ES2215392T3 - Aleacion de aletas de aluminio de elevada conductividad. - Google Patents
Aleacion de aletas de aluminio de elevada conductividad.Info
- Publication number
- ES2215392T3 ES2215392T3 ES99934421T ES99934421T ES2215392T3 ES 2215392 T3 ES2215392 T3 ES 2215392T3 ES 99934421 T ES99934421 T ES 99934421T ES 99934421 T ES99934421 T ES 99934421T ES 2215392 T3 ES2215392 T3 ES 2215392T3
- Authority
- ES
- Spain
- Prior art keywords
- alloy
- less
- raw material
- strip
- sheet
- Prior art date
- Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
- Expired - Lifetime
Links
Classifications
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22F—CHANGING THE PHYSICAL STRUCTURE OF NON-FERROUS METALS AND NON-FERROUS ALLOYS
- C22F1/00—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working
- C22F1/04—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of aluminium or alloys based thereon
-
- B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
- B22—CASTING; POWDER METALLURGY
- B22D—CASTING OF METALS; CASTING OF OTHER SUBSTANCES BY THE SAME PROCESSES OR DEVICES
- B22D11/00—Continuous casting of metals, i.e. casting in indefinite lengths
- B22D11/06—Continuous casting of metals, i.e. casting in indefinite lengths into moulds with travelling walls, e.g. with rolls, plates, belts, caterpillars
- B22D11/0622—Continuous casting of metals, i.e. casting in indefinite lengths into moulds with travelling walls, e.g. with rolls, plates, belts, caterpillars formed by two casting wheels
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C21/00—Alloys based on aluminium
-
- F—MECHANICAL ENGINEERING; LIGHTING; HEATING; WEAPONS; BLASTING
- F28—HEAT EXCHANGE IN GENERAL
- F28F—DETAILS OF HEAT-EXCHANGE AND HEAT-TRANSFER APPARATUS, OF GENERAL APPLICATION
- F28F1/00—Tubular elements; Assemblies of tubular elements
- F28F1/10—Tubular elements and assemblies thereof with means for increasing heat-transfer area, e.g. with fins, with projections, with recesses
- F28F1/12—Tubular elements and assemblies thereof with means for increasing heat-transfer area, e.g. with fins, with projections, with recesses the means being only outside the tubular element
- F28F1/126—Tubular elements and assemblies thereof with means for increasing heat-transfer area, e.g. with fins, with projections, with recesses the means being only outside the tubular element consisting of zig-zag shaped fins
-
- F—MECHANICAL ENGINEERING; LIGHTING; HEATING; WEAPONS; BLASTING
- F28—HEAT EXCHANGE IN GENERAL
- F28F—DETAILS OF HEAT-EXCHANGE AND HEAT-TRANSFER APPARATUS, OF GENERAL APPLICATION
- F28F21/00—Constructions of heat-exchange apparatus characterised by the selection of particular materials
- F28F21/08—Constructions of heat-exchange apparatus characterised by the selection of particular materials of metal
- F28F21/081—Heat exchange elements made from metals or metal alloys
- F28F21/084—Heat exchange elements made from metals or metal alloys from aluminium or aluminium alloys
Landscapes
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Physics & Mathematics (AREA)
- Thermal Sciences (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- General Engineering & Computer Science (AREA)
- Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
- Geometry (AREA)
- Metal Rolling (AREA)
- Continuous Casting (AREA)
- Laminated Bodies (AREA)
- Conductive Materials (AREA)
- Powder Metallurgy (AREA)
- Cooling Or The Like Of Semiconductors Or Solid State Devices (AREA)
Abstract
Un método para producir una materia prima de aletas de aleación de aluminio a partir de una aleación que comprende 1, 2-1, 8% Fe, 0, 7-0, 95% Si, 0, 3-0, 5% Mn, opcionalmente 0, 30-2, 00% Zn, opcionalmente 0, 005-0, 020% Ti, menos de 0, 15% de otros elementos que incluyen en total menos de 0, 05% de Cu y menos de 0, 10% de Mg y el resto Al, que comprende la colada en continuo de tiras de la aleación a una velocidad de enfriamiento mayor que 10ºC/s, sin homogenización previa, laminación en frío de la tira hasta un calibre intermedio, recocido de la lámina a 340-450ºC durante 1-6 horas y laminación en frío de la lámina hasta el calibre final, obteniendo así una materia prima de aleta que tiene una resistencia a la tracción final tras la soldadura fuerte mayor que 127 MPa aproximadamente y una conductividad tras la soldadura fuerte mayor que 49, 0% IACS.
Description
Aleación de aletas de aluminio de elevada
conductividad.
Esta invención se refiere a un producto mejorado
de aleación de aluminio para uso en la fabricación de aletas de
intercambiadores de calor, y más particularmente a un material de
materia prima de aletas que tiene tanto elevada resistencia mecánica
como elevada conductividad térmica.
Las aleaciones de aluminio se han usado durante
mucho tiempo en la producción de aletas de intercambiadores de
calor, por ejemplo para radiadores de automóviles, condensadores,
evaporadores, etc. Las aleaciones convencionales de aletas de
radiadores se diseñan para proporcionar elevada resistencia mecánica
tras la soldadura fuerte, buena aptitud para ser soldada fuertemente
y buena resistencia a combarse durante la soldadura fuerte. Las
aleaciones usadas con este propósito contienen normalmente un nivel
de manganeso elevado. Un ejemplo es la aleación de aluminio AA3003.
Tales aleaciones proporcionan un buen comportamiento a la soldadura
fuerte; sin embargo, la conductividad térmica es relativamente baja.
Esta conductividad térmica baja no era un problema serio en el
pasado porque la barrera térmica principal en el funcionamiento del
intercambiador de calor del automóvil era la transferencia de calor
aleta a aire. Recientemente, ha habido demanda de radiadores que
tienen eficacia de transferencia de calor mejorada. Esta nueva
generación de radiadores requiere un nuevo material de aletas que
tenga elevada resistencia mecánica, así como elevada conductividad
térmica.
Las nuevas propiedades del material de aletas
demandadas por la industria de intercambiadores de calor del
automóvil incluyen elevada resistencia mecánica final (UTS) tras la
soldadura fuerte, elevada temperatura de soldadura fuerte y elevada
conductividad para el material de aletas que tiene un espesor de no
más de 0,1 mm aproximadamente.
En la patente de EE.UU. nº 3.989.548 de Morris
et al., se describe una aleación de aluminio que contiene Fe,
Si, Mn y Zn. Estas aleaciones tienen preferiblemente alto contenido
de Mn, lo que daría como resultado resistencia mecánica adecuada
pero pobre conductividad. Las aleaciones no se describen como útiles
como materia prima de aletas.
En la patente británica nº 1.524.355 de Morris
et al., se describen productos de aleaciones de aluminio
reforzados por dispersión del tipo Al-Fe que
contienen típicamente Fe, Si, Mn y Cu. El Cu está presente en
cantidades de hasta 0,3% y esto tiene un efecto negativo sobre la
conductividad y causa corrosión por picadura, de los cuales ambos
serían particularmente perjudiciales para el comportamiento de
aletas muy delgadas.
En la patente de EE.UU. nº 4.126.487 de Morris
et al. se describe una aleación que se dice que es muy útil
como materia prima de aletas de intercambio de calor. Esa aleación
de aluminio contiene Fe, Si, Mn y Zn. También contiene
preferiblemente algo de Cu y Mg para proporcionar resistencia
mecánica adicional. Como con la patente GB 1.524.355, el Cu puede
estar presente en cantidades de hasta 0,3%, lo que sería perjudicial
para el comportamiento de las aletas muy delgadas.
En Shoji, Publicación de Patente Japonesa nº
03153835, se describe un material de aletas que comprende una
aleación de aluminio del tipo Al-Fe que contiene
típicamente Fe, Si, Mn y Zn. A pesar de que este producto presenta
buenas propiedades físicas, éstas están medidas en la condición de
laminado, que no puede compararse directamente con las medidas
tomadas tras la soldadura fuerte.
Es un objeto de la presente invención producir
una nueva materia prima de aletas de aleación de aluminio que tiene
tanto elevada resistencia mecánica como elevada conductividad
térmica.
La presente invención se refiere a un nuevo
material de materia prima de aletas que es adecuado para fabricar
intercambiadores de calor con soldadura fuerte usando aletas más
delgadas que lo anteriormente posible. Esto se logra a la vez que se
retiene en las aletas resistencia mecánica y conductividad adecuadas
para permitir su uso en los intercambiadores de calor.
La combinación anterior de características se ha
obtenido sorprendentemente de acuerdo con la presente invención
equilibrando tres propiedades algo contradictorias en el material, a
saber, resistencia mecánica (UTS) tras la soldadura fuerte,
conductividad eléctrica / térmica tras la soldadura fuerte y
temperatura de soldadura fuerte (punto de fusión del material de las
aletas durante una operación de soldadura fuerte).
Un problema en el desarrollo de este tipo de
aleación es alcanzar los requerimientos de conductividad. Así, si la
conductividad se mejora modificando una composición tradicional de
aleación, por ejemplo, reduciendo el contenido de Mn de la aleación
AA3003, entonces la resistencia mecánica de la aleación se vuelve
demasiado baja. Se ha encontrado que puede obtenerse el equilibrio
deseado de características partiendo de un material en el que había
una cierta cantidad de refuerzo basado en partículas, lo que
normalmente no tiene un efecto negativo sobre la conductividad. A
continuación se añadieron los elementos que contribuyen al refuerzo
por disolución de forma cuidadosamente seleccionada para elevar la
resistencia mecánica sin disminuir la conductividad o temperatura de
fusión a un nivel tal que haga inutilizable el material. Se ha
desarrollado una microestructura que proporciona una combinación
óptima de endurecimiento con partículas y refuerzo por solución
sólida introduciendo una elevada fracción de volumen de partículas
intermetálicas finas uniformemente distribuidas. Para maximizar el
efecto del refuerzo con partículas y por disolución a una
composición dada de forma que se alcancen las propiedades deseadas,
se requirió un procedimiento de colada de tiras a velocidad de
enfriamiento elevada, pero no tal elevada como para retener excesiva
conductividad destruyendo elementos en solución sólida en el
elemento de aleta final (es decir, después de la colada, laminación
y soldadura fuerte).
La aleación de aluminio de la invención tenía la
siguiente composición (todos los porcentajes en peso):
Fe | = | 1,20-1,80 | |
Si | = | 0,70-0,95 | |
Mn | = | 0,30-0,50 | |
Zn opcional | = | 0,30-2,00 | |
Ti opcional | = | 0,005-0,020 | |
Otros | = | menos de 0,05 cada uno y menos de 0,15 total | |
Al | = | resto |
Cuando está presente Zn, está presente
preferiblemente a menos de 1,5% en peso, y más preferiblemente a
menos de 1,2% en peso.
El producto en tira formado a partir de esta
aleación de acuerdo con la presente invención tenía una resistencia
mecánica (UTS) tras la soldadura fuerte mayor que 127 MPa
aproximadamente, preferiblemente mayor que 130 MPa, una
conductividad tras la soldadura fuerte mayor que 49,0% IACS, más
preferiblemente mayor que 49,8% IACS y lo más preferiblemente mayor
que 50,0% IACS y una temperatura de soldadura fuerte mayor que
595ºC, preferiblemente mayor que 600ºC.
Estas propiedades de la tira se miden bajo
condiciones de soldadura fuerte simuladas como sigue.
La UTS tras la soldadura fuerte se mide de
acuerdo con el siguiente procedimiento que simula las condiciones de
soldadura fuerte. La materia prima procesada de aleta en su espesor
final de laminado (por ejemplo, después de laminación hasta 0,06 mm
de espesor) se coloca en un horno precalentado a 570ºC y se calienta
a continuación a 600ºC en 12 minutos aproximadamente, se mantiene a
temperatura constante a 600ºC durante 3 minutos, se enfría a 400ºC a
50ºC/min, a continuación se enfría al aire hasta temperatura
ambiente. A continuación se realiza sobre este material el ensayo de
tracción.
La conductividad tras la soldadura fuerte se mide
como conductividad eléctrica sobre una muestra procesada como para
el ensayo UTS que simula las condiciones de soldadura fuerte, usando
ensayos de conductividad como se describe en
JIS-H0505.
La Figura 1 anexa en una vista en alzado de una
configuración de ensayo para determinar la temperatura de soldadura
fuerte de la materia prima de aletas.
La temperatura de soldadura fuerte se determina
en una configuración de ensayo mostrada en la Figura 1 en la que se
crea una aleta corrugada 1 a partir de la materia prima procesada de
aleta de 2,3 mm de altura x 21 mm de anchura, con un paso entre
ondulaciones de 3,4 mm. La muestra se coloca contra una tira de
material de tubo 2 que consiste en una capa 3 de aleación AA4045
colocada sobre una pieza 4 de aleación AA3003, en la que la tira 2
tiene 0,25 mm de espesor y la capa 3 de AA4045 es 8% del espesor
total. Se pulveriza el fundente Nocolok^{TM} sobre el conjunto de
ensayo a una velocidad de 5 a 7 g/m^{2}. Se coloca un lote
adicional de tres conjuntos idénticos 5 sobre la parte superior del
conjunto de ensayo, con una lámina final y un peso de 6 de 98 g
sobre la parte superior. El conjunto de ensayo se calienta a
temperaturas finales de ensayo seleccionadas (por ejemplo, 595ºC,
600ºC o 605ºC) a 50ºC/min, a continuación se mantiene a esa
temperatura durante 3 minutos. El material tiene una temperatura de
soldadura fuerte "x" cuando ninguno de los corrugados de la
aleta de ensayo funde durante el procedimiento de ensayo a una
temperatura máxima de mantenimiento final "x". Por ejemplo, si
ninguno de los corrugados de la aleta de ensayo funde a una
temperatura final de mantenimiento de 600ºC, pero parte o todo
funde a una temperatura final de mantenimiento de 605ºC, la
temperatura de soldadura fuerte se toma como 600ºC.
Para alcanzar las características anteriores, la
aleación debe colarse y conformarse bajo condiciones bastante
específicas.
Primero la aleación debe colarse en continuo en
tiras a una velocidad media de enfriamiento mayor que 10ºC/s. Se
prefiere que la velocidad media de enfriamiento sea menor que
250ºC/s, más preferiblemente menor que 200ºC/s. La colada se hace
preferiblemente en una cavidad de colada que no deforme el planchón
conformado durante la solidificación. Este planchón tiene un espesor
preferiblemente de menos de 30 mm. El planchón colado se lamina en
frío hasta un calibre intermedio, se recuece y a continuación de
lamina en frío hasta el calibre final. La laminación en frío hasta
el calibre final después de la etapa de recocido preferiblemente es
a menos de 60% de reducción, más preferiblemente a menos de 50% de
reducción. Si es necesario el planchón puede laminarse en caliente
hasta un calibre de relaminación (de 1 a 5 mm en espesor), pero tal
laminado en caliente debe hacerse sin homogenización
previa.
previa.
La velocidad media de enfriamiento quiere decir
la media de velocidad de enfriamiento a través del espesor del
planchón colado, y la velocidad de enfriamiento se determina a
partir del espaciado celular interdendrítico medio tomado a través
del espesor del planchón colada como se describe por ejemplo en un
artículo de R.E. Spear, et al. en Transactions of the
American Foundrymen's Society, Proceedings of the
Sixty-Seventh Annual Meeting, 1963, Vol. 71,
Publicado por American Foundrymen's Society, Des Plaines, Illinois,
EE.UU., 1964, páginas 209 a 215. El tamaño celular interdendrítico
medio correspondiente a la velocidad media de enfriamiento preferida
está en el intervalo de 7 a 15 micrómetros.
De acuerdo con esta invención, deben controlarse
muy cuidadosamente las cantidades de los elementos individuales en
la aleación. El hierro en la aleación forma partículas
intermetálicas de una composición eutéctica durante la colada que
son relativamente pequeñas y contribuyen al refuerzo con partículas.
Con contenidos de hierro por debajo de 1,2% no hay hierro suficiente
para formar el número deseado de partículas de refuerzo, mientras
que con contenidos de hierro por encima de 1,8% se forman partículas
primarias grandes de fase intermetálica que impiden el laminado
hasta los calibres muy delgados de materia prima de aleta
deseados.
El silicio en la aleación en el intervalo de 0,7
a 0,95% contribuye tanto al refuerzo con partículas como por
solución sólida. Por debajo de 0,7% no hay silicio suficiente para
este propósito de refuerzo mientras que por encima de 0,95% se
reduce la conductividad. De forma más significativa, con contenidos
de silicio elevados se reduce la temperatura de fusión de la
aleación hasta un punto en el que el material no puede soldarse con
soldadura fuerte. Para proporcionar refuerzo óptimo, se prefiere
particularmente silicio en exceso de 0,8%.
Cuando está presente manganeso en el intervalo de
0,3 a 0,5%, contribuye significativamente al refuerzo por solución
sólida y en cierto nivel al refuerzo con partículas del material.
Por debajo de 0,3% la cantidad de manganeso es insuficiente para el
propósito. Por encima de 0,5% la presencia de manganeso en solución
sólida se vuelve muy perjudicial sobre la conductividad.
El equilibrio de hierro, silicio y manganeso
contribuye a alcanzar la resistencia mecánica deseada,
comportamiento a la soldadura fuerte y conductividad en el material
acabado.
El contenido de Zn, que se encuentra entre 0,3 y
2,0%, preferiblemente menor que 1,5% y más preferiblemente menor que
1,2% proporciona protección frente a la corrosión de un
intercambiador de calor haciendo que las aletas actúe como ánodo de
sacrificio disminuyendo el potencial de corrosión de la aleación. El
Zn no tiene un efecto negativo o positivo significativo sobre la
resistencia mecánica o conductividad. Un contenido de Zn por debajo
de 0,3% no es suficiente para la protección frente a la corrosión,
mientras que no se obtienen beneficios adicionales con contenidos de
cinc por encima de 2,0%.
El titanio, cuando está presente en la aleación
como TiB_{2}, actúa como afinador de grano durante la colada.
Cuando está presente en cantidades mayores de 0,02% tiende a tener
un impacto negativo sobre la conductividad.
Cualquier elemento eventual en la aleación
debería tener un contenido menor que 0,05% cada uno y menor que
0,15% en conjunto. En particular, el magnesio debe estar presente en
cantidades de menos de 0,10%, preferiblemente de menos de 0,05%,
para asegurar la aptitud para soldarse con soldadura fuerte mediante
el procedimiento Nocolok. El cobre debe mantenerse por debajo de
0,05% debido a que tiene un efecto similar al del manganeso sobre la
conductividad y también causa corrosión por picadura.
En el procedimiento de colada, si la velocidad
media de enfriamiento es menor que 10ºC/s, las partículas
intermetálicas formadas durante la colada serán demasiado grandes y
causarán problemas de laminación. Una velocidad de enfriamiento
menor implica normalmente colada DC y homogenización y bajo tales
circunstancias los elementos salen de la matriz sobresaturada de
aluminio y se reduce el mecanismo de refuerzo por disolución, dando
como resultado material de resistencia mecánica inadecuada. Esto
significa que debería usarse un procedimiento de colada en continuo
de tiras. Existe una diversidad de tales procedimientos, incluida
colada de rodillo, colada de cinta y colada en bloque. Para la
colada de rodillo, la velocidad media de enfriamiento no debería
exceder aproximadamente 1.500ºC/s. La colada de cinta y en bloque
operan ambas a velocidades medias de enfriamiento máximas menores
que 250ºC/s y más preferiblemente menores que 200ºC/s.
El procedimiento de colada en continuo crea un
mayor número de partículas finas intermetálicas (menos de 1
micrómetro de tamaño), y por ello una tira obtenida mediante el
procedimiento de esta invención podrá tener, en la tira final colada
y laminada, una población de partículas intermetálicas igual o menor
que 1 micra igual o mayor que 3x10^{4} partículas /mm^{3}.
Se prefiere también que la aleación se cuele en
tiras de una manera que se evite la deformación del material cuando
está todavía en el estado blando. Si la deformación se produce
durante la solidificación, puede dar como resultado una excesiva
segregación en el eje central y problemas cuando se lamine para
formar materia prima de aletas muy delgada requerida para las
aplicaciones modernas. También se prefiere que la cavidad de colada
sea alargada ya que el contenido de Si elevado presente en la
aleación da como resultado un intervalo largo de congelación que
requiere preferiblemente una cavidad de colada alargada para
solidificar adecuadamente. Esto significa, efectivamente, que se
prefiere la colada en tiras mediante máquinas de cinta o en bloque
en las que la velocidad de enfriamiento es preferiblemente menor que
250ºC/s, y más preferiblemente menor que 200ºC/s.
De acuerdo con una característica particularmente
preferida de la invención, la materia prima de aletas se obtiene
mediante colada en continuo de tiras de la aleación para formar un
planchón de 6 a 30 mm de espesor a una velocidad de enfriamiento de
10ºC/s o mayor, pero menor que 200ºC/s, a continuación laminación en
caliente del planchón colado hasta una lámina de
1-5 mm de espesor, laminación en frío hasta una
lámina de 0,08-0,20 mm de espesor, recocido a
340-450ºC durante 1-6 horas y
laminación en frío hasta el calibre final (0,05-0,10
mm). Se prefiere que el planchón colado entre en el procedimiento de
laminación en caliente a una temperatura entre aproximadamente
400-550ºC. La etapa de laminación en caliente ayuda
en el procedimiento termo-mecánico, contribuyendo a
la precipitación de manganeso a partir de la solución sólida que
contribuye a continuación a alcanzar la conductividad deseada en el
producto final. Se prefiere particularmente que el planchón colado
tenga 11 mm de espesor o más. La laminación en frío final debería
hacerse preferiblemente usando menos de 60% de reducción y más
preferiblemente menos de 50% de reducción. La cantidad de laminación
en frío en la etapa final de laminación se ajusta para proporcionar
un tamaño de grano óptimo tras la soldadura fuerte, es decir, un
tamaño de grano de 30 a 80 \mum, preferiblemente 40 a 80 \mum.
Si la reducción de la laminación en frío es demasiado elevada, la
UTS tras la soldadura fuerte se vuelve elevada, pero el tamaño de
grano se vuelve demasiado pequeño y la temperatura de soldadura
fuerte se vuelve baja. Por otro lado, si la reducción en frío es
demasiado baja, entonces la temperatura de soldadura fuerte es
elevada pero la UTS tras la soldadura fuerte es demasiado baja. El
método preferido de colada en continuo de tiras es la colada de
cinta.
Dos aleaciones A y B que tienen las composiciones
dadas en la Tabla 1 se colaron en una máquina de colada de cinta a
una velocidad media de enfriamiento de 40ºC/s hasta un espesor de 16
mm y a continuación se laminaron en caliente hasta un espesor de 1
mm, se enrollaron y se permitió su enfriamiento. A continuación la
lámina de relaminación se laminó en frío hasta un espesor de o 0,10
mm (A) o 0,109 mm (B), se recoció en un horno discontinuo de
recocido a 390ºC durante 1 hora, a continuación se le dio un
laminado en frío final hasta un espesor de 0,060 mm (reducción final
de laminación en frío de 40% para A y 45% para B). La UTS,
conductividad y temperatura de soldadura fuerte se determinaron
mediante los métodos descritos anteriormente, y los resultados se
muestran en la Tabla 2. Ambas aleaciones procesadas mediante colada
en continuo en tiras alcanzaron las especificaciones para la lámina
final.
La densidad de partículas intermetálicas se
determinó para la aleación B tomando imágenes SEM de 12 secciones de
las secciones longitudinal y transversal de la lámina laminada en
frío de 0,060 mm y usando análisis de imagen, contando el número de
partículas de menos de 1 micrómetro de tamaño. Se encontró que el
número de partículas de menos de 1 micrómetro de tamaño era
5,3x10^{4}/mm^{2}.
Se coló mediante colada DC hasta un lingote (508
mm x 1080 mm x 2300 mm) una aleación C que tiene una composición
dada en la Tabla 1, se homogenizó a 480ºC y se laminó en caliente
hasta formar una lámina de relaminación que tiene un espesor de 6
mm, a continuación se enrolló y se permitió su enfriamiento. A
continuación la lámina se laminó en frío hasta 0,100 mm, se recoció
a 390ºC durante 1 hora, a continuación se laminó en frío hasta un
espesor final de 0,060 mm (una reducción de 40% en la laminación en
frío final). Las propiedades de esta lámina se dan en la Tabla 2. A
pesar de que la composición y la práctica de laminación se
encontraban dentro de los requerimientos de la presente invención,
la UTS fue menor que la requerida y la temperatura de soldadura
fuerte fue menor que 595ºC, ambas consecuencia de colar a las
velocidades de enfriamiento bajas de la colada DC seguida de
homogenización previamente a la laminación en caliente. La densidad
de partículas intermetálicas se determinó de la misma manera que
para la aleación B y se encontró que era sólo
2,7x10^{4}/mm^{2}.
Se procesaron como en el Ejemplo 1 las aleaciones
D y E que tienen la composición dada en la Tabla 1, con un espesor
inicial de laminado en frío de 0,1 mm y una reducción final de
laminación en frío de 40%. Los valores UTS en la Tabla 2 muestran
que el bajo contenido en Mn y Si en estas aleaciones producía un
material con resistencia mecánica inadecuada.
Se procesó como en el Ejemplo 1 la aleación F que
tiene la composición dada en la Tabla 1 (con Fe y Si próximos al
intervalo medio de la composición preferida y el contenido de Mn
ligeramente por encima de la composición preferida), con una
reducción final de laminación en frío de 50% hasta un espesor de
0,06 mm. La conductividad como se da en la Tabla 2 fue menor que el
valor preferido de 49,8% IACS, indicando el efecto negativo sobre
las propiedades de contenidos incluso ligeramente elevados de
Mn.
Se procesó como en el Ejemplo 1 la aleación G que
tiene una composición como la dada en la Tabla 1, con una reducción
final de laminación en frío de 40% hasta un espesor de 0,06 mm. La
temperatura de soldadura fuerte como se ilustra en la Tabla 2 no era
aceptable porque el contenido de Si era demasiado elevado.
Se procesó como en el Ejemplo 1 la aleación A que
tiene una composición como la dada en la Tabla 1, excepto que la
aleación se coló en una máquina de colada de cinta a una velocidad
media de enfriamiento de 100ºC/s. La UTS, conductividad y
temperaturas de soldadura fuerte están todas dentro de los
intervalos aceptables pero la velocidad media de enfriamiento más
elevada (pero todavía dentro del intervalo de la invención) tiende a
dar como resultado resistencia mecánica y conductividad ligeramente
más elevadas.
\vskip1.000000\baselineskip
\vskip1.000000\baselineskip
\vskip1.000000\baselineskip
(Tabla pasa a página
siguiente)
Claims (23)
1. Un método para producir una materia prima de
aletas de aleación de aluminio a partir de una aleación que
comprende 1,2-1,8% Fe, 0,7-0,95% Si,
0,3-0,5% Mn, opcionalmente
0,30-2,00% Zn, opcionalmente
0,005-0,020% Ti, menos de 0,15% de otros elementos
que incluyen en total menos de 0,05% de Cu y menos de 0,10% de Mg y
el resto Al, que comprende la colada en continuo de tiras de la
aleación a una velocidad de enfriamiento mayor que 10ºC/s, sin
homogenización previa, laminación en frío de la tira hasta un
calibre intermedio, recocido de la lámina a
340-450ºC durante 1-6 horas y
laminación en frío de la lámina hasta el calibre final, obteniendo
así una materia prima de aleta que tiene una resistencia a la
tracción final tras la soldadura fuerte mayor que 127 MPa
aproximadamente y una conductividad tras la soldadura fuerte mayor
que 49,0% IACS.
2. Un método según la reivindicación 1, en el que
la aleación contiene además 0,3-2,0% de Zn.
3. Un método según la reivindicación 2, en el que
la aleación contiene 0,3-1,5% de Zn.
4. Un método según una cualquiera de las
reivindicaciones 1 a 3, en el que la aleación contiene además
0,005-0,02% de Ti.
5. Un método según una cualquiera de las
reivindicaciones 1 a 4, en el que la velocidad de enfriamiento es
menor que 250ºC/s.
6. Un método según una cualquiera de las
reivindicaciones 1 a 5, en el que la tira colada se lamina en
caliente, sin homogenización previa, hasta una tira de relaminación
antes de la laminación en frío.
7. Un método según la reivindicación 1, en el que
la aleación contiene además 0,3-1,2% de Zn, la
velocidad de enfriamiento es menor que 200ºC/s y la tira colada se
lamina en caliente, sin homogenización previa, hasta una tira de
relaminación antes de la laminación en frío.
8. Un método según una cualquiera de las
reivindicaciones 1 a 7, en el que el planchón se cuela hasta un
espesor de no más de aproximadamente 30 mm.
9. Un método según la reivindicación 8, en el que
el planchón se cuela a un espesor de aproximadamente
6-30 mm.
10. Un método según la reivindicación 9, en el
que el planchón colado se lamina en caliente, sin homogenización
previa, para formar una lámina de 1-5 mm de
espesor.
11. Un método según una cualquiera de las
reivindicaciones 1 a 10, en el que la lámina recocida se lamina en
frío hasta un calibre de tira final de menos de 0,10 mm.
12. Un método según una cualquiera de las
reivindicaciones 1 a 10, en el que la lámina recocida se lamina en
frío hasta una tira final usando una reducción de menos de 60%.
13. Un método según una cualquiera de las
reivindicaciones 1 a 12, en el que la colada de tiras se realiza
usando una máquina de colada de cinta o en bloque.
14. Un método según la reivindicación 13, en el
que el producto de tira obtenido tiene una temperatura de soldadura
fuerte mayor que 595ºC.
15. Una materia prima de aletas de aleación de
aluminio obtenible mediante un método definido en las
reivindicaciones 1-14, que tiene la composición:
1,2-1,8% Fe, 0,7-0,95% Si,
0,3-0,5% Mn, opcionalmente
0,30-2,00% Zn, opcionalmente
0,005-0,020% Ti, menos de 0,15% en total de otros
elementos incluyendo menos de 0,05% de Cu y menos de 0,10% de Mg y
el resto Al, teniendo dicha materia prima de aletas una
conductividad tras la soldadura fuerte mayor que 49,0% IACS y una
resistencia a la tracción final tras la soldadura fuerte mayor que
127 MPa aproximadamente.
16. Una materia prima de aletas de aleación de
aluminio según la reivindicación 15, que tiene una conductividad
tras la soldadura fuerte mayor que 49,8% IACS.
17. Una materia prima de aletas de aleación de
aluminio según la reivindicación 16, que también contiene
0,3-2,0% Zn.
18. Una materia prima de aletas de aleación de
aluminio según la reivindicación 17, que contiene
0,3-1,5% Zn.
19. Una materia prima de aletas de aleación de
aluminio según una cualquiera de las reivindicaciones 15 a 18, que
también contiene 0,005-0,02% Ti.
20. Una materia prima de aletas de aleación de
aluminio según la reivindicación 15, que también contiene
0,3-1,2% Zn y tiene una conductividad tras la
soldadura fuerte mayor que 49,8% IACS.
21. Una materia prima de aletas de aleación de
aluminio según una cualquiera de las reivindicaciones 15 a 20, que
tiene una temperatura de soldadura fuerte mayor que 595ºC.
22. Una materia prima de aletas de aleación de
aluminio según la reivindicación 21, que tiene un espesor de menos
de 0,10 mm.
23. Una materia prima de aletas de aleación de
aluminio según la reivindicación 22, obtenida mediante colada en
continuo de tiras de la aleación a una velocidad de enfriamiento
mayor que 10ºC/s, pero menor que 200ºC/s, laminación en caliente de
la tira hasta una lámina de relaminación sin homogenización,
laminación en frío de la lámina de relaminación hasta un calibre
intermedio, recocido de la lámina y laminación en frío de la lámina
hasta el calibre final.
Applications Claiming Priority (2)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
US09/121,638 US6592688B2 (en) | 1998-07-23 | 1998-07-23 | High conductivity aluminum fin alloy |
US121638 | 2002-04-12 |
Publications (1)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
ES2215392T3 true ES2215392T3 (es) | 2004-10-01 |
Family
ID=22397925
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
ES99934421T Expired - Lifetime ES2215392T3 (es) | 1998-07-23 | 1999-07-23 | Aleacion de aletas de aluminio de elevada conductividad. |
Country Status (14)
Country | Link |
---|---|
US (1) | US6592688B2 (es) |
EP (1) | EP1100975B1 (es) |
JP (1) | JP4408567B2 (es) |
KR (1) | KR100600269B1 (es) |
AT (1) | ATE264408T1 (es) |
AU (1) | AU5021899A (es) |
BR (1) | BR9912371A (es) |
CA (1) | CA2337878C (es) |
DE (1) | DE69916456T2 (es) |
ES (1) | ES2215392T3 (es) |
MY (1) | MY129279A (es) |
NO (1) | NO333575B1 (es) |
TW (1) | TW486523B (es) |
WO (1) | WO2000005426A1 (es) |
Families Citing this family (23)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
US6165291A (en) * | 1998-07-23 | 2000-12-26 | Alcan International Limited | Process of producing aluminum fin alloy |
US6238497B1 (en) * | 1998-07-23 | 2001-05-29 | Alcan International Limited | High thermal conductivity aluminum fin alloys |
JP4886129B2 (ja) | 2000-12-13 | 2012-02-29 | 古河スカイ株式会社 | ブレージング用アルミニウム合金フィン材の製造方法 |
JP2002256402A (ja) * | 2001-02-28 | 2002-09-11 | Mitsubishi Alum Co Ltd | 熱交換器のフィン材の製造方法 |
GB0107208D0 (en) * | 2001-03-22 | 2001-05-16 | Alcan Int Ltd | "Al Alloy" |
JP4166613B2 (ja) * | 2002-06-24 | 2008-10-15 | 株式会社デンソー | 熱交換器用アルミニウム合金フィン材および該フィン材を組付けてなる熱交換器 |
US20040086417A1 (en) * | 2002-08-01 | 2004-05-06 | Baumann Stephen F. | High conductivity bare aluminum finstock and related process |
US20050095447A1 (en) * | 2003-10-29 | 2005-05-05 | Stephen Baumann | High-strength aluminum alloy composite and resultant product |
US20050150642A1 (en) * | 2004-01-12 | 2005-07-14 | Stephen Baumann | High-conductivity finstock alloy, method of manufacture and resultant product |
JP4740941B2 (ja) * | 2004-07-30 | 2011-08-03 | 日本軽金属株式会社 | アルミニウム合金板の製造方法 |
JP4669711B2 (ja) | 2005-02-17 | 2011-04-13 | 株式会社デンソー | ブレージング用アルミニウム合金フィン材 |
JP5186185B2 (ja) * | 2006-12-21 | 2013-04-17 | 三菱アルミニウム株式会社 | ろう付けによって製造される高強度自動車熱交換器用フィン材に用いられる、成形性と耐エロージョン性に優れた自動車熱交換器フィン材用高強度アルミニウム合金材、及びその製造方法 |
US7850796B2 (en) | 2007-08-20 | 2010-12-14 | Denso Corporation | Aluminum alloy fin material for brazing |
JP4473908B2 (ja) * | 2007-12-27 | 2010-06-02 | 株式会社神戸製鋼所 | 熱交換器用アルミニウム合金クラッド材、および、その製造方法 |
US20100084053A1 (en) * | 2008-10-07 | 2010-04-08 | David Tomes | Feedstock for metal foil product and method of making thereof |
JP6247225B2 (ja) | 2011-12-16 | 2017-12-13 | ノベリス・インコーポレイテッドNovelis Inc. | アルミニウムフィン合金およびその製造方法 |
KR101426708B1 (ko) * | 2012-01-12 | 2014-08-07 | 한국생산기술연구원 | 다이캐스팅용 고열전도도 Al-Fe-Zn-Si 합금 |
JP5854954B2 (ja) * | 2012-08-30 | 2016-02-09 | 株式会社デンソー | 高強度アルミニウム合金フィン材およびその製造方法 |
EP3177748B1 (en) | 2014-08-06 | 2020-09-30 | Novelis, Inc. | Aluminum alloy for heat exchanger fins |
WO2016027253A1 (en) * | 2014-08-21 | 2016-02-25 | Glaxosmithkline Intellectual Property Development Limited | Heterocyclic amides as rip1 kinase inhibitors as medicaments |
US11110500B2 (en) | 2016-11-28 | 2021-09-07 | Tzu-Chi LIN | Uniform temperature roller system having uniform heat exchange by supercritical fluid |
TWI640554B (zh) * | 2016-11-28 | 2018-11-11 | 林紫綺 | 均溫擠壓成型系統及其均溫滾輪結構 |
JP6780685B2 (ja) * | 2018-09-21 | 2020-11-04 | 日本軽金属株式会社 | 一体型防爆弁成形用の電池蓋用アルミニウム合金板及びその製造方法 |
Family Cites Families (15)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
DE2462117C2 (de) | 1973-05-17 | 1985-07-04 | Alcan Research and Development Ltd., Montreal, Quebec | Dispersionsverfestigtes Blech aus einer Aluminium-Eisen-Legierung |
AR206656A1 (es) | 1974-11-15 | 1976-08-06 | Alcan Res & Dev | Metodo para producir un producto en hoja de aleacion de aluminio a partir de una aleacion de al-fe |
GB1524355A (en) | 1975-10-31 | 1978-09-13 | Alcan Res & Dev | Aluminium alloy sheet products |
US4021271A (en) * | 1975-07-07 | 1977-05-03 | Kaiser Aluminum & Chemical Corporation | Ultrafine grain Al-Mg alloy product |
DE3667797D1 (de) * | 1985-10-30 | 1990-02-01 | Alusuisse | Traeger fuer eine lithographische druckplatte. |
JP3100143B2 (ja) | 1990-01-21 | 2000-10-16 | 吉郎 山田 | 像処理法および像処理装置 |
JPH03100143A (ja) | 1989-09-14 | 1991-04-25 | Furukawa Alum Co Ltd | ろう付け用アルミニウム合金フィン材の製造方法 |
JP2968290B2 (ja) * | 1989-11-10 | 1999-10-25 | 三菱アルミニウム株式会社 | A▲l▼熱交換用高強度A▲l▼合金製フィン材 |
US5217547A (en) * | 1991-05-17 | 1993-06-08 | Furukawa Aluminum Co., Ltd. | Aluminum alloy fin material for heat exchanger |
JPH0681064A (ja) * | 1991-07-10 | 1994-03-22 | Sky Alum Co Ltd | 陽極酸化処理用アルミニウム合金板およびその製造方法 |
EP0637481B1 (en) | 1993-08-03 | 2001-09-12 | The Furukawa Electric Co., Ltd. | Aluminum alloy brazing material and brazing sheet for heat-exchangers and method for fabricating aluminum alloy heat-exchangers |
JP3333600B2 (ja) * | 1993-09-06 | 2002-10-15 | 三菱アルミニウム株式会社 | 高強度Al合金フィン材およびその製造方法 |
US5681405A (en) * | 1995-03-09 | 1997-10-28 | Golden Aluminum Company | Method for making an improved aluminum alloy sheet product |
JPH09145861A (ja) * | 1995-11-21 | 1997-06-06 | Fujita Corp | 列車ダイヤ告知システム |
US5985058A (en) * | 1997-06-04 | 1999-11-16 | Golden Aluminum Company | Heat treatment process for aluminum alloys |
-
1998
- 1998-07-23 US US09/121,638 patent/US6592688B2/en not_active Expired - Lifetime
-
1999
- 1999-07-23 WO PCT/CA1999/000677 patent/WO2000005426A1/en active IP Right Grant
- 1999-07-23 BR BR9912371-1A patent/BR9912371A/pt not_active IP Right Cessation
- 1999-07-23 JP JP2000561372A patent/JP4408567B2/ja not_active Expired - Lifetime
- 1999-07-23 CA CA002337878A patent/CA2337878C/en not_active Expired - Lifetime
- 1999-07-23 AU AU50218/99A patent/AU5021899A/en not_active Abandoned
- 1999-07-23 ES ES99934421T patent/ES2215392T3/es not_active Expired - Lifetime
- 1999-07-23 DE DE69916456T patent/DE69916456T2/de not_active Expired - Lifetime
- 1999-07-23 MY MYPI99003111A patent/MY129279A/en unknown
- 1999-07-23 EP EP99934421A patent/EP1100975B1/en not_active Expired - Lifetime
- 1999-07-23 KR KR1020017000958A patent/KR100600269B1/ko not_active IP Right Cessation
- 1999-07-23 AT AT99934421T patent/ATE264408T1/de active
- 1999-11-26 TW TW088120708A patent/TW486523B/zh not_active IP Right Cessation
-
2001
- 2001-01-22 NO NO20010361A patent/NO333575B1/no not_active IP Right Cessation
Also Published As
Publication number | Publication date |
---|---|
EP1100975A1 (en) | 2001-05-23 |
CA2337878C (en) | 2004-04-20 |
MY129279A (en) | 2007-03-30 |
JP2002521564A (ja) | 2002-07-16 |
ATE264408T1 (de) | 2004-04-15 |
DE69916456T2 (de) | 2004-09-02 |
WO2000005426A1 (en) | 2000-02-03 |
US6592688B2 (en) | 2003-07-15 |
EP1100975B1 (en) | 2004-04-14 |
NO20010361D0 (no) | 2001-01-22 |
NO333575B1 (no) | 2013-07-15 |
AU5021899A (en) | 2000-02-14 |
JP4408567B2 (ja) | 2010-02-03 |
KR20010072030A (ko) | 2001-07-31 |
KR100600269B1 (ko) | 2006-07-13 |
TW486523B (en) | 2002-05-11 |
US20010001402A1 (en) | 2001-05-24 |
BR9912371A (pt) | 2001-04-17 |
CA2337878A1 (en) | 2000-02-03 |
DE69916456D1 (de) | 2004-05-19 |
NO20010361L (no) | 2001-03-21 |
Similar Documents
Publication | Publication Date | Title |
---|---|---|
ES2215392T3 (es) | Aleacion de aletas de aluminio de elevada conductividad. | |
KR101455023B1 (ko) | 열교환기용 알루미늄 합금 핀재 | |
US10280495B2 (en) | High-strength aluminum alloy fin material and production method thereof | |
JP6206322B2 (ja) | ろう付け性と耐サグ性に優れた熱交換器用アルミニウム合金フィン材およびその製造方法 | |
JP6452627B2 (ja) | アルミニウム合金クラッド材及びその製造方法、ならびに、当該アルミニウム合金クラッド材を用いた熱交換器及びその製造方法 | |
US9908202B2 (en) | Clad sheet alloys for brazing applications | |
JP2005254329A (ja) | クラッド材およびその製造方法、ならびにクラッド材の製造装置 | |
JP6418714B2 (ja) | アルミニウム合金クラッド材及びその製造方法、ならびに、当該アルミニウム合金クラッド材を用いた熱交換器及びその製造方法 | |
JP6839700B2 (ja) | 熱交換器用アルミニウム合金製ブレージングシート及びその製造方法 | |
ES2251488T3 (es) | Procedimieto de produccion de aleacion para aletas de aluminio. | |
US20050150642A1 (en) | High-conductivity finstock alloy, method of manufacture and resultant product | |
CA2397752C (en) | High thermal conductivity aluminum fin alloys | |
JP2003520294A5 (es) | ||
US20040182482A1 (en) | DC cast Al alloy | |
JPH0210213B2 (es) | ||
JP7498592B2 (ja) | アルミニウム合金クラッド材 | |
JP2011020128A (ja) | 高温耐久性に優れた熱交換器用アルミニウム合金製ろう付け構造体及びその製造方法 | |
MXPA01000608A (es) | Aleacion de aluminio de alta conductividad para aletas | |
JPS6216262B2 (es) | ||
JPH0321617B2 (es) |