサイズ（亜結晶粒径もしくは再結晶粒径）のサブ
グレイン組織もしくは微細再結晶組織が面積率で８５％
以上占めていることを必須とした。
【００２８】導電率：アルミニウム合金における導電率
は、実質的に熱伝導性の指標となるが、導電率が４５％
IACS未満では熱交換器フィン材として熱伝導性が劣り、
良好な熱交換特性が得られなくなる。したがって導電率
は４５％IACS以上と規定した。
は、実質的に熱伝導性の指標となるが、導電率が４５％
IACS未満では熱交換器フィン材として熱伝導性が劣り、
良好な熱交換特性が得られなくなる。したがって導電率
は４５％IACS以上と規定した。
【００２９】引張り強さ：熱交換器用フィン材としての
成形に耐え、しかもフィンのカラー部分が媒体流通管と
確実かつ安定して密着するためには、引張り強さがＬ方
向、Ｃ方向のいずれの方向でも１２０Ｎ／mm2 以上であ
ることが必要である。
成形に耐え、しかもフィンのカラー部分が媒体流通管と
確実かつ安定して密着するためには、引張り強さがＬ方
向、Ｃ方向のいずれの方向でも１２０Ｎ／mm2 以上であ
ることが必要である。
【００３０】伸び：材料の伸びは成形性の一つの指標で
あり、熱交換器フィン用圧延板においては、その伸びが
１０％を越えることが優れた成形性を得るために必要で
ある。この場合、Ｌ方向、Ｃ方向のいずれかの伸びが１
０％以下でも成形性は悪くなる。したがってＬ方向、Ｃ
方向のいずれの伸びも１０％を越えることが必要であ
る。
あり、熱交換器フィン用圧延板においては、その伸びが
１０％を越えることが優れた成形性を得るために必要で
ある。この場合、Ｌ方向、Ｃ方向のいずれかの伸びが１
０％以下でも成形性は悪くなる。したがってＬ方向、Ｃ
方向のいずれの伸びも１０％を越えることが必要であ
る。
【００３１】次にこの発明の熱交換器フィン用アルミニ
ウム合金圧延板の製造方法、すなわち請求項３〜請求項
５の発明について説明する。
ウム合金圧延板の製造方法、すなわち請求項３〜請求項
５の発明について説明する。
【００３２】先ず前述のような成分組成の合金を常法に
従って溶製し、ＤＣ鋳造法（半連続鋳造法）もしくは連
続鋳造圧延法（薄板連続鋳造法）によって鋳造する。鋳
造の後の工程については、以下ではＤＣ鋳造材の場合と
連続鋳造圧延材の場合とに分けて説明する。
従って溶製し、ＤＣ鋳造法（半連続鋳造法）もしくは連
続鋳造圧延法（薄板連続鋳造法）によって鋳造する。鋳
造の後の工程については、以下ではＤＣ鋳造材の場合と
連続鋳造圧延材の場合とに分けて説明する。
【００３３】ＤＣ鋳造法により得られた鋳塊の場合に
は、必要に応じて均熱処理（均質化処理）を行なってか
ら、熱間圧延前の予備加熱を行なうか、または均熱処理
を兼ねて熱間圧延前予備加熱を行ない、熱間圧延を施
す。ここで、鋳塊段階での加熱は、単に鋳塊組織の均質
化の目的あるいは鋳塊の温度を熱間圧延に適した温度と
する目的だけではなく、鋳造時に固溶されたＭｎを微細
なＭｎ系金属間化合物析出物として多量に析出させるた
めに重要な工程である。すなわちこの発明では既に述べ
たように微細なＭｎ系金属間化合物を高密度で析出させ
ることが、最終焼鈍時に微細なサブグレイン組織もしく
は微細再結晶粒組織を得て強度と延性のバランスの優れ
た圧延板を得るために必須であり、また高導電率を得る
ためにも必要である。そしてこのように微細なＭｎ系金
属間化合物を高密度で析出させるために、熱間圧延前の
鋳塊加熱条件が重要であり、３５０〜５５０℃の範囲内
の温度に０．５〜２０時間加熱する必要がある。加熱温
度が３５０℃未満では、Ｍｎ系析出物の析出量が少な
く、前述の効果が得られない。一方５５０℃を越えれば
析出物が粗大となり、サブグレイン組織もしくは微細再
結晶粒組織の安定化に有効でなくなる。また加熱時間が
０．５時間未満でもＭｎ系析出物を充分に析出させるこ
とができず、一方２０時間を越えてもＭｎ系析出物の析
出量は飽和し、経済性を損なうだけである。なおこのよ
うなＭｎ系析出物の析出のための３５０〜５５０℃×
０．５〜２０時間の条件の鋳塊加熱は、前述のように均
熱処理もしくは熱間圧延前予備加熱と兼ねて行なえば良
いが、均熱処理と熱間圧延前予備加熱とを別の加熱工程
として行なう場合には、いずれか一方で前述のＭｎ系析
出物析出のための条件範囲内とし、他方を同じ条件もし
くはそれ以下の加熱条件（より低温もしくはより短時
間）とすれば良い。また熱間圧延は、熱間圧延前予備加
熱に引続いて３５０〜５５０℃の温度で開始して、常法
に従って行なえば良い。
は、必要に応じて均熱処理（均質化処理）を行なってか
ら、熱間圧延前の予備加熱を行なうか、または均熱処理
を兼ねて熱間圧延前予備加熱を行ない、熱間圧延を施
す。ここで、鋳塊段階での加熱は、単に鋳塊組織の均質
化の目的あるいは鋳塊の温度を熱間圧延に適した温度と
する目的だけではなく、鋳造時に固溶されたＭｎを微細
なＭｎ系金属間化合物析出物として多量に析出させるた
めに重要な工程である。すなわちこの発明では既に述べ
たように微細なＭｎ系金属間化合物を高密度で析出させ
ることが、最終焼鈍時に微細なサブグレイン組織もしく
は微細再結晶粒組織を得て強度と延性のバランスの優れ
た圧延板を得るために必須であり、また高導電率を得る
ためにも必要である。そしてこのように微細なＭｎ系金
属間化合物を高密度で析出させるために、熱間圧延前の
鋳塊加熱条件が重要であり、３５０〜５５０℃の範囲内
の温度に０．５〜２０時間加熱する必要がある。加熱温
度が３５０℃未満では、Ｍｎ系析出物の析出量が少な
く、前述の効果が得られない。一方５５０℃を越えれば
析出物が粗大となり、サブグレイン組織もしくは微細再
結晶粒組織の安定化に有効でなくなる。また加熱時間が
０．５時間未満でもＭｎ系析出物を充分に析出させるこ
とができず、一方２０時間を越えてもＭｎ系析出物の析
出量は飽和し、経済性を損なうだけである。なおこのよ
うなＭｎ系析出物の析出のための３５０〜５５０℃×
０．５〜２０時間の条件の鋳塊加熱は、前述のように均
熱処理もしくは熱間圧延前予備加熱と兼ねて行なえば良
いが、均熱処理と熱間圧延前予備加熱とを別の加熱工程
として行なう場合には、いずれか一方で前述のＭｎ系析
出物析出のための条件範囲内とし、他方を同じ条件もし
くはそれ以下の加熱条件（より低温もしくはより短時
間）とすれば良い。また熱間圧延は、熱間圧延前予備加
熱に引続いて３５０〜５５０℃の温度で開始して、常法
に従って行なえば良い。
【００３４】熱間圧延後には冷間圧延を行なって所望の
製品板厚（フィン材厚み）とすれば良いが、熱間圧延と
冷間圧延との間、あるいは冷間圧延の中途においては、
冷間圧延性の向上と導電率の向上の観点から、必要に応
じて中間焼鈍を行なっても良い。中間焼鈍はバッチ炉を
用いたバッチ方式、あるいは連続焼鈍炉を用いた連続方
式（ＣＡＬ方式）のいずれでも良いが、バッチ方式の場
合は３００〜５５０℃において０．５〜２０時間保持、
連続方式の場合は４００〜６００℃において保持なしも
しくは１０秒以下の保持とするのが通常である。中間焼
鈍温度がバッチ方式で３００℃未満では、また連続方式
で４００℃未満では、いずれも再結晶が充分に生じない
ため冷間圧延性の改善が不充分となる。また同じく中間
焼鈍温度がバッチ方式で５５０℃超、連続方式で６００
℃超では、析出物や再結晶粒が粗大となり、最終焼鈍に
よるサブグレイン組織もしくは微細再結晶粒組織の安定
化に不利となる。
製品板厚（フィン材厚み）とすれば良いが、熱間圧延と
冷間圧延との間、あるいは冷間圧延の中途においては、
冷間圧延性の向上と導電率の向上の観点から、必要に応
じて中間焼鈍を行なっても良い。中間焼鈍はバッチ炉を
用いたバッチ方式、あるいは連続焼鈍炉を用いた連続方
式（ＣＡＬ方式）のいずれでも良いが、バッチ方式の場
合は３００〜５５０℃において０．５〜２０時間保持、
連続方式の場合は４００〜６００℃において保持なしも
しくは１０秒以下の保持とするのが通常である。中間焼
鈍温度がバッチ方式で３００℃未満では、また連続方式
で４００℃未満では、いずれも再結晶が充分に生じない
ため冷間圧延性の改善が不充分となる。また同じく中間
焼鈍温度がバッチ方式で５５０℃超、連続方式で６００
℃超では、析出物や再結晶粒が粗大となり、最終焼鈍に
よるサブグレイン組織もしくは微細再結晶粒組織の安定
化に不利となる。
【００３５】さらに冷間圧延は、最終の冷間圧延率すな
わち最終焼鈍前（中間焼鈍後）の冷間圧延率を６０％以
上とする必要がある。すなわち、最終焼鈍前の冷間圧延
率が高くなるほど転位下部組織が発達し、最終焼鈍時の
サブグレイン組織もしくは微細再結晶粒組織が安定とな
る。最終冷間圧延率が６０％未満では、場所によって転
位密度の差が明確に生じてしまい、そのため再結晶粒の
粗大化が生じて強度と延性が低下してしまう。なお、よ
り確実かつ安定してサブグレイン組織もしくは微細再結
晶粒組織を得るためには、最終冷間圧延率を９０％以上
とすることが好ましい。
わち最終焼鈍前（中間焼鈍後）の冷間圧延率を６０％以
上とする必要がある。すなわち、最終焼鈍前の冷間圧延
率が高くなるほど転位下部組織が発達し、最終焼鈍時の
サブグレイン組織もしくは微細再結晶粒組織が安定とな
る。最終冷間圧延率が６０％未満では、場所によって転
位密度の差が明確に生じてしまい、そのため再結晶粒の
粗大化が生じて強度と延性が低下してしまう。なお、よ
り確実かつ安定してサブグレイン組織もしくは微細再結
晶粒組織を得るためには、最終冷間圧延率を９０％以上
とすることが好ましい。
【００３６】最終冷間圧延後には、強度および延性のバ
ランスを最終的に調整するとともに導電率を向上させる
ために、最終焼鈍を施す。既に述べたようにこの最終焼
鈍によって０．５〜１５μｍの径（サブグレイン径もし
くは再結晶粒径）のサブグレイン組織もしくは微細再結
晶粒組織を得ることができる。この最終焼鈍は、２００
〜５００℃の範囲内の温度で０．５〜２０時間の保持と
する。最終焼鈍の温度が２００℃未満では、軟化が不充
分で、サブグレイン組織もしくは微細再結晶粒組織が得
られず、延性と導電率が低くなってしまう。一方５００
℃を越えれば、粗大再結晶粒が生じて強度と延性を損な
ってしまう。また最終焼鈍時間が０．５時間未満でも充
分なサブグレイン組織もしくは微細再結晶粒組織が得ら
れず、一方２０時間を越えても経済的に無駄となるだけ
であり、また高温側では再結晶粒の粗大化が生じるおそ
れがある。
ランスを最終的に調整するとともに導電率を向上させる
ために、最終焼鈍を施す。既に述べたようにこの最終焼
鈍によって０．５〜１５μｍの径（サブグレイン径もし
くは再結晶粒径）のサブグレイン組織もしくは微細再結
晶粒組織を得ることができる。この最終焼鈍は、２００
〜５００℃の範囲内の温度で０．５〜２０時間の保持と
する。最終焼鈍の温度が２００℃未満では、軟化が不充
分で、サブグレイン組織もしくは微細再結晶粒組織が得
られず、延性と導電率が低くなってしまう。一方５００
℃を越えれば、粗大再結晶粒が生じて強度と延性を損な
ってしまう。また最終焼鈍時間が０．５時間未満でも充
分なサブグレイン組織もしくは微細再結晶粒組織が得ら
れず、一方２０時間を越えても経済的に無駄となるだけ
であり、また高温側では再結晶粒の粗大化が生じるおそ
れがある。
【００３７】一方、連続鋳造圧延法によって鋳造された
鋳造板の場合は、熱間圧延を行なうことなく、冷間圧延
を行なって所望の製品板厚とするのが通常であり、この
場合、微細なＭｎ系析出物を高密度で析出させるための
析出処理を、冷間圧延前あるいは冷間圧延途中で行なう
必要がある。もちろんこの析出処理は、冷間圧延性向上
のための所謂中間焼鈍と兼ねて行なうことができ、また
この析出処理は、３５０〜６１０℃の範囲内の温度で
０．５〜２０時間の加熱とする必要がある。温度が３５
０℃未満、時間が０．５時間未満では、Ｍｎ系析出物を
充分に析出させることができず、そのため導電率が低く
なるとともに、最終焼鈍時にサブグレイン組織もしくは
微細再結晶粒組織を安定して得ることが困難となる。一
方温度が６１０℃を越えれば析出物が粗大化し、そのた
め最終焼鈍時におけるサブグレイン組織もしくは微細再
結晶粒組織の安定化が困難となる。さらに時間が２０時
間を越えれば経済的に無駄となるだけである。
鋳造板の場合は、熱間圧延を行なうことなく、冷間圧延
を行なって所望の製品板厚とするのが通常であり、この
場合、微細なＭｎ系析出物を高密度で析出させるための
析出処理を、冷間圧延前あるいは冷間圧延途中で行なう
必要がある。もちろんこの析出処理は、冷間圧延性向上
のための所謂中間焼鈍と兼ねて行なうことができ、また
この析出処理は、３５０〜６１０℃の範囲内の温度で
０．５〜２０時間の加熱とする必要がある。温度が３５
０℃未満、時間が０．５時間未満では、Ｍｎ系析出物を
充分に析出させることができず、そのため導電率が低く
なるとともに、最終焼鈍時にサブグレイン組織もしくは
微細再結晶粒組織を安定して得ることが困難となる。一
方温度が６１０℃を越えれば析出物が粗大化し、そのた
め最終焼鈍時におけるサブグレイン組織もしくは微細再
結晶粒組織の安定化が困難となる。さらに時間が２０時
間を越えれば経済的に無駄となるだけである。
【００３８】このようにして、冷間圧延前もしくは冷間
圧延中途において析出処理を行なう点以外の条件は、既
に述べたＤＣ鋳造材の場合と同様である。すなわち最終
焼鈍前の冷間圧延率は６０％以上、好ましくは９０％以
上とし、最終焼鈍は２００〜５００℃の範囲内の温度で
０．５〜２０時間の加熱とする。
圧延中途において析出処理を行なう点以外の条件は、既
に述べたＤＣ鋳造材の場合と同様である。すなわち最終
焼鈍前の冷間圧延率は６０％以上、好ましくは９０％以
上とし、最終焼鈍は２００〜５００℃の範囲内の温度で
０．５〜２０時間の加熱とする。
【００３９】以上のようにして、ＤＣ鋳造材、連続鋳造
圧延材のいずれの場合も、微細なＭｎ系析出物の高密度
の析出のための適切な熱処理を行ない、かつ最終冷間圧
延率を高くし、しかも適切な条件での最終焼鈍を行なう
ことによって、０．５〜１５μｍの径のサブグレイン組
織もしくは微細再結晶粒組織がマトリックスの８５％以
上を占め、導電率が４５％以上でかつＬ方向、Ｃ方向の
伸びがいずれも１０％を越える高延性を示し、しかもＬ
方向、Ｃ方向の引張り強さがいずれも１２０Ｎ／mm2 以
上の高強度を示す圧延板を得ることができる。
圧延材のいずれの場合も、微細なＭｎ系析出物の高密度
の析出のための適切な熱処理を行ない、かつ最終冷間圧
延率を高くし、しかも適切な条件での最終焼鈍を行なう
ことによって、０．５〜１５μｍの径のサブグレイン組
織もしくは微細再結晶粒組織がマトリックスの８５％以
上を占め、導電率が４５％以上でかつＬ方向、Ｃ方向の
伸びがいずれも１０％を越える高延性を示し、しかもＬ
方向、Ｃ方向の引張り強さがいずれも１２０Ｎ／mm2 以
上の高強度を示す圧延板を得ることができる。
【００４０】
【実施例】表１に示されるＡ１〜Ａ１０、Ｂ１〜Ｂ８の
符号の合金を、連続鋳造圧延法もしくはＤＣ鋳造法によ
り鋳造し、各鋳塊もしくは鋳造板について、表２、表３
に示すような工程条件で圧延、熱処理を行なった。な
お、表１〜表３において「ＣＣ」は連続鋳造圧延を表わ
し、「ＤＣ」はＤＣ鋳造法を表わす。また表２、表３に
おいて、括弧内の厚み表示（ｔ）は、いずれも鋳造もし
くは圧延の上り板厚（mm）を示し、さらに最終冷間圧延
についての括弧内の％表示は、冷間圧延率を示す。
符号の合金を、連続鋳造圧延法もしくはＤＣ鋳造法によ
り鋳造し、各鋳塊もしくは鋳造板について、表２、表３
に示すような工程条件で圧延、熱処理を行なった。な
お、表１〜表３において「ＣＣ」は連続鋳造圧延を表わ
し、「ＤＣ」はＤＣ鋳造法を表わす。また表２、表３に
おいて、括弧内の厚み表示（ｔ）は、いずれも鋳造もし
くは圧延の上り板厚（mm）を示し、さらに最終冷間圧延
についての括弧内の％表示は、冷間圧延率を示す。
【００４１】
【表１】
【００４２】
【表２】
【００４３】
【表３】
【００４４】ここで、合金符号Ａ１〜Ａ１０は、いずれ
も成分組成がこの発明で規定する範囲内であって、しか
も製造プロセス条件も全てこの発明で規定する範囲内の
本発明材である。一方合金符号Ｂ１〜Ｂ８のうち、Ｂ１
は、合金成分組成と製造プロセス条件とがいずれもこの
発明の条件を満たしていない（特にＭｎ量が外れる点、
および析出処理に相当する冷間圧延前もしくは冷間圧延
中途での熱処理がない点）比較材であり、またＢ２，Ｂ
５〜Ｂ８は、製造プロセス条件はこの発明で規定する範
囲内であるが、合金成分組成がこの発明で規定する範囲
を外れた比較材、さらにＢ３，Ｂ４は合金成分組成はこ
の発明で規定する範囲内であるが、製造プロセス条件、
特に最終冷間圧延率がこの発明の条件（６０％以上）を
満たさなかった比較材である。なお、特にＢ７とＢ８の
比較材は、従来から熱交換器フィン材に使用されている
ＪＩＳ規格の１０５０合金、１１００合金に相当する。
も成分組成がこの発明で規定する範囲内であって、しか
も製造プロセス条件も全てこの発明で規定する範囲内の
本発明材である。一方合金符号Ｂ１〜Ｂ８のうち、Ｂ１
は、合金成分組成と製造プロセス条件とがいずれもこの
発明の条件を満たしていない（特にＭｎ量が外れる点、
および析出処理に相当する冷間圧延前もしくは冷間圧延
中途での熱処理がない点）比較材であり、またＢ２，Ｂ
５〜Ｂ８は、製造プロセス条件はこの発明で規定する範
囲内であるが、合金成分組成がこの発明で規定する範囲
を外れた比較材、さらにＢ３，Ｂ４は合金成分組成はこ
の発明で規定する範囲内であるが、製造プロセス条件、
特に最終冷間圧延率がこの発明の条件（６０％以上）を
満たさなかった比較材である。なお、特にＢ７とＢ８の
比較材は、従来から熱交換器フィン材に使用されている
ＪＩＳ規格の１０５０合金、１１００合金に相当する。
【００４５】以上のように表２、表３の条件に従って得
られた各圧延材について、Ｌ方向、Ｃ方向の引張り強さ
と伸びを調べるとともに導電率を調べたのでその結果を
表４、表５に示す。また各圧延材についてＭｎ系析出物
のサイズと分布密度を調べるとともに、サブグレイン組
織もしくは再結晶組織の平均径（亜結晶粒径もしくは再
結晶粒径）を調べ、さらにその径が０．５〜１５μｍの
範囲内のサブグレイン組織もしくは微細再結晶粒組織が
マトリックスの断面に占める割合を調べたので、それら
の結果を表４、表５に併せて示す。なおこれらの金属組
織は、板表面を光学顕微鏡および電子顕微鏡で撮影した
写真から判定した。
られた各圧延材について、Ｌ方向、Ｃ方向の引張り強さ
と伸びを調べるとともに導電率を調べたのでその結果を
表４、表５に示す。また各圧延材についてＭｎ系析出物
のサイズと分布密度を調べるとともに、サブグレイン組
織もしくは再結晶組織の平均径（亜結晶粒径もしくは再
結晶粒径）を調べ、さらにその径が０．５〜１５μｍの
範囲内のサブグレイン組織もしくは微細再結晶粒組織が
マトリックスの断面に占める割合を調べたので、それら
の結果を表４、表５に併せて示す。なおこれらの金属組
織は、板表面を光学顕微鏡および電子顕微鏡で撮影した
写真から判定した。
【００４６】
【表４】
【００４７】
【表５】
【００４８】表４、表５に示されるように、この発明で
規定する成分組成範囲内の合金について、この発明で規
定するプロセス条件で製造した発明材Ａ１〜Ａ１０は、
いずれもＭｎ系析出物のサイズ、密度が適正で、かつマ
トリックスの組織状態も適正であり、特性として引張り
強さがＬ方向、Ｃ方向ともに１２０Ｎ／mm2 以上、伸び
もＬ方向、Ｃ方向ともに１０％を越え、強度および延性
のバランスが優れており、しかも導電率も４５％以上で
熱伝導性が優れていることが確認された。
規定する成分組成範囲内の合金について、この発明で規
定するプロセス条件で製造した発明材Ａ１〜Ａ１０は、
いずれもＭｎ系析出物のサイズ、密度が適正で、かつマ
トリックスの組織状態も適正であり、特性として引張り
強さがＬ方向、Ｃ方向ともに１２０Ｎ／mm2 以上、伸び
もＬ方向、Ｃ方向ともに１０％を越え、強度および延性
のバランスが優れており、しかも導電率も４５％以上で
熱伝導性が優れていることが確認された。
【００４９】これに対し比較材Ｂ１はＭｎ含有量が過剰
であったため、粗大なＭｎ系化合物が鋳造時に晶出する
とともに、析出のための冷間圧延前もしくは冷間圧延中
途での熱処理がないため、Ｍｎ系析出物の分布密度が少
なく、伸びがＬ方向、Ｃ方向とも小さいとともに、導電
率も低かった。また比較材Ｂ２，Ｂ５はいずれも［Ｍｎ
（wt％）］×［Ｆｅ（wt％）］の値が大きかったもので
あるが、この場合は再結晶粒が粗大化し、充分な高強度
が得られないとともに、Ｃ方向の伸びが劣っていた。さ
らに比較材Ｂ３，Ｂ４はいずれも最終焼鈍前の冷間圧延
率（最終冷間圧延率）が６０％に満たなかったものであ
るが、この場合には再結晶粒が粗大化し、高強度が得ら
れず、またＣ方向の伸びも劣っていた。そしてまた比較
材Ｂ６は、Ｍｎ量が過少でかつＦｅ量が過剰であっもの
であるが、この場合にはＭｎ系析出物の密度が過少で、
Ｃ方向の伸びが小さかった。さらに比較材Ｂ７、Ｂ８は
従来から熱交換器フィン材として使用されている純アル
ミニウム系の１０５０合金、１１００合金であり、これ
らはＭｎを積極的に添加していないものであるが、この
場合はＭｎ系析出物の数が少なく、再結晶粒が粗大化し
て、充分な強度が得られなかった。
であったため、粗大なＭｎ系化合物が鋳造時に晶出する
とともに、析出のための冷間圧延前もしくは冷間圧延中
途での熱処理がないため、Ｍｎ系析出物の分布密度が少
なく、伸びがＬ方向、Ｃ方向とも小さいとともに、導電
率も低かった。また比較材Ｂ２，Ｂ５はいずれも［Ｍｎ
（wt％）］×［Ｆｅ（wt％）］の値が大きかったもので
あるが、この場合は再結晶粒が粗大化し、充分な高強度
が得られないとともに、Ｃ方向の伸びが劣っていた。さ
らに比較材Ｂ３，Ｂ４はいずれも最終焼鈍前の冷間圧延
率（最終冷間圧延率）が６０％に満たなかったものであ
るが、この場合には再結晶粒が粗大化し、高強度が得ら
れず、またＣ方向の伸びも劣っていた。そしてまた比較
材Ｂ６は、Ｍｎ量が過少でかつＦｅ量が過剰であっもの
であるが、この場合にはＭｎ系析出物の密度が過少で、
Ｃ方向の伸びが小さかった。さらに比較材Ｂ７、Ｂ８は
従来から熱交換器フィン材として使用されている純アル
ミニウム系の１０５０合金、１１００合金であり、これ
らはＭｎを積極的に添加していないものであるが、この
場合はＭｎ系析出物の数が少なく、再結晶粒が粗大化し
て、充分な強度が得られなかった。
【００５０】
【発明の効果】この発明の熱交換器フィン用アルミニウ
ム合金圧延板は、高強度と高延性とを兼ね備え、熱交換
器フィンの成形方法としてドロー方式、ドローレス方式
のいずれをも適用することができるとともに、フィンの
薄肉化を図っても充分に耐えることができ、しかも熱交
換器におけるフィンの高強度化によって媒体流通管との
密着性を高めることができ、さらには良好な熱伝導性を
有するところから、熱交換器の熱交換効率を高めること
ができる。またこの発明の製造方法によれば、上述のよ
うな優れた性能を有するフィン用アルミニウム合金圧延
板を、連続鋳造圧延法、ＤＣ鋳造法のいずれによっても
確実かつ安定して得ることができる。
ム合金圧延板は、高強度と高延性とを兼ね備え、熱交換
器フィンの成形方法としてドロー方式、ドローレス方式
のいずれをも適用することができるとともに、フィンの
薄肉化を図っても充分に耐えることができ、しかも熱交
換器におけるフィンの高強度化によって媒体流通管との
密着性を高めることができ、さらには良好な熱伝導性を
有するところから、熱交換器の熱交換効率を高めること
ができる。またこの発明の製造方法によれば、上述のよ
うな優れた性能を有するフィン用アルミニウム合金圧延
板を、連続鋳造圧延法、ＤＣ鋳造法のいずれによっても
確実かつ安定して得ることができる。
Claims (5)
- 【請求項１】 Ｍｎ０．６wt％を越え２．５wt％以下を
含有し、不純物としてのＦｅが０．６wt％未満、Ｓｉが
０．５wt％未満にそれぞれ規制され、かつＭｎ含有量
［Ｍｎ（wt％）］とＦｅ含有量［Ｆｅ（wt％）］との積
［Ｍｎ（wt％）］×［Ｆｅ（wt％）］の値が０．５未満
に規制され、残部がＡｌおよび不可避的不純物よりな
り、しかもＭｎ系金属間化合物析出物が０．０１〜３μ
ｍのサイズで５×１０4 個／mm2 以上の密度で分布し、
さらにマトリックスの断面の８５％以上の面積が０．５
〜１５μｍの範囲内の径のサブグレイン組織もしくは微
細再結晶粒組織によって占められており、さらに導電率
が４５％IACS以上であり、圧延方向の引張り強さと圧延
方向に対し直角な方向の引張り強さがいずれも１２０Ｎ
／mm2 以上でかつ圧延方向の伸びと圧延方向に対し直角
な方向の伸びがいずれも１０％を越えることを特徴とす
る、熱交換器フィン用アルミニウム合金圧延板。 - 【請求項２】 請求項１のアルミニウム合金圧延板にお
いて、さらにＭｇ０．０５〜０．３wt％、Ｃｕ０．０５
〜０．３wt％、Ｚｎ０．０５〜１．５wt％のうちの１種
または２種以上を含有する、熱交換器フィン用アルミニ
ウム合金圧延板。 - 【請求項３】 Ｍｎ０．６wt％を越え２．５wt％以下を
含有し、さらに必要に応じてＭｇ０．０５〜０．３wt
％、Ｃｕ０．０５〜０．３wt％、Ｚｎ０．０５〜１．５
wt％のうちの１種または２種以上を含有し、また不純物
としてのＦｅが０．６wt％未満、Ｓｉが０．５wt％未満
にそれぞれ規制され、かつＭｎ含有量［Ｍｎ（wt％）］
とＦｅ含有量［Ｆｅ（wt％）］との積［Ｍｎ（wt％）］
×［Ｆｅ（wt％）］の値が０．５未満に規制され、残部
がＡｌおよび不可避的不純物よりなるアルミニウム合金
をＤＣ鋳造法によって鋳造した後、得られた鋳塊を３５
０〜５５０℃の範囲内の温度で０．５〜２０時間加熱
し、３５０〜５５０℃の温度で熱間圧延を開始して熱延
板とし、さらに最終冷間圧延率が６０％以上となるよう
に冷間圧延を行なってから、２００〜５００℃の範囲内
の温度で０．５〜２０時間の最終焼鈍を施すことによっ
て、Ｍｎ系金属間化合物析出物が０．０１〜３μｍのサ
イズで５×１０4 個／mm2 以上の密度で分布し、さらに
マトリックスの断面の８５％以上の面積が０．５〜１５
μｍの範囲内の径のサブグレイン組織もしくは微細再結
晶粒組織によって占められており、かつ導電率が４５％
IACS以上である圧延板を得ることを特徴とする、熱交換
器フィン用アルミニウム合金圧延板の製造方法。 - 【請求項４】 Ｍｎ０．６wt％を越え２．５wt％以下を
含有し、さらに必要に応じてＭｇ０．０５〜０．３wt
％、Ｃｕ０．０５〜０．３wt％、Ｚｎ０．０５〜１．５
wt％のうちの１種または２種以上を含有し、また不純物
としてのＦｅが０．６wt％未満、Ｓｉが０．５wt％未満
にそれぞれ規制され、かつＭｎ含有量［Ｍｎ（wt％）］
とＦｅ含有量［Ｆｅ（wt％）］との積［Ｍｎ（wt％）］
×［Ｆｅ（wt％）］の値が０．５未満に規制され、残部
がＡｌおよび不可避的不純物よりなるアルミニウム合金
を連続鋳造圧延法によって鋳造し、得られた鋳造板に冷
間圧延を施すにあたり、冷間圧延前もしくは冷間圧延中
途において３５０〜６１０℃の範囲内の温度で０．５〜
２０時間の熱処理を施し、最終冷間圧延率が６０％以上
となるように冷間圧延を施した後、２００〜５００℃の
範囲内の温度で０．５〜２０時間加熱する最終焼鈍を施
すことによって、Ｍｎ系金属間化合物析出物が０．０１
〜３μｍのサイズで５×１０4 個／mm2 以上の密度で分
布し、さらにマトリックスの断面の８５％以上の面積が
０．５〜１５μｍの範囲内の径のサブグレイン組織もし
くは微細再結晶粒組織によって占められており、かつ導
電率が４５％IACS以上である圧延板を得ることを特徴と
する、熱交換器フィン用アルミニウム合金圧延板の製造
方法。 - 【請求項５】 請求項３もしくは請求項４の方法におい
て、最終冷間圧延率を９０％以上とする、熱交換器フィ
ン用アルミニウム合金圧延板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP4302895A JPH0811814B2 (ja) | 1992-10-15 | 1992-10-15 | 熱交換器フィン用アルミニウム合金圧延板およびその製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP4302895A JPH0811814B2 (ja) | 1992-10-15 | 1992-10-15 | 熱交換器フィン用アルミニウム合金圧延板およびその製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH06128674A true JPH06128674A (ja) | 1994-05-10 |
| JPH0811814B2 JPH0811814B2 (ja) | 1996-02-07 |
Family
ID=17914401
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP4302895A Expired - Fee Related JPH0811814B2 (ja) | 1992-10-15 | 1992-10-15 | 熱交換器フィン用アルミニウム合金圧延板およびその製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH0811814B2 (ja) |
Cited By (11)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2002053923A (ja) * | 1999-12-23 | 2002-02-19 | Reynolds Metals Co | 成形性、耐食性、及び熱間加工性の最適の組み合わせを有するアルミニウム合金、並びにその使用方法 |
| JP2006523267A (ja) * | 2003-03-19 | 2006-10-12 | ノルスク・ヒドロ・アーエスアー | アルミニウム合金シート物質の生産方法とアルミニウム合金シート |
| JP2007016308A (ja) * | 2005-06-09 | 2007-01-25 | Toyo Aluminium Kk | アルミニウム合金ならびにそれを用いた包装材および電気電子構造部材 |
| JP2008111143A (ja) * | 2006-10-27 | 2008-05-15 | Furukawa Sky Kk | アルミニウム合金ブレージングシートおよびその製造方法 |
| WO2009090186A1 (de) * | 2008-01-18 | 2009-07-23 | Hydro Aluminium Deutschland Gmbh | Verbundwerkstoff mit korrosionsschutzschicht und verfahren zu dessen herstellung |
| JP2011144447A (ja) * | 2009-12-16 | 2011-07-28 | Mitsubishi Alum Co Ltd | 熱交換器用アルミニウム合金ブレージングフィン材および該フィン材を用いた熱交換器 |
| JP2012224923A (ja) * | 2011-04-21 | 2012-11-15 | Mitsubishi Alum Co Ltd | 熱交換器用プレートフィン材およびその製造方法ならびに該プレートフィン材を用いた熱交換器およびその製造方法 |
| JP2013216935A (ja) * | 2012-04-06 | 2013-10-24 | Sumitomo Light Metal Ind Ltd | 熱交換器用アルミニウム合金フィン材、その製造方法及び熱交換器の製造方法 |
| JP2017145504A (ja) * | 2016-02-18 | 2017-08-24 | 住友化学株式会社 | アルミニウム合金板材およびその製造方法 |
| CN112575234A (zh) * | 2020-11-24 | 2021-03-30 | 南通众福新材料科技有限公司 | 一种5g手机用高导热高强韧耐腐蚀的铝合金及制造方法 |
| JP2021529881A (ja) * | 2018-06-29 | 2021-11-04 | ハイドロ アルミニウム ロールド プロダクツ ゲゼルシャフト ミット ベシュレンクテル ハフツングＨｙｄｒｏ Ａｌｕｍｉｎｉｕｍ Ｒｏｌｌｅｄ Ｐｒｏｄｕｃｔｓ ＧｍｂＨ | 高い強度および高い電気伝導率を有するアルミニウムストリップの製造方法 |
Citations (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH01234541A (ja) * | 1988-03-16 | 1989-09-19 | Furukawa Alum Co Ltd | ブレージング用アルミニウム合金ベアフィン材 |
| JPH04247841A (ja) * | 1991-01-25 | 1992-09-03 | Furukawa Alum Co Ltd | 低温ろう付け用アルミニウム合金フィン材とその製造方法 |
-
1992
- 1992-10-15 JP JP4302895A patent/JPH0811814B2/ja not_active Expired - Fee Related
Patent Citations (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JPH01234541A (ja) * | 1988-03-16 | 1989-09-19 | Furukawa Alum Co Ltd | ブレージング用アルミニウム合金ベアフィン材 |
| JPH04247841A (ja) * | 1991-01-25 | 1992-09-03 | Furukawa Alum Co Ltd | 低温ろう付け用アルミニウム合金フィン材とその製造方法 |
Cited By (14)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2002053923A (ja) * | 1999-12-23 | 2002-02-19 | Reynolds Metals Co | 成形性、耐食性、及び熱間加工性の最適の組み合わせを有するアルミニウム合金、並びにその使用方法 |
| NL1016977C2 (nl) * | 1999-12-23 | 2003-09-30 | Reynolds Metals Co | Aluminiumlegeringen met optimale combinaties van vormbaarheid, bestandheid tegen corrosie en warme verwerkbaarheid, en werkwijzen van toepassing. |
| JP2006523267A (ja) * | 2003-03-19 | 2006-10-12 | ノルスク・ヒドロ・アーエスアー | アルミニウム合金シート物質の生産方法とアルミニウム合金シート |
| JP2007016308A (ja) * | 2005-06-09 | 2007-01-25 | Toyo Aluminium Kk | アルミニウム合金ならびにそれを用いた包装材および電気電子構造部材 |
| JP2008111143A (ja) * | 2006-10-27 | 2008-05-15 | Furukawa Sky Kk | アルミニウム合金ブレージングシートおよびその製造方法 |
| EP2090425A1 (de) * | 2008-01-18 | 2009-08-19 | Hydro Aluminium Deutschland GmbH | Verbundwerkstoff mit Korrosionsschutzschicht und Verfahren zu dessen Herstellung |
| WO2009090186A1 (de) * | 2008-01-18 | 2009-07-23 | Hydro Aluminium Deutschland Gmbh | Verbundwerkstoff mit korrosionsschutzschicht und verfahren zu dessen herstellung |
| US9790599B2 (en) | 2008-01-18 | 2017-10-17 | Hydro Aluminum Deutschland GmbH | Composition having a corrosion protection layer and process for the production thereof |
| JP2011144447A (ja) * | 2009-12-16 | 2011-07-28 | Mitsubishi Alum Co Ltd | 熱交換器用アルミニウム合金ブレージングフィン材および該フィン材を用いた熱交換器 |
| JP2012224923A (ja) * | 2011-04-21 | 2012-11-15 | Mitsubishi Alum Co Ltd | 熱交換器用プレートフィン材およびその製造方法ならびに該プレートフィン材を用いた熱交換器およびその製造方法 |
| JP2013216935A (ja) * | 2012-04-06 | 2013-10-24 | Sumitomo Light Metal Ind Ltd | 熱交換器用アルミニウム合金フィン材、その製造方法及び熱交換器の製造方法 |
| JP2017145504A (ja) * | 2016-02-18 | 2017-08-24 | 住友化学株式会社 | アルミニウム合金板材およびその製造方法 |
| JP2021529881A (ja) * | 2018-06-29 | 2021-11-04 | ハイドロ アルミニウム ロールド プロダクツ ゲゼルシャフト ミット ベシュレンクテル ハフツングＨｙｄｒｏ Ａｌｕｍｉｎｉｕｍ Ｒｏｌｌｅｄ Ｐｒｏｄｕｃｔｓ ＧｍｂＨ | 高い強度および高い電気伝導率を有するアルミニウムストリップの製造方法 |
| CN112575234A (zh) * | 2020-11-24 | 2021-03-30 | 南通众福新材料科技有限公司 | 一种5g手机用高导热高强韧耐腐蚀的铝合金及制造方法 |
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| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH0811814B2 (ja) | 1996-02-07 |
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