JPS5943538B2 - 成形性にすぐれたアルミニウム合金およびその薄板製造法 - Google Patents

成形性にすぐれたアルミニウム合金およびその薄板製造法

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JPS5943538B2
JPS5943538B2 JP50109351A JP10935175A JPS5943538B2 JP S5943538 B2 JPS5943538 B2 JP S5943538B2 JP 50109351 A JP50109351 A JP 50109351A JP 10935175 A JP10935175 A JP 10935175A JP S5943538 B2 JPS5943538 B2 JP S5943538B2
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和宏 中田
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Description

【発明の詳細な説明】 本発明は、穴拡げ加工した熱交換器フィンに関する。
従来、熱交換器フィン、特にフィンアンドチューブ型の
フィンの成形法としては、第1図略示するように孔打抜
き工程、孔拡げ工程、フレア加工々程を含む、通称伸び
フランジ成形方式、また第2図略示するように1回以上
の絞り(張出し)工程、孔打抜き工程、孔拡げ工程、フ
レアカ旺工程を含む、通称バー・オーク方式(ウェルダ
ン方式)が一般的に用いられてきた。
上記諸方式に用いられるアルミニウム合金薄板について
は、A・A1050を代表例とする純アルミニウム系で
かつ0材あるいはH22材等σB10〜13kg/m7
?L程度のいわゆる軟質材が一般的に用いられてきた。
ところで近時、一義的にはコストダウンの要望から、こ
の種フィンについて薄肉化の要求がある。
ところで従来用いられている軟質材をそのまま薄肉化し
たのでは、フィンの成形技術上においても又フィンの用
途上においても種々問題点があり、とうてい実用に供し
難い。
すなわち成形技術上について説明すれば、ハンドリング
に難があり、又前記しこ従来成形方式では割れ等の欠陥
を生じやすい等の問題点があり、又用途上について説明
すれは、フィンとチューブとの密着度が充分得られず、
その結果伝熱効率が充分得られない問題点がある。
そこで、近時、材質についてはσB 18 kg/my
A前後の硬質材を用いることが提案されており、又この
ような硬質材を用いた場合にも好適なフィン加工技術と
して、第3図略示したようにつば出し工程後にしごき加
工々程を行なう方式が提案されている。
ところで、本発明者達が上記した新しい成形方式を従来
一般に知られている硬質材について種々実験したところ
、従来材にあってはしごき加工後のカラ一端線に微細な
りランクが発生し、従ってその後のフレア加工時に大き
な割れを生じることが多いことを知見した。
本発明は、上記した技術的背景において、強度が高くし
かも穴拡げ加工性(伸びフランジ性)に優れたA1合金
を使用した穴拡げ加工された熱交換器フィンを提供する
ことを目的としてなされたものである。
この目的達成のため本発明者らは先にZrを添加含有せ
しめることが有効であることを提案している。
(%願昭5O−82128)本発明者らは更に検討を重
ねた結果、A1と包晶反応をする元素であれば有効なこ
とを知見し、本発明を完成させた。
すなわち本発明は、Ti、Zr、Mo、CrのAIと包
晶反応をする元素を単独添加の場合0.05〜0.4重
量%(以下%の表示は重量%を意味する)、複合添加の
場合は総量で0.055〜0.50%(但しZrの単独
添加を除く)、必要に応じてCuO,02〜0.25%
、 Mg 0.1〜0.5%、Mn0.1〜0.5%の
1種又は2種以上、更にはFeO,15〜0.7%を含
み、残部本質的にAIからなる穴拡げ加工した熱交換器
フィン、である。
本発明においてAIと包晶反応をする元素としてTi、
Zr、Crを挙げることができる。
これらの元素は、穴拡げ加工性を向上せしめ、また軟化
特性曲線の傾きをゆるやかにして軟化しにくくする効果
があり、単独添加の場合その含有量が0.05%未満で
はこれら効果が発揮されず、特に第3図に示すような加
工を行なった場合にカラ一端線における微細なりラック
の発生が防止できず、一方0.40%を越えて含有して
もそれ以上の効果は出す、反って鋳造が困難になる等の
問題が生ずる。
よって単独添加の場合には0.05〜0.40%とする
また複合添加の場合には同様の理由で総量として0.0
55〜0.50%とする。
なお、Zrの単独添加は除かれる。
Cu、Mg、Mnはいずれも強度向上に寄与する元素で
あって必要に応じて添加されるが、CuO,02%未満
、Mg0.1%未満、Mn0.1%未満では実質的にそ
の効果が発揮されず、一方CuO,25%超では耐食性
の低下をきたし、またMg0.5%超、Mn0.5%超
ではいずれもZrの効果を低下させる。
なお、そのほかCuには結晶粒微細化効果、Mnには成
形性向上効果も期待できる。
したがってCu O,02〜0.25%、Mg0.1〜
O:5%、Mn0.1〜0.′5%とする。
またFeはフィン成形時の焼付防止効果があり、したが
って過酷な成形を受ける条件にあってはFeの添加が望
ましい。
このためにはFe0.15%以上の含有が必要であるが
、一方Fe0.7%超では耐食性の低下、Zrの効果の
低下をきたす。
したがってFeO,15〜0.7%とする。
尚、溶湯の酸化防止用としてのBeの使用(0,002
%未満)、鋳造時の結晶粒微細化材としてのTi、Bの
使用(TiO,04%未満、Bo、01%未満)は許容
される。
次に本発明の熱交換器フィンの素材としてのA1合金薄
板の製造について述べる。
まず上記の化学組成に調整されたA1合金は造塊により
スラブとされ、ついで熱間圧延される。
熱間圧延前に均熱処理するかしないかは選択できる。
すなわち、本発明においては均熱化するかしないかによ
っては、製品の性質に差がないことを実験の結果、確認
しているので、スラブサイズ等等の条件を考慮して、常
法の圧延プログラムに従って適宜法定すればよい。
尚、均熱処理をする際には常法と同様、(400〜60
0)’CX(1〜48)hrとする。
次に熱間圧延時の条件は、次後の工程である冷間圧延と
の関係で圧延プログラムが決定されるが、例えば、仕上
厚さ3〜2 S mm t N熱間圧延終了温度250
〜500Cである。
熱延材は次に冷間圧延される。
この際、仕上冷間圧延の加工率は本発明にとって重要な
要件であり、加工率20%以上であることが望ましい。
仕上冷間圧延加工率20%以下の場合、所望の強度と成
形性が得られな5)。
またさらに望ましい仕上冷間圧延加工率は70%以上で
ある。
この条件によりH19等の硬質材を得ることができる。
前記熱間圧延と上記仕上げ冷間圧延との間に、圧延プロ
グラム次第では、中間の冷間圧延を行なってもよく、ま
た冷間圧延前後に焼鈍を常法に従って行なってもよい。
しかしながら前記したとおり、仕上げ冷間圧延加工率が
20%以上必要であることは、中間冷間圧延、中間焼鈍
するかしないかにかかわりなく重要な条件である。
なお、仕上冷間圧延前に中間焼鈍を行なえば、行なわな
い場合に比較してより成形性が向上する。
したがって、成形性がより多く求められる製品にあって
は中間焼鈍を行なうのが望ましい。
この際、中間焼鈍の条件は、コイルで焼鈍するいわゆる
バッチタイプの焼鈍の場合は400℃以下で行ない、連
続焼鈍などの急速加熱による場合は、さらに高い温度、
すなわち400〜600℃でも可能である。
その理由は、バッチタイプで行なう場合には、加熱速度
が遅いので、400℃以上で焼鈍すると再結晶粒が粗大
して、成形性に著しい悪影響を与えるからである。
連続焼鈍の場合には、そのようなことはない。
以上の条件で作られた冷間圧延材はHl、材すなわちσ
B(抗張力) 1 s’kg/xi度であって強度にす
ぐれ、かつ成形性にもすぐれた硬質の薄板が得られる。
上記薄板自身、成形性にすぐれ、かつ強度も高く充分実
用に供し得るが、より高い成形性を求められるものにお
いては、次の条件すなわち、比較的低温領域で調質焼鈍
するのがよい。
すなわち(150〜250)’CX(1〜6)hrの条
件で焼鈍する。
この際、注目すべきは、本発明の材料では後述するよう
に軟化特性曲線がきわめてゆるやかであり、かつ低温領
域においてはその傾向が特に顕著であるから、上記低温
焼鈍によれば強度は低下することが少ないにもかかわら
ず成形性が向上することである。
低温調質焼鈍の温度範囲は150〜250℃が望ましく
、150℃以下では仕上冷間圧延材と同等の性質で成形
性が不充分であり、また250℃以上では、強度が低下
し軟質材となってしまう。
さらに前記冷間圧延材を素材として軟質材を得ることも
可能であり、その要望に対応するには、比較的高温領域
すなわち、コイル形では400℃以下、連続焼鈍などの
急速加熱による場合は400〜600℃で調質焼鈍すれ
ばよい。
この際、注目すべきは、前述と同様、本発明の材料は高
温領域においても軟化特性曲線がゆるやかであるので、
調質焼鈍に許容される温度範囲が広く、シたがって温度
制御が容易である。
すなわち生産性がすぐれている点でも本発明の材料はす
ぐれているといえる。
次に本発明の実施例を比較例と共に示す。
〔実施例 1〕 半連続鋳造法によりアルミニウム合金鋳塊を作製し固剤
を施し40mmtのスラブとした。
この供試材の化学成分を第1表に示す。
これら供試材を540℃×6時間で均熱処理した後熱間
圧延して5.0間の板厚とし、ついで冷間圧延して0.
15mmの板厚とし、最後にH2O、H22調質処理を
施した。
これら素材を使用して第3図に示すしごき加工を含む成
形法にて熱交換器フィンに成形した。
その結果を第2表に示す。尚穴拡げ率とは、最初の穴径
をdとし、穴拡げポンチ径D−d をDさした場合に 、X100c%)により算出される
ものであり、破断に至るまでの穴拡げ率の大きいものが
穴拡げ加工性に優れていることになる。
第2表から知られるように、本発明の熱交換器フィンは
比較例のものに比べてより過酷な穴拡げ加工条件におい
ても割れのない優れた品質のフィンである。
また上述の冷延材についての軟化特性を第4図(供試材
AI)、第5図(供試材煮2)に示すが、第4図の供試
材五1(=1050合金)ではH22調質にする場合、
その調質に適合する範囲の軟化曲線の傾きが大きく、従
ってその熱処理温度範囲:は非常に狭いものとなり生産
性が劣る。
これに対し、第5図の本発明に係る供試材嵐2ではH2
゜に相描する成形性を有する調質範囲の軟化曲線の傾き
がゆるやかでその熱処理温度範囲が従来材に比べてはる
かに広く生産性において優れている。
〔実施例 2〕 半連続鋳造法により、アルミニウム合金鋳塊を作製し、
回訓を施し40mmtのスラブとした。
この供試材の化学成分を第3表に示す。
これ等供試材を540℃×4時間で均熱処理した後熱間
圧延して3.Ommの板厚とし、ついで冷間圧延して0
.15mmの板厚とし、最後にH29p H2゜調質処
理を施した。
これら素材を使用して第3図に示すしごき加工を含む成
形法にて熱交換器フィンに成形した。
その結果を第4表に示す。〔実施例 3〕 半連続鋳造法によりアルミニウム合金鋳塊を作製し、固
剤を施して40mmtのスラブとした。
このスラブの化学成分を第5表に示す。
これら供試材を540℃×4時間で均熱処理した後熱間
圧延して3.571mの板厚とし、ついで冷間圧延して
0.111mの板厚とし、最後にH2,、H2□調質処
理を施した。
これら素材を使用して第3図に示すしごき加工を含む成
形法にて熱交換器フィンに成形した。
その結果を第6表に示す。以上述べて来たように、本発
明の熱交換器フィンは過酷な穴拡げ加工を含む成形によ
っても良好な品質とすることができ、また従来の成形法
を適用した場合でも成形性が優れている為、従来材より
強度の高いもので成形可能となり、従来成形法にても薄
肉化可能となると同時に硬質化によりフィンチューブと
の密着度が高くなる為熱効率が向上する。
【図面の簡単な説明】
第1図、第2図、第3図はフィン材の各種製造工程を示
すものであり、第1図は伸びフランジ成形方式、第2図
はバー・オーク方式(ウェルダン方式)、第3図はっは
出し工程後にしごき加工々程を行なう方式を示す図面で
ある。 第4図、第5図はそれぞれ供試材扁1 、 A:2の軟
化特性曲線を示す図である。

Claims (1)

  1. 【特許請求の範囲】 I AIと包晶反応をするT it Z r y M
    o ) Crのうちから選択される元素を単独添加の場
    合0.05〜0.40重量%、複合添加の場合、総量で
    0.055〜0.50重量%含み(但しZr単独添加を
    除く)、残部本質的にAIからなる穴拡げ加工した熱交
    換器フィン。 2 AIと包晶反応をするTi、Zr、Mo、Crの
    うちから選択される元素を単独添加の場合0.05〜0
    .40重量%、複合添加の場合、総量で0.055〜0
    .50重量%含み(但しZr単独添加を除く)、更にC
    u O,02〜0.25重量%、Mg0.1〜0.5重
    量%、Mn0.1〜0.5重量%の1種又は2種以上を
    含み、残部本質的にAIからなる穴拡げ加工用熱交換器
    フィン。 3 Alと包晶反応をするTi、Zr、Mo、Crの
    うちから選択される元素を単独添加の場合0.05〜0
    .40重量%、複合添加の場合、総量で0.055〜0
    ,50重量%含み(但しZr単独添加を除く)、更にF
    eO,15〜0.7重量%を含み、残部本質的にA1か
    らなる穴拡げ加工した熱交換器フィン。 4 Alと包晶反応をするTi、Zr、Mo、Crの
    うちから選択される元素を単独添加の場合0.05〜0
    .40重量%、複合添加の場合、総量で0.055〜0
    .50重量%含み(但しZr単独添加を除く)、更にC
    u O,02〜0.25重量%、Mg0.1〜0.5重
    量%、Mn0.1〜0.5重量%の1種又は2種以上と
    FeO,15〜0.7重量%とを含み、残部本質的にA
    Iからなる穴拡げ加工した熱交換フィン。
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