BR112014013132B1

BR112014013132B1 - Membro de barbatana em uma única camada para um trocador de calor, método de fabricação para uma estrutura de liga de alumínio e estrutura de liga de alumínio

Info

Publication number: BR112014013132B1
Application number: BR112014013132-5A
Authority: BR
Inventors: Yoshiyuki Oya; Takashi Murase; Tomohito Kurosaki; Akio Niikura; Kazuko Fujita
Original assignee: Uacj Corporation
Priority date: 2011-12-02
Filing date: 2012-10-01
Publication date: 2022-05-31
Also published as: CN103930577B; IN2014MN01031A; US20170137919A1; KR101581607B1; EP2787094B1; JP5337326B1; EP2787094A4; JP2013249540A; JP5436714B2; ES2613590T3; CN103930577A; PL2787094T3; US20150050520A1; US9903008B2; WO2013080650A1; US9574253B2; BR112014013132A2; EP2787094A1; KR20140099312A; MY163231A

Abstract

material de liga de alumínio, estrutura de liga de alumínio e método de sua fabricação. objeto: a presente invenção fornece um material de liga de alumínio que pode ser unido em estado de camada única sem deformação antes e depois da união e pode ser utilizado em várias estruturas de liga de alumínio. meio de solução: o material de liga de alumínio que contém si: 1,0% em massa a 5,0% em massa e fe: 0,01% em massa a 2,0% em massa com saldo que é al e impurezas inevitáveis, em que 250 pcs/mm2 ou mais até 7 x 10(5) pcs/mm2 ou menos de partículas de compostos intermetálicos com base em si que possuem diâmetros de círculo equivalentes de 0,5 a 5 (micrômetros) estão presentes em um corte transversal do material de liga de alumínio, enquanto 100 pcs/mm2 ou mais a 7 x 10(5) pcs/mm2 ou menos de partículas de compostos intermetálicos com base em al que possuem diâmetros de círculo equivalentes de 0,5 a 5(micrômetros) estão presentes em um corte transversal do material de liga de alumínio. uma estrutura de liga de alumínio de acordo com a presente invenção é fabricada por meio da união de dois ou mais membros a vácuo ou sob atmosfera não oxidante sob temperatura na qual uma razão entre uma massa de fase líquida gerada no material de liga de alumínio e uma massa total do material de liga de alumínio é de 5% ou 25 mais e 35% ou menos.

Description

Campo da Invenção

[001] A presente invenção refere-se a um material de liga de alumínio e, mais especificamente, a um material de liga de alumínio capaz de ser unido a outro membro pela sua própria ação sem o uso de um material de ligação, tal como um metal de carga de brasagem ou um material de carga. A presente invenção refere-se ainda a uma estrutura que emprega o material de liga de alumínio, que é unido eficientemente e que é substancialmente livre de alterações de tamanho ou formato antes e depois da união, bem como um método de fabricação da estrutura.

Antecedentes da Invenção

[002] Ao fabricar-se uma estrutura, tal como um trocador de calor, que emprega um material de liga de alumínio como membro componente, é necessário unir os materiais de liga de alumínio entre si ou o material de liga de alumínio a outro tipo diferente de material. São conhecidos diversos métodos como métodos de união para o material de liga de alumínio. Dentre os vários métodos, é utilizado um método de brasagem (método de soldagem dura) em muitos casos. O método de brasagem é utilizado em muitos casos devido, por exemplo, à vantagem de poder ser obtida forte união em curto tempo sem a fusão de um material de base. Como métodos de fabricação de trocador de calor etc. empregando métodos de união do material de liga de alumínio com a brasagem, são conhecidos, por exemplo, um método de uso de folha de brasagem sobre a qual é coberto um material de carga de brasagem feito de uma liga de Al-Si, um método de uso de um membro extrudado revestido com um metal de carga de brasagem em pó e um método de montagem de diversos membros e aplicação adicional em seguida de um metal de carga de brasagem a partes que devem ser unidas (Documentos de Patente 1 a 3). Além disso, o Capítulo 3.2 Brazing Alloys and Brazing Sheets no Documento não de Patente 1 explica em detalhes a folha de brasagem coberta e o metal de carga de brasagem em pó.

[003] Até o momento, foram desenvolvidos vários métodos de brasagem no campo de fabricação de uma estrutura utilizando um material de liga de alumínio. Com relação a trocadores de calor veiculares, por exemplo, ao utilizar-se um membro de barbatana em uma única camada, vêm sendo utilizados um método de uso de uma folha de brasagem elaborada com uma folha de material de tubo sobre a qual é coberto um material de carga de brasagem e um método de revestimento adicional de pó de Si ou um metal de brasagem que contém Si sobre a folha de material em tubo. Por outro lado, quando o membro de tubo é utilizado em uma única camada, vem sendo empregado um método de uso de uma folha de brasagem elaborada com uma folha de material de barbatana sobre a qual é coberto um material de carga de brasagem.

[004] O Documento de Patente 4 descreve um método de emprego de uma folha de brasagem de camada única no lugar da folha de brasagem coberta mencionada acima. Esse método propõe o uso da folha de brasagem de camada única para um trocador de calor como membro de barbatana e um membro de tanque do trocador de calor.

Documentos do Estado da Técnica

[005] Documentos de Patente:

[006] - Documento de Patente 1: JP2008-303405 A.

[007] - Documento de Patente 2: JP 2009-161835 A.

[008] - Documento de Patente 3: JP 2008-308760 A.

[009] - Documento de Patente 4: JP 2010-168613 A.

[0010] Documento Não de Patente:

[0011] - Documento não de Patente 1: Aluminum Brazing Handbook (edição revisada), Japan Light Metal Welding & Construction Association, 2003.

Resumo da Invenção

[0012] Problemas a serem solucionados pela presente invenção:

[0013] A fabricação de uma folha coberta, tal como uma folha de brasagem, requer etapas de fabricação separada de camadas individuais e união das camadas individuais entre si após a sua deposição em camadas. Desta forma, o uso da folha de brasagem é contraditório para uma demanda por redução de custos do trocador de calor etc. O revestimento do metal de carga de brasagem em pó também aumenta o custo do produto correspondente ao custo do metal de carga de brasagem.

[0014] Por outro lado, propõe-se ainda, conforme descrito acima, o emprego da folha de brasagem com camada única no lugar da folha de brasagem na forma de folha coberta. Ao utilizar-se a folha de brasagem de camada única como se encontra, por exemplo, como um membro de tubo na fabricação do trocador de calor, entretanto, existe o problema de que o membro de tubo sofre grandes deformações devido ao aquecimento na fabricação do trocador de calor. Além disso, ao utilizar-se a folha de brasagem de camada única como membro de barbatana que possui espessura de folha pequena, existe o problema de que uma barbatana é facilmente susceptível à deformação por flambagem.

[0015] Pode-se, portanto, afirmar que materiais de camada única são preferencialmente unidos entre si sem o uso do metal de carga de brasagem do ponto de vista de redução do custo da estrutura de liga de alumínio, tal como o trocador de calor. Caso a folha de brasagem de camada única seja empregada simplesmente, entretanto, será difícil evitar o problema de deformação de um membro. A presente invenção foi elaborada em vista dos antecedentes descritos acima e um objeto da presente invenção é o de fornecer um método que, durante a fabricação de vários corpos estruturais de liga de alumínio, não cause o problema de deformação durante a união, evitando ao mesmo tempo aumento de custo que pode ser atribuído ao uso de um membro com múltiplas camadas.

[0016] Meios de solução dos problemas:

[0017] Como resultado da condução de extensos estudos, os inventores descobriram um método de união inovador, que melhora o método de união de um material de liga de alumínio com o uso do método de brasagem conhecido e utiliza uma capacidade de união desenvolvida pelo próprio material a ser unido sem o uso de um metal de carga de brasagem. É apresentado um método de união inovador pelo fato de que os membros são unidos e montados sob condições específicas empregando um material de liga de alumínio descrito abaixo, os membros podem ser unidos entre si sem o uso de um material de união tal como um metal de carga de brasagem e a deformação entre antes e depois da união pode ser mantida muito pequena.

[0018] Desta forma, a presente invenção fornece um material de liga de alumínio que contém Si: 1,0% em massa a 5,0% em massa e Fe: 0,01% em massa a 2,0% em massa, em que o saldo é Al e impurezas inevitáveis; em que 250 pcs/mm2 ou mais até 7 x 105 pcs/mm2 ou menos de partículas de compostos intermetálicos com base em Si que possuem diâmetros de círculo equivalentes de 0,5 a 5 μm estão presentes em um corte transversal do material de liga de alumínio, enquanto 100 pcs/mm2 ou mais a 7 x 105 pcs/mm2 ou menos de partículas dispersas de compostos intermetálicos com base em Al que possuem diâmetros de círculo equivalentes de 0,5 a 5 μm estão presentes em um corte transversal do material de liga de alumínio.

[0019] A presente invenção será descrita com detalhes abaixo. A presente invenção é basicamente caracterizada porque uma fase líquida gerada ao aquecer-se o material de liga de alumínio que possui a composição mencionada acima é utilizada para união. Em vista dessa característica básica, o mecanismo de geração daquela fase líquida será descrito em primeiro lugar.

[0020] A Fig. 1 ilustra um diagrama de fases de uma liga com base em Al e Si que é uma liga eutética de fase binária típica. Quando um material de liga de alumínio que possui concentração de Si c1 é aquecido, começa a ser gerada uma fase líquida na temperatura T1 próxima, mas maior que uma temperatura eutética (temperatura de sólido) Te. À temperatura eutética Te ou abaixo, conforme ilustrado na Fig. 2 (a), depósitos cristalizados e precipitados são distribuídos em uma matriz repartida por fronteiras de grãos. Quando a fase líquida começar a ser gerada nesse estado, conforme ilustrado na Fig. 2 (b), as fronteiras de grãos nas quais os depósitos cristalizados e precipitados são distribuídos em quantidade maior devido à segregação são fundidas e tornam-se fases líquidas. Em seguida, conforme ilustrado na Fig. 2 (c), as proximidades de partículas cristalizadas e precipitadas e compostos intermetálicos de Si, que é um componente elemento aditivo principal disperso na matriz do material de liga de alumínio, são fundidas em formatos esféricos e tornam-se fases líquidas. Além disso, conforme ilustrado na Fig. 2 (d), as fases líquidas esféricas geradas na matriz são novamente dissolvidas na matriz em estado sólido devido à energia de interface com o passar do tempo ou elevação da temperatura e movem-se para as fronteiras de grãos ou superfícies por meio de difusão na fase sólida. Em seguida, quando a temperatura eleva-se para T2 conforme ilustrado na Fig. 1, a quantidade das fases líquidos aumenta conforme observado por meio do diagrama de fases.

[0021] Quando, na Fig. 1, a concentração de Si do material de liga de alumínio for c2, que é menor que uma concentração limite de solubilidade máxima de sólidos, uma fase líquida começa a ser gerada sob temperatura próxima, mas maior que uma temperatura de sólido Ts2. Ao contrário do caso de c1, entretanto, em uma estrutura imediatamente antes da fusão, depósitos cristalizados e precipitados nem sempre existem na matriz conforme ilustrado na Fig. 3 (a). Neste caso, as fronteiras de grãos são fundidas em primeiro lugar e tornam-se fases líquidas conforme ilustrado na Fig. 3 (b). Desta forma, conforme ilustrado na Fig. 3 (c), começa a ser gerada uma fase líquida a partir de um local em que a concentração de elementos solutos é localmente alta na matriz. Como no caso de c1, as fases líquidas esféricas geradas na matriz são novamente dissolvidas na matriz em estado sólido devido à energia de interface com o passar do tempo ou elevação da temperatura e movem-se para as fronteiras de grãos ou superfícies por meio de difusão na fase sólida, conforme ilustrado na Fig. 3 (d). Com a temperatura subindo para T3, a quantidade das fases líquidas aumenta mais que o exibido no diagrama de fases.

[0022] Um método de união que utiliza o material de liga de alumínio de acordo com a presente invenção emprega a fase líquida gerada com a fusão local descrita acima no interior do material de liga de alumínio. Mantendo a massa da fase líquida em uma faixa preferível com o ajuste da temperatura de aquecimento, pode-se realizar a união e a manutenção da forma da barbatana. Quando corpos estruturais, tais como um tubo, barbatana e placa, são fabricados por meio de modelagem do material de liga de alumínio de acordo com a presente invenção e submetidos a tratamento a quente sob temperatura de cerca de 600 °C, é parcialmente gerada uma fase líquida no material de liga de alumínio que vaza para a superfície de material, de forma a permitir a união do material de liga de alumínio. Como resultado, pode ser fabricado um trocador de calor sem o uso de um material de união tal como material de carga de brasagem.

[0023] No material de liga de alumínio de acordo com a presente invenção, a matriz não fundida (ou seja, uma parte do material de alumínio exceto por compostos intermetálicos) e compostos intermetálicos que não contribuem com a geração da fase líquida desenvolvem principalmente a resistência do material. Embora o material de liga de alumínio de acordo com a presente invenção entre em um estado parcialmente fundido durante a união, portanto, ele pode reter a resistência suficiente para manter a forma. Consequentemente, a estrutura fabricada de acordo com a presente invenção é caracterizada porque dificilmente são causadas alterações de tamanho e formato devido à redução da resistência durante a união. Com essa característica, o material de liga de alumínio de acordo com a presente invenção pode ser preferencialmente utilizado como material fino para uma barbatana etc. que, de outra forma, é capaz de deformar-se durante a união.

[0024] Conforme descrito acima, a presente invenção utiliza a fase líquida no material de liga de alumínio. Segundo um primeiro aspecto, a presente invenção é caracterizada porque o material de liga de alumínio é elaborado, como composição básica, com uma liga com base em Al, Si e Fe que contém Si em concentração de 1,0% em massa a 5,0% em massa e Fe: 0,01% em massa a 2,0% em massa e, em uma estrutura metálica do material de liga de alumínio, partículas de compostos intermetálicos com base em Si e partículas de compostos intermetálicos com base em Al estão presentes nas faixas previamente determinadas de densidade de superfície no corte transversal do material de liga de alumínio. Essas características são descritas abaixo. Deve-se observar que, na descrição a seguir, “% em massa” é indicado simplesmente por “%”.

[0025] Como ocorre com a concentração de Si, Si é um elemento que gera uma fase líquida com base em Al e Si e contribui com a união. Caso a concentração de Si seja de menos de 1,0%, entretanto, a fase líquida não poderá ser gerada em quantidade suficiente e o vazamento da fase líquida seria reduzido, de forma a tornar a união imperfeita. Por outro lado, caso a concentração de Si seja de mais de 5,0%, a quantidade da fase líquida gerada no material de liga de alumínio seria aumentada e a resistência do material durante o aquecimento seria extremamente reduzida, de forma a causar dificuldade de manutenção da forma da estrutura. Por esta razão, a concentração de Si é especificada como sendo de 1,0% a 5,0%. A concentração de Si é de preferencialmente 1,5 a 3,5% e, de maior preferência, de 2,0 a 3,0%. Quanto mais espessa uma placa e mais alta a temperatura de aquecimento, maior a quantidade da fase líquida em vazamento. Deseja-se, portanto, que a quantidade da fase líquida a vazar durante o aquecimento seja definida pelo ajuste da quantidade de Si e da temperatura ambiente para a união, o que é necessário dependendo da estrutura a ser fabricada.

[0026] Como ocorre com a concentração de Fe, Fe é eficaz não apenas para aumento da resistência por meio da leve dissolução na matriz em estado sólido, mas também para evitar a redução da resistência sob altas temperaturas, particularmente, por meio da dispersão na forma de depósitos cristalizados. Caso a quantidade de Fe adicionada seja de menos de 0,01%, os efeitos mencionados acima seriam reduzidos e necessitariam ser utilizados lingotes com pureza mais alta, de forma a aumentar o custo. Caso a quantidade de Fe adicionada seja de mais de 2,0%, serão gerados compostos intermetálicos brutos durante a modelagem e a capacidade de fabricação seria problemática. Além disso, quando o corpo unido é exposto a um ambiente corrosivo (particularmente, ambiente corrosivo que inclui o fluxo de um líquido), a resistência à corrosão do corpo unido seria reduzida. Além disso, como os tamanhos de grãos de cristal recristalizados devido ao aquecimento durante a união são reduzidos e a densidade da fronteira de grãos aumenta, a alteração do tamanho entre antes e depois da união aumentaria. Por esta razão, a quantidade de Fe adicionada é especificada como sendo de 0,01% a 2,0%. Uma quantidade preferível de Fe adicionada é de 0,2% a 1,0%.

[0027] As características de uma estrutura metálica no material de liga de alumínio de acordo com a presente invenção serão descritas abaixo. O material de liga de alumínio de acordo com a presente invenção é caracterizado porque 250 pcs/mm2 ou mais até 7 x 105 pcs/mm2 ou menos de partículas de compostos intermetálicos com base em Si que possuem diâmetros de círculo equivalentes de 0,5 a 5 μm estão presentes em um corte transversal do material de liga de alumínio. Neste ponto, a expressão “composto intermetálico com base em Si” indica (1) um composto intermetálico de Si isolado e (2) compostos intermetálicos de Si e outros elementos, tais como Ca e P, que são parcialmente contidos em Si. Trata-se de um composto intermetálico que contribui com a geração da fase líquida no processo de geração de fase leve descrito acima. A expressão “corte transversal” indica um corte transversal arbitrário do material de liga de alumínio e pode ser, por exemplo, um corte transversal tomado ao longo da direção da espessura ou um corte transversal tomado paralelamente à superfície de placa. Do ponto de vista da simplicidade da avaliação de material, é preferencialmente empregado o corte transversal tomado ao longo da direção da espessura.

[0028] Conforme discutido acima, as partículas do composto intermetálico, tais como partículas de Si, que são dispersas no material de liga de alumínio, reagem com a matriz circunvizinha e geram uma fase líquida durante a união. Quanto mais finas as partículas dispersas dos compostos intermetálicos, portanto, maior é a área em que as partículas e a matriz entram em contato entre si. Desta forma, como as partículas dispersas dos compostos intermetálicos são mais finas, a fase líquida tende a ser gerada mais rapidamente durante o aquecimento para a união e obtém-se desempenho de união satisfatório. Estes efeitos são mais significativos quando a temperatura de união é mais próxima da linha dos sólidos ou quando a velocidade de elevação da temperatura é mais alta. Na presente invenção, portanto, é necessário que partículas de compostos intermetálicos com base em Si preferíveis sejam especificadas como possuindo diâmetros de círculo equivalentes de 0,5 a 5 μm e sua taxa de presença é especificada como sendo de 250 pcs/mm2 ou mais até 7 x 105 pcs/mm2 ou menos no corte transversal do material de liga de alumínio. Caso a quantidade de partículas de compostos intermetálicos com base em Si seja de menos de 250 pcs/mm2, a fase líquida gerada seria segregada e não se obteria união satisfatória. Caso a quantidade das partículas de compostos intermetálicos com base em Si seja de mais de 7 x 105 pcs/mm2, a área de reação das partículas e da matriz seria grande demais e a quantidade da fase líquida aumentaria abruptamente, de forma a tornar a ocorrência de deformações mais provável. Por esta razão, a taxa de presença das partículas de compostos intermetálicos com base em Si é especificada como sendo de 250 pcs/mm2 ou mais até 7 x 105 pcs/mm2 ou menos. A taxa de presença é preferencialmente de 1 x 103 pcs/mm2 ou mais até 1 x 105 pcs/mm2 ou menos.

[0029] No material de liga de alumínio de acordo com a presente invenção, compostos intermetálicos com base em Al também estão presentes na forma de partículas dispersas além das partículas de compostos intermetálicos com base em Si que são geradas com a composição básica (liga com base em Al e Si). Os compostos intermetálicos com base em Al são os compostos intermetálicos gerados a partir de Al e um ou mais elementos aditivos e incluem compostos com base em Al e Fe, com base em Al, Fe e Si, com base em Al, Mn e Si, com base em Al, Fe e Mn e com base em Al, Fe, Mn e Si. Estes compostos intermetálicos com base em Al não contribuem muito com a geração da fase líquida, ao contrário dos compostos intermetálicos com base em Si, mas são partículas dispersas que desenvolvem a resistência do material em conjunto com a matriz. É necessário que 100 pcs/mm2 ou mais até 7 x 105 pcs/mm2 ou menos das partículas de compostos intermetálicos com base em Al que possuem diâmetros de círculo equivalentes de 0,5 a 5 μm estejam presentes no corte transversal do material de liga de alumínio. Caso a quantidade de partículas de compostos intermetálicos com base em Al seja de menos de 100 pcs/mm2, a resistência seria reduzida e seria causada deformação. Por outro lado, caso a quantidade das partículas de compostos intermetálicos com base em Al seja de mais de 7 x 105 pcs/mm2, a quantidade de núcleos para recristalização aumentaria e os grãos de cristal seriam mais finos, de forma a causar deformações. Por esta razão, a taxa de presença das partículas de compostos intermetálicos com base em Al é especificada como sendo de 100 pcs/mm2 ou mais até 7 x 105 pcs/mm2 ou menos. A taxa de presença é preferencialmente de 1 x 103 pcs/mm2 ou mais até 1 x 105 pcs/mm2 ou menos.

[0030] Os diâmetros de círculo equivalentes das partículas dispersas podem ser determinados com observação SEM (ou seja, observação de imagens de elétrons refletidos pelo Microscópio Eletrônico de Varrimento) do corte transversal. Neste ponto, a expressão “diâmetro de círculo equivalente” indica um diâmetro nominal. Preferencialmente, os diâmetros de círculo equivalentes das partículas dispersas antes da união são determinados por meio da realização de uma análise de imagem de uma foto SEM. As partículas de compostos intermetálicos com base em Si e as partículas de compostos intermetálicos com base em Al podem ser discriminadas entre si com base na diferença de contraste com a observação pelo SEM de uma imagem de elétrons refletidos. Além disso, as substâncias metálicas das partículas dispersas podem ser especificadas com mais precisão por meio do emprego de um EPMA (Microanalisador de Sonda Eletrônica (Raio X), por exemplo.

[0031] O material de liga de alumínio de acordo com a presente invenção que possui as características nas faixas de concentração de Si e Fe na estrutura metálica pode realizar a união com o seu próprio desempenho de união e pode ser utilizado como componente de vários membros estruturais de liga de alumínio.

[0032] Conforme discutido acima, no material de liga de alumínio de acordo com a presente invenção segundo uma primeira realização, Si e Fe são elementos essenciais e seu conteúdo é especificado para atender à função básica de desenvolvimento do desempenho de união. A fim de não apenas atender à função básica de desenvolvimento do desempenho de união, mas também aumentar a resistência, do material de liga de alumínio de acordo com a presente invenção conforme uma segunda realização, Mn, Mg e Cu são adicionalmente agregados como elementos essenciais em quantidades previamente determinadas além de Si e Fe que são adicionados nas quantidades especificadas acima, de acordo com a primeira realização. Deve-se observar que, de acordo com a segunda realização, densidades de superfície correspondentes dos compostos intermetálicos com base em Si e dos compostos intermetálicos com base em Al no corte transversal são especificadas nas mesmas faixas de acordo com a primeira realização.

[0033] Mn é um elemento aditivo importante, que forma compostos intermetálicos com base em Al, Mn e Si em conjunto com Si e aumenta a resistência por meio do desenvolvimento da ação de fortalecimento da dispersão ou da dissolução na fase original de alumínio em estado sólido e desenvolvimento da ação de fortalecimento de solução de sólidos. Caso a quantidade de Mn adicionada seja de mais de 2,0%, serão facilmente formados compostos intermetálicos brutos e a resistência à corrosão será reduzida. Consequentemente, a quantidade de Mn adicionada é especificada como sendo de 2,0% ou menos. Uma quantidade preferível de Mn adicionada é de 0,05% a 2,0%. Na presente invenção, não apenas para Mn, mas também para outros componentes da liga, quando se mencionar que a quantidade de elemento adicionado é um percentual previamente determinado ou menos, a quantidade inclui 0%.

[0034] Mg forma Mg2Si e desenvolve endurecimento com a idade após o aquecimento para a união, de forma a aumentar a resistência com o endurecimento com a idade. Portanto, Mg é um elemento aditivo para desenvolver o efeito de aumento da resistência. Caso a quantidade de Mg adicionada seja de mais de 2,0%, Mg reagiria com o fluxo e formaria um composto com alta fusão, de forma a prejudicar significativamente o desempenho de união. Consequentemente, a quantidade de Mg adicionada é especificada como sendo de 2,0% ou menos. Uma quantidade preferível de Mg adicionada é de 0,05% a 2,0%.

[0035] Cu é um elemento aditivo que se dissolve na matriz em estado sólido e aumenta a resistência. Caso a quantidade de Cu adicionada seja de mais de 1,5%, a resistência à corrosão será reduzida. Consequentemente, a quantidade de Cu adicionada é especificada como sendo de 1,5% ou menos. Uma quantidade preferível de Cu adicionada é de 0,05% a 1,5%.

[0036] Na presente invenção, como elementos diferentes dos elementos essenciais mencionados acima, um ou mais dentre Ti, V, Cr, Ni e Zr podem ser seletivamente adicionados para aumentar ainda mais a resistência e a resistência à corrosão. Esses elementos aditivos seletivos são descritos abaixo.

[0037] Ti e V possuem os efeitos de não apenas aumentar a resistência ao serem dissolvidos na matriz em estado sólido, mas também evitar o progresso da corrosão na direção da espessura da placa ao serem distribuídos em camadas. Caso a quantidade de cada um dentre Ti e V adicionado seja de mais de 0,3%, seriam gerados depósitos cristalizados gigantes, de forma a prejudicar a capacidade de formação e a resistência à corrosão. Consequentemente, a quantidade de cada um dentre Ti e V adicionado é especificada como sendo preferencialmente de 0,3% ou menos e, de maior preferência, de 0,05% a 0,3%.

[0038] Cr aumenta a resistência com fortalecimento da solução de sólidos e age para embrutecer grãos de cristal após o aquecimento com a precipitação de compostos intermetálicos com base em Al e Cr. Caso a quantidade de Cr adicionada seja de mais de 0,3%, serão facilmente formados compostos intermetálicos brutos e a capacidade de trabalho do plástico será prejudicada. Consequentemente, a quantidade de Cr adicionada é especificada como sendo de preferencialmente 0,3% ou menos e, de maior preferência, 0,05% a 0,3%.

[0039] Ni é cristalizado ou precipitado na forma de composto intermetálico e desenvolve o efeito de aumento da resistência após a dispersão com fortalecimento da dispersão. A quantidade de Ni adicionada é especificada como estando preferencialmente na faixa de 2,0% ou menos e, de maior preferência, na faixa de 0,05% a 2,0%. Caso o teor de Ni seja de mais de 2,0%, serão facilmente formados compostos intermetálicos brutos, de forma a prejudicar a capacidade de trabalho e a resistência à autocorrosão.

[0040] Zr é precipitado na forma de composto intermetálico com base em Al e Zr e desenvolve o efeito de aumento da resistência após a união com fortalecimento da dispersão. Além disso, os compostos intermetálicos com base em Al e Zr agem para embrutecer grãos de cristal durante o aquecimento. Caso a quantidade de Zr adicionada seja de mais de 0,3%, serão facilmente formados compostos intermetálicos brutos e a capacidade de trabalho do plástico será prejudicada. Consequentemente, a quantidade de Zr adicionada é especificada como sendo de preferencialmente 0,3% ou menos e, de maior preferência, 0,05% a 0,3%.

[0041] Além dos elementos aditivos seletivos mencionados acima principalmente para aumentar a resistência, podem também ser agregados outros elementos aditivos seletivos destinados a aumentar a resistência à corrosão. Os elementos aditivos seletivos destinados a aumentar a resistência à corrosão são, por exemplo, Zn, In e Sn.

[0042] A adição de Zn é eficaz no aumento da resistência à corrosão com a ação anticorrosiva de sacrifício. Zn é dissolvido de maneira substancialmente uniforme na matriz em estado sólido. Ao gerar-se uma fase líquida, entretanto, Zn é dissolvido na fase líquida para aumentar a concentração de Zn na fase líquida. Mediante o vazamento da fase líquida para a superfície, a concentração de Zn em uma região vazada da fase líquida aumenta, de forma a aumentar a resistência à corrosão devido à ação de ânodos de sacrifício. Além disso, quando o material de liga de alumínio de acordo com a presente invenção for aplicado a trocadores de calor, a ação anticorrosiva de sacrifício para a proteção de tubos etc. contra a corrosão pode ser desenvolvida empregando o material de liga de alumínio de acordo com a presente invenção como barbatana. Caso a quantidade de Zn adicionada seja de mais de 6,0%, a velocidade de corrosão será aumentada e a resistência à autocorrosão será reduzida. Consequentemente, a quantidade de Zn adicionada é especificada como sendo de preferencialmente 6,0% ou menos e, de maior preferência, 0,05% a 6,0%.

[0043] Sn e In possuem o efeito de desenvolver a ação de ânodos de sacrifício. Caso a quantidade de cada um dentre Sn e In adicionada seja de mais de 0,3%, a velocidade de corrosão será aumentada e a resistência à autocorrosão será reduzida. Consequentemente, a quantidade de cada um dentre Sn e In adicionada é especificada como sendo preferencialmente de 0,3% ou menos e, de maior preferência, de 0,05% a 0,3%.

[0044] No material de liga de alumínio de acordo com a presente invenção, elementos seletivos para aprimorar as características da fase líquida e aumentar adicionalmente o desempenho de união podem também ser adicionados. Esses elementos são preferencialmente Be: 0,1% ou menos, Sr: 0,1% ou menos, Bi: 0,1% ou menos, Na: 0,1% ou menos e Ca: 0,05% ou menos. Um, dois ou mais desses elementos são adicionados conforme o necessário. Faixas de maior preferência desses elementos são Be: 0,0001% a 0,1%, Sr: 0,0001% a 0,1%, Bi: 0,0001% a 0,1%, Na: 0,0001% a 0,1% e Ca: 0,0001% a 0,05%. Esses elementos de traço podem melhorar o desempenho de união, por exemplo, causando dispersão fina de partículas de Si e aumentando a fluidez da fase líquida. Caso a quantidade de cada elemento de traço seja menor que a faixa específica de maior preferência mencionada acima, os efeitos de causar dispersão fina de partículas de Si e aumentar a fluidez da fase líquida seriam insuficientes em alguns casos. Caso a quantidade de cada elemento de traço seja maior que a faixa específica de maior preferência mencionada acima, será causada uma desvantagem tal como a redução da resistência à corrosão em alguns casos. Independentemente se qualquer um dentre Be, Sr, Bi, Na e Ca é adicionado ou quaisquer dois ou mais desses elementos são adicionados, cada elemento é adicionado na faixa de composição preferível ou de maior preferência mencionada acima.

[0045] Fe e Mn formam compostos intermetálicos com base em Al, Fe, Mn e Si em conjunto com Si. Como Si que formou os compostos intermetálicos com base em Al, Fe, Mn e Si é menos eficaz na contribuição com a geração da fase líquida, o desempenho de união é reduzido. Consequentemente, quando Fe e Mn forem adicionados ao material de liga de alumínio de acordo com a presente invenção, é preferível cuidar das quantidades correspondentes de Si, Fe e Mn adicionadas. Mais especificamente, considerando que o conteúdo (% em massa) de Si, Fe e Mn é indicado por S, F e M, respectivamente, uma expressão relacional de 1,2 < 2 - 0,3 (F + M) ^ 3,5 é preferencialmente satisfeita. Se S - 0,3 (F + M) for menor que 1,2, a união será insuficiente. Por outro lado, se S - 0,3 (F + M) for maior que 3,5, a forma será mais capaz de mudar entre antes e depois da união.

[0046] No material de liga de alumínio que gera a fase líquida, de acordo com a presente invenção, a diferença entre a temperatura de sólido e a temperatura de líquido é preferencialmente de 10 °C ou mais. A geração da fase líquida começa quando a temperatura excede a temperatura do sólido. Caso a diferença entre a temperatura do sólido e a temperatura do líquido seja pequena, entretanto, a faixa de temperaturas na qual o sólido e o líquido coexistem é estreita, de forma a causar dificuldade de controle da quantidade da fase líquida gerada. Consequentemente, essa diferença é preferencialmente de 10 °C ou mais. Ligas binárias que contêm composições para satisfazer a condição mencionada acima são, por exemplo, uma liga com base em Al e Si, uma liga com base em Al, Si e Mg, uma liga com base em Al, Si e Cu, uma liga com base em Al, Si e Zn e uma liga com base em Al, Si, Cu e Mg. À medida que a diferença entre a temperatura do sólido e a temperatura do líquido aumenta, é mais fácil realizar controle para obter a quantidade adequada da fase líquida. Consequentemente, não é especificado um limite superior da diferença entre a temperatura de sólido e a temperatura de líquido.

[0047] Além disso, a fim de aumentar ainda mais a resistência à corrosão do material de liga de alumínio de acordo com a presente invenção, uma camada que contém Zn como componente principal pode ser formada sobre uma superfície do material de liga de alumínio. Zn existente na camada formada sobre a superfície do material de liga de alumínio é dissolvido e disperso na liga em estado sólido durante o aquecimento para a união, de maneira a formar uma distribuição de concentração tal que a concentração de Zn cai em direção ao lado interno a partir da superfície. Essa distribuição da concentração de Zn inclui níveis mais alto e mais baixo com relação ao potencial de formação de orifícios e pode suprimir em grande parte o progresso da corrosão do material de liga de alumínio devido à ação anticorrosão de sacrifício.

[0048] Um método de formação da camada que contém Zn como componente principal sobre a superfície do material de liga de alumínio pode ser, por exemplo, pulverização de Zn utilizando Zn puro ou uma liga de Al e Zn, aplicação de fluxo substituído por Zn, revestimento de pó de Zn ou colocação em placas de Zn. Independentemente do tipo do método, caso a quantidade de Zn aplicada seja pequena demais, a ação anticorrosiva de sacrifício seria insuficiente e, se a quantidade de Zn aplicada for grande demais, a velocidade de corrosão será aumentada e a resistência à autocorrosão será reduzida. Consequentemente, a quantidade de Zn aplicada é preferencialmente de 1 a 30 g/m2 e, de maior preferência, de 5 a 20 g/m2.

[0049] Será descrito abaixo um método de fabricação do material de liga de alumínio de acordo com a presente invenção. O material de liga de alumínio de acordo com a presente invenção pode ser fabricado por meio de um método de modelagem contínua, método de modelagem DC (resfriamento direto) ou um método de extrusão. O método de modelagem contínua não é limitado a nenhum específico, desde que o método possa moldar continuamente um membro de placa como um método de rolamento ou modelagem contínua com rolos gêmeos ou um método de modelagem contínua com correia gêmea, por exemplo. O método de rolamento e modelagem contínua com rolos gêmeos é um método de fornecimento de alumínio fundido para uma lacuna entre um par de rolos resfriados com água a partir de um bocal de metal fundido feito de um refratário, de forma a modelar e rolar continuamente uma placa fina. O processo de Hunter, o processo 3C etc. são conhecidos como exemplos do método de rolamento e modelagem contínua em rolos gêmeos. O método de modelagem contínua por correias gêmeas é um método de modelagem contínua de fornecimento de um metal fundido a uma lacuna entre correias giratórias resfriadas com água, que são posicionadas em estado oposto vertical, de forma a causar a solidificação do metal fundido em uma laje mediante resfriamento de superfícies de correia, retirada contínua da laje do lado oposto das correias para o lado de fornecimento de metal fundido e enrolamento da laje em forma bobinada.

[0050] No método de rolamento e modelagem contínua de rolos gêmeos, a velocidade de resfriamento durante a modelagem é de até várias a várias centenas de vezes mais alta que no método de modelagem DC. A velocidade de resfriamento no método de modelagem DC, por exemplo, é de 0,5 a 20 °C/segundo, enquanto a velocidade de resfriamento no método de rolamento e modelagem contínua em rolos gêmeos é de 100 a 1000 °C/seg. O método de rolamento e modelagem contínua de rolos gêmeos, portanto, é caracterizado porque partículas dispersas geradas durante a modelagem são mais finamente distribuídas com densidade mais alta que no método de modelagem DC. Essas partículas dispersas distribuídas com densidade mais alta podem gerar mais facilmente uma grande quantidade de fase líquida por meio de reação com a matriz em volta das partículas dispersas durante a união. Como resultado, pode-se obter desempenho de união satisfatório.

[0051] No caso de modelagem utilizando o método de rolamento e modelagem contínua por rolos gêmeos, a velocidade de uma placa enrolada é preferencialmente de 0,5 m/min ou mais e 3 m/min ou menos. A velocidade de modelagem afeta a velocidade de resfriamento. Caso a velocidade de modelagem seja de menos de 0,5 m/min, não será obtida velocidade de resfriamento suficiente e os compostos serão embrutecidos. Caso a velocidade de modelagem seja de mais de 3 m/min, o material de alumínio não será suficientemente solidificado entre os rolos durante a modelagem e não poderão ser obtidos lingotes em forma de placas normais.

[0052] A temperatura do metal fundido no caso de modelagem utilizando o método de rolamento e modelagem contínua por rolos gêmeos encontra-se preferencialmente na faixa de 650 a 800 °C. A temperatura do metal fundido indica temperatura de uma caixa superior disposta imediatamente antes do bocal de metal fundido. Caso a temperatura de metal fundido seja de menos de 650 °C, partículas dispersas de compostos intermetálicos gigantes serão geradas no bocal de metal fundido e misturadas no lingote, de forma a causar desconexão de placas durante rolamento a frio. Caso a temperatura do metal fundido seja de mais de 800 °C, o material de alumínio não será suficientemente solidificado entre os rolos durante a modelagem e não poderão ser obtidos lingotes em forma de placas normais. Uma temperatura de maior preferência do metal fundido é de 680 a 750 °C.

[0053] Além disso, a espessura da placa moldada é preferencialmente de 2 mm a 10 mm. Nessa faixa de espessura, a velocidade de solidificação é alta mesmo em uma parte central da placa na direção da espessura e uma estrutura homogênea pode ser mais facilmente obtida. Caso a espessura da placa moldada seja de menos de 2 mm, a quantidade de alumínio que passa através de uma máquina de modelagem por unidade de tempo será muito pequena, de forma a causar dificuldade no fornecimento estável do metal fundido na direção da largura da placa. Por outro lado, caso a espessura da placa moldada seja de mais de 10 mm, será difícil enrolar a placa moldada com um rolo. Espessura de maior preferência da placa moldada é de 4 mm a 8 mm.

[0054] Durante um processo de rolamento da placa moldada obtida em uma placa que possui espessura final, a combinação pode ser conduzida uma ou mais vezes. Como ocorre com o refino, refino apropriado é selecionado dependendo do uso. O refino de H1n ou H2n normalmente é realizado para evitar a erosão, mas pode ser utilizada uma placa combinada, como se encontra, dependendo do formato e do uso.

[0055] Quando o material de liga de alumínio de acordo com a presente invenção for fabricado por meio do método de modelagem DC, é preferível controlar a velocidade de modelagem de uma laje ou tablete durante a modelagem. Como a velocidade de modelagem afeta a velocidade de resfriamento, a velocidade de modelagem é preferencialmente de 20 mm/min ou mais e 100 m/min ou menos. Caso a velocidade de modelagem seja de menos de 20 mm/min, não será obtida velocidade de resfriamento suficiente e os compostos serão embrutecidos. Por outro lado, caso a velocidade de modelagem seja de mais de 100 m/min, o material de alumínio não será suficientemente solidificado durante a modelagem e não poderão ser obtidos lingotes normais. Velocidade de modelagem de maior preferência é de 30 mm/min ou mais e 80 mm/min ou menos.

[0056] A espessura de laje no caso do emprego do método de modelagem DC é preferencialmente de 600 mm ou menos. Caso a velocidade de modelagem seja de mais de 600 mm/min, não será obtida velocidade de resfriamento suficiente e os compostos intermetálicos serão embrutecidos. Uma espessura de laje de maior preferência é de 500 mm ou menos.

[0057] Após a fabricação de uma laje por meio do método de modelagem DC, a laje pode ser submetida, conforme o necessário, a um processo de homogeneização, rolamento a quente, rolamento a frio e combinação. Também é realizado refino dependendo do uso. O refino de H1n ou H2n normalmente é realizado para evitar a erosão, mas pode ser utilizada uma placa suave, como se encontra, dependendo do formato e do uso.

[0058] Quando o material de liga de alumínio de acordo com a presente invenção for fabricado por meio do método de extrusão, um tablete é fabricado por meio do método de modelagem de DC e submetido em seguida, conforme o necessário, a um processo de homogeneização e extrusão a quente. Também é realizado refino dependendo do uso. O tablete pode ser moldado por meio do método de modelagem de topo superior ou do método de modelagem GDC.

[0059] O material de liga de alumínio de acordo com a presente invenção é fornecido em qualquer das formas dentre placa expandida, placa forjada, modelagem etc., mas a forma de placa expandida é ideal do ponto de vista de desempenho de união e capacidade de manutenção de formato. Como a placa expandida passa por velocidade de processamento maior que a placa forjada ou a modelagem durante a fabricação, é mais provável a ocorrência de um estado de compostos intermetálicos que são finamente desconectados entre si. Desta forma, a placa expandida é conveniente pelo fato de que densidades correspondentes dos compostos intermetálicos com base em Si e dos compostos intermetálicos com base em Al podem ser aumentadas e que desempenho de união e capacidade de manutenção de formato satisfatórios podem ser mais facilmente atingidos conforme discutido acima.

[0060] Será descrito abaixo um método de união do material de liga de alumínio de acordo com a presente invenção, ou seja, um método de fabricação da estrutura de liga de alumínio. No presente relatório descritivo, a expressão “estrutura de liga de alumínio” indica uma estrutura na qual dois ou mais membros são unidos entre si e pelo menos um dos membros que constituem a estrutura é elaborado com o material de liga de alumínio de acordo com a presente invenção. O método de fabricação da estrutura de liga de alumínio de acordo com a presente invenção inclui as etapas de combinação do material de liga de alumínio de acordo com a presente invenção, que serve de pelo menos um membro unido dentre os dois ou mais membros, com um ou mais membros unidos diferentes e a união desses membros unidos entre si com tratamento a quente. No tratamento a quente, os membros unidos são aquecidos pelo tempo necessário para a união sob temperatura que se encontra na faixa de não menos que a temperatura de sólido e não mais que a temperatura de líquido, em que uma fase líquida é gerada no interior de pelo menos um membro unido dentre os dois ou mais membros e que não é mais alta que a temperatura na qual a resistência é reduzida e o formato não pode ser mantido.

[0061] A condição de aquecimento entre as condições de união descritas acima para o método de união é particularmente importante. Como condição de aquecimento, a união necessita ser realizada sob temperatura na qual uma razão (denominada a seguir “razão de fase líquida”) de uma massa de fase líquida gerada no material de liga de alumínio utilizado como pelo menos um membro unido dentre os dois ou mais membros a uma massa total do material de liga de alumínio relevante é de mais de 0% e 35% ou menos. Como a união não pode ser realizada a menos que seja gerada a fase líquida, a razão de fase líquida necessita ser de mais de 0%. Caso a quantidade da fase líquida seja pequena, entretanto, a união é de difícil realização. Por esta razão, a razão de fase líquida é preferencialmente de 5% ou mais. Caso a razão de fase líquida seja de mais de 35%, a quantidade da fase líquida gerada será grande demais e o material de liga de alumínio seria deformado durante o aquecimento para a união até um ponto suficiente para não manter o formato. Desta forma, uma razão de fase líquida preferível é de 5 a 30% conforme mencionado acima. Uma razão de fase líquida de maior preferência é de 10 a 20%.

[0062] A fim de garantir que a fase líquida seja suficientemente preenchida em uma parte de união, também é preferível levar em consideração o tempo necessário para enchimento. Deste ponto de vista, o tempo durante o qual a razão de fase líquida é de 5% ou mais é preferencialmente especificado para que seja de trinta segundos ou mais e 3600 segundos ou menos. De maior preferência, o tempo durante o qual a razão de fase líquida é de 5% ou mais é de 60 segundos ou mais e 1800 segundos ou menos. Com esta condição, garante-se mais enchimento suficiente da fase líquida e é realizada união mais confiável. Caso o tempo durante o qual a razão de fase líquida é de 5% ou mais seja de menos de trinta segundos, a fase líquida não será suficientemente cheia até a parte de união em alguns casos. Por outro lado, caso seja de mais de 3600 segundos, a deformação do material de alumínio terá progresso em alguns casos. Deve-se observar que, no método de união de acordo com a presente invenção, como a fase líquida é movida apenas nos locais muito próximos da parte de união, o tempo necessário para enchimento não depende do tamanho da parte de união.

[0063] Como exemplo prático das condições de união desejadas, a temperatura de união é definida como sendo de 580 °C a 620 °C e o tempo de manutenção na temperatura de união é definido como sendo de cerca de 0 min a 10 min. Neste ponto, 0 mm indica que o resfriamento começa imediatamente após a temperatura de um membro atingir a temperatura de união previamente determinada. Além disso, para que a estrutura metálica da parte de união entre em um estado apropriado descrito posteriormente, a condição de aquecimento pode ser ajustada dependendo da composição. O tempo de manutenção é, de maior preferência, de trinta segundos a cinco minutos.

[0064] É muito difícil medir a razão de fase líquida real durante o aquecimento. A razão de fase líquida especificada na presente invenção, portanto, normalmente é determinada com base na regra de alavanca de uma composição de liga e uma temperatura máxima que pode ser atingida utilizando um diagrama de equilíbrio. Em um sistema de liga para o qual já é esclarecido um diagrama de equilíbrio, a razão de fase líquida pode ser determinada com base na regra de alavanca utilizando aquele diagrama de equilíbrio. Por outro lado, com referência a um sistema de liga para o qual não é publicado um diagrama de equilíbrio, a razão de fase líquida pode ser determinada empregando-se software de cálculo de diagrama de fase de equilíbrio. Um método de determinação da razão de fase líquida com base na regra de alavanca empregando uma composição de liga e uma temperatura é incorporada ao software de cálculo de diagrama de fase de equilíbrio. Um exemplo do software de cálculo de diagrama de fase de equilíbrio é Thermo-Calc, elaborado pela Thermo-Calc Software AB. Mesmo para o sistema de liga para o qual é esclarecido o diagrama de equilíbrio, o software de cálculo de diagrama de fases de equilíbrio pode também ser utilizado para simplificação, pois o resultado obtido por meio de cálculo da razão de fase líquida com o software de cálculo de diagrama de fases de equilíbrio é o mesmo obtido por meio da determinação da razão de fase líquida com base na regra de alavanca utilizando o diagrama de equilíbrio.

[0065] Atmosfera de aquecimento no tratamento a quente é preferencialmente uma atmosfera não oxidante na qual o ar é substituído por nitrogênio ou argônio, por exemplo. Pode-se obter desempenho de união mais satisfatório empregando-se fluxo não corrosivo. Além disso, a união pode ser realizada com aquecimento a vácuo ou pressão reduzida.

[0066] O fluxo não corrosivo mencionado acima pode ser aplicado, por exemplo, por meio de um método de, após a montagem dos membros unidos, polvilhamento de pó de fluxo sobre eles ou de um método de suspensão de pó de fluxo em água e pulverização da solução em suspensão. No caso de revestimento do fluxo não corrosivo sobre uma placa de material antecipadamente, a adesão de um revestimento pode ser aumentada por meio da mistura de um aglutinante, tal como uma resina acrílica, a pó de fluxo e revestimento da mistura em seguida. Exemplos do fluxo não corrosivo que é utilizado para obter a função ordinária de fluxo incluem fluxos com base em fluoreto, tais como KAlF4, K2AlF5, K2AlF5^H2O, K3A1F6, AlF3, KZnF3 e K2SiF6, fluxos com base em césio tais como Cs3AlF6, CsAlF4 ^2H2O e Cs2AlF5 ^H2O e fluxos com base em cloreto.

[0067] As características de união necessárias podem ser obtidas com o controle descrito acima do tratamento a quente e da atmosfera de aquecimento. Ao formar uma estrutura comparativamente frágil que inclui uma parte oca, por exemplo, caso a tensão gerada no interior da estrutura seja alta demais, entretanto, a forma da estrutura não poderá ser mantida em alguns casos. Particularmente, quando a razão de fase líquida aumentar durante a união, a forma pode ser mantida satisfatoriamente mantendo a tensão gerada no interior da estrutura para que seja comparativamente pequena. Quando se desejar levar a tensão no interior da estrutura em consideração como no caso mencionado acima, pode-se obter união muito estável satisfazendo uma condição de P < 460 - 12 V em que P (kPa) é o valor máximo de tensões geradas no interior do membro unido, no qual a fase líquida é gerada, dos dois ou mais membros e V (%) é a razão de fase líquida. Um valor indicado pelo lado direito (460 - 12V) da expressão acima representa limite de tensão. Caso seja exercida tensão acima do limite de tensão sobre o material de liga de alumínio no qual é gerada a fase líquida, existe a possibilidade de ocorrerem deformações grandes. Quando o membro unido, no qual é gerada a fase líquida, existir em número plural entre os dois ou mais membros, a união é preferencialmente realizada de tal forma que P < 460 - 12 V seja calculada utilizando a tensão P e a razão de fase líquida V para cada um dos diversos membros unidos e todos os diversos membros unidos satisfazem a expressão mencionada acima ao mesmo tempo. As tensões geradas nas várias posições em cada um dos membros unidos podem ser determinadas a partir da forma e da carga. Essas tensões podem ser calculadas, por exemplo, por meio do emprego de um programa de cálculo estrutural.

[0068] Uma forma de superfície da parte de união também afeta o desempenho de união com pressão na parte de união em alguns casos e união mais estável pode ser obtida quando as duas superfícies a serem unidas são macias. Na presente invenção, no caso de união de dois membros unidos, pode-se obter união mais satisfatória quando a soma das médias aritméticas da ondulação Wa1 e Wa2, que são determinadas a partir de irregularidades da superfície de superfícies unidas correspondentes dos dois membros unidos antes da dobra, satisfizer Wa1 + Wa2 ^ 10 (μm). As médias aritméticas da ondulação Wa1 e Wa2 são especificadas em JISB0633 e são determinadas definindo-se um valor de corte de tal forma que ocorra irregularidade nos comprimentos de onda de 25 a 2500 μm, empregando uma curva de ondulação medida com um microscópio a laser ou um microscópio confocal.

[0069] A fim de aumentar ainda mais a resistência à corrosão da estrutura de acordo com a presente invenção, a estrutura pode ser formada pulverizando-se Zn ou revestindo-se fluxo substituído por Zn sobre a superfície do material de liga de alumínio de acordo com a presente invenção. A resistência à corrosão pode ser adicionalmente aumentada realizando-se tratamento de superfície, tal como tratamento com cromato ou tratamento sem cromato, sobre a estrutura após o tratamento a quente.

[0070] A estrutura de liga de alumínio fabricada por meio do método de fabricação descrito acima para a estrutura de liga de alumínio possui a vantagem de que o tamanho e a forma da estrutura dificilmente são alterados entre antes e depois da união. A razão é que, embora a fase líquida seja gerada a partir do lado interno do material de liga de alumínio, que constitui o membro unido, de acordo com o mecanismo discutido acima, a quantidade da fase líquida gerada é controlada na faixa apropriada e, portanto, dificilmente ocorre deformação por deslizamento ao longo das fronteiras de grãos etc. durante a união. Outro fator do fornecimento da vantagem mencionada acima reside no efeito de que pode ser mantida a forma do membro unido durante o aquecimento não apenas porque a matriz, mas também os compostos intermetálicos não contribuem com a geração da fase líquida.

[0071] A estrutura da liga de alumínio de acordo com a presente invenção possui uma boa característica de estrutura metálica perto da parte de união de pelo menos um dos membros unidos. Mais detalhadamente, o material de liga de alumínio unido pelo método de acordo com a presente invenção possui uma estrutura tal que existem muitas partículas de compostos intermetálicos etc. nas fronteiras dos grãos. Como também observado no mecanismo de geração de fase líquida ilustrado na Fig. 2, um processo no qual a fase líquida é gerada e flui para o lado externo, as fronteiras de grãos servem como um dos trajetos de fluxo para fora da fase líquida. Existem, portanto, fases líquidas nas fronteiras de grãos durante o aquecimento para a união. Consequentemente, com o resfriamento subsequente, as fases líquidas são solidificadas, em que as partículas de compostos intermetálicos com base em Si e as partículas de compostos intermetálicos com base em Al são geradas nas fronteiras de grãos. Como resultado da condução de estudos, os inventores descobriram que, no membro unido no qual o desempenho de união e a resistência de material durante a união são equilibrados satisfatoriamente, a quantidade de pontos triplos de fronteiras de grãos nos quais existem as partículas de compostos intermetálicos com base em Si e as partículas de compostos intermetálicos com base em Al, ambas com diâmetros de círculo equivalentes de 1 μm ou mais, é de 50% ou mais da quantidade de pontos triplos de todas as fronteiras de grãos. Neste ponto, a expressão “ponto triplo de fronteiras de grãos” indica um ponto (ponto triplo) no qual se interseccionam pelo menos três ou mais fronteiras de grãos na matriz, ao observar-se um corte transversal do material de estrutura de liga de alumínio.

[0072] As partículas de compostos intermetálicos com base em Si e as partículas de compostos intermetálicos com base em Al (denominadas coletivamente a seguir as “partículas de compostos intermetálicos”) existentes nos pontos triplos das fronteiras de grãos funcionam como partículas dispersas em segunda fase que possuem ação de fortalecimento da dispersão e desenvolvem a função de fortalecimento do membro que constitui a estrutura. Além disso, os compostos intermetálicos exibem o efeito de suprimir o crescimento de grãos de cristal durante o resfriamento após o aquecimento para união do membro. Adicionalmente, quando a estrutura unida é novamente aquecida, os compostos intermetálicos exibem o efeito de suprimir o embrutecimento de grãos de cristal no membro que constitui a estrutura. Estes efeitos serão insuficientes se a taxa do número de pontos triplos das fronteiras de grãos onde existem os compostos intermetálicos for de menos de 50%. Por esta razão, a quantidade de pontos triplos das fronteiras de grãos nos quais existem as partículas de compostos intermetálicos que possuem os diâmetros de círculo equivalentes de 1 μm ou mais é especificada como sendo de 50% ou mais da quantidade de pontos triplos de todas as fronteiras de grãos. Aquela taxa é preferencialmente de 80% ou mais. Um valor limite superior daquela taxa é 100%.

[0073] Os compostos intermetálicos existentes nos pontos triplos das fronteiras de grãos incluem partículas de compostos intermetálicos com base em Al e partículas de compostos intermetálicos com base em Si. As partículas de compostos intermetálicos com base em Si são aquelas nas quais Fe, Mn etc. são dissolvidos em Si em estado sólido. As partículas de compostos intermetálicos com base em Al são aquelas elaboradas com Al e um ou mais elementos aditivos, tais como compostos com base em Al e Fe, com base em Al, Fe e Si, com base em Al, Mn e Si, com base em Al, Fe e Mn e com base em Al, Fe, Mn e Si.

[0074] A presença dos compostos intermetálicos existentes nos pontos triplos das fronteiras de grãos pode ser identificada por meio de diversos métodos. Com um método que utiliza um microscópio óptico, um corte transversal do membro que constitui a estrutura de acordo com a presente invenção é primeiramente polido mecanicamente e corroído utilizando, por exemplo, o reagente de Keller. As posições dos compostos intermetálicos são identificadas em seguida. Além disso, as fronteiras de grãos no corte transversal relevante tornam-se claras por meio do método de oxidação anódica e as posições de pontos triplos das fronteiras de grãos são identificadas. Comparando-se os dois resultados de identificação, é determinada uma taxa da quantidade de pontos triplos das fronteiras de grãos nos quais existem as partículas de compostos intermetálicos que possuem os diâmetros de círculo equivalentes de 1 μm ou mais com relação à quantidade de pontos triplos de todas as fronteiras de grãos.

[0075] Quando a fase líquida existente nas fronteiras de grãos solidificar-se e for transformada em uma estrutura eutética, existe a possibilidade de que os compostos intermetálicos sejam formados de maneira descontínua nas fronteiras de grãos ou que seja formada uma estrutura eutética na qual a fase de Al e uma fase de composto intermetálico sejam dispostas alternadamente. Neste caso, como as fronteiras de grãos não são claras, as fronteiras de grãos frequentemente são observadas como linhas descontínuas e as posições dos pontos triplos das fronteiras de grãos não estão claras. Neste caso, os compostos intermetálicos e a estrutura eutética são considerados partes das fronteiras de grãos e os pontos triplos das fronteiras de grãos são determinados traçando linhas imaginárias contínuas ao longo das fronteiras de grãos. Quando uma fase de Si (não ilustrada) e a estrutura eutética forem grandes e o ponto triplo das fronteiras de grãos não estiver claro como ilustrado na Fig. 6, toda a área dessa parte é considerada como representando as fronteiras de grãos conforme ilustrado na Fig. 7. Conforme indicado por uma linha pontilhada na Fig. 7, uma região na qual três fronteiras de grãos interseccionam-se imaginariamente é considerada o ponto triplo. O ponto triplo no caso mencionado acima é fornecido como uma área resultante da combinação de partes de fronteira de grãos de cristal correspondentes em uma região na qual as três fronteiras de grãos interseccionam-se. Somente é necessário que os compostos intermetálicos sejam formados mesmo em uma parte da área de ponto triplo mencionada acima.

[0076] A presença dos compostos intermetálicos existentes nos pontos triplos das fronteiras de grãos pode também ser identificada por meio de um método que utiliza EPMA (microanalisador de sonda de elétrons (raio X)). Este método destina-se a analisar componentes da superfície de elementos, tais como Si e Fe, em um corte transversal do membro que constitui a estrutura empregando EPMA. Como a concentração de Si é reduzida perto das fronteiras de grãos, as fronteiras de grãos podem ser identificadas. Os compostos intermetálicos podem ser identificados a partir de partes nas quais as concentrações dos elementos, tais como Si e Fe, são altas. Posições correspondentes das fronteiras de grãos e dos compostos intermetálicos podem também ser identificadas com observação SEM (ou seja, observação de uma imagem eletrônica refletida pelo microscópio eletrônico de varrimento) do corte transversal.

[0077] A estrutura da liga de alumínio formada de acordo com a presente invenção possui uma característica desejável de estrutura metálica perto da parte de união de pelo menos um dos membros unidos. Mais detalhadamente, a junção de união do material de liga de alumínio de acordo com a presente invenção possui uma estrutura metálica de forma que, por meio do mecanismo de geração de fase líquida descrito acima, as vizinhanças das partículas de Si são fundidas na forma de esfera enquanto permanecem até certo ponto na matriz e muitas estruturas eutéticas, ilustradas na Fig. 2, são dispersas em grãos de cristal da matriz (denominado a seguir simplesmente “em grãos”). Os inventores descobriram que, na estrutura de liga de alumínio de acordo com a presente invenção na qual o desempenho de união e a resistência de material durante a união são satisfatoriamente equilibrados, é preferível ter 10 a 3000 pcs/mm2 de estruturas eutéticas que possuem comprimento de 3 μm ou mais dentro dos grãos após a união em termos de densidade de superfície em um corte transversal da estrutura de liga de alumínio. Com relação à condição preferível mencionada acima da estrutura metálica, caso a densidade da superfície das estruturas eutéticas dentro dos grãos seja de menos de 10/mm2, a quantidade da fase líquida que faz parte da união seria grande demais, de forma a aumentar a dificuldade de manter a resistência durante o aquecimento para a união em alguns casos. Por outro lado, caso a densidade de superfície das estruturas eutéticas dentro dos grãos seja de mais de 3000/mm2, a quantidade da fase líquida que faz parte da união será pequena demais, de forma a reduzir o desempenho de união em alguns casos.

[0078] Cada uma das estruturas eutéticas mencionadas acima dentro dos grãos frequentemente assume a forma próxima de uma esfera, pois a estrutura eutética é formada a partir da fase líquida que foi gerada durante o aquecimento das vizinhanças fundidas de partículas de Si na forma de uma esfera e solidificada durante o resfriamento. Desta forma, conforme ilustrado na Fig. 2, essas estruturas eutéticas são observadas como estruturas eutéticas circulares quando observadas no seu corte transversal. Além disso, quando a fase líquida é gerada com os compostos intermetálicos com base em Al servindo como locais de geração de núcleos e permanece no interior dos grãos, podem às vezes formar-se estruturas eutéticas que possuem as formas seguindo os compostos intermetálicos com base em Al.

[0079] A densidade de superfície no corte transversal das estruturas eutéticas dentro dos grãos pode ser medida por meio de vários métodos. Com um método que utiliza um microscópio óptico, um corte transversal do membro que constitui a estrutura de acordo com a presente invenção é polido mecanicamente e corroído utilizando, por exemplo, o reagente de Keller. São identificadas em seguida as posições das estruturas eutéticas. As estruturas eutéticas podem ser discriminadas porque a fase de composto intermetálico com base em Si e a fase de Al são finamente dispostas alternadamente nas estruturas eutéticas. Além disso, as posições das fronteiras de grãos no corte transversal relevante são identificadas com o auxílio do método de oxidação anódica. Comparando-se os dois resultados de identificação, a quantidade da estrutura eutética existente dentro dos grãos de cristal que possui comprimentos de 3 μm ou mais é medida e convertida na densidade de superfície.

[0080] A densidade de superfície pode também ser medida por meio de um método utilizando EPMA. Este método destina-se a analisar componentes da superfície de elementos, tais como Si e Fe, em um corte transversal do membro que constitui a estrutura empregando EPMA. As estruturas eutéticas podem ser identificadas porque uma parte na qual a concentração de Si é alta e outra parte na qual ela é baixa são finamente dispostas alternadamente nas estruturas eutéticas. Além disso, as fronteiras de grãos podem ser identificadas porque a concentração de Si é reduzida perto das fronteiras de grãos. As estruturas eutéticas podem também ser identificadas com a observação SEM do corte transversal. Neste caso, as fronteiras de grãos são identificadas por meio do método SEM/EBSB.

[0081] A estrutura de liga de alumínio que possui a estrutura metálica descrita acima é fabricada com ajuste do tamanho e da composição do material de liga de alumínio de acordo com a presente invenção e com o ajuste da condição de aquecimento considerando a composição. Quando a espessura do material de liga de alumínio que constitui o membro unido for grande, por exemplo, ou quando o material de liga de alumínio for disposto em uma parte na qual a temperatura durante a união tende a ser alta, a fase líquida pode ser gerada em quantidade suficiente mesmo com o uso do material de liga de alumínio no qual a quantidade de Si adicionada é relativamente baixa. Mais especificamente, no caso de um membro de barbatana que possui espessura de placa de 30 μm a 100 μm, é preferível que a quantidade de Si adicionada seja de cerca de 1,5% a 3,5% e a temperatura de aquecimento seja de cerca de 580 °C a 620 °C. Neste caso, a quantidade das estruturas eutéticas dentro dos grãos é de 20 a 500/mm2. Desta forma, a quantidade de Si adicionada ao material de liga de alumínio que constitui o membro unido é previamente ajustada na faixa de 1,5% a 5,0%, de tal forma que a densidade de superfície das estruturas eutéticas no interior dos grãos no corte transversal encontre-se na faixa de 10 a 3000/mm2 com observação da estrutura após a união. Como resultado, pode-se obter um corpo unido com desempenho de união satisfatório. Além disso, a adição de 0,3% ou mais de Mn é eficaz na redução das estruturas eutéticas no interior dos grãos.

[0082] Conforme descrito acima, a estrutura de liga de alumínio de acordo com a presente invenção é uma estrutura constituída por dois ou mais membros e pelo menos um dos dois ou mais membros é feito do material de liga de alumínio de acordo com a presente invenção. Exemplos preferíveis da estrutura de liga de alumínio são vários tipos de trocadores de calor. Os trocadores de calor são constituídos por meio de combinação apropriada de vários membros, tais como um membro de barbatana, um membro de tubo, um membro de placa e um membro de tanque, cada qual dependendo do uso pretendido e das condições de uso. O material de liga de alumínio de acordo com a presente invenção pode ser empregado para constituir os diversos membros dos trocadores de calor.

[0083] Um membro de tubo e um membro de tanque, por exemplo, são fabricados utilizando o material de liga de alumínio de acordo com a presente invenção e são combinados com um membro de barbatana de camada única (membro de barbatana exposto). Um conjunto combinado é submetido ao tratamento a quente previamente determinado. Como resultado, pode ser fabricado um trocador de calor no qual todos os membros são constituídos por membros de camada única. Um trocador de calor pode também ser fabricado por meio da elaboração de um membro de barbatana e um membro de placa utilizando o material de liga de alumínio de acordo com a presente invenção, combinando-os com um membro de tubo (membro extrudado ou membro de tubo exposto soldado eletricamente) que não inclui um metal de carga de brasagem e realização do tratamento a quente previamente determinado. Além disso, um trocador de calor do tipo laminado pode ser fabricado por meio da formação por pressão de membros de placa e sua laminação.

[0084] Além disso, o material de liga de alumínio de acordo com a presente invenção pode também ser aplicado a sifões de calor, refrigeradores a óleo que possuem estruturas laminadas etc. Existe a possibilidade de que a rigidez da estrutura mencionada acima utilizando os membros de camada única sem metais de carga de brasagem possa ser reduzida à alta temperatura em comparação com a estrutura que utiliza membros do estado da técnica. Em vista disso, pode ser obtida uma estrutura com precisão dimensional mais alta definindo-se a estrutura com o auxílio de um gabarito, que é feito de um material tal como ferro, resistente a altas temperaturas, quando o tratamento a quente é realizado sobre a estrutura.

[0085] Um trocador de calor pode também ser simplesmente fabricado por meio da elaboração separada de um membro extrudado que possui formato similar a pente e um membro extrudado que possui uma parte oca e união desses dois membros extrudados entre si. Além disso, os dois membros extrudados podem ser laminados para fabricar produtos tais como um refrigerador a óleo e um sifão de calor que possuem os tamanhos desejados. Efeito Vantajoso da Invenção

[0086] O material de liga de alumínio de acordo com a presente invenção é unido por meio de um método de união diferente do método de união conhecido, tal como o método de brasagem, e pode ser unido em um estado de camada única a vários tipos de membros unidos. O material de liga de alumínio de acordo com a presente invenção dificilmente causa alterações de tamanho ou formato entre antes e depois da união. O método de união que utiliza o material de liga de alumínio de acordo com a presente invenção permite a união dos membros unidos entre si sem o uso de um material de união, tal como um metal de carga de brasagem. Além disso, a estrutura de liga de alumínio de acordo com a presente invenção é capaz de satisfazer a demanda de redução de custo por ter as vantagens descritas acima.

Breve Descrição da Invenção

[0087] A Fig. 1 ilustra um diagrama de fases de uma liga de Al e Si que é uma liga eutética binária.

[0088] A Fig. 2 é uma vista explanatória para explicar um mecanismo de geração de fase líquida em um material de liga de alumínio de acordo com a presente invenção, que é desenvolvido com um método de união utilizando o material de liga de alumínio.

[0089] A Fig. 3 é uma vista explanatória para explicar um mecanismo de geração de fase líquida no material de liga de alumínio de acordo com a presente invenção, que é desenvolvido com o método de união utilizando o material de liga de alumínio.

[0090] A Fig. 4 é uma vista em perspectiva de um pedaço de teste laminado em três estágios (mininúcleo) utilizado na primeira à terceira realização.

[0091] A Fig. 5 é uma vista em perspectiva que ilustra uma parte do formato de um tubo extrudado utilizado em um pedaço de teste na terceira realização.

[0092] A Fig. 6 é um diagrama que ilustra fronteiras de grãos e seu ponto triplo.

[0093] A Fig. 7 é uma vista explanatória que ilustra um método de discriminação do ponto triplo das fronteiras de grãos. Modo de Condução da Presente Invenção

[0094] A presente invenção será descrita em detalhes abaixo com relação aos Exemplos da Invenção e aos Exemplos Comparativos.

[0095] Primeira realização: placas de teste feitas de materiais de liga de alumínio B1 a B59 e B77-B98 nas Tabelas 3 a 5 foram fabricadas em primeiro lugar utilizando ligas de alumínio que contêm composições relacionadas nas Tabelas 1 e 2. Nas composições de liga da Tabela 1, “-“ indica que o conteúdo não é mais que um limite de detecção e “saldo” inclui impurezas inevitáveis.

[0096] As placas de teste de B1 a B48, B52 a B57 e B84 foram moldadas por meio do método de rolagem e invólucro contínuo em rolos gêmeos. A temperatura de um metal fundido durante a moldagem com o método de rolagem e invólucro contínuo em rolos gêmeos foi de 650 a 800 °C e a espessura de cada placa moldada foi de 7 mm. A velocidade de modelagem foi alterada de várias formas conforme relacionado nas Tabelas 3 a 5. O lingote similar a placa obtido foi rolado a frio até uma espessura de 0,70 mm e, após combinação intermediária de 420 °C por duas horas, ele foi adicionalmente rolado a frio até uma espessura de 0,050 mm e obteve-se uma amostra de placa. A média aritmética da ondulação Wa da placa de amostra foi de cerca de 0,5 μm.

[0097] As placas de teste de B49-B51, B58-B59, B77-B83 e B85-B98 foram moldadas no tamanho de 100 mm x 300 mm por meio do método de modelagem DC. A velocidade de modelagem foi alterada de várias formas conforme relacionado nas Tabelas 4 e 5. Após voltar-se a cada uma das lajes moldadas, a laje foi aquecida e rolada a quente até uma espessura de 3 mm. Em seguida, a placa rolada a quente foi rolada a frio até uma espessura de 0,070 mm e, após combinação intermediária de 380 °C por duas horas, ela foi adicionalmente rolada a frio até uma espessura de 0,050 mm e obteve-se uma amostra de placa. A média aritmética da ondulação Wa da placa de amostra foi de cerca de 0,5 μm.

[0098] As placas de teste mencionadas acima foram avaliadas para determinar a capacidade de fabricação no processo de fabricação. A capacidade de fabricação foi avaliada por meio de um método, na fabricação de cada placa ou laje, de avaliação da placa de teste para que seja O quando for obtida placa ou laje adequada sem causar nenhum problema durante o processo de fabricação e avaliação da placa de teste para que seja x quando ocorrer qualquer problema durante o processo de fabricação, tal como a ocorrência de quebra durante a modelagem ou dificuldade de continuação do rolamento devido à geração de compostos intermetálicos gigantes durante a modelagem.

[0099] A densidade de superfície dos compostos intermetálicos na placa fabricada (placa de material) foi medida com observação SEM (observação de uma imagem eletrônica refletida) de um corte transversal da placa tomada na direção da espessura da placa. Os compostos intermetálicos com base em Si e os compostos intermetálicos com base em Al (compostos intermetálicos com base em Al e Fe etc.) foram discriminados com base na diferença de contraste com a observação SEM. A observação de SEM foi realizada sobre cinco campos de observação para cada amostra e a densidade das partículas dispersas que possuem diâmetros de círculo equivalentes de 0,5 μm a 5 μm na amostra foi medida por meio de uma análise de imagem de uma foto SEM em cada campo de observação.

[00100] As Tabelas 3 a 5 relacionam os resultados de avaliação da capacidade de fabricação e medição das partículas dispersas. Conforme relacionado nas Tabelas 3 a 5, a capacidade de fabricação foi boa quando as composições dos materiais de liga de alumínio encontravam-se dentro das faixas especificadas na presente invenção. No caso da composição de liga A68, como Fe excedeu a quantidade especificada, foram gerados compostos intermetálicos gigantes durante a modelagem e o rolamento não pôde prosseguir até atingir a espessura final da placa. Ocorreu, portanto, um problema na fabricação. No caso da composição de liga A70, como Ni excedeu a quantidade especificada, foram gerados compostos intermetálicos gigantes durante a modelagem e ocorreu um problema na fabricação. No caso da composição de liga A71, como Ti excedeu a quantidade especificada, foram gerados compostos intermetálicos gigantes durante a modelagem e o rolamento não pôde prosseguir até atingir a espessura final da placa. Ocorreu, portanto, um problema na fabricação. No caso das composições de liga A89-92, como Mn, V, Cr e Zr excederam as quantidades especificadas correspondentes, foram gerados compostos intermetálicos gigantes durante a modelagem e o rolamento não pôde prosseguir até atingir a espessura final da placa. Ocorreu, portanto, um problema na fabricação.

[00101] Em seguida, conforme ilustrado na Fig. 4, cada placa de teste foi formada em um membro de barbatana que possui largura de 16 mm, altura de crista de 7 mm e inclinação de 2,5 mm. Além disso, uma placa de material que possui a composição b1 (Tabela 2) foi formada em um membro de tubo soldado eletricamente que possui média aritmética de ondulação Wa de 0,3 μm e espessura de placa de 0,4 mm. Um pedaço de teste laminado em três etapas (mininúcleo), ilustrado na Fig. 4, foi fabricado por meio da combinação de membros de barbatana e tubo obtidos entre si e sua montagem com o auxílio de um gabarito de aço inoxidável. Os pedaços de teste (mininúcleos) fabricados utilizando as barbatanas e membros de tubo, que são elaborados com cada uma das placas de teste (B1-B59 e B77-B98), encontram-se relacionados, respectivamente, como C1-C59 e C77-C98 nas Tabelas 3 a 5.

[00102] Em seguida, cada um dos mininúcleos mencionados acima foi mergulhado em uma solução de suspensão contendo 10% de fluxo com base em fluoreto não corrosivo. Após a secagem, o mininúcleo foi aquecido por três minutos a 580 até 600 °C em atmosfera de nitrogênio, de forma a unir os membros de barbatana e tubo entre si. No caso do mininúcleo obtido desta forma, devido à diferença de coeficientes de expansão térmica entre o gabarito de aço inoxidável e o material de alumínio, foi gerada uma carga de compressão de cerca de 4 N entre o gabarito de aço inoxidável e o mininúcleo durante o aquecimento para união. Isso indica que, com o cálculo baseado em uma área de união, é gerada tensão de cerca de 10 kPa na interface de união entre a barbatana e o tubo.

[00103] Após a união dos membros de barbatana e tubo entre si, a barbatana foi descascada do tubo e foi examinado um estado de união a 40 partes de união entre o tubo e a barbatana, de forma a determinar a velocidade (velocidade de união) de partes completamente unidas. Foi também examinado um estado de flambagem da barbatana. A flambagem da barbatana foi determinada como sendo © quando a velocidade de alteração da altura da barbatana entre antes e depois da união com relação à altura da barbatana antes da união era de 5% ou menos, O quando era maior que 5% e 10% ou menos, Δ quando era de mais de 10% e 15% ou menos e x quando era de mais de 15%.

[00104] Além disso, o mininúcleo após a união foi embutido em uma resina. Após a moagem, a densidade de superfície das estruturas eutéticas no interior dos grãos, que possuem comprimentos de 3 μm ou mais, foi medida por meio de observação da estrutura em um corte transversal do membro com um microscópio óptico. Adicionalmente, o corte transversal do mininúcleo após a união foi polido e corroído utilizando o reagente de Keller, por exemplo, e as posições dos compostos intermetálicos foram identificadas. Além disso, as fronteiras de grãos no corte transversal relevante tornaram-se claras por meio do método de oxidação anódica e as posições dos pontos triplos das fronteiras de grãos foram identificadas. Comparando-se as posições dos compostos intermetálicos e as posições dos pontos triplos das fronteiras de grãos, foi determinada a taxa dos pontos triplos das fronteiras de grãos nas quais existiram os compostos intermetálicos.

[00105] Os resultados de avaliação do teste de união de mininúcleos descrito acima encontram-se relacionados nas Tabelas 3 a 5. As Tabelas 3 a 5 relacionam ainda uma taxa de fase líquida em equilíbrio à temperatura de aquecimento para cada amostra. A taxa de fase líquida de equilíbrio é um valor calculado obtido por meio do emprego do software de cálculo de diagrama de fase de equilíbrio. Tabela 1

Tabela 2

Tabela 3

(a) Exemplo da Invenção (b) Modelagem contínua (c) Capacidade de fabricação (d) Densidade de superfície de compostos intermetálicos com base em Si (número/mm2) (e) Densidade de superfície de compostos intermetálicos com base em Al (número/mm2) (f) Taxa de fase líquida de equilíbrio (%) (g) Densidade de superfície de estruturas eutéticas (quantidade/mm2) (h) Taxa de pontos triplos de fronteiras de grãos nos quais existem compostos intermetálicos (%) E+ na Tabela indica notação exponencial. 1,3E+04, por exemplo, indica 1,3x104. Tabela 4

(a) Exemplo da Invenção (b) Modelagem contínua (c) Capacidade de fabricação (d) Densidade de superfície de compostos intermetálicos com base em Si (número/mm2) (e) Densidade de superfície de compostos intermetálicos com base em Al (número/mm2) (f) Taxa de fase líquida de equilíbrio (%) (g) Densidade de superfície de estruturas eutéticas (quantidade/mm2) (h) Taxa de pontos triplos de fronteiras de grãos nos quais existem compostos intermetálicos (%) E+ na Tabela indica notação exponencial. 1,3E+04, por exemplo, indica 1,3x104. Tabela 5

(i) Exemplo da Invenção (b) Modelagem contínua (c) Capacidade de fabricação (d) Densidade de superfície de compostos intermetálicos com base em Si (número/mm2) (e) Densidade de superfície de compostos intermetálicos com base em Al (número/mm2) (f) Taxa de fase líquida de equilíbrio (%) (g) Densidade de superfície de estruturas eutéticas (quantidade/mm2) (h) Taxa de pontos triplos de fronteiras de grãos nos quais existem compostos intermetálicos (%) E+ na Tabela indica notação exponencial. 1,3E+04, por exemplo, indica 1,3x104.

[00106] Conforme observado por meio da comparação dos resultados de avaliação das amostras de mininúcleos individuais, relacionadas nas Tabelas 3 a 5, com as composições (Tabelas 1 e 2) dos materiais de liga de alumínio dos membros de barbatana, a taxa de união e a flambagem de barbatanas foram ambas aceitáveis nas amostras (C1-C51 e C77-C98), que satisfizeram as condições especificadas na presente invenção com relação à composição do material de liga de alumínio e à condição de aquecimento.

[00107] Por outro lado, no Exemplo Comparativo C52 (composição de liga A66), como o componente Si não atingiu a quantidade especificada, a taxa de fase líquida (taxa de fase líquida de equilíbrio) foi de até 5% e a taxa dos pontos triplos das fronteiras de grãos nas quais existiam os compostos intermetálicos também foi baixa. Como resultado, a taxa de união foi reduzida e a flambagem das barbatanas não pôde ser medida.

[00108] No Exemplo Comparativo C53 (composição de liga A67), como o componente de Si excedeu a quantidade especificada, a taxa de fase líquida foi alta durante a união e a barbatana sofreu colapso e foi flambada.

[00109] No Exemplo Comparativo C54 (composição de liga A68), conforme descrito acima, como o componente Fe excedeu a quantidade especificada, foram gerados compostos intermetálicos gigantes e o rolamento não pôde prosseguir até atingir a espessura final da placa. Ocorreu, portanto, um problema na fabricação.

[00110] No Exemplo Comparativo C55 (composição de liga A69), como Mg excedeu a quantidade especificada, a taxa de união foi de até 30% e a união foi incompleta.

[00111] No Exemplo Comparativo C56 (composição de liga A70), conforme descrito acima, ocorreu um problema na fabricação. No Exemplo Comparativo C57 (composição de liga A71), conforme descrito acima, foram gerados compostos intermetálicos gigantes durante a modelagem e o rolamento não pôde prosseguir até atingir a espessura final da placa. Ocorreu, portanto, um problema na fabricação.

[00112] No Exemplo Comparativo C58 (composição de liga A72), como Be, Sr e Bi excederam as quantidades especificadas correspondentes, um filme de óxido sobre a superfície tornou-se mais espesso e a taxa de união foi reduzida.

[00113] No Exemplo Comparativo C59 (composição de liga A73), como Na e Ca excederam as quantidades especificadas correspondentes, um filme de óxido sobre a superfície tornou-se mais espesso e a taxa de união foi reduzida.

[00114] No Exemplo Comparativo C93 (composição de liga A88), como o componente Fe não atingiu a quantidade especificada, a densidade de superfície dos compostos intermetálicos com base em Al na liga foi reduzida e a taxa dos pontos triplos das fronteiras de grãos nas quais existiam os compostos intermetálicos também foi baixa. Como resultado, a taxa de união foi reduzida e ocorreu flambagem das barbatanas.

[00115] No Exemplo Comparativo C94 (composição de liga A80), como o componente de liga estava na faixa especificada, a densidade de superfície dos compostos intermetálicos com base em Si na liga foi reduzida e a taxa dos pontos triplos das fronteiras de grãos nas quais existiam os compostos intermetálicos também foi baixa. Como resultado, a taxa de união foi reduzida.

[00116] Nos Exemplos Comparativos C95-98 (composições de liga A89-92), conforme descrito acima, foram gerados compostos intermetálicos gigantes durante a modelagem e o rolamento não pôde prosseguir até atingir a espessura final da placa. Ocorreu, portanto, um problema na fabricação.

[00117] Segunda realização: em uma segunda realização, foram examinadas influências da temperatura de aquecimento como uma das condições de união. As placas de material fabricadas na primeira realização foram opcionalmente selecionadas conforme relacionado na Tabela 6 e moldadas em membros de barbatana similares aos da primeira realização. Além disso, como na primeira realização, foram fabricadas peças de teste laminadas em três estágios (mininúcleos) (Fig. 4). Cada um dos mininúcleos foi mergulhado em uma solução de suspensão contendo 10% de fluxo com base em fluoreto não corrosivo. Após a secagem, os mininúcleos foram aquecidos e mantidos por tempos previamente determinados em diversas temperaturas de aquecimento, relacionadas na Tabela 6, em uma atmosfera de nitrogênio, de forma a unir a os membros de barbatana e tubo entre si.

[00118] Para cada um dos mininúcleos unidos desta forma, a taxa de união foi medida e avaliada da mesma forma que na primeira realização. Além disso, foi medida a altura de barbatana do mininúcleo após a união e a taxa de alteração do tamanho após a união com relação àquela antes da união foi determinada como taxa de deformação. O resultado da avaliação foi determinado como sendo © quando a taxa de deformação era de 3% ou menos, O quando era mais de 3% e 5% ou menos, Δ quando era mais de 5% e 8% ou menos e x quando era mais de 8%. Além disso, como na primeira realização, observou-se que a estrutura em um corte transversal de cada membro determina a densidade de superfície dos compostos intermetálicos, em que a densidade de superfície das estruturas eutéticas que possuem comprimentos de 3 μm ou mais no interior dos grãos e a taxa dos pontos triplos das fronteiras de grãos nos quais existiram os compostos intermetálicos que possuem os diâmetros de círculo equivalentes de 1 μm ou mais com relação aos pontos triplos de todas as fronteiras de grãos. Os resultados de avaliação estão relacionados na Tabela 6. Tabela 6

(a) Exemplo da Invenção (i) Exemplo Comparativo (d) Densidade de superfície de compostos intermetálicos com base em Si (número/mm2) (e) Densidade de superfície de compostos intermetálicos com base em Al (número/mm2) (f) Taxa de fase líquida de equilíbrio (%) Petição 870200093339, de 27/07/2020, pág. 60/75 (j) Temperatura na qual a taxa de fase líquida é de 5% (k) Tempo durante o qual a taxa de fase líquida é de 5% ou mais (g) Densidade de superfície de estruturas eutéticas (quantidade/mm2) (h) Taxa de pontos triplos de fronteiras de grãos nos quais existem compostos intermetálicos (%) E+ na Tabela indica notação exponencial. 1,3E+04, por exemplo, indica 1,3x104. Petição 870200093339, de 27/07/2020, pág. 61/75

[00119] Como se pode observar na Tabela 6, em qualquer dos Exemplos da Invenção C61-73, todas as condições especificadas na presente invenção foram satisfeitas e a taxa de união e a taxa de deformação foram ambas aceitáveis.

[00120] Por outro lado, nos Exemplos Comparativos C74 e C76, como a taxa de fase líquida era alta demais, a forma não pôde ser mantida e a taxa de deformação aumentou. No Exemplo Comparativo C75, a taxa de fase líquida era baixa demais. Além disso, a taxa dos pontos triplos das fronteiras de grãos nos quais existiam os compostos intermetálicos que possuem os diâmetros de círculo equivalentes de 1 μm ou mais também foi baixa. Como resultado, a taxa de união foi reduzida.

[00121] Terceira realização: Em uma terceira realização, foi examinado o efeito da camada que contém Zn como componente principal, destinado a aumentar a capacidade de formação da extrusão e a resistência à corrosão. Em primeiro lugar, materiais que possuem composições (n° E1-E24, E25 e E26), relacionados na Tabela 7, foram moldados por DC e foram obtidos tabletes com diâmetro de 150 mm. Nas composições de liga da Tabela 7, “-“ indica que o conteúdo não é mais que um limite de detecção e “saldo” inclui impurezas inevitáveis.

[00122] Os tabletes mencionados acima foram rolados a quente como materiais de amostra por meio de extrusão direta e tubos extrudados com formato aplainado foram fabricados como amostras n° D1-D24, D43 e D44 relacionados na Tabela 8. A Fig. 5 é uma vista em perspectiva que ilustra uma parte do tubo extrudado que possui formato aplainado. A média aritmética da ondulação Wa do material de amostra foi de cerca de 1 μm. A capacidade de extrusão do material de amostra na extrusão a quente foi avaliada. A capacidade de extrusão foi avaliada como sendo O quando o membro extrudado adequado foi obtido com comprimento de 10 m ou mais por meio de rolamento a quente, Δ quando o membro extrudado adequado foi obtido com comprimento de mais de 0 m e menos de 10 m e x quando o membro extrudado adequado não foi obtido, por exemplo, devido à ocorrência de compostos intermetálicos brutos durante a modelagem (incluindo o caso em que o comprimento do membro extrudado adequado obtido foi de 0 m).

[00123] Nas amostras n° D25-D39 relacionadas na Tabela 9, a camada contendo Zn como componente principal foi formada sobre a superfície do tubo extrudado. As amostras n° D40-D42 relacionadas na Tabela 9 representam exemplos de referência nos quais a camada contendo Zn como componente principal não foi formada. A camada de Zn foi formada por meio de qualquer dos métodos de pulverização de Zn, aplicação de Zn substituído por Zn, revestimento de pó de Zn e colocação de Zn em placas.

[00124] Em seguida, um material (média aritmética da ondulação Wa de 0,3 μm e espessura de placa de 0,07 mm) que possui uma composição F1 (JISA3003 + 1,5 Zn) na Tabela 7 foi processado em um membro de barbatana. O membro de barbatana foi moldado em formato corrugado que possui altura de 7 mm.

[00125] O pedaço de teste laminado em três etapas (mininúcleo), ilustrado na Fig. 4, foi elaborado por meio de combinação dos tubos extrudados aplainados correspondentes a cada uma das amostras n° D1-D42, D43 e D44 com os membros de barbatana mencionados acima e sua montagem com o auxílio do gabarito de aço inoxidável. No caso do mininúcleo obtido desta forma, devido à diferença de coeficientes de expansão térmica entre o gabarito de aço inoxidável e o material de alumínio, foi gerada uma carga de compressão de cerca de 4 N entre o gabarito de aço inoxidável e o mininúcleo durante o aquecimento para união. Isso indica que, com o cálculo baseado em uma área de união, é gerada tensão de cerca de 10 kPa na interface de união entre a barbatana e o tubo.

[00126] O mininúcleo elaborado conforme descrito acima foi mergulhado em uma solução de suspensão contendo 10% de fluxo com base em fluoreto não corrosivo. Após a secagem, o mininúcleo foi aquecido por três minutos a 580 até 600 °C em atmosfera de nitrogênio, de forma a unir a barbatana e os membros de tubo entre si. Nas amostras n° D13, D14 e D22, os membros de barbatana e tubo foram unidos a vácuo sem aplicação do fluxo. Na amostra n° D12, utilizou-se fluxo com base em fluoreto contendo césio. Na amostra n° D26, o fluxo substituído por Zn foi aplicado e realizou-se aquecimento em seguida.

[00127] Para as amostras n° D1-D24, D43 e D44, a taxa de união entre a barbatana e o tubo foi determinada e avaliada da mesma forma que na primeira realização. A ocorrência de colapso do tubo também foi confirmada. Além disso, para avaliação da resistência à corrosão, o teste CASS foi conduzido por mil horas e a ocorrência de penetração de corrosão através do tubo foi confirmada. O resultado da avaliação foi determinado como sendo O quando a corrosão não ocorreu e x quando ocorreu a corrosão.

[00128] Além disso, como na primeira realização, observou-se que a estrutura em um corte transversal de cada membro determina a densidade de superfície das estruturas eutéticas que possuem comprimentos de 3 μm ou mais no interior dos grãos e a taxa dos pontos triplos das fronteiras de grãos nos quais existiram os compostos intermetálicos que possuem os diâmetros de círculo equivalentes de 1 μm ou mais com relação aos pontos triplos de todas as fronteiras de grãos. Além disso, como na primeira realização, foi medida a densidade de superfície de partículas dispersas dos compostos intermetálicos com base em Si e dos compostos intermetálicos com base em Al, que possuem diâmetros de círculo equivalentes de 0,5 μm a 5 μm, na amostra. Os resultados de medição estão relacionados na Tabela 8.

[00129] Para as amostras n° D25-D42, o tubo extrudado foi descascado da barbatana e a profundidade da corrosão ocorreu no tubo extrudado, incluindo sobre a sua superfície a camada que contém Zn como componente principal, foi medida pelo método de profundidade focal. Os resultados de medição estão relacionados na Tabela 9. Tabela 7

Tabela 8

(a) Exemplo da Invenção (i) Exemplo Comparativo (d) Densidade de superfície de compostos intermetálicos com base em Si (número/mm2) (d) Densidade de superfície de compostos intermetálicos com base em Al (número/mm2) (g) Densidade de superfície de estruturas eutéticas (quantidade/mm2) (h) Taxa de pontos triplos de fronteiras de grãos nos quais existem compostos intermetálicos (%) E+ na Tabela indica notação exponencial. 1,3E+04, por exemplo, indica 1,3x104. Tabela 9

(a) Exemplo da Invenção (i) Exemplo Comparativo (l) aplicar fluxo substituído por Zn

[00130] Conforme observado na Tabela 8, em qualquer dos Exemplos da Invenção D1-D15, D43 e D44, a capacidade de extrusão, a taxa de união, o colapso do tubo e a resistência à corrosão foram todos aceitáveis.

[00131] Por outro lado, no Exemplo Comparativo D16 (composição de liga E16), como o componente Si não atingiu o valor especificado, a taxa dos pontos triplos das fronteiras de grãos nas quais existiram os compostos intermetálicos que possuem os diâmetros de círculo equivalentes de 1 μm ou mais com relação aos pontos triplos de todas as fronteiras de grãos foi baixa. A taxa de união também foi baixa.

[00132] No Exemplo Comparativo D17 (composição de liga E17), como o componente de Si excedeu o valor especificado e a taxa de fase líquida foi alta demais, o tubo extrudado sofreu colapso durante a união.

[00133] No Exemplo Comparativo D18 (composição de liga E18), como o componente Si não atingiu o valor especificado, a taxa dos pontos triplos das fronteiras de grãos nas quais existiram os compostos intermetálicos que possuem os diâmetros de círculo equivalentes de 1 μm ou mais foi baixa. A taxa de união também foi reduzida.

[00134] No Exemplo Comparativo D19 (composição de liga E19), como o componente de Si excedeu o valor especificado, o tubo extrudado sofreu colapso durante a união.

[00135] Nos Exemplos Comparativos D20-D24, os orifícios de penetração foram gerados nos resultados dos testes CASS e a resistência à corrosão foi inferior. Estes resultados foram atribuíveis às composições de liga. Mais especificamente, nos Exemplos Comparativos D20-D24, os componentes de Fe e Cu (composição de liga E20), o componente Mn (composição de liga E21), o componente Zn (composição de liga E22), o componente Mg (composição de liga E23) e os componentes Cr, Ti e V (composição de liga E24) excederam os valores especificados correspondentes.

[00136] Com relação ao efeito da camada que contém Zn como componente principal, conforme observado na Tabela 9, nos Exemplos da Invenção D25-D39, o efeito anticorrosivo de sacrifício foi desenvolvido com a camada de Zn formada sobre a superfície e a profundidade de corrosão foi de até 0,60 mm ou menos.

[00137] Por outro lado, nos Exemplos de Referência D40-D42, como Zn não foi aplicado à superfície, a profundidade de corrosão foi de até mais de 0,90 mm, embora sem penetração. Desta forma, foi confirmado o efeito obtido pela formação da camada que contém Zn como componente principal para aumentar a resistência à corrosão. Aplicabilidade Industrial

[00138] Segundo a presente invenção, como o material de liga de alumínio pode ser unido sem o uso de um material de união, tal como um metal de carga de brasagem ou um metal de carga, pode ser eficientemente fabricada uma estrutura utilizando o material de liga de alumínio. Além disso, na presente invenção, dificilmente ocorre alteração de tamanho ou formato entre antes e depois da união de membros unidos. Desta forma, o material de liga de alumínio, a estrutura que utiliza o material de liga de alumínio e o método de fabricação do material de liga de alumínio, segundo a presente invenção, são notadamente eficazes do ponto de vista industrial. Lista de Caracteres de Referência

[00139] c concentração de Si

[00140] c1 concentração de Si

[00141] c2 concentração de Si

[00142] T temperatura

[00143] T1 temperatura mai or que Te

[00144] T2 temperatura mai or que Ts2

[00145] Te temperatura de sólido

[00146] Ts2 temperatura de sólido

Claims

1. Membro de barbatana em uma única camada para um trocador de calor, o membro de barbatana em uma única camada com capacidade de ligação sob um tratamento a quente e compreendendo um material de liga de alumínio que contém Si: 1,0% em massa a 5,0% em massa e Fe: 0,01% em massa a 2,0% em massa, com saldo sendo Al e impurezas inevitáveis caracterizado por 250 pcs/mm2 ou mais até 7 x 105 pcs/mm2 ou menos de partículas de compostos intermetálicos com base em Si que possuem diâmetros de círculo equivalentes de 0,5 a 5 μm e sendo selecionados a partir de Si sozinho e Si parcialmente contendo Ca e P estão presentes em um corte transversal do material de liga de alumínio; e em que 100 pcs/mm2 ou mais a 7 x 105 pcs/mm2 ou menos de partículas dispersas de compostos intermetálicos com base em Al possuem diâmetros de círculo equivalentes de 0,5 a 5 μm e sendo gerado a partir de Al e um ou mais elementos aditivos selecionados a partir de compostos com base em Al-Fe, Al-Fe-Si, Al-Mn-Si, Al-Fe-Mn e Al-Fe-Mn-Si estão presentes em um corte transversal do material de liga de alumínio.

2. Membro de barbatana em uma única camada, de acordo com a reinvindicação 1, caracterizado por o material de liga de alumínio conter adicionalmente um ou dois ou mais selecionados dentre Mg: 2,0% em massa ou menos, Cu: 1,5% em massa ou menos e Mn: 2,0% em massa ou menos.

3. Membro de barbatana em uma única camada, de acordo com a reivindicação 1 ou 2, caracterizado por o material de liga de alumínio conter adicionalmente um ou mais selecionados a partir de Zn: 6,0% em massa ou menos, In: 0,3% em massa ou menos e Sn: 0,3% em massa ou menos.

4. Membro de barbatana em uma única camada, de acordo com qualquer uma das reinvindicações 1 a 3, caracterizado por o material de liga de alumínio conter adicionalmente um ou mais selecionados a partir de Ti: 0,3% em massa ou menos, V: 0,3% em massa ou menos, Cr: 0,3% em massa ou menos, Ni: 2,0% em massa ou menos e Zr: 0,3% em massa ou menos.

5. Membro de barbatana em uma única camada, de acordo com qualquer uma das reivindicações 1 a 4, caracterizado por o material de liga de alumínio conter adicionalmente um ou dois ou mais selecionados a partir de Be: 0,1% em massa ou menos, Sr: 0,1% em massa ou menos, Bi: 0,1% em massa ou menos, Na: 0,1% em massa ou menos e Ca: 0,05% em massa ou menos.

6. Membro de barbatana em uma única camada, de acordo com qualquer uma das reivindicações 1 a 5, caracterizado por uma camada que contém Zn ser formada sobre uma superfície do material de liga de alumínio.

7. Método de fabricação para uma estrutura de liga de alumínio na qual dois ou mais membros são unidos entre si; caracterizado por o membro de barbatana em uma única camada, conforme definido em qualquer uma das reivindicações 1 a 6, ser utilizado como pelo menos um dos dois ou mais membros; e o membro de barbatana em uma única camada e o um ou mais membros serem unidos a vácuo ou sob atmosfera não oxidante sob temperatura na qual uma razão de uma massa de fase líquida gerada no membro de barbatana em uma única camada, utilizado como pelo menos um dentre os dois ou mais membros a uma massa total do material de liga de alumínio relevante, ser de 5% ou mais e 35% ou menos.

8. Método de fabricação para estrutura de liga de alumínio, de acordo com a reivindicação 7, caracterizado por o membro de barbatana em uma única camada e um ou mais membros serem unidos em um tempo de 30 segundos ou mais a 3600 segundos ou menos, durante o qual a razão entre a massa da fase líquida gerada no membro de barbatana em uma única camada utilizado como pelo menos um dos dois ou mais membros e a massa total do material de liga de alumínio relevante ser de 5% ou mais.

9. Estrutura de liga de alumínio, em que o membro de barbatana em uma única camada, conforme definido em qualquer uma das reinvindicações 1 a 6, e um ou mais membros feitos do material de liga de alumínio estarem unidos entre si; caracterizado por em uma estrutura metálica em um corte transversal de pelo menos um do membro de barbatana em uma única camada e um ou mais membros unidos em, pelo menos, uma porção de ligação, a quantidade de pontos triplos de fronteiras de grãos, onde compostos intermetálicos com base em Si e compostos intermetálicos com base em Al existentes, que possuem diâmetros de círculo equivalentes de 1 μm ou mais, é de 50% ou mais da quantidade de números de pontos triplos de todas as fronteiras de grãos.

10. Estrutura de liga de alumínio, de acordo com a reivindicação 9, caracterizada por, em pelo menos um corte transversal do membro de barbatana unido em uma única camada e o um ou mais membros unidos, 10 a 3000 pcs/mm2 de estruturas eutéticas que possuem comprimento de 3 μm ou mais, estarem presentes em grãos de cristal de matriz.

11. Estrutura de liga de alumínio, de acordo com a reivindicação 9 ou 10, caracterizada por pelo menos um do membro de barbatana unido em uma única camada e o um ou mais membros unidos possuir uma camada que contém Zn sobre uma de suas superfícies.

12. Estrutura de liga de alumínio, de acordo com qualquer uma das reivindicações 9 a 11, caracterizada por a estrutura de liga de alumínio constituir um trocador de calor no qual o membro de barbatana em uma única camada e um ou mais membros selecionados a partir de um membro de tubo, um membro de placa e um membro de tanque estarem unidos entre si.