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

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。