JPH0536499B2 - - Google Patents
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- JPH0536499B2 JPH0536499B2 JP8404488A JP8404488A JPH0536499B2 JP H0536499 B2 JPH0536499 B2 JP H0536499B2 JP 8404488 A JP8404488 A JP 8404488A JP 8404488 A JP8404488 A JP 8404488A JP H0536499 B2 JPH0536499 B2 JP H0536499B2
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- Japan
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- Metal Rolling (AREA)
Description
（産業上の利用分野）
本発明は、ろう付け等のような高温に加熱さ
れ、加熱後の強度の高いことを求められる部材に
成形される好適な板を製造する方法に関する。 （従来の技術） アルミニウムは、軽く、成形し易い等の優れた
特性を有しているので、近年のろう付技術の発達
と合まつて、ラジエータ等に多量に使用されるよ
うになつてきた。 たとえば、水冷エンジンの冷却水の放熱に用い
るラジエータは、多数の通液管とフインからなる
コアと、コアを取り囲むように座板と側板を有
し、さらに座板にタンクをパツキングを介して水
密に取り付けた構造をしている。 このラジエータは、その目的からして、コアを
構成する通液管とフインが可能な限り薄いものと
されるところから、該コアは強度的に弱く、上記
の座板および側板をコアを取り囲むように取り付
けることによつてコアを支持し、コアの強度を補
つている。 一方、このようなラジエータは、通液管とフイ
ンおよび座板と側板を一体的に組付けて、ろう付
法で接合して製造されている。このろう付け法
は、ろう付のための加熱温度が580〜625℃と高
く、各部材は軟化して強度不足となるので、座板
および側板の厚さを薄くできない問題点があつ
た。 このようなことから、ろう付後の強度が比較的
高い板として、JIS 3003合金（Mn1.0〜1.5％、
Si0.6％以下、Cu0.05〜0.20％、Al残）板が座板
および側板に用いられているが、このJIS 3003合
金板は、ろう付後の強度が0.2％耐力で４Kg／mm2
程度であり、また加熱後の強度の高い板の製造方
法として、Mn0.8〜２％、Si0.6〜３％、Fe0.2〜
１％、残部アルミニウムからなる鋳塊を400〜620
℃の温度に加熱処理後圧延加工して合金板とする
方法が特開昭54−92510号公報に記載されている。 （発明が解決しようとする問題点） 上記のJIS 3003合金板は、ろう付後の強度が
0.2％耐力で４Kg／mm2程度で十分でなく、また特
開昭54−92510号公報記載の方法による板はろう
付後の強度が0.2％耐力で４〜５Kg／mm2で十分と
は言えない。 発明者らは、上記したような高温加熱後の強度
不足という問題点を解決するために種々検討した
結果、Mn、Si、Feの特定量を含有するアルミニ
ウム合金鋳塊を低温で均質化処理し、圧延加工
後、急速加熱して焼鈍処理した板に、特定量の歪
導入加工を与えた板は、その歪量の特定範囲にお
いて、高温加熱後の耐力に優れた値を示すことを
見出し本発明を完成したものであつて、その目的
とするところは、ろう付け等のような高温に加熱
され、加熱後の強度の高いことを求められる部材
に成形される好適な板を製造する方法を提供する
ものである。 （問題点を解決するための手段） すなわち、本発明は、Mn0.8〜2.0％、Si0.8〜
1.5％、Fe0.2〜1.0％、残部Alと不純物とからな
るアルミニウム合金溶湯を半連続鋳造法で鋳造
し、得られた鋳塊を520℃以下の温度で均質化処
理を行つた後、圧延加工し、次いで10℃／分以上
の昇温速度で加熱して短時間に最終焼鈍処理を行
い、しかる後、0.5％以上で３％未満の歪導入加
工を行うことを特徴とする耐熱性に優れたアルミ
ニウム合金板の製造方法である。 （作用） 先ず、本発明における板の含有成分とその限定
理由を説明する。 Mn 0.8〜2.0％ Si 0.8〜1.5％ Fe 0.2〜1.0％ Mn、SiおよびFeは、高温加熱後の部材に高強
度特性を付与するための元素で、これらの元素が
高温加熱後の部材のマトリツクス中に第２相とし
てα−Al（Fe、Mn）Si化合物を微細に分散析出
して強度を付与し、さらにα−Al（Fe、Mn）Si
化合物を形成しない過剰のSiが大部分マトリツク
ス中に固溶状態で存在して強度を付与し、合せて
優れた強度特性を発揮するものである。このよう
な特性を発揮するには、Mn0.8〜2.0％、Si0.8〜
1.5％、Fe0.2〜1.0％を含有する必要があり、これ
らの元素のいずれかが下限値以下では、効果が少
なく、またMn、Feの含有量が上限値以上になる
と、Al6（Mn、Fe）化合物が粗大に晶出し、圧延
加工においてエツヂ部割れの原因となる。またSi
の含有量が上限値以上になると板の融点が低下
し、高温加熱中に変形を起し易く好ましくない。
この他、合金中に不純物として含有されるCuの
0.2％以下、Mgの0.2％以下の含有は、本発明に
おける高温加熱後の高強度特性にほとんど影響を
与えることがないからさしつかえない。また、鋳
塊の凝固組織を微細化させ、鋳塊割れを防止する
ために一般的に添加される微細化剤、例えばTi
の0.05％以下、Ｂの0.005％以下を添加しても、
本発明の上記特性は何ら損なわれるものでない。 次に本発明におけるアルミニウム合金板の製造
方法について説明する。 まず、前記した成分のアルミニウム溶湯を、
Al（Fe、Mn）Si等の化合物を微細に晶出させる
ために、水冷鋳型を用いる半連続鋳造法で鋳造
し、圧延加工用の長尺鋳塊とする。 この鋳塊は、その後均質化処理し、圧延加工に
付される。均質化処理は430〜520℃の温度に１〜
15時間保持して行う。この処理は鋳造時の偏析を
なくして圧延し易くするため、およびMn、Si、
Feを第２相化合物α−Al（Fe、Mn）Siとして微
細に析出させ、爾後の処理と合まつて部材が高温
に加熱されている間に、マトリツクス中に固溶し
易くし、高温加熱後の部材に強度を付与するため
のものであつて、その温度および保持時間が下限
値以下では鋳造時の偏析を解消できず、圧延加工
性を低下し、またα−Al（Fe、Mn）Si化合物の
微細析出が不十分で、部材の強度を高く保つこと
がむづかしく、その温度が上限値以上のなるとα
−Al（Fe、Mn）Si化合物が粗大析出し、高温加
熱後の部材の強度向上を妨げる。また保持時間が
15時間以上となるとα−Al（Fe、Mn）Si化合物
の微細析出が飽和し不経済である。 このようにして処理された鋳塊は、板の用途に
応じて、ろう材あるいは犠牲陽極材等の板材を積
層した後、熱間圧延および冷間圧延を経て所望の
厚さの板とされ、この板に最終の焼鈍処理が施こ
される。この最終の焼鈍処理は、10℃／分以上の
昇温速度で380℃以上の温度に２分間以内の短時
間加熱したあと急冷する。この短時間焼鈍処理
は、板の組織を再結晶組織とし、板に成形加工性
を付与するとともに、α−Al（Fe、Mn）Si化合
物を形成しない過剰のSiが単体Siとして粗大に析
出するのを防止し、部材の高温に加熱されている
間に、マトリツクス中に固溶し易くし、高温加熱
後の部材に強度を付与するためのものであつて、
この加熱温度が380℃以下で保持時間が２分以内
では全体が再結晶組織とならず、板の成形加工性
を阻害する。また昇温速度が10℃／分以下では、
昇温中に粗大なSiが析出し、高温加熱後の部材の
強度向上を妨げる。この処理は迅速なほどよく50
℃／秒以上の昇温速度で加熱して380℃以上の温
度とし、この温度に保持する時間を10秒以内と
し、保持後水冷するのが好ましい。このような短
時間焼鈍処理は、アルミニウム板材自体の発熱を
利用する磁気誘導加熱方式を用いることができ
る。 短時間焼鈍処理した板材に、厚さ方向の変化で
0.5〜３％未満の歪導入加工を行う。この歪導入
加工は圧延加工あるいは引張り加工等で行う。こ
の歪導入加工は、高温加熱後の部材の強度を向上
させるためのものであつて、その加工量が0.5％
以下では、効果が少なく、また３％以上では高温
加熱後の部材の再結晶化が急速に進行し、粗大な
再結晶組織となつて強度を低下する。 （実施例） 第１表に示す組成（不純物としてのCuを合金
符号でＡが0.11％、Ｂが0.14％含有）の溶湯を常
法に従つて溶製し、半連続鋳造して造塊した。得
られた厚さ560mmの鋳塊に対して第２表に示す均
質化処理を施した。この鋳塊を６mm厚まで熱延し
た後、1.5mm厚まで冷延し、さらに第２表に示す
最終焼鈍処理を施した後、第２表に示す量の歪導
入加工を施した、歪導入は引張加工で行い、歪の
量は厚さの変化で示した。このようにして処理し
た板を50℃／分の昇温速度で加熱し、600℃の温
度に３分間保持した後50℃／分の速度で冷却し、
通常の引張り試験により0.2％耐力を測定した。
測定結果を第２表に示す。また歪導入加工を施し
た板に対して90°V曲げ加工を施し、加工部の表
面状態を目視観察した。結果を第２表に示す。
れ、加熱後の強度の高いことを求められる部材に
成形される好適な板を製造する方法に関する。 （従来の技術） アルミニウムは、軽く、成形し易い等の優れた
特性を有しているので、近年のろう付技術の発達
と合まつて、ラジエータ等に多量に使用されるよ
うになつてきた。 たとえば、水冷エンジンの冷却水の放熱に用い
るラジエータは、多数の通液管とフインからなる
コアと、コアを取り囲むように座板と側板を有
し、さらに座板にタンクをパツキングを介して水
密に取り付けた構造をしている。 このラジエータは、その目的からして、コアを
構成する通液管とフインが可能な限り薄いものと
されるところから、該コアは強度的に弱く、上記
の座板および側板をコアを取り囲むように取り付
けることによつてコアを支持し、コアの強度を補
つている。 一方、このようなラジエータは、通液管とフイ
ンおよび座板と側板を一体的に組付けて、ろう付
法で接合して製造されている。このろう付け法
は、ろう付のための加熱温度が580〜625℃と高
く、各部材は軟化して強度不足となるので、座板
および側板の厚さを薄くできない問題点があつ
た。 このようなことから、ろう付後の強度が比較的
高い板として、JIS 3003合金（Mn1.0〜1.5％、
Si0.6％以下、Cu0.05〜0.20％、Al残）板が座板
および側板に用いられているが、このJIS 3003合
金板は、ろう付後の強度が0.2％耐力で４Kg／mm2
程度であり、また加熱後の強度の高い板の製造方
法として、Mn0.8〜２％、Si0.6〜３％、Fe0.2〜
１％、残部アルミニウムからなる鋳塊を400〜620
℃の温度に加熱処理後圧延加工して合金板とする
方法が特開昭54−92510号公報に記載されている。 （発明が解決しようとする問題点） 上記のJIS 3003合金板は、ろう付後の強度が
0.2％耐力で４Kg／mm2程度で十分でなく、また特
開昭54−92510号公報記載の方法による板はろう
付後の強度が0.2％耐力で４〜５Kg／mm2で十分と
は言えない。 発明者らは、上記したような高温加熱後の強度
不足という問題点を解決するために種々検討した
結果、Mn、Si、Feの特定量を含有するアルミニ
ウム合金鋳塊を低温で均質化処理し、圧延加工
後、急速加熱して焼鈍処理した板に、特定量の歪
導入加工を与えた板は、その歪量の特定範囲にお
いて、高温加熱後の耐力に優れた値を示すことを
見出し本発明を完成したものであつて、その目的
とするところは、ろう付け等のような高温に加熱
され、加熱後の強度の高いことを求められる部材
に成形される好適な板を製造する方法を提供する
ものである。 （問題点を解決するための手段） すなわち、本発明は、Mn0.8〜2.0％、Si0.8〜
1.5％、Fe0.2〜1.0％、残部Alと不純物とからな
るアルミニウム合金溶湯を半連続鋳造法で鋳造
し、得られた鋳塊を520℃以下の温度で均質化処
理を行つた後、圧延加工し、次いで10℃／分以上
の昇温速度で加熱して短時間に最終焼鈍処理を行
い、しかる後、0.5％以上で３％未満の歪導入加
工を行うことを特徴とする耐熱性に優れたアルミ
ニウム合金板の製造方法である。 （作用） 先ず、本発明における板の含有成分とその限定
理由を説明する。 Mn 0.8〜2.0％ Si 0.8〜1.5％ Fe 0.2〜1.0％ Mn、SiおよびFeは、高温加熱後の部材に高強
度特性を付与するための元素で、これらの元素が
高温加熱後の部材のマトリツクス中に第２相とし
てα−Al（Fe、Mn）Si化合物を微細に分散析出
して強度を付与し、さらにα−Al（Fe、Mn）Si
化合物を形成しない過剰のSiが大部分マトリツク
ス中に固溶状態で存在して強度を付与し、合せて
優れた強度特性を発揮するものである。このよう
な特性を発揮するには、Mn0.8〜2.0％、Si0.8〜
1.5％、Fe0.2〜1.0％を含有する必要があり、これ
らの元素のいずれかが下限値以下では、効果が少
なく、またMn、Feの含有量が上限値以上になる
と、Al6（Mn、Fe）化合物が粗大に晶出し、圧延
加工においてエツヂ部割れの原因となる。またSi
の含有量が上限値以上になると板の融点が低下
し、高温加熱中に変形を起し易く好ましくない。
この他、合金中に不純物として含有されるCuの
0.2％以下、Mgの0.2％以下の含有は、本発明に
おける高温加熱後の高強度特性にほとんど影響を
与えることがないからさしつかえない。また、鋳
塊の凝固組織を微細化させ、鋳塊割れを防止する
ために一般的に添加される微細化剤、例えばTi
の0.05％以下、Ｂの0.005％以下を添加しても、
本発明の上記特性は何ら損なわれるものでない。 次に本発明におけるアルミニウム合金板の製造
方法について説明する。 まず、前記した成分のアルミニウム溶湯を、
Al（Fe、Mn）Si等の化合物を微細に晶出させる
ために、水冷鋳型を用いる半連続鋳造法で鋳造
し、圧延加工用の長尺鋳塊とする。 この鋳塊は、その後均質化処理し、圧延加工に
付される。均質化処理は430〜520℃の温度に１〜
15時間保持して行う。この処理は鋳造時の偏析を
なくして圧延し易くするため、およびMn、Si、
Feを第２相化合物α−Al（Fe、Mn）Siとして微
細に析出させ、爾後の処理と合まつて部材が高温
に加熱されている間に、マトリツクス中に固溶し
易くし、高温加熱後の部材に強度を付与するため
のものであつて、その温度および保持時間が下限
値以下では鋳造時の偏析を解消できず、圧延加工
性を低下し、またα−Al（Fe、Mn）Si化合物の
微細析出が不十分で、部材の強度を高く保つこと
がむづかしく、その温度が上限値以上のなるとα
−Al（Fe、Mn）Si化合物が粗大析出し、高温加
熱後の部材の強度向上を妨げる。また保持時間が
15時間以上となるとα−Al（Fe、Mn）Si化合物
の微細析出が飽和し不経済である。 このようにして処理された鋳塊は、板の用途に
応じて、ろう材あるいは犠牲陽極材等の板材を積
層した後、熱間圧延および冷間圧延を経て所望の
厚さの板とされ、この板に最終の焼鈍処理が施こ
される。この最終の焼鈍処理は、10℃／分以上の
昇温速度で380℃以上の温度に２分間以内の短時
間加熱したあと急冷する。この短時間焼鈍処理
は、板の組織を再結晶組織とし、板に成形加工性
を付与するとともに、α−Al（Fe、Mn）Si化合
物を形成しない過剰のSiが単体Siとして粗大に析
出するのを防止し、部材の高温に加熱されている
間に、マトリツクス中に固溶し易くし、高温加熱
後の部材に強度を付与するためのものであつて、
この加熱温度が380℃以下で保持時間が２分以内
では全体が再結晶組織とならず、板の成形加工性
を阻害する。また昇温速度が10℃／分以下では、
昇温中に粗大なSiが析出し、高温加熱後の部材の
強度向上を妨げる。この処理は迅速なほどよく50
℃／秒以上の昇温速度で加熱して380℃以上の温
度とし、この温度に保持する時間を10秒以内と
し、保持後水冷するのが好ましい。このような短
時間焼鈍処理は、アルミニウム板材自体の発熱を
利用する磁気誘導加熱方式を用いることができ
る。 短時間焼鈍処理した板材に、厚さ方向の変化で
0.5〜３％未満の歪導入加工を行う。この歪導入
加工は圧延加工あるいは引張り加工等で行う。こ
の歪導入加工は、高温加熱後の部材の強度を向上
させるためのものであつて、その加工量が0.5％
以下では、効果が少なく、また３％以上では高温
加熱後の部材の再結晶化が急速に進行し、粗大な
再結晶組織となつて強度を低下する。 （実施例） 第１表に示す組成（不純物としてのCuを合金
符号でＡが0.11％、Ｂが0.14％含有）の溶湯を常
法に従つて溶製し、半連続鋳造して造塊した。得
られた厚さ560mmの鋳塊に対して第２表に示す均
質化処理を施した。この鋳塊を６mm厚まで熱延し
た後、1.5mm厚まで冷延し、さらに第２表に示す
最終焼鈍処理を施した後、第２表に示す量の歪導
入加工を施した、歪導入は引張加工で行い、歪の
量は厚さの変化で示した。このようにして処理し
た板を50℃／分の昇温速度で加熱し、600℃の温
度に３分間保持した後50℃／分の速度で冷却し、
通常の引張り試験により0.2％耐力を測定した。
測定結果を第２表に示す。また歪導入加工を施し
た板に対して90°V曲げ加工を施し、加工部の表
面状態を目視観察した。結果を第２表に示す。
【表】
【表】
【表】
第２表の結果から、本発明による板は、高温加
熱後の耐力が大きく変形しにくいことが判る。一
方本発明の条件範囲から外れる板は、高温加熱後
の耐力が低いことが判る。 （発明の効果） 以上述べたように、本発明によつて製造した板
は、高温加熱後の強度が高いから、ラジエータの
座板や側板等の部材に最適であつて、ラジエータ
のコア等を十分に支持でき、振動による変形、ろ
う付部分の剥離による冷却液の漏れ等を適確に防
止できる。またさらに部材の厚さを薄くできる等
の効果を有する。
熱後の耐力が大きく変形しにくいことが判る。一
方本発明の条件範囲から外れる板は、高温加熱後
の耐力が低いことが判る。 （発明の効果） 以上述べたように、本発明によつて製造した板
は、高温加熱後の強度が高いから、ラジエータの
座板や側板等の部材に最適であつて、ラジエータ
のコア等を十分に支持でき、振動による変形、ろ
う付部分の剥離による冷却液の漏れ等を適確に防
止できる。またさらに部材の厚さを薄くできる等
の効果を有する。
Claims (1)
- １ 重量換算で、Mn0.8〜2.0％、Si0.8〜1.5％、
Fe0.2〜1.0％、残部Alと不純物とからなるアルミ
ニウム合金溶湯を半連続鋳造し、得られた鋳塊を
430〜520℃の温度で１〜15時間保持して均質化処
理を行つた後、圧延加工し、次いで10℃／分以上
の昇温速度で加熱して380℃以上の温度に２分以
内保持した後急冷して最終焼鈍処理を行い、しか
る後0.5％以上で３％未満の歪導入加工を行うこ
とを特徴とする耐熱性に優れたアルミニウム合金
板の製造方法。
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP8404488A JPH01259146A (ja) | 1988-04-07 | 1988-04-07 | 耐熱性に優れたアルミニウム合金板の製造方法 |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| JP8404488A JPH01259146A (ja) | 1988-04-07 | 1988-04-07 | 耐熱性に優れたアルミニウム合金板の製造方法 |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| JPH01259146A JPH01259146A (ja) | 1989-10-16 |
| JPH0536499B2 true JPH0536499B2 (ja) | 1993-05-31 |
Family
ID=13819511
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| JP8404488A Granted JPH01259146A (ja) | 1988-04-07 | 1988-04-07 | 耐熱性に優れたアルミニウム合金板の製造方法 |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| JP (1) | JPH01259146A (ja) |
Families Citing this family (2)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| JP2500711B2 (ja) * | 1991-06-19 | 1996-05-29 | 日本軽金属株式会社 | 耐食性に優れたブレ―ジングシ―ト及び製造方法 |
| CN107641736A (zh) * | 2016-07-20 | 2018-01-30 | 深圳市智联超科科技有限公司 | 一种可阳极氧化的压铸铝合金 |
-
1988
- 1988-04-07 JP JP8404488A patent/JPH01259146A/ja active Granted
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| JPH01259146A (ja) | 1989-10-16 |
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