BR112014017965A2

BR112014017965A2 - material de liga de alumínio para barbatana de trocador de calor, método de sua fabricação e trocador de calor que utiliza o mencionado material de liga de alumínio

Info

Publication number: BR112014017965A2
Application number: BR112014017965-4A
Authority: BR
Inventors: Kazuko Fujita; Akio Niikura; Takashi Murase
Original assignee: Uacj Corporation
Priority date: 2012-01-27
Filing date: 2013-01-25
Publication date: 2021-06-08
Also published as: US10024611B2; JP5345264B1; KR101581609B1; MY164145A; WO2013111884A1; EP2808410A4; EP2808410A1; KR20140116941A; BR112014017965B1; IN2014MN01665A; EP2808410B1; JPWO2013111884A1; CN103906852B; CN103906852A; US20140360712A1

Abstract

MATERIAL DE LIGA DE ALUMÍNIO PARA BARBATANA DE TROCADOR DE CALOR, MÉTODO DE SUA FABRICAÇÃO E TROCADOR DE CALOR QUE UTILIZA O MENCIONADO MATERIAL DE LIGA DE ALUMÍNIO. O problema abordado pela invenção é fornecer uma liga de alumínio, que pode ser ligada em um estado de monocamada como um material de aleta para um trocador de calor e que não muda de forma antes e depois da ligação.A liga de alumínio para resolver o problema é uma liga de alumínio de material de aleta de trocador de calor que tem uma função de ligação por calor como uma monocamada.A liga contém 1,0-5,0% em massa de Si, 0,1-2,0% em massa de Fe e 0,1-2,0% em massa de Mn e o restante é obtido de Al e impurezas inevitáveis.250 peças/mm2-7 × 104peças de compostos intermetálicos de Si com um raio de círculo equivalente de 0,5-5 µm estão presentes em uma seção transversal da liga de alumínio.10 peças/mm2-1000 peças de compostos intermetálicos Al-Fe-Mn-Si com um raio de círculoequivalente superior a 5 µm estão presentes em uma seção transversal da liga de alumínio.A liga também pode conter Mg, Cu, Zn, In, Sn, Ti, V, Zr, Cr, Ni, Be, Sr, Bi, Na ou Ca conforme necessário.

Description

"MATERIAL DE LIGA DE ALUMÍNIO PARA BARBATANA DE TROCADOR DE CALOR, MÉTODO DE SUA FABRICAÇÃO E TROCADOR DE CALOR QUE UTILIZA O MENCIONADO MATERIAL DE LIGA DE ALUMÍNIO" Campo da Técnica

[0001] A presente invenção refere-se a um material de liga de alumínio utilizado como material de barbatanas de trocador de calor, método de sua fabricação e, mais especificamente, a um material de liga de alumínio capaz de ser unido a outro membro com a sua própria função de união sem utilizar um metal de carga de brasagem e a um método de fabricação do mencionado material de liga de alumínio. A presente invenção refere-se ainda a um trocador de calor que emprega o mencionado material de liga de alumínio e que pode ser fabricado de forma eficiente. Antecedentes da Técnica

[0002] Ao fabricar um corpo estrutural, 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 unir o material de liga de alumínio a um outro tipo de material diferente. Diversos métodos são conhecidos como métodos de união para o material de liga de alumínio. Dentre os vários métodos, é utilizado em muitos casos um método de brasagem (método de solda dura). O método de brasagem frequentemente é utilizado considerando, por exemplo, a vantagem de que pode ser obtida forte união em curto tempo sem fusão de um material de base. Corno métodos de fabricação de trocadores 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 uma folha de brasagem sobre a qual é revestido um metal de carga de brasagem feito de 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 vários membros e aplicação adicional em seguida de um metal de carga de brasagem a partes que devam 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 recoberta e o metal de carga de brasagem em pó.

[0003] Até o momento, foram desenvolvidos vários métodos de brasagem no campo de fabricação de corpos estruturais 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, foi empregado um método de uso de uma folha de brasagem feita de uma folha de material de tubo sobre a qual é coberto um metal de carga de brasagem e um método de revestimento adicional de Si em pó ou metal de brasagem que contém Si sobre a folha de material de tubo. Por outro lado, ao utilizar-se o membro de tubo em uma única camada, vem sendo empregado um método de uso de uma folha de brasagem feita de uma folha de material de barbatana sobre a qual é recoberto um metal de carga de brasagem.

[0004] O Documento de Patente 4 descreve um método de emprego de uma folha de brasagem com camada única no lugar da de brasagem recoberta 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. Segundo o Documento de Patente 4, o formato desejado é mantido pelo ajuste da quantidade de Si a ser adicionada e da temperatura de brasagem. No membro de barbatana que é mais fino que o membro de tubo e/ou o membro de tanque, entretanto, o método descrito não é satisfatório como método de manutenção da forma desejada, embora garanta desempenho de brasagem suficiente.

Documentos do Estado da Técnica

[0005] Documentos de Patente: Documento de Patente 1: JP 2008-303405 A. Documento de Patente 2: JP 2009-161835 A; Documento de Patente 3: JP 2008-308760 A; Documento de Patente 4: JP 2010-168613 A.

[0006] Documentos Não de Patente: Documento Não de Patente 1: Aluminum Erazing Handbook (edição revisada), Japan Light Metal Welding & Construction Association, 2003. Resumo da Invenção

[0007] Problemas a serem solucionados pela presente invenção: a fabricação de folhas recobertas, tais como folhas de brasagem, requer etapas de fabricação de camadas individuais separadamente e união das camadas individuais entre si após a sua deposição em um estado em camadas. Desta forma, o uso da folha de brasagem é contrário à demanda de redução de custos de produção do trocador de calor etc. O revestimento do metal de carga de brasagem em pó também aumenta o custo de produção correspondente ao custo do metal de carga de brasagem.

[0008] Enquanto isso, é proposto, conforme descrito acima, o emprego da folha de brasagem de camada única no lugar da folha recoberta de brasagem. Quando a folha de brasagem de camada única é utilizada corno membro de barbatana que possui pequena espessura, entretanto, surge o problema de que urna barbatana é facilmente susceptível à deformação por arqueamento durante a brasagem, mesmo sob carga pequena. Além disso, no caso de tentar aumentar a quantidade de Si na composição e/ou a temperatura de brasagem para garantir o desempenho de brasagem, a barbatana é mais susceptível à deformação. É, portanto, muito difícil controlar adequadamente o desempenho de brasagem e o grau de deformação durante a operação de brasagem.

[0009] Desta forma, pode-se afirmar que seria preferível unir materiais de camada única entre si sem o uso do metal de carga de brasagem do ponto de vista de redução do custo do corpo estrutural de liga de alumínio, tal corno o trocador de calor. Caso a folha de brasagem de camada única seja empregada simplesmente, entretanto, será difícil evitar o problema de deformação de membros componentes. A presente invenção foi elaborada em vista dos antecedentes descritos acima e um objeto da presente invenção é o de fornecer um material de liga de alumínio que é utilizado corno material para urna barbatana de trocador de calor e não causa 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.

Meios de solução dos problemas:

[00010] Corno resultado da condução de estudos intensivos, os inventores descobriram um método de união inovador, que aprimora o método de união de um material de liga de alumínio com o método de brasagem conhecido e utiliza a capacidade de união exercida pelo próprio material de ser unido sem o uso de um metal de carga de brasagem. O método de união inovador é caracterizado porque os membros são unidos e montados sob condições específicas, empregando um material de liga de alumínio descrito posteriormente para uma barbatana de trocador de calor, os membros podem ser unidos entre si sob aquecimento sem utilizar um material auxiliar de união tal como um metal de carga de brasagem(essa capacidade é denominada "função de união por calor") e a deformação entre antes e depois da união pode ser mantida muito pequena.

[00011] Segundo um primeiro aspecto, a presente invenção fornece um material de liga de alumínio para uma barbatana de trocador de calor, em que o material de liga de alumínio possui função de união superior mediante aquecimento de uma única camada do material de liga de alumínio que contém Si : 1, 0% em massa a 5 , 0% em massa , Fe : 0 , 1% em massa a 2 , 0% em massa e Mn : O , 1% em massa a 2 , 0 % em massa , em que o saldo é Ale impurezas inevitáveis , 250 peças/mm 2 ou mais a 7 x 104 peças/mm 2 ou menos de partículas de compostos intermetálicos com base em Si que possuem diâmetros equivalentes de círculo de O , 5 a 5 Jlm estão presentes em uma seção transversal do material de liga de alumínio e 10 peças/mm2 ou mais e 1000 peças/mm2 ou menos de partículas de compostos intermetálicos com base em Al - Fe-Mn-Si que possuem diâmetros e qui valentes de círculo de 5 Jlm ou mais estão presentes em uma seção transversal do material de liga de alumínio.

[00012] Conforme um segundo aspecto da presente invenção, no primeiro aspecto descrito acima, o material de liga de alumínio satisfaz T/To 1, 40, em que T indica resistência à tensão de uma placa de material e To indica resistência à tensão após aquecimento a 450 °C por duas horas.

[00013] Segundo um terceiro aspecto da presente invenção, no primeiro ou segundo aspecto descrito acima, o material de liga de alumínio contém ainda um ou dois selecionados a partir de Mg : 2 , 0 % em massa ou menos e Cu : 1, 5 % em massa ou menos . Segundo um quarto aspecto da presente invenção , em qualquer dos primeiro a terceiro aspectos descritos acima , o material de liga de alumínio contém ainda um , dois 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.

[00014] Segundo um quinto aspecto da presente invenção , em qualquer dos primeiro a quatro aspectos descritos acima , o material de liga de alumínio contém ainda um , dois ou mais selecionados a partir de Ti : 0 , 3 % em massa ou menos , V : 0 , 3 % em massa ou menos , Zr : 0 , 3 % em massa ou menos , Cr : 0 , 3 % em massa ou menos e Ni : 2 , 0 % em massa ou menos.

[00015] Segundo um sexto aspecto da presente invenção , em qualquer dos primeiro a quinto aspectos descritos acima , o material de liga de alumínio contém ainda um , 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.

[00016] Segundo um sétimo aspecto da presente invenção, em qualquer um dos primeiro a sexto aspectos descritos acima, a resistência à tensão antes do aquecimento para união é de 8 0 a 250 MPa. Segundo um oitavo aspecto, a presente invenção fornece um método de fabricação do material de liga de alumínio para a barbatana de aquecedor de calor de acordo com um dentre os primeiro a sétimo aspectos descritos acima, em que o método compreende as etapas de: modelagem de uma liga de alumínio para o material de liga de alumínio, aquecimento de um lingote moldado antes da rolagem a quente, rolagem a quente do lingote após a etapa de aquecimento, rolagem a frio de uma placa rolada a quente e combinação de uma placa rolada a frio a meio caminho da etapa de rolagem a frio, em que a velocidade de modelagem é definida como sendo de 20 a 100 mm/min na etapa de modelagem e a etapa de rolagem a quente inclui um estágio de rolagem áspera na qual a razão total de redução de rolagem é definido como sendo de 92 a 97%, em que o estágio de rolagem áspera inclui três ou mais passagens, em cada uma das quais a razão de redução de rolagem é de 15% ou mais. Segundo um nono aspecto, a presente invenção fornece um trocador de calor fabricado por meio de aquecimento e união de um membro de barbatana que é feito do material de liga de alumínio de acordo com qualquer um dos primeiro a sétimo aspectos descritos acima e outro membro componente do trocador de calor juntos.

[00017] Segundo um décimo aspecto da presente invenção, no nono aspecto descrito acima, o tamanho de grão de uma matriz de alumínio em uma microestrutura em seção transversal do material de liga de alumínio do membro de barbatana após o aquecimento para união é de 50 pm ou mais.

[00018] Segundo um décimo-primeiro aspecto da presente invenção, no nono ou décimo aspecto descrito acima, quando observada a microestrutura na seção transversal do material de liga de alumínio do membro de barbatana após o aquecimento para a união, o número de pontos triplos de fronteiras de grãos em que existem partículas de compostos intermetálicos que possuem diâmetros equivalentes de círculo de 1 J.lm ou mais, é 50% ou mais da quantidade total de pontos triplos de todas as fronteiras de grãos.

[00019] Segundo um décimo-segundo aspecto da presente invenção, em qualquer dos nono a décimo-primeiro aspectos descritos acima, quando observada a microestrutura na seção transversal de barbatana do material de liga de alumínio do membro de barbatana após o aquecimento para a união, 10 peças/mm2 a 3000 peças/mm2 de estruturas eutéticas que possuem comprimentos de 3 J.lm ou mais estão presentes dentro de grãos de matrizes.

[00020] A presente invenção será descrita em detalhes abaixo. A presente invenção é basicamente caracterizada porque uma fase líquida gerada quando do aquecimento do material de liga de alumínio que contém a composição mencionada acima é utilizada para união. Em vista dessa característica básica, é descrito em primeiro lugar o mecanismo de geração daquela fase líquida.

[00021] A Fig. 1 ilustra um diagrama de fases de uma liga com base em Al e Si que é uma liga eutética com fase binária típica.

[00022] Quando um material de liga de alumínio que possui composição de Si de c1 é aquecido, começa a ser gerada uma fase líquida à temperatura T1, próxima mas superior à temperatura eutética (temperatura de sólido) Te. À temperatura eutética Te ou inferior, conforme ilustrado na Fig. 2a, dispersoides são distribuídos em uma matriz repartida por fronteiras de grãos. Quando a fase líquida começa a ser gerada nesse estado do material de liga de alumínio, conforme ilustrado na Fig. 2b, as fronteiras de grãos nas quais os dispersoides são distribuídos em quantidade maior devido à segregação são fundidas e tornam-se fases líquidas. Em seguida, conforme ilustrado na Fig. 2c, as vizinhanças das partículas de dispersoides de compostos intermetálicos de Si, que é um componente de 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. 2d, as fases líquidas esféricas geradas na matriz são novamente dissolvidas na matriz em estado sólido devido à energia de interface com o lapso de tempo ou elevação da temperatura e movem-se para as fronteiras ou superfícies de grãos por meio de difusão na fase sólida. Em seguida, quando a temperatura subir até T2 conforme ilustrado na Fig. 1, a quantidade das fases líquidas aumenta mais que o exibido no diagrama de fases.

[00023] Quando, na Fig. 1, a composição de Si do material de liga de alumínio for c2, que é menor que uma composição limite de solubilidade de sólidos máxima, uma fase líquida começa a ser gerada sob temperatura próxima mas superior à temperatura de sólido Ts2. Ao contrário do caso de c1, entretanto, em uma estrutura imediatamente antes da fusão, dispersoides nem sempre existem na matriz conforme ilustrado na Fig. 3a. Neste caso, as fronteiras de grãos são primeiramente fundidas e tornam-se fases líquidas conforme ilustrado na Fig. 3b. Desta forma, conforme ilustrado na Fig. 3c, uma fase líquida começa a ser gerada a partir de um local no qual uma composição de elementos solutos é localmente alta na matriz. Como no caso de cl, as fases líquidas esféricas geradas na matriz são novamente dissolvidas na matriz em estado sólido devido à energia de interface com o lapso de tempo ou elevação da temperatura e movem-se para as fronteiras ou superfícies de grãos por meio de difusão na fase sólida, conforme ilustrado na Fig. 3d. Com a temperatura subindo até T3, a quantidade da fase líquida aumenta mais que o exibido no diagrama de fases.

[00024] Um método de união utilizando o material de liga de alumínio para a barbatana de trocador de calor, segundo a presente invenção, utiliza 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 ajuste da temperatura de aquecimento, podem ser realizadas a união e a manutenção da forma da barbatana. Quando um membro de barbatana é fabricado modelando-se o material de liga de alumínio de acordo com a presente invenção e submetido a tratamento a quente sob temperatura de cerca de 600 °C, é parcialmente gerada uma fase líquida na barbatana, que sangra para a superfície de material, de forma a permitir a união da barbatana. Como resultado, o trocador de calor pode ser fabricado sem o uso de um material de união tal como um metal de carga de brasagem.

[00025] No material de liga de alumínio para a barbatana de trocador de calor de acordo com a presente invenção, a matriz não fundida (ou seja, uma parte do material de alumínio, exceto compostos intermetálicos) e compostos intermetálicos que não contribuem com a geração da fase líquida desenvolvem principalmente a resistência do material. Portanto, embora o material de liga de alumínio de acordo com a presente invenção entre em um estado parcialmente fundido durante a união, ele pode manter a resistência suficiente para reter o formato. Consequentemente, o trocador de calor fabricado de acordo com a presente invenção é caracterizado porque dificilmente são causadas alterações do tamanho e do formato durante a união. Com essa característica, o material de liga de alumínio de acordo com a presente invenção pode ser preferencialmente utilizado como material de barbatanas finas, que, de outra forma, pode deformar-se durante a união. Conforme descrito acima, a presente invenção utiliza a fase líquida no material de liga de alumínio. A presente invenção possui duas características específicas, ou seja, (i) o material de liga de alumínio é feito de uma liga com base em Ale Si que contém Si em composição de 1,0% em massa a 5,0% em massa e possui uma composição básica que contém Fe: 0,1% a 2,0% e Mn: 0,1% a 2,0% e (ii) em uma microestrutura do material de liga de alumínio, compostos intermetálicos derivados de elementos componentes (ou seja, partículas de compostos intermetálicos com base em Si e partículas de compostos intermetálicos com base em Al-Fe-Mn-Si) estão presentes em faixas previamente determinadas correspondentes de densidade de superfície em seção 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"%".

i. Composição de material de liga de alumínio de acordo com a presente invenção:

[00026] Como para a composição de Si, Si é um elemento que gera uma fase líquida com base em Al-Si e contribui com a união. Caso a composição de Si seja de menos de 1,0%,

entretanto, a fase líquida não poderá ser gerada em quantidade suficiente e o sangramento da fase líquida será reduzido, de forma a tornar imperfeita a união. Por outro lado, caso a composição de Si seja de mais de 5,0%, a quantidade de partículas de Si no material de liga de alumínio aumentará e a quantidade de fase líquida gerada também aumentará. A resistência do material durante o aquecimento seria extremamente reduzida, o que causaria dificuldade na manutenção do formato do membro de barbatana. Por esta razão, a composição de Si é especificada como sendo de 1,0% a 5,0%. A composição de Si é preferencialmente de 1,5% a 3,5% e, de maior preferência 2,0% a 3,0%. Quanto mais espessa uma placa e mais alta a temperatura de aquecimento, maior a quantidade da fase líquida de sangramento. Deseja-se, portanto, que a quantidade da fase líquida que sangra durante o aquecimento seja definida pelo ajuste da quantidade de Si e da temperatura de aquecimento para a união, que são necessárias dependendo da estrutura e do tamanho da barbatana do trocador de calor a ser fabricado.

[00027] No material de liga de alumínio de acordo com a presente invenção, Fe e Mn são adicionados como elementos essenciais para a liga de Al-Si. Neste ponto, Fe e Mn são elementos aditivos que servem para fortalecer a matriz para garantir a resistência que é eficaz como o membro de barbatana e para gerar compostos intermetálicos conforme descrito posteriormente.

[00028] Fe é eficaz não apenas para aumentar a resistência por meio de leve dissolução na matriz em estado sólido, mas também para evitar a redução da resistência sob altas temperaturas, particularmente por meio de dispersão na forma de depósitos cristalizados. Caso a quantidade de Fe adicionada seja de menos de O,1%, os efeitos mencionados acima seriam reduzidos e necessitaria ser utilizado um lingote 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 será problemática. Além disso, quando a barbatana elaborada com o material de liga de alumínio de acordo com a presente invenção for exposta a ambiente corrosivo (particularmente ambiente corrosivo que inclui fluxo de líquido), a resistência à corrosão da barbatana será reduzida. Adicionalmente, como os tamanhos de grãos recristalizados devido ao aquecimento durante a união são reduzidos e a densidade de fronteiras de grãos aumenta, a mudança de tamanho entre antes e depois da união aumentará. Por esta razão, a quantidade de Fe adicionada é especificada como sendo de O,1% a 2,0%. Uma quantidade preferível de Fe adicionada é de 0,2% a 1,0%.

[00029] Mn é um elemento aditivo importante, que forma compostos intermetálicos com base em Al-Fe-Mn-Si em conjunto com Fe e Si e aumenta a resistência por meio do desenvolvimento da ação de fortalecimento da dispersão ou de dissolução na matriz de alumínio em estado sólido e do desenvolvimento da ação de fortalecimento da solução de sólidos. Caso a quantidade de Mn adicionada seja de menos de O,1%, os efeitos mencionados acima serão insuficientes. Caso a quantidade de Mn adicionada seja de mais de 2,0%, compostos intermetálicos brutos serão facilmente formados e a resistência à corrosão será reduzida. Consequentemente, a quantidade de Mn adicionada é especificada como sendo de 0,1%

a 2,0%. Uma quantidade preferível de Mn adicionada é de 0,3% a 1,5%.

[00030] Si forma os compostos intermetálicos com base em Al-Fe-Mn-Si em conjunto com Fe e Mn. Como Si que possui esses compostos intermetálicos formados é, entretanto, menos eficaz na contribuição com a geração da fase líquida, existe o risco de prejuízo ao desempenho de união. Consequentemente, no material de liga de alumínio para a barbatana de trocador de calor de acordo com a presente invenção, é preferível cuidar das quantidades correspondentes de Si, Fe e Mn adicionadas. Mais especificamente, considerando que o teor (% em massa) de Si, Fe e Mn é indicado por S, F e M, respectivamente, uma expressão de relação de 1,2 ≤ S - O, 3(F + M) ≤ 3, 5 é preferencialmente satisfeita. Se S - 0,3(F + M) for de menos de 1,2, a união será insuficiente. Por outro lado, se S - 0,3(F + M) for de mais de 3,5, o formato será mais capaz de mudar entre antes e depois da união.

ii. Microestrutura de material de liga de aluminio de acordo com a presente invenção:

[00031] Serão descritas abaixo características de uma microestrutura no material de liga de alumínio de acordo com a presente invenção. No material de liga de alumínio de acordo com a presente invenção, não existem apenas compostos intermetálicos com base em Si gerados a partir da sua composição básica intermetálicos com base (Al-Si), mas também compostos em Al-Fe-Mn-Si derivados dos elementos aditivos Fe e Mn. A presente invenção é caracterizada por tamanhos e estados dispersos desses compostos intermetálicos.

[00032] A expressão "compostos intermetálicos 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 estão parcialmente contidos em Si. Os compostos intermetálicos com base em Si são compostos intermetálicos que contribuem com a geração da fase líquida no processo de geração de fase líquida descrito acima. O material de liga de alumínio de acordo com a presente invenção é c a r a c te r i z a do porque 250 peças/mm² ou mais a 7 x 10⁴ peças/mm² ou menos de partículas de compostos intermetálicos com base em Si que possuem diâmetros equivalentes de círculo de O,5 a 5 um estão presentes em seção transversal do material de liga de alumínio. As partículas de compostos intermetálicos com base em Si, 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.

[00033] Portanto, quanto mais finas as partículas de compostos intermetálicos com base em Si, maior é a área na qual as partículas e a matriz entram em contato entre si. Desta forma, como os compostos intermetálicos com base em Si são mais finos, a fase líquida tende a ser gerada mais rapidamente durante o aquecimento para união e obtém-se desempenho de união satisfatório. Além disso, corno os compostos interrmetálicos com base em Si são mais finos, a forma do material de liga de alumínio pode ser mantida de maneira mais confiável. Esses efeitos são mais significativos quando a temperatura de união for mais próxima da linha de sólido ou quando a velocidade de elevação da temperatura for mais alta. Na presente invenção, portanto, é necessário que compostos interrmetálicos com base em Si preferíveis sejam especificados corno tendo diâmetros equivalentes de círculo de 0,5 a 5 rn e sua taxa de presença é especificada corno sendo de 25O peças/rnrn2 ou mais e 7 x 104 peças/rnrn2 ou menos na seção transversal do material de liga de alumínio.

Embora também existam compostos interrmetálicos com base em Si menores que 0,5 rn, os compostos interrmetálicos com base em Si são dissolvidos na matriz em estado sólido durante o aquecimento para união antes que a temperatura de união atinja a linha de sólidos e dificilmente estão presentes no momento da geração da fase líquida.

Desta forma, corno esses compostos interrmetálicos com base em Si minúsculos não podem servir de pontos de partida para a geração da fase líquida, eles são excluídos da faixa especificada preferível.

Dificilmente existem compostos interrmetálicos com base em Si brutos com mais de 5 rn e, portanto, eles também são excluídos da faixa especificada preferível.

Caso o número seja de menos de 250 peças/rnrn2, a fase 1íquida gerada será segregada e não se obterá união satisfatória.

Caso o número seja de mais de 7 x 104 peças/rnrn2, a composição de Si excederá a faixa especificada e a quantidade da fase líquida gerada será grande demais, de forma a tornar a deformação mais propensa a ocorrer .Por esta razão, a taxa de presença dos compostos intermetálicos com base em Si é especificada como sendo de 250 peçaslmm2 ou mais e 7 x 10 4 peçaslmm 2 ou menos . A taxa de presença é preferencialmente de 50 O peças lmm2 ou mais e 5 x 104 peçaslmm 2 ou menos e, de maior preferência, O O peças I mm2 e 2 x 1O 4 peças I mm 2 ou menos.

A expressão "seção transversal" indica uma seção transversal arbitrária do material de liga de alumínio e pode ser, por exemplo, uma seção transversal tomada ao longo da direção da espessura ou uma seção transversal tomada paralelamente à superfície de placa. Do ponto de vista de simplicidade na avaliação de material, é preferencialmente empregada a seção transversal tomada ao longo da direção de espessura.

[00034] Por outro lado, os compostos intermetálicos com base em 15 Al-Fe -Mn-Si não contribuem muito com a geração da fase líquida , ao contrário dos compostos intermetálicos com base em Si , mas constituem uma fase que desenvolve a resistência do material durante o aquecimento para união junto com a matriz . Considerando que o material de liga de alumínio de acordo com a presente invenção é utilizado como membro fino , ou seja , membro fino de um trocador de calor , a resistência do material é garantida com dispersão apropriada dos compostos intermetálicos com base em Al-Fe-Mn-Si. Como a dispersão dos compostos intermetálicos com base em Al-Fe -Mn -Si possui grande influência sobre o tamanho de grão após o aquecimento para união , eles são necessários para a dispersão adequada . É necessário que 1O peças lmm2 ou mais e 1000 peçaslmm2 ou menos dos compostos intermetálicos com base em Al-Fe-Mn-Si que possuem diâmetros equivalentes de círculo de mais de 5 Jlm estejam presentes na seção transversal de material . Caso o número seja menor que 10 peças/mm 2 , a resistência será reduzida , causando deformação . Caso o número seja maior que 1000 peças/mm2 , a incidência de núcleos para partículas de recristalização durante o aquecimento para união será maior e os tamanhos de grãos serão reduzidos . À medida que os grãos tornam - se menores , os grãos serão mais capazes de deslizar entre si nas fronteiras de grãos e a deformação será mais propensa a ocorrer , de forma a causar arqueamento da barbatana . Além disso , seriam geradas fases líquidas em volta dos compostos intermetálicos durante o aquecimento para união e a taxa de uma área de fase líquida com relação à espessura de placa aumentará , causando arqueamento da barbatana . Também existem compostos intermetálicos com base emAl - Fe -Mn - Si que possuem diâmetros equivalentes de círculo de 5 Jlm ou menos e eles contribuem com o aumento da resistência de uma placa de material e a resistência durante o aquecimento para união e após o aquecimento para união . Os compostos intermetálicos com base emAl - Fe -Mn - Si que possuem diâmetros equivalentes de círculo de 5 Jlm ou menos , entretanto , são facilmente dis s olvidos na matriz com alteração de fronteiras de grãos durante o aquecimento para união e dificilmente afetam a facilidade da ocorrência de deformação que pode ser atribuída aos tamanhos de grão após o aquecimento . Desta forma , os compostos intermetálicos com base em Al - Fe-Mn - Si minúsculos são excluídos da faixa especificada preferível . Como dificilmente existem compostos intermetálicos com base em Al-Fe-Mn-Si que possuem diâmetros equivalentes de círculo de 10 J.lm ou mais , eles também são substancialmente excluídos da faixa especificada preferível.

[00035] Os diâmetros equivalentes de círculo dos compostos intermetálicos com base em Si mencionados acima podem ser determinados com observação SEM (ou seja , observação de uma imagem eletrônica refletida pelo Microscópio Eletrônico de Varrimento) da seção transversal . Neste ponto , a expressão "diâmetro de círculo equivalente " indica diâmetro nominal . Preferencialmente , os diâmetros equivalentes de círculo dos compostos intermetálicos antes da união são determinados por meio de realização de análise de imagem de uma foto SEM . A substância metálica dos compostos int e rmetálicos pode ser examinada empregando, por exemplo, EPMA (microanalisador de sondas de elétrons (raio X).

[00036] Além disso, os compostos intermetálicos com base em Si e os compostos intermetálicos com base em Al- Fe -Mn -Si podem ser discriminados entre si com base na diferença de contraste com a observação da SEM - imagem eletrônica refletida. Os compostos intermetálicos podem ser especificados com mais precisão empregando, por exemplo, EPMA.

[00037] O material de liga de alumínio descrito acima para a barbatana de trocador de calor de acordo com a presente invenção possui as características nas faixas de composição correspondentes dos elementos componentes e a microestrutura, que pode realizar a união com o seu próprio desempenho de união e pode ser utilizada como membro de barbatana unido a outros membros componentes do trocador de calor. Neste ponto, os outros membros componentes do trocador de calor indicam um tanque, tubo, placa lateral e assim por diante.

[00038] Dependendo da estrutura do trocador de calor, membros de barbatana, cada qual feito com o material de liga de alumínio de acordo com a presente invenção, podem ser unidos entre si ou um membro de barbatana feito com o material de liga de alumínio de acordo com a presente invenção pode ser unido a outro tipo de membro de barbatana.

[00039] Conforme discutido acima, no material de liga de alumínio de acordo com a presente invenção, Si, Fe e Mn são elementos essenciais e seus teores são especificados para atender à função básica de desenvolvimento do desempenho de união e para garantir a resistência necessária como membro de barbatana. A fim de aumentar ainda mais a resistência e a resistência à corrosão, elementos diferentes dos elementos essenciais mencionados acima podem ser adicionalmente agregados isoladamente ou em combinação de diversos elementos. Estes outros elementos aditivos são descritos abaixo.

[00040] Pelo menos um dentre Mg e Cu é preferencialmente agregado como elemento aditivo seletivo que é apropriado para aumentar ainda mais a resistência.

[00041] Mg desenvolve endurecimento com a idade na forma de Mg2Si após o aquecimento para união, de forma a aumentar a resistência com o endurecimento com a idade. Desta forma, 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 reagirá com o fluxo e formará um composto de alta fusão, de forma a degradar 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%. Na presente invenção, não apenas para Mg, mas também para outros componentes da liga, quando for mencionado que a quantidade de elemento adicionada é "um percentual previamente determinado ou menor", a quantidade inclui 0%.

[00042] 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%, entretanto, a resistência à corrosão será reduzida. Consequentemente, a quantidade de Cu adicionada é especificada como sendo de 1, 5% ou menos.

[00043] Uma quantidade preferível de Cu adicionada é de O , 05% a 1, 5%. Na presente invenção, um ou mais dentre Ti, V, Zr, Cr e Ni são preferencialmente agregados como elementos aditivos seletivos para aumentar ainda mais a resistência.

[00044] 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 padrão em camadas. Caso a quantidade de cada um dentre Ti e V adicionada seja de mais de 0,3%, serão 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 adicionada é preferencialmente especificada como sendo de 0,3% ou menos. Uma quantidade de Cu de maior preferência é de 0,05% a 0,3%.

[00045] Zr é precipitado na forma de compostos intermetálicos com base emAl e Zr e desenvolve o efeito de aumentar a resistência após a união com fortalecimento da dispersão. Além disso, os compostos intermetálicos com base em Al e Zr agem para tornar os grãos mais brutos durante o aquecimento. Caso a quantidade de Zr adicionada seja de mais de 0,3%, compostos intermetálicos brutos serão facilmente formados e a capacidade de trabalho do plástico será reduzida.

[00046] Consequentemente, a quantidade de Zr adicionada é preferencialmente especificada como sendo de 0,3% ou menos. Uma quantidade de maior preferência é de 0,05% a 0,3%. Cr aumenta a resistência com fortalecimento da solução de sólido e age para tornar os grãos mais brutos após aquecimento com precipitação de compostos intermetálicos com base em Al e Cr. Caso a quantidade de Cr adicionada seja de mais de 0,3%, compostos intermetálicos brutos serão facilmente formados e a capacidade de trabalho do plástico será reduzida. Consequentemente, a quantidade de Cr adicionada é preferencialmente especificada como sendo de 0,3% ou menos.

[00047] Uma quantidade de maior preferência é de 0,05% a 0,3%. Ni é cristalizado ou precipitado na forma de composto intermetálico e desenvolve o efeito de aumentar a resistência após a união com fortalecimento da dispersão. A quantidade de Ni adicionada é preferencialmente especificada como sendo de 2,0% ou menos. Uma quantidade de maior preferência é 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.

[00048] Além dos elementos seletivos mencionados acima para aumentar a resistência, outros elementos aditivos seletivos destinados a aumentar a resistência à corrosão podem também ser adicionados. Os elementos aditivos seletivos destinados a aumentar a resistência à corrosão são, por exemplo, Zn, In e Sn.

[00049] A adição de Zn é eficaz no aumento da resistência à corrosão com a ação anticorrosão de sacrifício. Zn é dissolvido de forma substancialmente uniforme na matriz em estado sólido.

[00050] Ao gerar-se uma fase líquida, entretanto, Zn é dissolvido na fase líquida para aumentar a composição de Zn na fase líquida. Mediante sangramento de fase líquida para a superfície, a composição de Zn em uma região que sangrou 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 é aplicado a trocadores de calor, a ação anticorrosão de sacrifício para a proteção de tubos etc. contra a corrosão pode ser desenvolvida empregando-se o material de liga de alumínio de acordo com a presente invenção na forma de barbatanas. Caso a quantidade de Zn adicionada seja de mais de 6,0%, a velocidade de corrosão aumentará e a resistência à autocorrosão será reduzida.

[00051] Consequentemente, a quantidade de Zn adicionada é preferencialmente especificada como sendo de 6,0% ou menos. Uma quantidade de Zn de maior preferência adicionada é de 0,05% a 6,0%.

[00052] Sn e In possuem o efeito de desenvolver a ação de ânodo de sacrifício. Caso a quantidade de cada um dentre Sn e In adicionada seja de mais de 0, 3%, a velocidade de corrosão aumentará e a resistência à autocorrosão será reduzida. Consequentemente, a quantidade de cada um dentre Sn e In adicionada é preferencialmente especificada como sendo de O,3% ou menos. Uma quantidade de maior preferência é de O,05% a 0,3%.

[00053] No material de liga de alumínio de acordo com a presente invenção, podem também ser adicionados elementos seletivos para aprimorar as características da fase líquida e aumentar ainda mais o desempenho de união. Mais detalhadamente, esses elementos são preferencialmente Be : O , 1% ou menos , Sr : O , 1% ou menos , Bi : 0 , 1% ou menos , Na : 0 , 1% ou menos , 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 aprimorar o desempenho de união, por exemplo, causando dispersão mais fina de partículas de Si e aumentando a fluidez da fase líquida.

[00054] Caso a quantidade de cada elemento de traço seja menor que a faixa específica de maior preferência mencionada acima, os efeitos de causar dispersão mais fina de partículas de S i e aumentar a fluidez da fase líquida serão insuficientes em alguns casos. Caso a quantidade de cada elemento de traço seja maior que a faixa específica de maior preferência mencionada acima, poderá ser causada uma desvantagem tal como a redução da resistência à corrosão em alguns casos. Independentemente se qualquer um ou mais dentre Be , Sr , Bi , Na e Ca são adicionados , cada elemento é agregado na faixa de composição preferível ou de maior preferência mencionada acima.

[00055] O material de liga de alumínio para a barbatana de trocador de calor de acordo com a presente invenção satisfaz uma relação de T/To 1,4O, em que T indica resistência à tensão de uma placa de material e To indica resistência à tensão após aquecimento a 450 °C por duas horas. Com aquecimento a 450 °C por duas horas, o material de liga de alumínio para a barbatana de trocador de calor de acordo com a presente invenção é suficientemente combinada e torna-se material de têmpera O . T/To representa a taxa de aumento da resistência a partir da resistência do material de têmpera O . No presente material de liga de alumínio, é eficaz reduzir a razão de redução de rolamento a frio final após a combinação em um processo de fabricação do ponto de vista de aumento do tamanho de grãos após o aquecimento para a união. Caso a razão de redução final seja grande, as forças de direcionamento na recristalização seriam aumentadas e os grãos durante o aquecimento para união tornar-se-iam mais finos. À medida que aumenta a razão de redução final, a resistência também aumenta e T/To assume um valor maior. Manter T/To, que é um índice que representa a razão de redução final, em 1,40 ou menos é eficaz para aumentar o tamanho dos grãos e evitar a deformação da barbatana após o aquecimento para união.

[00056] No material de liga de alumínio para a barbatana de trocador de calor de acordo com a presente invenção, a resistência à tensão antes do aquecimento para união é preferencialmente de 80 a 250 MPa. Caso a resistência à tensão antes do aquecimento para união seja de menos de 80 MPa, a resistência suficiente necessária para formar a folha de material em forma de barbatana não será obtida e a forma da barbatana não poderá ser formada. Caso seja de mais de 250 MPa, a sustentabilidade da forma após a moldagem na barbatana será inferior e será gerada uma lacuna entre a barbatana e outro membro componente quando forem montadas junto a um trocador de calor, de forma a prejudicar o desempenho de união. Além disso, no material de liga de alumínio para a barbatana de trocador de calor de acordo com a presente invenção, a resistência à tensão após o aquecimento para união também é preferencialmente de 80 a 250 MPa. Caso a resistência à tensão após o aquecimento para a união seja de menos de 80 MPa, a resistência necessária para a barbatana será insuficiente e ocorrerá deformação mediante aplicação de tensão ao trocador de calor. Caso seja de mais de 250 MPa, a resistência da barbatana será mais alta que a de outro membro componente do trocador de calor, de forma a causar risco de quebra em uma parte de união entre a barbatana e o outro membro componente durante o uso.

[00057] O material de liga de alumínio para a barbatana de trocador de calor de acordo com a presente invenção possui, após o aquecimento para a união, uma microestrutura na qual o tamanho de grãos da matriz de alumínio é preferencialmente 20 de 50 )lm ou mais em uma seção transversal da barbatana. Partes de fronteira de grãos são fundidas durante o aquecimento para a união. Caso os grãos sejam pequenos, portanto, eles serão mais propensos a deslizar entre si, de forma a causar deformação. Como é muito difícil observar os grãos durante o aquecimento para a união, o tamanho de grãos da matriz de alumínio após a união é levado em conta para determinação. Caso o tamanho dos grãos após o aquecimento para união seja de menos de 50 )lm, o membro de barbatana será susceptível a deformação durante a união. O tamanho de grãos da matriz de alumínio é medido de acordo com o método de medição de grãos de ASTM E112-96 e é calculado o tamanho médio dos grãos. Embora o material de liga de alumínio para a barbatana de trocador de calor de acordo com a presente invenção possua as características de microestrutura descritas acima no estado antes do aquecimento para união, são adicionalmente desenvolvidas características de microestrutura mesmo após o aquecimento para união. Os inventores descobriram que a microestrutura descrita abaixo que aparece após o aquecimento pode também ser considerada característica do material de liga de alumínio de acordo com a presente invenção e que essas características são eficazes no desenvolvimento da resistência de material e da resistência de união que são apropriadas como membro de barbatana do trocador de calor.

[00058] Mais detalhadamente, na microestrutura do material de liga de alumínio de acordo com a presente invenção após o aquecimento para a união, existem muitos compostos intermetálicos etc nas fronteiras de grãos.

[00059] Conforme observado a partir do mecanismo de geração de fase líquida ilustrado na Fig. 2, em um processo em que a fase líquida é gerada e flui para o lado externo, as fronteiras de grãos servem de um dos trajetos de fluxo para fora da fase líquida.

[00060] Existem, portanto, fases líquidas nas fronteiras de grãos durante o aquecimento para união. Consequentemente, com resfriamento subsequente, as fases líquidas são solidificadas para gerar os compostos intermetálicos nas fronteiras de grãos. Os inventores descobriram que , no membro unido no qual o desempenho de união e a resistência de material durante a união são satisfatoriamente equilibrados, a quantidade de pontos triplos de fronteiras de grãos nos quais existem compostos intermetálicos com base em Si e os compostos intermetálicos com base emAl-Fe-Mn-Si que possuem diâmetros equivalentes de círculo de 1 pm ou mais é 50% ou mais da quantidade total 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 pelo menos três ou mais fronteiras de grãos na matriz interseccionam-se, ao observar-se uma seção transversal do material de liga de alumínio.

[00061] Os compostos intermetálicos mencionados acima que existem nos pontos triplos das fronteiras de grãos funcionam como partículas dispersas em segunda fase que possuem ação de fortalecimento de dispersões e desenvolvem a função de fortalecimento do membro de barbatana do trocador de calor. Além disso, os compostos intermetálicos exibem o efeito de suprimir o crescimento de grãos durante o resfriamento após o aquecimento para unir o membro. Além disso, ao aquecer – se novamente a barbatana unida, os compostos intermetálicos exibem o efeito de suprimir a aspereza dos grãos na barbatana. Estes efeitos seriam insuficientemente obtidos caso a taxa do número de pontos triplos das fronteiras de grãos onde existem os compostos intermetálicos seja de menos de 50%.

[00062] Por esta razão, a quantidade de pontos triplos das fronteiras de grãos onde existem os compostos intermetálicos que possuem diâmetros equivalentes de círculo de 1 pm ou mais é preferencialmente especificada como sendo de 50% ou mais da quantidade de pontos triplos de todas as fronteiras de grãos. Essa taxa, de maior preferência, é de 80% ou mais. Um valor limite superior daquela taxa é 100%.

[00063] Os compostos intermetálicos existentes nos pontos triplos das fronteiras de grãos incluem compostos intermetálicos com base em Al-Fe-Mn-Si e compostos intermetálicos com base em Si. Os compostos intermetálicos com base em Si incluem um composto intermetálico de Si isolado e compostos intermetálicos de Si e outros elementos, tais como Ca e P, que estão parcialmente contidos em Si.

[00064] Os compostos intermetálicos com base em Al-Fe-Mn-Si são compostos intermetálicos feitos de Ale um ou mais elementos aditivos, tais como compostos com base em Al-Fe, com base em Al-Mn, com base em Al-Fe-Si, com base em Al-Mn-Si, com base em Al-Fe-Mn e com base em Al-Fe-Mn-Si.

[00065] A presença dos compostos intermetálicos nos pontos triplos das fronteiras de grãos pode ser identificada por meio de diversos métodos. Com um método que utiliza um microscópio óptico, por exemplo, uma seção transversal do membro de barbatana após a união é polida e corroída mecanicamente utilizando o reagente de Keller. São então identificadas posições dos compostos intermetálicos. Além disso, fronteiras de grãos na seção transversal relevante tornam-se mais claras com o método de oxidação anódica e as posições de pontos triplos das fronteiras de grãos são identificadas.

[00066] Comparando-se os dois resultados de identificação, a taxa do número de pontos triplos das fronteiras de grãos onde existem os compostos intermetálicos que possuem diâmetros equivalentes de círculo de 1 m ou mais é determinada com relação à quantidade de pontos triplos de todas as fronteiras de grãos.

[00067] Quando a fase líquida que sai nas fronteiras de grãos é solidificada e 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 são alternadamente dispostas uma fase de Ale uma fase de composto intermetálico. 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 são 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 discriminados traçando-se 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 for claro conforme ilustrado na Fig .5, toda a área dessa porção é considerada representando as fronteiras de grãos conforme ilustrado na Fig. 6. Conforme indicado por uma linha pontilhada na Fig. 6, uma região na qual três fronteiras de grãos se interseccionam imaginariamente é considerada ponto triplo. O ponto triplo no caso mencionado acima é fornecido como uma área resultante da combinação de partes de fronteiras de grãos correspondentes em uma região na qual as três fronteiras de grãos se interseccionam. É apenas necessário que os compostos intermetálicos sejam formados mesmo em uma parte da área de ponto triplo mencionada acima.

[00068] O ponto triplo pode também ser identif i cado por meio de um método que utiliza um EPMA (Micro Analisador de Sondas de Elétrons (raio X)). Este método destina -se a analisar componentes da superfície de elementos, tais como Si e Fe, em seção transversal do membro de barbatana empregando o EPMA. Como a composição de Si é reduzida perto das fronteiras de grãos, as fronteiras de grãos podem ser identificadas.

[00069] Os compostos intermetálicos podem ser identificados a partir de partes nas quais as composições de elementos, tais como Si e Fe, são altas. Posições correspondentes das fronteiras de grãos e dos compostos intermetálicos podem também ser identificadas com observação por SEM (observação de uma imagem eletrônica refletida pelo Microscópio Eletrônico de Varrimento) da seção transversal.

[00070] O material de liga de alumínio para a barbatana de trocador de calor de acordo com a presente invenção possui outra característica de microestrutura após o aquecimento para união. Com mais detalhes, uma junção de união do material de liga de alumínio de acordo com a presente invenção possui microestrutura que, por meio do mecanismo de geração de fase líquida descrito acima, as vizinhança s das partícula s de Si são fundidas na forma de esfera, permanecendo ao mesmo tempo na matriz até certo ponto e muitas estruturas eutéticas, ilustradas na Fig. 2d, são dispersas dentro de cada grão da matriz (denominado simplesmente a seguir "dentro do grão"). Os inventores descobriram que, no material de liga de alumínio de acordo com a presente invenção no qual o desempenho de união e a resistência de material durante a união são satisfatoriamente equilibrados , é preferível ter 10 peças/mm 2 a 3000 peças/mm 2 de estruturas eutéticas que possuem comprimentos de 3 m ou mais dentro dos grãos na microestrutura após a união em termos de densidade de superfície em seção transversal do membro de barbatana. Com relação à condição preferível da microestrutura mencionada acima, caso a densidade de superfície das estruturas eutéticas dentro dos grãos seja de menos de 10 peças/mm 2, a quantidade da fase líquida que faz parte da união será grande demais, de forma a causar dificuldade de manutenção da resistência durante o aquecimento para união em alguns casos. Por outro lado, caso a densidade de superfície das estruturas eutéticas dentro dos grãos seja de mais de 3000 peças/mm 2, a quantidade da fase líquida que faz parte da união será pequena demais, de forma a reduzir o desempenho de união em alguns casos.

[00071] As estruturas eutéticas dentro dos grãos mencionadas acima são formadas por meio de um processo em que a fase líquida que foi gerada durante o aquecimento a partir das vizinhanças fundidas de partículas de Si na forma de esfera é solidificada durante o resfriamento. Cada uma das estruturas eutéticas frequentemente assume, portanto, formato próximo de esfera. Desta forma, conforme ilustrado na Fig. 2, essas estruturas eutéticas são observadas como estruturas eutéticas circulares quando observadas em sua seção transversal. Além disso, quando a fase líquida é gerada com os compostos intermetálicos com base em Al-Fe-Mn - Si que servem de locais de geração de núcleos e permanece dentro dos grãos, podem às vezes ser formadas estruturas eutéticas que possuem as formas que seguem os compostos intermetálicos com base em Al-Fe-Mn-Si.

[00072] A densidade de superfície das estruturas eutéticas dentro dos grãos na seção transversal da estrutura eutétca pode ser medida por meio de diversos métodos. Com um método que utiliza um microscópio óptico, por exemplo, uma seção transversal do membro que constitui o corpo estrutural de acordo com a presente invenção é polida e corroída mecanicamente utilizando o reagente de Keller. São então identificadas 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 dispostas de forma finamente alternada nas estruturas eutéticas. Além disso, as posições das fronteiras de grãos na seção transversal relevante são identificadas com o auxílio do método de oxidação anódica. Comparando-se os dois resultados de identificação, a quantidade da estrutura eutética que possui comprimento de 3 pm ou mais existente dentro dos grãos é medida e convertida na densidade de superfície.

[00073] A densidade de superfície pode também ser medida por meio de um método que utiliza EPMA. Este método destina-se a analisar componentes da superfície de elementos, tais como Si e Fe, em seção transversal do membro que constitui o corpo estrutural empregando o EPMA. As estruturas eutéticas podem ser identificadas porque uma parte em que a composição de Si é alta e outra parte onde ela é baixa são dispostas de forma finamente alternada nas estruturas eutéticas. Além disso, as fronteiras de grãos podem ser identificadas porque a composição de Si é reduzida perto das fronteiras de grãos. As estruturas eutéticas podem também ser identificadas com a observação em SEM da seção transversal. Neste caso, as fronteiras de grãos são identificadas por meio do método SEM/EBSB.

[00074] A microestrutura descrita acima e desenvolvida no material de liga de alumínio após o aquecimento para a união pode ser obtida com ajuste da sua composição e ajuste das condições de aquecimento considerando a composição. Quando a temperatura durante a união for alta, por exemplo, a fase líquida pode ser gerada em quantidade suficiente mesmo com a quantidade de Si definida como relativamente baixa. Mais especificamente, no caso de um membro de barbatana que possui espessura de placa de 30 m a 100 m, 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 de estruturas eutéticas dentro dos grãos é de 20 a 500/mm2 • Desta forma, pode-se obter desempenho de união satisfatório por meio do ajuste prévio da quantidade de Si adicionada no material de liga de alumínio que constitui um membro a ser unido na faixa de 1, 5% a 5,0%, de tal forma que a densidade de superfície das estruturas eutéticas dentro dos grãos na seção transversal das estruturas eutéticas encontre-se na faixa de 10/mm2 a 3000/mm2, com a observação da estrutura após a união. Além disso, a adição de O,3% ou mais de Mn é eficaz na redução das estruturas eutéticas dentro dos grãos.

[00075] Será descrito abaixo um método de fabricação do material de liga de alumínio para a barbatana de trocador de calor de acordo com a presente invenção. O material de liga de alumínio de acordo com a presente invenção é moldado por meio de um método de modelagem DC (resfriamento direto) e a velocidade de modelagem de uma laje durante a modelagem é controlada conforme segue. Como a velocidade de modelagem afeta a velocidade de resfriamento, a velocidade de modelagem é definida em 20 a 100 mm/min. Caso a velocidade de modelagem seja de menos de 20 mm/min, não será obtida velocidade de resfriamento suficiente e os compostos intermetálicos cristalizados, tais como os compostos intermetálicos com base em Si e os compostos intermetálicos com base em Al-Fe-Mn-Si, tornar-se-ão ásperos. Por outro lado, caso a velocidade de modelagem seja de mais de 100 mm/min, o material de alumínio não se solidificará suficientemente durante a modelagem e não poderá ser obtido um lingote normal. Velocidade de modelagem de maior preferência é de 30 a 80 mm/min. Além disso, a fim de obter a microestrutura como uma das características da presente invenção, a velocidade de modelagem pode ser ajustada dependendo da composição do material de liga a ser fabricado. Embora dependendo do formato de seção transversal da laje, incluindo a sua espessura e largura, a velocidade de resfriamento pode ser obtida a O,1 até 2 °C/seg em uma parte central de um lingote, definindo-se a velocidade de modelagem em 20 a 100 mm/min conforme descrito acima.

[00076] A espessura de lingote (laje) no caso de emprego do método de modelagem DC é preferencialmente de 60O mm ou menos. Caso a espessura da laje seja de mais de 600 mm, não será obtida velocidade de resfriamento suficiente e os compostos intermetálicos tornar-se-ão ásperos. Espessura de laje de maior preferência é de 500 mm ou menos. A laje que foi fabricada por meio do método de modelagem DC é submetida a uma etapa de aquecimento antes da rolagem a quente, uma etapa de rolagem a quente, uma etapa de rolagem fria e uma etapa de combinação. Após a modelagem, a laje pode ser submetida a um processo de homogeneização antes da rolagem a quente.

[00077] A laje que foi fabricada por meio do método de modelagem DC é submetida à etapa de aquecimento antes da rolagem a quente após o processo de homogeneização ou sem ser submetida ao processo de homogeneização. A etapa de aquecimento é preferencialmente realizada desde que a temperatura de retenção de aquecimento seja definida em 400 a 570 °C e o tempo de retenção é definido em O a 15 horas. Caso a temperatura de retenção seja de menos de 400 °C, a resistência da laje à deformação durante a rolagem a quente será aumentada, de forma a causar risco de rachadura. Caso a temperatura de retenção seja de mais de 570 °C, haverá risco de fusão local. Caso o tempo de retenção seja de mais de quinze horas, a precipitação dos compostos intermetálicos com base em Al-Fe-Mn-Si terá progresso, de forma que os depósitos precipitados tornar-se-ão ásperos e serão distribuídos de forma solta. A incidência de núcleos para partículas de recristalização durante o aquecimento para união será maior e os tamanhos de grãos serão reduzidos. A expressão "em que o tempo de retenção é de 0 hora" indica que o aquecimento termina imediatamente após atingir a temperatura de retenção de aquecimento.

[00078] Em seguida à etapa de aquecimento, a laje é submetida a uma etapa de rolagem a quente. A etapa de rolagem a quente inclui um estágio de rolagem áspera e um estágio de rolagem de acabamento. Neste ponto, razão de redução total no estágio de rolagem áspera a quente é definida em 92 a 97 % e o estágio de rolagem a quente inclui três ou mais passagens de rolagem áspera, em cada uma das quais a razão de redução é de 15 % ou mais.

[00079] Na laje fabricada pelo método de modelagem DC, depósitos cristalizados brutos são gerados em uma parte finalmente solidificada. Como os depósitos cristalizados sofrem corte que pode ser atribuído à rolagem e são fragmentados em pedaços menores em uma etapa de rolagem de placas, os depósitos cristalizados são observados na forma particulada após a rolagem. A etapa de rolagem a quente inclui o estágio de rolagem áspera a quente para rolar a laje em uma placa que possui uma certa espessura e um estágio de rolagem de acabamento a quente para rolar a placa para que tenha espessura de cerca de vários milímetros. O controle da razão de redução no estágio de rolagem áspera a quente para rolar a laje é importante para a fragmentação dos depósitos cristalizados. Mais especificamente, no estágio de rolagem áspera a quente, a laje é rolada de uma espessura de 300 a 7 O O mm até c e r c a de 15 a 4 O mm. Os de pós i tos c r i s tal i z a dos brutos podem ser finamente fragmentados definindo-se condições tais que a razão de redução total no estágio de rolagem áspera a quente seja de 92 a 97 % e o estágio de rolagem a quente inclui três ou mais passagens, em cada urna das quais a razão de redução é de 15% ou mais. Com estas condições, os compostos interrnetálicos com base em Si e os compostos interrnetá1icos com base em Al-Fe-Mn-Si, ou seja, os depósitos cristalizados, podem tornar-se mais finos e pode ser obtido o estado de distribuição adequado especificado na presente invenção.

[00080] Caso a razão de redução total no estágio de rolagem áspera a quente seja de menos de 92%, o efeito de tornar os depósitos cristalizados mais finos não poderá ser suficientemente obtido. Por outro lado, caso seja de mais de 97%, a espessura da laje será substancialmente excessiva, a velocidade de resfriamento durante a modelagem será reduzida e, por isso, os depósitos cristalizados tornar-se-ão ásperos. Os depósitos cristalizados não poderão, portanto, ser suficientemente fragmentados em pedaços mais finos, mesmo com a rolagem áspera a quente. A razão de redução em cada urna das passagens no estágio de rolagem áspera a quente também afeta a distribuição dos compostos interrnetálicos.

[00081] Aumentando-se a razão de redução em cada passagem, os depósitos cristalizados são fragmentados.

Caso a quantidade de passagens nas quais a razão de redução é de 15% ou mais seja de menos de três, o efeito de tornar os depósitos cristalizados mais finos não poderá ser suficientemente obtido. Caso a razão de redução seja de menos de 15%, a razão de redução será baixa demais e os depósitos cristalizados não poderão ser fragmentados em pedaços menores. Este caso é, portanto, é excluído da faixa especificada. Embora um limite superior da quantidade de passagens nas quais a razão de redução é de 15% ou mais não seja especificado em um valor específico, ele é definido em cerca de 10, do ponto de vista prático.

[00082] Após o estágio de rolagem a quente, a placa rolada a quente é submetida a urna etapa de rolagem a frio. As condições da etapa de rolagem a frio não são limitadas a condições específicas. A meio caminho da etapa de rolagem a frio, é realizada urna etapa de combinação para combinar suficientemente a placa rolada a frio para obter urna estrutura recristalizada. Após a etapa de combinação, a placa rolada é submetida a rolagem a frio final para ter espessura de placa final. Caso a razão de redução, ou seja, {(espessura da placa antes da rolagem- espessura da placa após a rolagem) I espessura da placa antes da rolagem} x 100 (%) , em um estágio de rolagem a frio final, as forças de direcionamento na recristalização durante o aquecimento para a união aumentarão e os grãos tornar-se-ão menores , de forma a aumentar a deformação durante o aquecimento para a união . Por esta razão, conforme descrito acima, a razão de redução no estágio de rolagem a frio final é definida de tal forma que T/To seja mantido em 1, 40 ou menos. A razão de redução no estágio de rolagem a frio final é preferencialmente definida corno sendo de cerca de 10 a 30%.

[00083] Será descrito abaixo um método de união do material de liga de alumínio de acordo com a presente invenção. A presente invenção utiliza a capacidade de união desenvolvida pelo próprio material de liga de alumínio sem o uso do metal de carga de brasagem. Considerando-se o caso em que o material de liga de alumínio é empregado corno membro de barbatana de um trocador de calor, a deformação do membro de barbatana é u m problema sério. Consequentemente, também é importante controlar as condições de aquecimento para a união. Mais detalhadamente, o material de liga de alumínio é aquecido por tempo necessário para a união sob temperatura que se encontra na faixa de não menos que a temperatura do sólido e não mais que a temperatura de líquido na qual uma fase líquida é gerada no interior do material de liga de alumínio de acordo com a presente invenção e que não é mais alta que a temperatura na qual a resistência é reduzida e a forma não pode ser mantida devido à geração da fase líquida no material de liga de alumínio.

[00084] Como condição de aquecimento mais específica , a união necessita ser realizada sob temperatura na qual a razão (denominada a seguir "razão de fase líquida") entre uma massa de fase líquida gerada no material de liga de alumínio que constitui o membro de barbatana e 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 realização da união é difícil em alguns casos. Por esta razão,

a razão de fase líquida é de preferencialmente 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 será deformado durante o aquecimento para a união de forma a não manter o formato. A razão de fase líquida Si é preferencialmente de 5 a 30 % e, de maior preferência, 10 a 20%.

[00085] A fim de garantir que a fase líquida seja suficientemente preenchida entre a barbatana e outro membro, também é preferível levar em conta 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 como sendo de 30 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 enchimento mais suficiente da fase líquida e realiza-se união mais confiável.

[00086] Caso o tempo durante o qual a razão de fase líquida é de 5 % ou mais seja de menos de 30 segundos, a fase líquida não será suficientemente preenchida em uma parte de união em alguns casos. Por outro lado, caso seja demais de 360 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 nas vizinhanças muito próximas da parte de união, o tempo necessário para o enchimento não depende do tamanho da parte de união.

[00087] Como exemplo prático das condições de aquecimento desejadas, no caso do material de 1iga de a1umínio de acordo com apresente invenção, a temperatura de união é definida como sendo de 580 °C a 640 °C e o tempo de retenção à temperatura de união é definido como sendo de cerca de O mina 10 min. Neste ponto, O mm indica que o resfriamento começa imediatamente após a temperatura do membro atingir a temperatura de união previamente determinada. O tempo de retenção, de maior preferência, é de 30 segundos a 5 minutos. Com relação à temperatura de união, no caso do teor de Si ser de cerca de 1 a 1,5%, por exemplo, a temperatura de aquecimento para a união é desejavelmente definida em uma faixa levemente mais alta, ou seja, 610 a 640 °C. Por outro lado, no caso do teor de Si ser de cerca de 4 a 5%, por exemplo, a temperatura de aquecimento para a união é desejavelmente definida em uma faixa levemente mais alta, ou seja, 580 a 590 °C. Além disso, para que a microestrutura da parte de união entre em um estado apropriado descrito posteriormente, as condições de aquecimento podem ser ajustadas dependendo da composição.

[00088] É muito difícil medir a razão de fase líquida real durante o aquecimento. A razão de fase líquida especificada na presente invenção, portanto, é normalmente determinada com base na regra geral de uma composição de liga e temperatura máxima que pode ser atingida utilizando um diagrama de equilíbrio. Em um sistema de liga para o qual já está esclarecido um diagrama de equilíbrio, a razão de fase líquida pode ser determinada com base na regra geral utilizando aquele diagrama de equilíbrio. Por outro lado, com referência a um sistema de liga para o qual o diagrama de equilíbrio não é publicado, a razão de fase líquida pode ser determinada empregando-se software de cálculo de diagrama de fase de equilíbrio.

[00089] Um método de determinação da razão de fase líquida com base na regra geral empregando uma composição de liga e temperatura é incorporado ao software de cálculo de diagrama de fase de equilíbrio. Um exemplo de 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 o diagrama de equilíbrio é esclarecido, o software de cálculo de diagrama de fase de equilíbrio pode também ser utilizado para simplificação, pois o resultado obtido pelo cálculo da razão de fase líquida com o software de cálculo de diagrama de fase de equilíbrio é o mesmo obtido pela determinação da razão de fase líquida com base na regra geral utilizando o diagrama de equilíbrio.

[00090] 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. Desempenho de união mais satisfatório pode ser obtido por meio do emprego de fluxo não corrosivo. Além disso, a união pode ser realizada com aquecimento a vácuo ou pressão reduzida.

[00091] 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 um método de suspensão de pó de fluxo em água e pulverização da solução em suspensão. No caso de revestimento antecipado do fluxo não corrosivo sobre uma placa material, a adesão de um revestimento pode ser aumentada misturando - se um aglutinante, tal como uma resina acrílica, ao pó de fluxo e revestindo-se a 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 KAlF 4 , K z AlFs , K z AlFs · H z O , K 3AlF6 , AlF 3 , KZnF3 e K 2 SiF 6 , e fluxos com base em césio , tais como Cs 3AlF 6 , CsAlF4 · 2H2 0 e Cs 2 AlF5 ·H2 0 .

[00092] O material de liga de alumínio para a barbatana de trocador de calor de acordo com a presente invenção pode ser unido satisfatoriamente por meio do controle descrito acima do tratamento a quente e da atmosfera de aquecimento. Como o membro de barbatana encontra-se na forma de placa fina, entretanto, caso a tensão gerada no interior do membro de barbatana seja alta demais, a forma da barbatana 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-se a tensão gerada no interior do membro de barbatana comparativamente pequena. Quando se desejar levar a tensão no interior do membro de barbatana em consideração como no caso mencionado acima, pode- se obter união muito estável satisfazendo-se uma condição de P 460 - 12 V, em que P (kPa) é o valor máximo de tensões geradas no interior do membro de barbatana e V (%) é a razão de fase líquida. Um valor indicado pelo lado direito (460 - 12 V) da expressão acima representa tensão limite. Caso seja gerada tensão acima da tensão limite sobre o material de liga de alumínio no qual é gerada a fase líquida, existe o risco de que possa ocorrer grande deformação. A tensão gerada no membro de barbatana pode ser determinada a partir da forma e da carga. A tensão pode ser calculada, por exemplo, empregando-se, por exemplo, um programa de cálculo estrutural.

Efeito vantajoso da presente invenção:

[00093] Conforme descrito acima, o material de liga de alumínio para a barbatana de trocador de calor 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 bras agem, e pode exercer uma função de união mediante aquecimento de uma única camada do material de liga de alumínio. Além disso, o material de liga de alumínio dificilmente causa mudanças de tamanho ou formato entre antes e depois da união e pode satisfazer as necessidades em termos de resistência.

[00094] Um trocador de calor constituído pela união de um membro de barbatana feito do material de liga de alumínio de acordo com a presente invenção com outro membro componente, incluindo outro membro de barbatana , pode ser fabricado sem o uso de um material de união , tal como um metal de carga de brasagem , de forma a satisfazer a demanda de redução de custo do equipamento.

[00095] Além disso, o trocador de calor obtido por meio de aquecimento e união do membro de barbatana feito do material de liga de alumínio de acordo com a presente invenção possui as características na microestrutura em uma seção transversal de barbatana. Mais especificamente , a quantidade de pontos triplos das fronteiras de grãos onde existem os compostos intermetálicos com base em Si e os compostos intermetálicos com base em Al-Fe-Mn-Si que possuem diâmetros equivalentes de círculo de 1 m ou mais é de 50% ou mais da quantidade de pontos triplos de todas as fronteiras de grãos. Além disso, na microestrutura da seção transversal de barbatana , as estruturas eutéticas com comprimentos de 3 m ou mais existem em quantidade de 10/mm2 ou mais a 3000/mm 2 ou menos no interior dos grãos. O trocador de calor de acordo com a presente invenção é superior em termos de resistência , bem como porque a barbatana possui as características mencionadas acima na microestrutura. Breve Descrição das Figuras

[00096] A Fig. 1 ilustra um diagrama de fases de uma liga de Al-Si que é uma liga eutética binária.

[00097] A Fig. 2 é uma vista explanatória para explicar um mecanismo de geração de fases líquidas 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.

[00098] A Fig. 3 é uma vista explanatória para explicar um mecanismo de geração de fases líquidas 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.

[00099] A Fig. 4 é uma vista externa de uma peça de teste laminada em três estágios (mininúcleo) utilizada nas primeira à terceira realizações.

[000100] A Fig. 5 é um diagrama que ilustra fronteiras de grãos e seu ponto triplo.

[000101] A Fig. 6 é uma vista explanatória que ilustra um método de discriminação do ponto triplo das fronteiras de grãos. Modo de Condução da Presente Invenção

[000102] A presente invenção será descrita em detalhes abaixo com relação aos Exemplos de acordo com a presente invenção e Exemplos Comparativos.

[000103] Primeira realização: Placas de teste que possuem as composições A1 a A56 e B1 nas Tabelas 1 e 2 foram moldadas em primeiro lugar em tamanhos de 400 mm de espessura, 1000 mm de largura e 3000 mm de comprimento por meio do método de modelagem DC.

A velocidade de modelagem foi definida em 4O rnrn/rnin.

Nas cornposições de teste da Tabela 1, "-" indica que o conteúdo é não mais que um limite de detecção e "equilibrio" inclui impurezas inevitáveis.

Após ficar em posição frontal a um lingote em espessura de 380 rnrn, o lingote foi aquecido a 500 °C e essa temperatura foi mantida por cinco horas corno etapa de retenção de aquecimento antes da rolagern a quente.

O lingote foi submetido em seguida à etapa de rolagern a quente.

No estágio de rolagern áspera a quente da etapa de rolagern a quente, a razão de redução total foi definida em 93% e o lingote foi rolado até espessura de 27 rnrn no estágio relevante.

No estágio de rolagem áspera a quente, a quantidade de passagens nas quais a razão de redução foi de 15% ou mais foi definida em cinco.

Após o estágio de rolagern áspera a quente, urna placa rolada foi adicionalmente rolada até espessura de 3 rnrn no estágio de rolagern de acabamento a quente.

Na etapa de rolagern a frio subsequente, a placa rolada foi rolada até espessura de 0,09 rnrn.

Além disso, a placa rolada foi submetida a urna etapa de combinação intermediária de 380 °C por duas horas.

Por fim, a placa rolada foi rolada até espessura final de O,07 rnrn em um estágio de rolagern a frio final, no qual foi obtida urna placa de amostra.

Nos Exemplos Comparativos 7 a 9, após rolagern da placa até espessura de 3rnrn no estágio de rolagem de acabamento a quente, a placa rolada foi adicionalmente rolada a frio até espessura de O,120 rnrn na etapa de rolagern a frio.

Além disso, a placa rolada foi submetida à etapa de combinação intermediária de 380 °C por duas horas e rolada em seguida até espessura final de O,07 rnrn no estágio de rolagern a frio final, quando foi obtida urna placa de amostra.

Tabela 1 Composiç Composiç o da liga (% em massa) o n• Si Fe Cu Mn Mg Zn In Sn Ni Ti v Zr Cr Be Sr Bi Na Ca Al Al 1'5 0,2 - 1'o - - - - - - - - - - - - - - sald A2 5 2 2,0 0, - 1'o - - - - - - - - - - - - - - sald A3 5 2 3,0 0, - 1'o - - - - - - - - - - - - - - sald A4 5 3'5 0,2 - 1'o - - - - - - - - - - - - - - sald AS 5 4'8 0,2 - 1'o - - - - - - - - - - - - - - sald A6 2,5 o5 ' - 1,0 - - - - - - - - - - - - - - saldo A7 2, 5 0, 2 - 1'o - - - - - - - - - - - - - - saldo AS 2'5 1'o - 1'o - - - - - - - - - - - - - - saldo A9 2,5 2,0 - 1'o - - - - - - - - - - - - - - saldo AlO 2'5 o ' - 0,12 - - - - - - - - - - - - - - saldo All 2, 5 0, 25 - 1,90 - - - - - - - - - - - - - - saldo Al2 2'5 2,00 - 2, 00 - - - - - - - - - - - - - - saldo Al3 2,5 0, 25 o ' 1,0 - - - - - - - - - - - - - - saldo Al4 2, 5 0,25 1'5 1'o - - - - - - - - - - - - - - saldo AlS 2'5 0, 25 - 1'o o ' - - - - - - - - - - - - - saldo Al6 1'o o ' - 1,2 2,0 - - - - - - - - - - - - - saldo Al7 2, 5 0,25 - 1'o - 0, 08 - - - - - - - - - - - - saldo Al8 2,5 0,25 - 1'o - 0,12 - - - - - - - - - - - - saldo Al9 2,5 0, 25 - 1'o - 0,5 - - - - - - - - - - - - saldo A20 2,5 0,25 - 1'o - 1,2 - - - - - - - - - - - - saldo A21 2'5 0,25 - 1'o - 2,0 - - - - - - - - - - - - saldo A22 2'5 0,25 - 1'o - 5,5 - - - - - - - - - - - - saldo A23 2, 5 0,25 1'o 1,0 - 2,0 - - - - - - - - - - - - saldo IE A24 2'5 0,25 - 1,0 - 2, 0 - - - O,1 - - - - - - - - saldo A25 2,5 0, 25 - 1,0 - 2,0 - - - - 0,1 - - - - - - - saldo A26 2,5 0,25 - 1'o - - 0,05 - - - - - - - - - - - saldo A27 2'5 0, 25 - 1,0 - - o' 3 - - - - - - - - - - - saldo A28 2'5 0, 25 - 1'o - - - 0,05 - - - - - - - - - - saldo A29 2, 5 0,25 - 1'o - - - 0,3 - - - - - - - - - - saldo A30 2,5 0,25 - 1'o - - - - 0,05 - - - - - - - - - saldo A31 2'5 0,25 - 1,0 - - - - o ' - - - - - - - - - saldo A32 2,5 0, 25 - 1'o - - - - 2,0 - - - - - - - - - saldo A33 2,5 0,25 - 1'o - - - - - 0, 05 - - - - - - - - saldo A34 2'5 0,25 - 1'o - - - - - o , 3 - - - - - - - - saldo A35 2,5 0,25 - 1,0 - - - - - - 0, 05 - - - - - - - saldo A36 2,5 0,25 - 1,0 - - - - - - 0,3 - - - - - - - saldo A37 2'5 0, 25 - 1'o -+ - - - - - - 0,05 - - - - - - saldo A38 2,5 0,25 - 1'o - - - - - - - o , 3 - - - - - - saldo A39 2,5 0,25 - 1,0 - - - - - - - - 0, 05 - - - - - saldo A40 2, 5 0,25 - 1'o - - - - - - - - 0,3 - - - - - saldo A41 2, 5 0,25 - 1'o - - - - - - - - - 0, 001 - - - - saldo A42 2'5 0, 25 - 1'o - - - - - - - - - 0,1 - - - - saldo A43 2,5 0,25 - 1'o - - - - - - - - - - 0,001 - - - saldo

A44 2,5 0,25 - 1,0 - - - - - - - - - - o ' 1 - - - saldo

A45 2,5 0, 25 - 1'o - - - - - - - - - - - 0,001 - - sald o A46 2,5 0, 25 - 1'o - - - - - - - - - - - O, 1 - - sald o A47 2,5 0, 25 - 1'o - - - - - - - - - 0,001 sald o A48 2'5 0,25 - 1'o - - - - - - - - - - - - O,1 - sald o A49 2, 5 0, 25 - 1'o - - - - - - - - - 0, 001 sald o A50 2'5 0, 25 - 1,0 - - - - - - - - - - - - - 0,05 saldo IE: Exemplo de acordo com a presente invenção.

Tabela 2 Composiç Composição da liga (% em massa) ão n• Si Fe Cu Mn Mg Zn In Sn Ni Ti v Zr Cr Be Sr Bi Na Ca Al CE A51 0,9 0,25 - 0,5 - - - - - - - - - - - - - - saldo A52 5,3 0,25 - 0,5 - - - - - - - - - - - - - - saldo A53 3'5 0,05 - 0, 12 - - - - - - - - - - - - - - saldo A54 3'5 o ' - 0,08 - - - - - - - - - - - - - - saldo A55 2,5 2,5 - 1'o - - - - - - - - - - - - - - saldo A56 2'5 0,25 - 2,2 - - - - - - - - - - - - - - saldo CP B1 o ' 5 0,3 0,15 1,o - - - - - - - - - - - - - - saldo CE: Exemplo Comparativo, CP: Placa Combinada.

[000104] 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, avaliação da placa de teste para que seja O (aceitável) quando a placa ou laje adequada foi obtida sem causar nenhum problema durante o processo de fabricação e avaliação da placa de teste para que seja x (inaceitável) quando ocorrer qualquer problema durante o processo de fabricação, tal corno a ocorrência de rachaduras durante a modelagem ou dificuldade na continuação da rolagem devido à geração de compostos intermetálicos gigantes durante a modelagem.

[000105] A densidade de superfície dos compostos intermetálicos na placa fabricada (placa de material) foi medida com observação SEM (observação de urna imagem eletrônica refletida) de urna seção transversal da placa tornada na direção da espessura da placa. Os compostos intermetálicos com base em Si e os compostos intermetálicos com base em Al-Fe-Mn-Si foram discriminados com base na diferença, ao contrário da observação do SEM- imagem eletrônica refletida. A observação foi realizada sobre três campos de observação para cada amostra.

[000106] As densidades de superfície correspondentes dos compostos intermetálicos com base em Si que possuem os diâmetros equivalentes de círculo de 0,5 prn a 5 prn e os compostos intermetálicos com base ernAl-Fe-Mn-Si que possuem os diâmetros equivalentes de círculo de 5 prn ou mais na amostra foram medidas por meio de análise de imagens de urna fotografia SEM em cada campo de observação. Foram realizados testes de tensão sobre o material antes e depois do aquecimento para união de cada placa fabricada e após aquecimento a 450 °C por duas horas. Os testes de tensão foram conduzidos sobre cada amostra à temperatura ambiente sobre condições de velocidade de tensão de 1O mm/min e comprimento medido de 50 mm de acordo com JIS Z2241. No teste de tensão após o aquecimento para união, a amostra foi avaliada por meio do seu aquecimento sob as mesmas condições do aquecimento para união definidas para um mininúcleo descrito abaixo.

[000107] 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. O membro de barbatana foi combinado com um membro de tubo que possui espessura de 0,4 mm, que foi obtido por meio de soldagem elétrica de uma placa combinada que possui a composição B1 na Tabela 2. Uma peça de teste laminada em três estágios (mininúcleo), ilustrada na Fig. 4, foi fabricada por meio de montagem da combinação dos membros de barbatana e dos membros de tubo com o auxílio de um gabarito de aço inoxidável.

[000108] O mininúcleo mencionado acima foi mergulhado em uma solução de suspensão que contém 10% de fluxo com base em fluoreto não corrosivo. Após secagem, o mininúcleo foi aquecido em atmosfera de nitrogênio sob condições do aquecimento para a união, relacionadas na Tabela 3, de forma a unir os membros de tubo e barbatana entre si. Para o Exemplo 16 de acordo com a presente invenção, os membros de tubo e barbatana foram unidos por meio do seu aquecimento a vácuo sem aplicação de fluxo. Além disso, o tempo de retenção em cada temperatura especificada durante a união foi definido em três minutos. No caso do mininúcleo mencionado acima, devido à diferença de coeficientes de expansão térmica entre o gabarito de aço inoxidável e o material de alumínio, uma carga de compressão de cerca de 4 N foi gerada entre o gabarito de aço inoxidável e o mininúcleo durante o aquecimento para união. Isso indica que, com cálculo com base em uma área de união, é gerada tensão de cerca de 10 kPa na interface de união entre os membros de barbatana e tubo.

[000109] Após aquecimento e união dos membros de barbatana e tubo entre si, a barbatana foi descascada do tubo e uma taxa (taxa de união) de partes completamente unidas foi medida examinando 40 partes de união entre o tubo e a barbatana do mininúcleo. Determinou-se que o resultado da medição é ® (excelente) quando a taxa de união foi de 90% ou mais, O (bom) quando foi de 80% ou mais e menos de 90%, C::. (razoável) quando foi de 70% ou mais e menos de 80% e x (ruim) quando foi de menos de 70%.

[000110] Taxa de deformação atribuível ao arqueamento da barbatana também foi avaliada por meio de medição da altura de barbatana no mininúcleo antes e depois da união. Determinou-se que a taxa de deformação foi ® (excelente) quando a taxa de mudança na altura da barbatana entre antes e depois da união com relação à altura da barbatana antes da união foi de 5% ou menos, O (boa) quando foi de mais de 5% e 10% ou menos, C::.(razoável) quando foi de mais de 10% e 15% ou menos e x (ruim) quando foi de mais de 15%.

[000111] A estrutura de material de cada amostra após o aquecimento para a união também foi examinada na primeira realização. O estudo foi conduzido embutindo-se o mininúcleo após a união em uma resina, seu polimento e observando-se a estrutura em seção transversal do membro com microscópio óptico. Mais detalhadamente, os tamanhos de grãos foram medidos em primeiro lugar observando-se uma seção transversal do membro, tomada na direção da espessura da placa, após polimento e corrosão com o microscópio óptico. Como método de medição, o comprimento médio de grãos foi medido em centro na direção da espessura de placa de acordo com ASTME112-96.

[000112] Além disso, foi medida a densidade de superfície das estruturas eutéticas dentro dos grãos, que possuem comprimentos de 3 m ou mais. A medição foi realizada por meio de polimento e corrosão de uma seção transversal do membro, em que a seção transversal é perpendicular à direção da espessura da placa e por meio de observação da estrutura na seção transversal do membro com o microscópio óptico. Além disso, após a moagem da seção transversal do membro de forma similar, a seção transversal foi corroída utilizando o reagente de Keller, por exemplo, e as posições dos compostos intermetálicos foram identificadas.

[000113] Além disso, as fronteiras de grãos na seção transversal relevante tornaram-se mais claras com o 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, a taxa do número de pontos triplos das fronteiras de grãos onde existem os compostos intermetálicos que possuem diâmetros equivalentes de círculo de l pm ou mais foi determinada com relação à quantidade de pontos triplos de todas as fronteiras de grãos. Para região não clara, os componentes de superfície de elementos, tais como Si, Fe e Mn foram analisados por meio do emprego do EPMA. Como resultado, partes em que a composição de Si foi reduzida em forma linear foram identificadas como as fronteiras de grãos e as partes em que as composições de outros elementos, tais como Si e Fe, foram altas foram identificadas como compostos intermetálicos. Dentre a quantidade de pontos triplos de todas as fronteiras de grãos, foi determinada a taxa do número de pontos triplos das fronteiras de grãos onde existem os compostos intermetálicos que possuem os diâmetros equivalentes de círculo de 1 pm ou mais. A observação foi realizada utilizando uma amostra de placa isolada que foi aquecida sob as condições do aquecimento para união idênticas às do mininúcleo e a medição foi realizada para cinco campos de observação em ampliação de 200.

[000114] As Tabelas 3 e 4 relacionam os resultados de avaliação correspondentes da capacidade de fabricação, a densidade de superfície dos compostos intermetálicos, a resistência à tensão e a estrutura de material após o aquecimento para união para cada pedaço de teste, bem como o teste de união de mininúcleos. As Tabelas 3 e 4 relacionam adicionalmente as taxas de fase líquida de equilíbrio sob as condições de união (ou seja, 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 fases de equilíbrio. Deve - se observar que E+ nas Tabelas 3 e 4 indica notação exponencial . 1, 2 . E+03 , por exemplo , indica 1, 2x103 •

Tabela 3 Composição (b) (c) Condições Resistência à Taxa Taxa de no (a) de tensão (MPa) (g) (h) (i) de deformação aquecimento união para união Antes do ( % ) aquecimento (f) para união (d) (e) T To T/To IEl Al o 11 2.E+03 11 5.E+02 620 10 127 111 11 14 138 178 67 62 86 o IE2 A2 o 21 3.E+03 21 2.E+02 610 13 135 o IE3 A3 o 31 1.E+03 31 1.E+02 600 20 146 117 11 15 140 155 72 73 89 o IE4 A4 o 41 2.E+03 31 5.E+02 600 27 150 o IES AS o 51 7.E+03 51 3.E+02 590 35 151 127 11 15 132 126 83 85 95 o IE6 A6 o 21 4.E+03 11 4.E+02 600 14 140 o IE7 A7 o 21 5.E+03 21 5.E+02 600 14 142 130 11 15 123 117 89 96 99 o IE8 A8 o 21 3.E+03 21 9.E+02 600 12 150 o 130 11 16 137 100 93 122 100 o 11 122 11 15 136 291 76 84 91 o o 123 11 15 138 362 76 82 91 o o 128 11 17 155 95 73 94 90 o o IE9 A9 o 21 4.E+03 31 4.E+02 600 10 151 127 11 19 158 75 70 106 88 o o !ElO AlO o 31 5.E+03 11 l.E+02 600 17 120 92 11 31 122 189 77 323 92 o o IEll A11 o 11 9.E+03 S1 0.E+Ol 600 11 160 129 11 24 157 195 72 31 85 o o IE12 A12 o 11 7.E+03 21 0.E+Ol 600 6 170 130 11 31 168 213 54 15 79 11 11 IE13 A13 o 21 6.E+03 11 5.E+02 600 15 155 135 11 15 142 138 76 73 91 o o IE14 A14 o 21 5.E+03 11 6.E+02 600 23 220 168 11 31 174 141 83 154 95 o o IE15 A15 o 21 3.E+03 11 7.E+02 600 15 155 134 11 16 153 144 73 72 91 o o IE16 A16 o 21 7.E+02 11 6.E+02 600 6 225 173 11 30 235 174 42 80 73 11 o IE17 A30 o 21 5.E+03 11 6.E+02 600 14 141 123 11 15 144 145 74 81 92 o o IE18 A31 o 21 6.E+03 11 4.E+02 600 14 145 126 11 15 147 137 76 84 92 o o IE19 A32 o 21 7.E+03 11

4.E+02 600 14 165 140 11 18 162 144 82 78 91 o o IE20 A33 o 21

6.E+03 11 5.E+02 600 14 145 125 11 16 142 141 76 75 95 o o IE21 A34 o 21 5.E+03 11 6.E+02 600 14 150 128 11 17 147 140 72 70 94 o o IE22 A35 o 21 5.E+03 11 6.E+02 600 14 142 123 11 15 140 151 76 83 93 o o IE23 A36 o 21 4.E+03 11 8.E+02 600 14 144 124 11 16 148 152 75 81 96 o o IE24 A37 o 21 6.E+03 11 6.E+02 600 14 145 127 11 14 141 141 76 75 92 o o IE25 A38 o 21 7.E+03 11 7.E+02 600 14 152 135 11 13 149 I 144 76 74 91 o o ! IE26 A39 o 21 5.E+03 11 7.E+02 600 14 145 126 11 15 142 139 74 72

90 o o IE27 A40 o 21 4.E+03 11 5.E+02 600 14 153 131 11 17 143 147 76 82 90 o o

IE2 A41 o 4,1.E+0 1,4. 600 14 140 122 1, 15 142 140 68 75 94 o o 8 IE2 A42 o 3 9,2.E+0 E+02E+0 1,7. 600 14 142 123 1,15 144 149 76 78 97 o o IE3 A43 o 3 6. E+0 3, 2 1, 600 14 143 124 1,15 142 151 69 105 92 o o IE3 A44 o 3 7,8. E+0 5. 4. 1, E+02 E+0 600 14 140 122 1, 15 140 138 77 112 92 o o 1 IE3 A45 o 3 2,4.E+0 2 1,5.E+0 600 14 140 122 1, 15 143 141 73 76 91 o o 2 IE3 A46 o 3 2,6. E+0 2 1,6.E+0 600 14 139 121 1,15 141 144 76 85 90 o o 3 IE34 A47 o 3,4.E+0 2 1,6. E+0 600 14 144 125 1,15 140 151 78 98 90 o o IE35 A48 o 3 9,3. E+0 2 1,7. E+0 600 14 140 122 1,15 143 141 75 106 92 o o IE36 A49 o 3 2,4.E+0 1, 8. 600 14 143 124 1,15 144 147 71 82 90 o o I IE37 A50 o 3 2,7. 1,5.E+0 600 14 140 122 1,15 140 146 76 77 91 o o IE: Exemplo de E+03 acordo com a presente invenção (a) Capacidade de fabricação (b) Densidade de superfície de compostos intermetálicos com base em Si (número/mm2 ) (c) Densidade de superfície de compostos intermetálicos com base em Al-Fe-Mn-Si (número/mm2 ) (d) Temperatura de aquecimento (°C) (e) Taxa de fase líquida de equilíbrio (%) (f) Após aquecimento para união (g) Tamanho de grãos após aquecimento para união (pm) (h) Taxa de pontos triplos de fronteiras de grãos nas quais existem compostos intermetálicos (%)

(i) Densidade de superfície de estruturas eutéticas no interior de grãos (número/mm2 )

Tabela 4 Composição no (b) (c) Condições de Resistência à (i) Taxa de Taxa de aquecimento união deformaç tensão

(a) para união Antes do (f) (g) (h) { % ) ão aquecimento para união (d) (e) T To T/To CE1 A51 o 2,2.E+02 2,2.E+02 620 2 120 106 1,13 118 141 40 8 14 X o CE2 A52 o 7,2.E+04 1,2.E+03 580 36 155 134 1,16 121 29 93 3200 100 o X CE3 A53 o 4,3.E+03 7,0.E+OO 600 17 74 73 1,02 73 230 76 134 91 o X CE4 A54 o 3,2.E+03 8,0.E+OO 600 27 75 74 1,02 76 245 88 98 98 o X CE5 A55 X - - - - - - - - - - - - - -

CE6 A56 o 1,8.E+0 9, 0. E+O 600 11 78 76 1,0 78 124 79 9 83 o X CE7 A7 o 3 2,5.E+0 2,5.E+0 600 14 176 124 21, 4 138 38 71 65 92 D X CE8 A13 o 3 2,6. E+0 2 1, 5. 600 15 2 194 135 1,45 142 29 77 71 92 D X CE9 A4 o 3 4,2.E+0 3,5.E+0 600 27 184 130 1, 42 123 35 89 94 99 D X CE: Exemplo de acordo com a2 presente invenção (a) Capacidade de fabricação (b) Densidade de superfície de compostos intermetálicos com base em Si (número/mm2 ) (c) Densidade de superfície de compostos intermetálicos com base em Al-Fe-Mn-Si (número/rnrn2 ) (d) Temperatura de aquecimento (°C) (e) Taxa de fase líquida de equilíbrio (%) (f) Após aquecimento para união (g) Tamanho de grãos após aquecimento para união (pm) (h) Taxa de pontos triplos de fronteiras de grãos nas quais existem compostos intermetálicos (%) (i) Densidade de superfície de estruturas eutéticas no interior de grãos (número/rnrn2 )

[000115] Conforme observado nas Tabelas 3 e 4, a capacidade de fabricação foi aceitável nas amostras que satisfizeram as condições especificadas na presente invenção com relação à composição do material de liga de alumínio e às condições de aquecimento. Por outro lado, na rolagem da amostra que possui a composição de liga A55, a amostra relevante não poderá ser rolada até a espessura de placa final porque Fe excedeu a quantidade especificada e compostos intermetálicos gigantes foram gerados durante a embalagem.

[000116] Comparando-se, como para os resultados dos testes de união, os resultados de avaliação das amostras de mininúcleos individuais com as composições (Tabelas 1 e 2) dos materiais de liga de alumínio dos membros de barbatana, a taxa de união, o arqueamento das barbatanas e o comprimento de tensão foram todos aceitáveis nas amostras (Exemplos 1 a 37 de acordo com a presente invenção), que satisfizeram as condições especificadas na presente invenção com referência ao material de liga de alumínio e às condições de aquecimento. Para os Exemplos 15 a 27 de acordo com a presente invenção que foram amostras feitas de ligas que contêm, como elementos aditivos, Mg, Ni, Ti, V, Zr e Cr além de Si, Fe e Mn como elementos essenciais, confirmou-se que os resultados de avaliação da taxa de deformação foram mais satisfatórios e que esses elementos apresentaram o efeito de aumentar a resistência.

[000117] Por outro lado, no Exemplo Comparativo 1, como o componente de Si não atingiu a quantidade especificada e a densidade de superfície dos compostos intermetálicos com base em Si na placa de material também não atingiu o valor especificado, a velocidade de geração de fase líquida foi de até menos de 5%, mesmo com a temperatura de aquecimento definida como relativamente alta. Desta forma, a taxa de união foi reduzida e o desempenho de união foi inferior.

[000118] No Exemplo Comparativo 2, como o componente de Si excedeu a quantidade especificada e a densidade de superfície dos compostos intermetálicos com base em Al-Fe- Mn-Si na placa de material também excedeu o valor especificado, a taxa de fase líquida durante a união aumentou, mesmo com a temperatura de aquecimento definida como sendo relativamente baixa. Além disso, os tamanhos dos grãos após o aquecimento foram pequenos. Desta forma, a barbatana curvou-se e a taxa de deformação foi inaceitável.

[000119] No Exemplo Comparativo 3, como o componente Fe não atingiu a quantidade especificada e a densidade de superfície dos compostos intermetálicos com base em Al-Fe- Mn-Si na placa de material também não atingiu o valor especificado, as resistências antes e depois do aquecimento foram baixas e inaceitáveis. Além disso, a barbatana curvou- se e a taxa de deformação também foi inaceitável.

[000120] No Exemplo Comparativo 4, como o componente Mn não atingiu a quantidade especificada e a densidade de superfície dos compostos intermetálicos com base em Al-Fe- Mn-Si na placa de material também não atingiu o valor especificado, as resistências antes e depois do aquecimento foram baixas e inaceitáveis. Além disso, a barbatana curvou- se e a taxa de deformação também foi inaceitável.

[000121] No Exemplo Comparativo 5, como o componente Fe excedeu a quantidade especificada, ocorreu um problema na capacidade de fabricação e a avaliação pelo teste de união não pôde ser realizada.

[000122] No Exemplo Comparativo 6, como o componente Mn excedeu a quantidade especificada e a densidade de superfície dos compostos intermetálicos com base em Al- Fe -Mn -Si na placa de material não atingiu o valor especificado, as resistências antes e depois do aquecimento foram baixas e inaceitáveis. Além disso, a barbatana curvou - se e a taxa de deformação também foi inaceitável.

[000123] Nos Exemplos Comparativos 7 a 9 , como a razão de redução no estágio de rolagem a frio final foi maior e T /To excedeu o valor especificado , os grãos tornaram-se finos demais durante o aquecimento para a união e a taxa de deformação foi inaceitável . Segunda realização: Em uma segunda realização, foram examinadas as 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 3 e foram moldadas em barbatanas similares às 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 que contém 10 % de fluxo com base em fluoreto não corrosivo.

[000124] Após a secagem, os mininúcleos foram aquecidos a várias temperaturas de aquecimento e nelas mantidos por tempos previamente determinados , relacionados na Tabela 3 , em uma atmosfera de nitrogênio, de forma a unir os membros de tubo e barbatana entre si. A taxa de união e a taxa de deformação que podem ser atribuídas ao arqueamento da barbatana foram avaliadas da mesma forma que na primeira realização por meio de medição da taxa de união e da alteração dimensional após a união . Além disso , como na primeira realização , a estrutura em seção transversal de cada membro foi observada para determinar a densidade de superfície dos compostos intermetálicos, os tamanhos de grãos após o aquecimento para a união, a densidade de superfície das estruturas eutéticas que possuem comprimentos de 3 J.lm ou mais no interior dos grãos e a taxa da quantidade de pontos triplos das fronteiras de grãos nas quais existem os compostos intermetálicos que possuem os diâmetros equivalentes de círculo de 1 J.lm ou mais com relação à quantidade de pontos triplos de todas as fronteiras de grãos Os resultados de avaliação estão relacionados na Tabela 5 . Deve - se observar que , na Tabela 5 , 3 , 1E+03 , por exemplo , indica 3 , lxl0 3 •

Tabela 5 Composição ( b) (c) Condições de aquecimento Taxa Taxa de no para união (i) de deforma (h ) união ção Tempo de ( j ( k) (%) (d) (e) retenção ) (seg) IE38 A3 3,1E+03 3,1E+02 590 16 180 576 271 81 79 94 o o IE39 A3 3,1E+03 3,1E+02 610 27 180 576 401 91 105 99 o o IE40 A22 2,5E+03 2,4E+02 600 16 180 576 336 81 85 94 o o IE41 A22 2,5E+03 2,4E+02 620 33 180 576 466 93 116 100 o !::. IE42 A17 2,6E+03 2, 5E+02 600 15 180 574 349 80 88 93 o o IE43 A17 2,6E+03 2,5E+02 620 30 180 574 479 93 124 100 o o IE44 A2 2,3E+03 2,2E+02 600 8 180 591 239 70 65 88 o o IE45 A3 3,1E+03 3,1E+02 580 12 20 576 65 77 66 92 o o IE46 A3 3,1E+03 3,1E+02 590 16 3300 576 3391 81 82 94 o !::. RE1 A4 4, 2E+03 3,5E+02 620 47 180 576 466 93 245 100 o X I RE2 A2 2,3E+03 2,2E+02 580 2 180 591 109 35 8 32 X o RE3 A3 3,1E+03 3,1E+02 620 38 180 576 466 93 289 100 o X RE4 A3 3,1E+03 3,1E+02 590 16 5 576 25 46 55 75 !::. o IRES A3 3,1E+03 3,1E+02 610 27 3700 576 3921 91 312 99 o X IE: Exemplo de acordo com a presente invenção; RE: Exemplo de Referência. (b) Densidade de superfície de compostos intermetálicos com base em Si (número/mm2 ) (c) Densidade de superfície de compostos intermetálicos com base em Al-Fe-Mn-Si (número/mm2 ) 5 (d) Temperatura de aquecimento (°C) (e) Taxa de fase líquida de equilíbrio(%)

(h) Taxa de pontos triplos de fronteiras de grãos nas quais existem compostos intermetálicos (%) (i) Densidade de superfície de estruturas eutéticas no interior de grãos (número/mm2 ) (j) Temperatura na qual a taxa de fase líquida é de 5% (°C) (k) Tempo durante o qual a taxa de fase líquida é de 5% ou mais (seg)

[000125] Conforme descrito acima, ao unir-se o material de liga de alumínio de acordo com a presente invenção, é preferível que a temperatura de aquecimento seja definida à temperatura na qual a taxa de fase líquida é de 5 a 30% e o tempo durante o qual a taxa de fase líquida é de 5% ou mais é de 30 segundos ou mais e 3600 segundos ou menos. Conforme observado na Tabela 3, nos Exemplos 38 a 46 de acordo com a presente invenção, todas essas condições são satisfeitas e a taxa de união e a taxa de deformação foram ambas aceitáveis.

[000126] Por outro lado, nos Exemplos de Referência l e 3, como a temperatura de aquecimento era alta e a taxa de fase líquida era alta demais, a forma não pôde ser mantida, de forma a causar grande deformação. No Exemplo de Referência 2, como a temperatura de aquecimento era baixa e a taxa de fase líquida também era baixa, a união foi insuficiente.

[000127] No Exemplo de Referência 4, como o tempo de retenção durante o qual a taxa de fase líquida era de 5% ou mais era curto, a taxa de união foi insuficiente. No Exemplo de Referência 5, como o tempo de retenção durante o qual a taxa de fase líquida era de 5% ou mais foi longo demais, ocorreu grande deformação.

[000128] Terceira realização:

[000129] Em terceira realização, foram examinadas as influências de elementos aditivos mediante resistência à corrosão. As placas de material fabricadas na primeira realização foram opcionalmente selecionadas conforme relacionado na Tabela 6 e foram moldadas em barbatanas similares às 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 que contém 10% de fluxo com base em fluoreto não corrosivo. Após a secagem, os mininúcleos foram aquecidos a várias temperaturas de aquecimento e nelas mantidos por tempos previamente determinados, relacionados na Tabela 3, em uma atmosfera de nitrogênio, de forma a unir as barbatanas e os tubos entre si.

[000130] A taxa de união e a taxa de deformação foram avaliadas da mesma forma que na primeira realização por meio de medição da taxa de união e da alteração dimensional após a união.Além disso, como na primeira realização, a estrutura em seção transversal de cada membro foi observada para determinar a densidade de superfície dos compostos intermetálicos, em que a densidade de superfície das estruturas eutéticas que possuem comprimentos de 3 Jlm ou mais no interior dos grãos e a taxa da quantidade de pontos triplos das fronteiras de grãos nas quais existem os compostos intermetálicos que possuem os diâmetros equivalentes de círculo de 1 ]lm ou mais com relação à quantidade de pontos triplos de todas as fronteiras de grãos.

[000131] Além disso, para avaliação da resistência à corrosão da própria barbatana, foi conduzido o teste CASS por quinhentas horas e o estado de corrosão da barbatana foi confirmado. Observando-se uma seção transversal da barbatana com um microscópio óptico, determinou-se que o estado de corrosão é ® (excelente) quando a taxa da barbatana remanescente foi de 70% ou mais, O (bom) quando foi de 50% ou mais e menos de 70%, t, (razoável)quando foi de 30% ou mais e menos de 50% ex (ruim) quando foi de menos de 30%.

[000132] Os resultados de avaliação estão relacionados na Tabela 6 . Deve-se observar que , na Tabela 6 , por exemplo ,2 , 3 . E+03 indica 2 , 3x10 3 •

Tabela 6 Composição (b) (c) Condições de Taxa de Taxa de Resistênci no aquecimento (i) união deformação a (h para união ) à corrosão (d) (e) ( % )

IE47 A2 2, 3, E+03 2,2,E+02 610 13 72 73 91 o o 11 IE48 A17 2,5,E+03 2,4,E+02 600 15 73 72 91 o o o IE49 A18 2,6, E+03 2,5, E+02 600 6 42 80 73 11 o o IE50 A19 2,6,E+03 2, 6,E+02 600 14 76 82 92 o o o IE51 A20 2,5,E+03 2,4,E+02 600 14 82 84 92 o o o IE52 A21 2,7,E+03 2,4, E+02 600 15 85 93 92 o o o IE53 A22 2,4,E+03 2,5, E+02 600 16 92 113 92 o o o IE54 A23 2, 5,E+03 2,5, E+02 600 24 93 122 100 o o o IE55 A24 2,6,E+03 2, 6,E+02 600 26 93 145 100 o o o IE56 A25 2, 6,E+03 2,4,E+02 600 24 92 126 98 o o o IE57 A26 2,7, E+03 2, 5,E+02 600 24 93 122 100 o o o IE58 A27 2,4,E+03 2,5, E+02 600 24 90 134 96 o o o IE59 A28 2,5,E+03 2,4, E+02 600 14 83 85 93 o o o IE60 A29 2,4,E+03 2, 4,E+02 600 14 78 89 92 o o o IE: Exemplo de acordo com a presente invenção. (b) Densidade de superfície de compostos intermetálicos com base em Si (número/mm2 ) (c) Densidade de superfície de compostos intermetálicos com base em Al-Fe-Mn-Si (número/mm2 ) 5 (d) Temperatura de aquecimento (°C) (e) Taxa de fase líquida de equilíbrio (%) (h) Taxa de pontos triplos de fronteiras de grãos nas quais existem compostos intermetálicos (%) (i) Densidade de superfície de estruturas eutéticas no interior de grãos (número/mm2)

[000133] Nos Exemplos 48 a 60 de acordo com a terceira realização da presente invenção, ligas de alumínio que contêm, corno elementos aditivos, Cu, Zn, In, Sn, Ti e V além dos elementos essenciais, ou seja, Si, Fe e Mn, foram utilizadas corno amostras. Nestes Exemplos de acordo com a presente invenção, conforme observado na Tabela 6, a resistência à corrosão foi aprimorada em comparação com a de urna liga utilizada no Exemplo 47 de acordo com a presente invenção que não contém Zn etc. Desta forma, foi confirmada a utilidade dos elementos aditivos mencionados acima.

Quarta realização:

[000134] Em quarta realização, foram examinadas as influências de mudanças na distribuição dos compostos interrnetálicos no material de liga de alumínio sobre o desempenho de união devido ao processo de fabricação. As placas de material fabricadas na primeira realização foram opcionalmente selecionadas conforme relacionado na Tabela 7 e foram moldadas em barbatanas similares às da primeira realização sob condições de fabricação relacionadas na Tabela 7. Além disso, corno na primeira realização, foram fabricadas peças de teste larninadas em três estágios (rnininúcleos) (Fig. 4). Cada um dos rnininúcleo foi mergulhado em urna solução de suspensão que contém 10% de fluxo com base em fluoreto não corrosivo. Após a secagem, os rnininúcleos foram aquecidos a 600 °C e nelas mantidos pelo tempo de manutenção de três minutos em urna atmosfera de nitrogênio, de forma a unir as barbatanas e os tubos entre si. A capacidade de fabricação também foi avaliada corno na primeira realização (Tabela 7).

Tabela 7 Composição (a) Processo de fabricação no Velocidade Espessura (m) (n) (o) (p) ( 1) de modelagem da laje (mm/min) após posição frontal (mm) IE61 A3 o 40 400 25 94 5 480 5 IE62 A3 o 30 400 25 94 5 480 5 IE63 A3 o 25 400 25 94 5 480 5 IE64 A3 o 80 400 25 94 5 480 5 IE65 A3 o 90 400 25 94 5 480 5 IE66 A3 o 40 400 32 92 5 480 5 IE67 A3 o 40 600 18 97 5 480 5 IE68 A3 o 40 400 25 94 3 480 5 IE69 A3 o 40 400 25 94 4 480 5 IE70 A3 o 40 400 25 94 8 480 5 IE71 A3 o 40 400 25 94 5 440 5 IE72 A3 o 40 400 25 94 5 480 o IE73 A3 o 40 400 25 94 5 480 13 IE74 A3 o 40 400 25 94 5 520 5 CE10 A3 o 15 400 25 94 5 480 5 CE11 A3 120 400 25 94 5 480 5

X CE12 A3 o 40 600 60 90 5 480 5 CE13 A3 o 40 750 15 98 5 480 5 I 1 CE14 A3 400 94 2 o 40 25 480 5 IE: Exemplo de acordo com a presente invenção; CE: Exemplo Comparatlvo (a) Capacidade de fabricação (1) Espessura de placa após o estágio de rolagem áspera a frio (mm) 5 (m) Razão de redução total em estágio de rolagem áspera a quente (%) (n) Número de passagens nas quais a razão de redução é de 15% ou mais em estágio de rolagem áspera a quente (número) (o) Temperatura de retenção de aquecimento antes da rolagem a quente (°C) (p) Tempo de retenção de aquecimento antes da rolagem a quente (h)

[000135] A taxa de união e a taxa de deformação que podem ser atribuídas ao arqueamento da barbatana foram avaliadas da mesma forma que na primeira realização por meio de medição da taxa de união e da alteração dimensional após a união. Além disso, como na primeira realização, a estrutura em seção transversal de cada membro foi observada para determinar a densidade de superfície dos compostos intermetálicos, os tamanhos de grãos após o aquecimento para a união, a densidade de superfície das estruturas eutéticas que possuem comprimentos de 3 pm ou mais no interior dos grãos e a taxa da quantidade de pontos triplos das fronteiras de grãos nas quais existem os compostos intermetálicos que possuem os diâmetros equivalentes de círculo de lpm ou mais com relação à quantidade de pontos triplos de todas as fronteiras de grãos. Os resultados de avaliação estão relacionados na Tabela 8.

[000136] A Tabela 8 relaciona ainda os resultados de medição , com relação à medição da densidade de superfície dos compostos intermetálicos antes do aquecimento para união , não apenas densidades de superfície correspondentes dos compostos intermetálicos com base em Si que possuem os diâmetros equivalentes de círculo de 0 , 5 pm a 5 pm e os compostos intermetálicos com base emAl - Fe-Mn-Si que possuem os diâmetros equivalentes de círculo de 5 pm ou mais , mas também os compostos intermetálicos com base em Si que possuem os diâmetros equivalentes de círculo de 5 pm ou mais e os compostos intermetálicos com base emAl - Fe -Mn - Si que possuem os diâmetros equivalentes de círculo de 0 , 5 pm ou mais e 5 pm ou menos e de 10 pm ou mais . Deve - se observar que, na Tabela 8, por exemplo, 3 , 1.

E+03 indica 3 , 1x10 3 •

Tabe1a 8 Composiç (b) (c) (h (i) Taxa de Taxa llo n• ( uni.'lo 0,5 Jlm ) de 0,5 Jlm s; DiAmetros Diâmetros Diâmetros g ( % deform s; diâmetros equivalen diAmetros equivalen equivalen ) ) açlio equivalen tes de equivalent tes de tes de tes de circulo es circulo circulo circulo > 5 Jlm de circulo > 5 Jlm D 5 Jlm IE6 A3 3,1.E+03 (número/m O,O.E+OO D s; 5 JJm 7,5.E+03 3,1.E+02 (número/m (número/m O,O.E+OO 126 83 85 95 D D 1 IE6 A3 7,2.E+02 O, O.E+OO 5,7.E+03 6,5.E+02 O,O.E+OO 102 78 84 80 o o IE6 A3 3,8.E+02 O,O.E+OO 4,7.E+03 8,8.E+02 O,O.E+OO 91 79 83 73 ó. ó.

IE6 A3 5,5.E+03 O,O.E+OO 1,5.E+04 4,2.E+01 O,O.E+OO 183 81 84 98 D D IE6 A3 6,2.E+03 O,O.E+OO 1,7.E+04 3,3.E+01 O,O.E+OO 205 80 84 99 D D IE6 A3 2,6.E+03 O,O.E+OO 7,5.E+03 8,4.E+02 O,O.E+OO 118 79 83 92 D ó. 6 IE6 A3 4,6.E+03 O,O.E+OO 7,5.E+03 2,2.E+02 O,O.E+OO 164 80 85 96 D D 7 IE6 A3 2,2.E+03 O,O.E+OO 7,5.E+03 6,8.E+02 O,O.E+OO 106 79 85 90 D o IE6 A3 2,7.E+03 O,O.E+OO 7,5.E+03 4,9.E+02 O,O.E+OO 118 78 83 93 D D IE7 A3 4,3.E+03 O,O.E+OO 7,5.E+03 1,9.E+02 O,O.E+OO 152 82 84 97 D D 0 IE7 A3 3,2.E+03 O,O.E+OO 7,5.E+03 2,7.E+02 O,O.E+OO 90 80 85 94 D o 1 IE7 A3 3,3.E+03 O,O.E+OO 7,5.E+03 2,9.E+02 O,O.E+OO 101 81 83 92 D o 2 IE73 A3 3,1.E+03 O,O.E+OO 7,5.E+03 6,8.E+02 O,O.E+OO 109 81 83 93 D o IE74 A3 3,4.E+03 O,O.E+OO 7,5.E+03 8,7.E+02 O,O.E+OO 92 82 84 93 D o CE10 A3 2,3.E+02 O, O.E+OO 2,8.E+03 1,2.E+03 O,O.E+OO 46 82 83 62 X CEll A3 - - - - - - - - - X- - CE12 A3 2,4.E+02 O,O.E+OO 7,5.E+03 1, 1. E+03 O,O.E+OO 48 80 84 65 X X CE13 A3 2,3.E+02 O,O.E+OO 7,5.E+03 1,3.E+03 O,O.E+OO 45 78 85 60 X X CE14 A3 4,7.E+02 O,O.E+OO 7,5.E+03 1,1.E+03 O,O.E+OO 47 81 83 74 ó.

X IE: Exemplo de acordo com a presente invenção; CE: Exemplo Comparativo (b) Densidade de superfície de compostos intermetálicos com base em Si (c) Densidade de superfície de compostos intermetálicos com base em Al-Fe-Mn-Si 5 (g) Tamanho de grãos após aquecimento para união ( m) (h) Taxa de pontos triplos de fronteiras de grãos nas quais existem compostos intermetálicos (%)

[000137] Em amostras (Exemplos 61 a 74 de acordo com a presente invenção) fabricadas segundo o método de acordo com a presente invenção , tanto a taxa de união quanto a taxa de deformação foram aceitáveis.

[000138] Por outro lado , no Exemplo Comparativo 1O , corno a velocidade de modelagem era baixa demais , a densidade de superfície dos compostos interrnetálicos com base em Si na placa de material não atingiu o valor especificado e a densidade de superfície dos compostos interrnetálicos com base em Al - Fe -Mn -Si na placa de material excedeu o valor especificado .

[000139] Desta forma, devido à aspereza dos compostos interrnetálicos com base em Si e dos compostos interrnetálicos com base em Al - Fe -Mn - Si, os tamanhos de grãos após o aquecimento foram reduzidos, de forma que a barbatana se curvou e a taxa de deformação era inaceitável. Além disso, corno a quantidade dos compostos interrnetálicos com base em Si que satisfazem a densidade de superfície especificada foi reduzida, a taxa de união foi inaceitável.

[000140] No Exemplo Comparativo 11, corno a velocidade de modelagem era alta demais, ocorreram rachaduras devido à fabricação do lingote e a placa de amostra não pôde ser fabricada. No Exemplo Comparativo 12, a razão de redução total no estágio de rolagern áspera a quente foi menor que o valor especificado e os compostos interrnetálicos com base em Si e os compostos interrnetálicos com base em Al-Fe-Mn-Si na placa de material não se tornaram suficientemente finos. Desta forma, a densidade de superfície dos compostos interrnetálicos com base em Si na placa de material não atingiu o valor especificado e a taxa de união foi inaceitável. Além disso,

como a densidade de superfície dos compostos intermetálicos com base em Al-Fe-Mn-Si na placa de material excedeu o valor especificado, os tamanhos de grãos após o aquecimento foram reduzidos devido à aspereza dos compostos intermetálicos. Como resultado, a barbatana curvou-se e a taxa de deformação foi inaceitável .

[000141] No Exemplo Comparativo 13, como a espessura da laje após a posição frontal era grande demais, a razão de redução total no estágio de rolagem áspera a quente foi maior que o valor especificado. Como a espessura do lingote era grande demais, a velocidade de resfriamento durante a fabricação do lingote foi reduzida e foram gerados depósitos precipitados brutos. Os depósitos precipitados brutos não foram suficientemente fragmentados no estágio de rolagem áspera a quente, de forma que a densidade de superfície dos compostos intermetálicos com base em Si na placa de material não atingiu o valor especificado e a densidade de superfície dos compostos intermetálicos com base em Al-Fe-Mn-Si na placa de material excedeu o valor especificado. Os tamanhos de grãos após o aquecimento foram reduzidos devido à aspereza dos compostos intermetálicos. Como resultado, a barbatana curvou - se e a taxa de deformação foi inaceitável. Como a densidade de superfície dos compostos intermetálicos com base em Si na placa de material não atingiu o valor especificado, a taxa de união foi baixa e inaceitável.

[000142] No Exemplo Comparativo 14, a quantidade de passagens nas quais a razão de redução foi de 15% ou mais foi menor que três no estágio de rolagem áspera a quente. Os compostos intermetálicos com base em Al-Fe-Mn-Si, portanto, não se tornaram suficientemente mais finas e a densidade de superfície desses compostos intermetálicos excedeu o valor especificado. Foram geradas fases líquidas em volta dos compostos intermetálicos com base em Al-Fe-Mn-Si brutos e a taxa de conjuntos de fases líquidas que ocupam a espessura de placa aumentou. Como resultado, a barbatana enrugou e a taxa de deformação foi inaceitável. Aplicabilidade industrial

[000143] O material de liga de alumínio de acordo com a presente invenção é útil como membro de barbatana do trocador de calor e pode ser unido a outro membro componente do trocador de calor, incluindo outro membro de barbatana, sem o uso de um material de união, tal como um metal de carga de brasagem ou um material de solda. O trocador de calor, portanto, pode ser fabricado com eficiência. Mudanças de tamanho e formato dificilmente ocorrem devido à união do material de liga de alumínio. Desta forma, o material de liga de alumínio e o método de união que utiliza o material de liga de alumínio de acordo com a presente invenção são notadamente eficazes do ponto de vista industrial.

Claims

REIVINDICAÇÕES

1. Material de liga de alumínio para uma barbatana de trocador de calor, caracterizado pelo fato de que possui função de união superior mediante aquecimento de uma única camada do material de liga de alumínio que contém Si: 1,O a 5,0% em massa, Fe: O, 1 a 2,0% em massa e Mn: 0,1 a 2,0% em massa, em que o saldo é Ale impurezas inevitáveis; em que 250 peças/mm2 ou mais a 7 x 104 peças/mm2 ou menos de partículas de compostos intermetálicos com base em Si que possuem diâmetros equivalentes de círculo de 0,5 a 5 J.lm estão presentes em seção transversal do material de liga de alumínio; e em que 10 peças/mm2 ou mais e 1000 peças/mm2 ou menos dos compostos intermetálicos com base em Al-Fe-Mn-Si que possuem diâmetros equivalentes de círculo de mais de 5 J.lm estão presentes em uma seção transversal de material de liga de alumínio.

2. Material de liga de alumínio para a barbatana de trocador de calor de acordo com a reivindicação 1, caracterizado pelo fato de que o material de liga de alumínio é configurado para satisfazer T/To 1,40, em que T indica resistência à tensão de uma placa de material e To indica resistência à tensão após aquecimento a 450 °C por duas horas.

3. Material de liga de alumínio para a barbatana de trocador de calor de acordo com qualquer das reivindicações 1 ou 2, caracterizado pelo fato de que contém adicionalmente um ou dois selecionados a partir de Mg: 2,0% em massa ou menos e Cu: 1,5% em massa ou menos.

4. Material de liga de alumínio para a barbatana de trocador de calor de acordo com qualquer das reivindicações

1 a 3, caracterizado pelo fato de que contém adicionalmente um , dois 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 .

5. Material de liga de alumínio para a barbatana de trocador de calor de acordo com qualquer das reivindicações 1 a 4 , caracterizado pelo fato de que contém adicionalmente um , dois ou mais selecionados a partir de Ti : 0,3 % em massa ou menos , V : 0,3 % em massa ou menos , Zr: 0,3 % em massa ou menos , Cr : 0,3 % em massa ou menos e Ni : 2,0 % em massa ou menos.

6. Material de liga de alumínio para a barbatana de trocador de calor de acordo com qualquer das reivindicações 1 a 5 , caracterizado pelo fato de que contém adicionalmente um , 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.

7. Material de liga de alumínio para a barbatana de trocador de calor de acordo com qualquer das reivindicações 1 a 6, caracterizado pelo fato de que a resistência à tensão do material de liga de alumínio antes do aquecimento para união é de 80 a 250 MPa.

8. Método de fabricação do material de liga de alumínio para a barbatana de trocador de calor de acordo com qualquer das reivindicações 1 a 7 , caracterizado pelo fato de que e o método compreende uma etapa de modelagem de uma liga de alumínio para o material de liga de alumínio , uma etapa de aquecimento de um lingote moldado antes da rolagem a quente, uma etapa de rolagem a quente do lingote após a etapa de aquecimento , uma etapa de rolagem a frio de urna placa rolada a quente e uma etapa de combinação de uma placa rolada a frio a meio caminho da etapa de rolagem a frio; em que a velocidade de modelagem é definida como sendo de 20 a 100 mm/min na etapa de modelagem; e em que, embora a etapa de rolagem a quente inclua um estágio de rolagem áspera e um estágio de rolagem de acabamento, razão de redução total no estágio de rolagem áspera é definida em 92 a 97% e o estágio de rolagem áspera inclui três ou mais passagens, em cada uma das quais a razão de redução é de 15% ou mais.

9. Trocador de calor fabricado por meio de aquecimento e união de um membro de barbatana, caracterizado pelo fato de que é elaborado com o material de liga de alumínio conforme definido em qualquer das reivindicações 1 a 7 e outro membro componente do trocador de calor juntos.

10. Trocador de calor de acordo com a reivindicação 9, caracterizado pelo fato de que o material de liga de alumínio para o membro de barbatana possui, após o aquecimento para a união, uma microestrutura na qual o tamanho de grãos da matriz de alumínio é preferencialmente de 50 J.lm ou mais em uma seção transversal da barbatana.

11. Trocador de calor de acordo com qualquer das reivindicações 9 ou 10, caracterizado pelo fato de que na microestrutura na seção transversal do material de liga de alumínio do membro de barbatana após o aquecimento para a união, o número de pontos triplos de fronteiras de grãos nos quais existem compostos intermetálicos que possuem diâmetros equivalentes de círculo de 1 J.lm ou mais, é 50% ou mais da quantidade total de pontos triplos de todas as fronteiras de grãos.

12. Trocador de calor de acordo com qualquer das reivindicações 9 a 11, caracterizado pelo fato de que a microestrutura em uma seção transversal do material de liga de alumínio para o membro de barbatana após o aquecimento para a união possui 10 peças/mm2 a 3000 peças/mm2 de estruturas eutéticas que possuem comprimentos de 3 m ou mais no interior de grãos de matriz.