ES2258057T3 - Metodo para la fabricacion de un material de aleta de aleacion de aluminio para soldadura fuerte. - Google Patents

Abstract

Método para la fabricación de un material de aleta de aleación de aluminio para soldadura fuerte, que comprende las etapas de: formación de una lámina de lingote, mediante la colada de un líquido fundido de una aleación de aluminio mediante un método de colada-laminación continuo de tipo de rodillo doble; y laminación en frío de la lámina de lingote, para preparar el material de aleta, comprendiendo la aleación de aluminio más del 0, 6% en masa, y del 1, 8% en masa o inferior, de Mn, más del 1, 2% en masa, y del 2, 0% en masa o inferior, de Fe, y más del 0, 6% en masa, y del 1, 2% en masa o inferior, de Si, siendo el resto Al e impurezas inevitables, en el que se aplica dicha colada-laminación continua de tipo de rodillo doble en las condiciones de una temperatura de líquido fundido de 700 a 900ºC, una carga de presión de laminación de 5.000 a 15.000 N por 1 mm de ancho de la lámina de lingote, una velocidad de colada de 500 a 3.000 mm/min, y un espesor de la lámina de lingote de 2 a 9 mm,y en el que se aplica a mitad de camino dos o más veces recocido intermedio en dicho procedimiento de laminación en frío, incluyendo dicho recocido intermedio un recocido intermedio final con un horno de calentamiento de tipo discontinuo, en un intervalo de temperatura de 300 a 450ºC, y a una temperatura que no permite que se complete la recristalización, ajustando así la proporción de laminación en la laminación en frío, tras el recocido intermedio final, del 10 al 60%.

Description

Método para la fabricación de un material de aleta de aleación de aluminio para soldadura fuerte.

Campo técnico

La presente invención se refiere a un método para la fabricación de un material de aleta de aleación de aluminio para soldadura fuerte, utilizando un método de colada-laminación continuo de tipo de rodillo doble (o abreviado como método de colada-laminación continuo) y laminación en frío.

Antecedentes de la técnica

Un intercambiador de calor fabricado en aleación de aluminio, tal como un radiador, montado por soldadura fuerte, tiene una aleta 2 ondulada integrada entre tubos 1 planos, tal como se muestra en la figura 1, y ambos extremos del tubo plano están abiertos a los espacios formados por un colector 3 y un tanque 4. Un refrigerante calentado se envía hacia el tubo 1 plano desde uno de los tanques, y el refrigerante enfriado, mediante intercambio de calor en la parte del tubo 1 plano y la aleta 2, se recoge en el otro tanque, para hacerlo recircular.

Se utiliza un tubo plano de extrusión que tiene poros múltiples, una placa fabricada mediante moldeo por compresión de una lámina de soldadura fuerte, en la que un material de núcleo está revestido con un material de revestimiento (tal como un material de soldadura fuerte de una aleación de serie de Al-Si), o un tubo plano de electrosoldadura de costura, para el tubo 1 anteriormente descrito. Se utiliza una aleta que comprende una lámina de soldadura fuerte fabricada mediante el revestimiento del material de revestimiento sobre ambas superficies del material de núcleo, o una aleta que comprende una aleación de serie de Al-Mn (tal como aleación 3003 o aleación 3203) de excelente resistencia a la deformación, para la aleta anteriormente descrita.

Como en los últimos años se ha requerido que el intercambiador de calor sea de pequeño tamaño y peso ligero, el material de aleta que constituye el intercambiador de calor tiende a ser delgado. Por consiguiente, se hace hincapié en que el material de aleta tenga una resistencia mecánica mejorada, ya que la aleta puede ceder durante el montaje del intercambiador de calor, o el radiador puede romperse durante el uso cuando la resistencia mecánica del material de aleta sea insuficiente. Además, se ha requerido la mejora de la conductividad térmica del material de aleta en sí mismo, ya que se cree que la cantidad de transporte de calor del material de aleta es importante como resultado del adelgazamiento del material de aleta en respuesta al pequeño tamaño y peso ligero del intercambiador de calor, tal como un radiador.

Sin embargo, el material de aleta de aleación de serie de Al-Mn convencional tiene el problema de que un aumento en el contenido de Mn, para potenciar la resistencia mecánica del material de aleta, lleva a una gran disminución en la conductividad térmica. Por otro lado, un aumento en el contenido de Fe da como resultado una cristalización de una gran cantidad de compuestos intermetálicos, que funcionan como núcleos de recristalización cuando el material de aleta se recristaliza mediante soldadura fuerte, para formar finas texturas de recristalización. Como esta fina textura de recristalización implica muchos contornos de grano de cristal, se provoca el problema de que el material de soldadura fuerte se difunde a lo largo de los contornos de grano de cristal durante la etapa de soldadura fuerte, disminuyendo así la resistencia a la inclinación del material de aleta.

Un material de aleta de aleación de serie de Al-Fe-Ni (documentos JP-A-7-216485 ("JP-A" significa solicitud de patente japonesa publicada no examinada), JP-A-8-104934, y similares), que se propone distinto del material de aleta de aleación de serie de Al-Mn, tiene una resistencia mecánica y una conductividad térmica excelentes. Sin embargo, la aleación no es adecuada para el adelgazamiento, porque disminuye la resistencia a la autocorrosión del material de aleta en sí mismo.

Se han propuesto diversos materiales de aleta según el método de fabricación mediante colada-laminación continua y laminación en frío, ya que el método requiere una planta de poca inversión. Por ejemplo, se ha propuesto un material de aleta de aleación de serie de Al-Mn-Si (documento JP-A-8-143998), para evitar que se reduzca la resistencia a la fatiga, en el que se permite que el cristal primario de Si se localice en el centro en la dirección del espesor, mediante colada-laminación continua y laminación en frío, y los granos recristalizados se engruesan evitando que el cristal primario de Si funcione como núcleos de recristalización, suprimiendo así la invasión del material de soldadura fuerte en los contornos de grano de cristal.

Otros ejemplos incluyen un material de aleta de aleación de serie de Al-Mn-Fe-Si (documento WO 00/05426), en el que se potencian la resistencia mecánica y la conductividad eléctrica recomendando la tasa de enfriamiento en la colada-laminación continua; y un material de aleta de aleación de serie de Al-Mn-Fe (documento JP-A-3-31454), en el que se mejoran las propiedades de soldadura fuerte eliminando una película de oxidación, formada por la colada-laminación continua, mediante la limpieza con álcalis antes o durante la etapa de laminación en frío.

Sin embargo, la mayoría de Si se ha cristalizado como el cristal primario de Si durante la etapa de colada en la invención descrita en el documento JP-A-8-143998 anteriormente descrito. Por consiguiente, el material puede romperse durante la etapa de laminación, mediante la formación del cristal primario de Si que funciona como puntos de iniciación, o el material puede romperse durante el proceso de ondulación. Cuanto más delgado es el material de aleta más fácilmente se rompe durante el proceso de ondulación, y algunas veces el material de aleta no puede trabajarse en máquina. En estos casos, como la cantidad de Si incorporada en materiales cristalizados es pequeña, para producir una depleción en los núcleos de cristalización (un compuesto intermetálico de serie de Al-Fe-Mn-Si) en la etapa de recocido intermedio, o dado que la precipitación del compuesto intermetálico se suprime adicionalmente sin la etapa de laminación en caliente o de recocido intermedio de tipo discontinuo, la cantidad de Mn en la solución sólida aumenta, dando como resultado una reducción en la conductividad térmica. Además, como el Si se segrega en el centro del material de aleta, el material de aleta pasa a tener una mala la resistencia a la fundición de la aleta.

Mientras el objeto de la invención en el documento WO 00/05426 anteriormente descrito es potenciar la precipitación mediante la formación de compuestos intermetálicos finos de serie de Mn, y mejorar la conductividad térmica mediante la precipitación de Mn, no se ha obtenido un efecto potenciador de la precipitación suficiente, debido a un contenido de Mn menor en comparación con la presente invención. Cuando el contenido en Mn aumenta, para potenciar la precipitación, se hace precipitar un compuesto de serie de Mn grueso (compuesto de Al-Fe-Mn-Si), para reducir la formabilidad de ondulación. Puesto que este material de aleta tiene un diámetro de grano de cristal tan pequeño como de 30 a 80 \mum tras la soldadura fuerte, la resistencia a la fundición de la aleta del material de aleta se reduce mediante difusión del material de soldadura fuerte. Además, un compuesto de serie de Al-Fe-Si, como sitio de cátodo, precipita debido al bajo contenido de Mn, reduce la resistencia a la autocorrosión del material de aleta en sí mismo.

La composición de aleación de una invención en el documento JP-A-3-31454 anteriormente descrito coincide en parte con la composición de la presente invención, bien cuando la invención incluye Si, o cuando la invención incluye Si así como cualquiera de Cu, Cr, Ti, Zr o Mg. Sin embargo, según el método descrito en la publicación anteriormente descrita, no puede hacerse precipitar un compuesto fino de serie de Al-Fe-Mn-Si, aún cuando puede mejorarse la capacidad de soldadura fuerte del material de aleta. Como resultado, no se han cumplido diversas propiedades requeridas para la fabricación de un intercambiador de calor de pequeño tamaño y de peso ligero.

Otras características y ventajas adicionales de la invención aparecerán en más detalle a partir de la siguiente descripción, en conexión con los dibujos adjuntos.

Breve descripción de los dibujos

La figura 1 es una vista en perspectiva que muestra un ejemplo de un radiador.

Las figuras 2(a), 2(b), 2(c), y 2(d) en cada caso son vistas ilustrativas de una fundición de una aleta, que comprende una vista general y una vista parcialmente ampliada de las mismas.

La figura 3 es una vista esquemática parcial en bloque de grietas en el núcleo que se producen entre el tubo y la aleta tras la soldadura fuerte.

Las figuras 4(a), 4(b), y 4(c) son vistas ilustrativas del estado de un material cristalizado cortado grueso en la colada-laminación continua de tipo de rodillo doble, en las que las figuras 4(a) y 4(b) son vistas que observan la lámina de lingote desde su lateral, y la figura 4(c) es una vista que observa desde arriba.

La figura 5 es una vista de textura seccionada del lingote de lámina preparado mediante colada-laminación continua en condiciones convencionales.

Descripción de la invención

Los inventores de la presente invención, estudiando de manera intensa en vista de las técnicas convencionales, han hallado que, mediante la fabricación de un material de aleta a partir de una aleación de serie de Al-Mn-Fe-Si que tiene una composición recomendada definiendo la temperatura del líquido fundido, la carga de presión de laminación, y las condiciones de recocido intermedio en la colada-laminación continua, el material de aleta resultante incluye una textura en la que se deposita una gran cantidad de compuestos finos de serie de Mn (que no contienen un compuesto de tamaño de 0,8 \mum o superior), para permitir que se mejoren diversas propiedades requeridas para el material de aleta. La presente invención se ha completado a través de intensivos estudios adicionales en base al descubrimiento anterior.

En la aplicación de material de aleta para intercambiadores de calor de pequeño tamaño y peso ligero, se requiere que el material de aleta cumpla diversas propiedades, tales como resistencia mecánica, conductividad térmica, efecto preventivo de la corrosión de sacrificio, resistencia a la autocorrosión, resistencia al esfuerzo repetido, resistencia a la fundición de aleta, resistencia a la inclinación, resistencia a grietas en el núcleo, maniobrabilidad de rodillos, resistencia a la rotura de aleta, y formabilidad de ondulación. Entre estas propiedades, se describirán a continuación en el presente documento, (a) resistencia a la autocorrosión, (b) resistencia al esfuerzo repetido, (c) resistencia a la fundición de aleta, (d) resistencia a grietas en el núcleo, y (e) resistencia a la rotura de aleta y formabilidad de ondulación.

(a) resistencia a la autocorrosión: la corrosión de la aleta se clasifica en corrosión como un material de ánodo de sacrificio para la protección de tubos mediante una diferencia de potencial que surge entre la aleta y el tubo, y produciéndose la autocorrosión en la misma aleta.

Cuando la aleación para el material de aleta contiene un gran cantidad de Ni, Fe y similares, el contenido de los compuestos de serie de Fe y de los compuestos de serie de Ni, que funcionan como sitios de cátodo, aumenta, y la autocorrosión avanza fácilmente. La aleta desaparecerá en una etapa inicial cuando la resistencia a la autocorrosión es baja, y falla en proporcionar un efecto como material de ánodo de sacrificio. La mejora de la resistencia a la autocorrosión de la aleta es importante para el adelgazamiento de la aleta.

(b) Resistencia al esfuerzo repetido: El refrigerante para el enfriamiento se presuriza y se hace circular con una bomba, en el intercambiador de calor (radiador), compuesto del tubo 1 y de la aleta 2, tal como se muestra en la figura 1. El interior del radiador llega a una alta presión con el refrigerador, y expande la configuración en sección transversal del tubo 1, confiriendo así resistencia a la tracción a la aleta 2. Cuando la resistencia a la tracción se aplica de manera repetida iniciando y deteniendo la bomba, en último término la aleta 2 se rompe por la fatiga. El número de repetición de las aplicaciones de esfuerzo antes de que se produzca la rotura por fatiga se evalúa como "resistencia al esfuerzo repetido".

La rotura de la aleta 2 por fatiga no siempre es igual a la resistencia mecánica del material de aleta. Por ejemplo, cuando se dispersan partículas en el material de aleta, se producen grietas alrededor de las partículas, para reducir la resistencia al esfuerzo repetido.

(c) Resistencia a la fundición de aleta: La fundición de la aleta se refiere a un fenómeno en el que la aleta 2 ondulada se funde de manera gradual, tal como se muestra en la figura 2(a), durante el procedimiento de soldadura fuerte (de la figura 2(b) a la figura 2(c)). Cuando este fenómeno avanza, las aletas múltiples se integran juntas mediante la absorción del material 5 de soldadura fuerte en los espacios entre las aletas (figura 2(d)).

La resistencia resistiva a la presión del intercambiador de calor se reduce mediante la fundición de la aleta. La fundición de aleta se produce directamente permitiendo que el material de soldadura fuerte en la placa de núcleo fluya al lateral de la aleta, para alimentar material de soldadura fuerte en exceso. Es probable que este fenómeno se produzca, cuando el tamaño de grano de cristal en la aleta en el momento de la soldadura fuerte es pequeño, o cuando el contenido de Si en la aleación es grande.

(d) Resistencia a grietas en el núcleo: Tras la soldadura fuerte pueden aparecer partes no unidas localmente (número de referencia 6 en la figura 3) entre el tubo y la aleta, cuando el tubo y el material de aleta están recubiertos de una capa gruesa de soldadura fuerte. En otras palabras, el material de tubo se encoge en la dirección vertical correspondiendo al grosor de la capa de material de soldadura fuerte, durante el calentamiento para la soldadura fuerte. Puesto que el núcleo 9 está constituido por tubos laminados, la suma de la longitud de encogimiento es de varios milímetros cuando la longitud de encogimiento se ha acumulado por diversas decenas de etapas en la dirección vertical, produciéndose así la parte 6 no unida localmente. Esta parte 6 no unida localmente se denomina como grieta de núcleo. La resistencia mecánica de todo el núcleo 9 se reduce de manera evidente produciéndose grietas de núcleo. Además, en la parte 6 de grieta de núcleo desaparece el efecto preventivo de la corrosión de sacrificio de la aleta 2 frente al
tubo 1.

(e) Resistencia a la rotura de aleta y formabilidad de ondulación: la rotura de una aleta, tal como se refiere en el presente documento, es un fenómeno de corte de un material de aleta cuando se forma una forma ondulada mediante el paso del material de aleta entre dos dispositivos de rodillo de engranaje. Es probable que se produzca tal rotura de la aleta cuando se añade un elemento de aleación en un contenido más allá del nivel para formar una solución sólida, y cuando en la aleación están presentes muchas partículas dispersas. Además, es probable que la rotura de la aleta ocurra en una aleta más delgada. Además, se evalúa la formabilidad de ondulaciones mediante la irregularidad de la altura de la aleta. Es decir, se aumenta de manera excesiva la magnitud de la recuperación elástica por una resistencia mecánica excesiva (durabilidad) del material de aleta para formar la forma ondulada, produciendo así una altura irregular de la aleta resultante.

Tal como se menciona antes, las propiedades de la (a) a la (e) son características esenciales para lograr el adelgazamiento de una aleta, es decir, un tamaño pequeño y un peso ligero en un intercambiador de calor resultante.

Según la presente invención, se proporcionan los siguientes medios:

(1) método para la fabricación de un material de aleta de aleación de aluminio para soldadura fuerte, que comprende las etapas de:

formación de una lámina de lingote, mediante la colada de un líquido fundido de una aleación de aluminio mediante un método de colada-laminación continuo de tipo de rodillo doble; y

laminación en frío de la lámina de lingote, para preparar el material de aleta,

comprendiendo la aleación de aluminio más del 0,6% en masa, y del 1,8% en masa o inferior, de Mn, más del 1,2% en masa, y del 2,0% en masa o inferior, de Fe, y más del 0,6% en masa, y del 1,2% en masa o inferior, de Si, siendo el resto Al e impurezas inevitables,

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en el que se aplica dicha colada-laminación continua de tipo de rodillo doble en las condiciones de una temperatura de líquido fundido de 700 a 900ºC, una carga de presión de laminación de 5.000 a 15.000 N por 1 mm de ancho de la lámina de lingote, velocidad de colada de 500 a 3.000 mm/min, y un espesor de la lámina de lingote de 2 a 9 mm, y

en el que se aplica a mitad de camino dos o más veces recocido intermedio en dicho procedimiento de laminación en frío, incluyendo dicho recocido intermedio un recocido intermedio final con un horno de calentamiento de tipo discontinuo, en un intervalo de temperatura de 300 a 450ºC, y a una temperatura que no permite que se complete la recristalización, ajustando así la proporción de laminación en la laminación en frío, tras el recocido intermedio final, del 10 al 60%.

(2) Método para la fabricación de un material de aleta de aluminio para soldadura fuerte, que comprende las etapas de:

formación de una lámina de lingote, mediante la colada de un líquido fundido de una aleación de aluminio mediante un método de colada-laminación continuo de tipo de rodillo doble; y

laminación en frío de la lámina de lingote, para preparar el material de aleta,

comprendiendo la aleación de aluminio más del 0,6% en masa, y del 1,8% en masa o inferior, de Mn, más del 1,2% en masa, y del 2,0% en masa o inferior, de Fe, y más del 0,6% en masa, y del 1,2% en masa o inferior, de Si, así como al menos uno de Zn del 3% en masa o inferior, In del 0,3% en masa o inferior, y Sn del 0,3% en masa o inferior, siendo el resto Al e impurezas inevitables,

en el que se aplica dicha colada-laminación continua de tipo de rodillo doble en las condiciones de una temperatura de líquido fundido de 700 a 900ºC, una carga de presión de laminación de 5.000 a 15.000 N por 1 mm de ancho de la lámina de lingote, una velocidad de colada de 500 a 3.000 mm/min, y un espesor de la lámina de lingote de 2 a
9 mm, y

en el que se aplica a mitad de camino dos o más veces recocido intermedio en dicho procedimiento de laminación en frío, incluyendo dicho recocido intermedio un recocido intermedio final con un horno de calentamiento de tipo discontinuo, en un intervalo de temperatura de 300 a 450ºC, y a una temperatura que no permite que se complete la recristalización, ajustando así la proporción de laminación en la laminación en frío, tras el recocido intermedio final, del 10 al 60%.

(3) Método para la fabricación de un material de aleta de aleación de aluminio para soldadura fuerte, que comprende las etapas de:

formación de una lámina de lingote, mediante la colada de un líquido fundido de una aleación de aluminio mediante un método de colada-laminación continuo de tipo de rodillo doble; y

laminación en frío de la lámina de lingote, para preparar el material de aleta,

comprendiendo la aleación de aluminio más del 0,6% en masa, y del 1,8% en masa o inferior, de Mn, más del 1,2% en masa, y del 2,0% en masa o inferior, de Fe, y más del 0,6% en masa, y del 1,2% en masa o inferior, de Si, así como al menos uno de Cu del 0,3% en masa o inferior, Cr del 0,15% en masa o inferior, Ti del 0,15% en masa o inferior, Zr del 0,15% en masa o inferior y Mg del 0,5% en masa o inferior, siendo el resto Al e impurezas inevitables,

en el que se aplica dicha colada-laminación continua de tipo de rodillo doble en las condiciones de una temperatura de líquido fundido de 700 a 900ºC, una carga de presión de laminación de 5.000 a 15.000 N por 1 mm de ancho de la lámina de lingote, una velocidad de colada de 500 a 3.000 mm/min, y un espesor de la lámina de lingote de 2 a
9 mm, y

en el que se aplica a mitad de camino dos o más veces recocido intermedio en dicho procedimiento de laminación en frío, incluyendo dicho recocido intermedio un recocido intermedio final con un horno de calentamiento de tipo discontinuo en un intervalo de temperatura de 300 a 450ºC, y a una temperatura que no permite que se complete la recristalización, ajustando así la proporción de laminación en la laminación en frío, tras el recocido intermedio final, del 10 al 60%.

(4) Método para la fabricación de un material de aleta de aleación de aluminio para soldadura fuerte, que comprende las etapas de:

formación de una lámina de lingote, mediante la colada de un líquido fundido de una aleación de aluminio mediante un método de colada-laminación continuo de tipo de rodillo doble; y

laminación en frío de la lámina de lingote, para preparar el material de aleta,

comprendiendo la aleación de aluminio más del 0,6% en masa, y del 1,8% en masa o inferior, de Mn, más del 1,2% en masa, y del 2,0% en masa o inferior, de Fe, y más del 0,6% en masa, y del 1,2% en masa o inferior, de Si, al menos uno de Zn del 3,0% en masa o inferior, In del 0,3% en masa o inferior, y Sn del 0,3% en masa o inferior, así como al menos uno de uno de Cu del 0,3% en masa o inferior, Cr del 0,15% en masa o inferior, Ti del 0,15% en masa o inferior, Zr del 0,15% en masa o inferior y Mg del 0,5% en masa o inferior, siendo el resto Al e impurezas inevitables,

en el que se aplica dicha colada-laminación continua de tipo de rodillo doble en las condiciones de una temperatura de líquido fundido de 700 a 900ºC, una carga de presión de laminación de 5.000 a 15.000 N por 1 mm de ancho de la lámina de lingote, una velocidad de colada de 500 a 3.000 mm/min, y un espesor de la lámina de lingote de 2 a
9 mm, y

en el que se aplica a mitad de camino dos o más veces recocido intermedio en dicho procedimiento de laminación en frío, incluyendo dicho recocido intermedio un recocido intermedio final con un horno de calentamiento de tipo discontinuo en un intervalo de temperatura de 300 a 450ºC, y a una temperatura que no permite que se complete la recristalización, ajustando así la proporción de laminación en la laminación en frío, tras el recocido intermedio final, del 10 al 60%.

(5) Método para la fabricación de un material de aleta de aleación de aluminio para soldadura fuerte, que comprende las etapas de:

formación de una lámina de lingote, mediante la colada de un líquido fundido de una aleación de aluminio mediante un método de colada-laminación continuo de tipo de rodillo doble; y

laminación en frío de la lámina de lingote, para preparar el material de aleta,

comprendiendo la aleación de aluminio más del 0,6% en masa, y del 1,8% en masa o inferior, de Mn, más del 1,2% en masa, y del 2,0% en masa o inferior, de Fe, y más del 0,6% en masa, y del 1,2% en masa o inferior, de Si, siendo el resto Al e impurezas inevitables,

en el que se aplica dicha colada-laminación continua de tipo de rodillo doble en las condiciones de una temperatura de líquido fundido de 700 a 900ºC, una carga de presión de laminación de 5.000 a 15.000 N por 1 mm de ancho de la lámina de lingote, una velocidad de colada de 500 a 3.000 mm/min, y un espesor de la lámina de lingote de 2 a
9 mm, y

en el que se aplican a mitad de camino una o más veces recocido intermedio en dicho procedimiento de laminación en frío, de manera que la proporción final de laminación en frío se vuelve del 10 al 95%, y en el que se aplica un recocido adicional con un horno de calentamiento de tipo discontinuo tras dicha laminación en frío final, a un espesor final de la lámina en un intervalo de temperatura de 300 a 450ºC, y a una temperatura que no permite que se complete la recristalización.

(6) Método para la fabricación de un material de aleta de aleación de aluminio para soldadura fuerte, que comprende las etapas de:

formación de una lámina de lingote, mediante la colada de un líquido fundido de una aleación de aluminio mediante un método de colada-laminación continuo de tipo de rodillo doble; y

laminación en frío de la lámina de lingote, para preparar el material de aleta,

comprendiendo la aleación de aluminio más del 0,6% en masa, y del 1,8% en masa o inferior, de Mn, más del 1,2% en masa, y del 2,0% en masa o inferior, de Fe, y más del 0,6% en masa, y del 1,2% en masa o inferior, de Si, así como al menos uno del 3,0% en masa o inferior de Zn, del 0,3% en masa o inferior de In, y del 0,3% en masa o inferior del Sn, siendo el resto Al e impurezas inevitables,

en el que se aplica dicha colada-laminación continua de tipo de rodillo doble en las condiciones de una temperatura de líquido fundido de 700 a 900ºC, una carga de presión de laminación de 5.000 a 15.000 N por 1 mm de ancho de la lámina de lingote, una velocidad de colada de 500 a 3.000 mm/min, y un espesor de la lámina de lingote de 2 a 9 mm,

en el que se aplica a mitad de camino una o más veces recocido intermedio en dicho procedimiento de laminación en frío, de manera que la proporción final de laminación en frío se vuelve del 10 al 95%, y en el que se aplica un recocido adicional con un horno de calentamiento de tipo discontinuo tras dicha laminación en frío final, a un espesor final de la lámina en un intervalo de temperatura de 300 a 450ºC, y a una temperatura que no permite que se complete la recristalización.

(7) Método para la fabricación de un material de aleta de aleación de aluminio para soldadura fuerte, que comprende las etapas de:

formación de una lámina de lingote, mediante la colada de un líquido fundido de una aleación de aluminio mediante un método de colada-laminación continuo de tipo de rodillo doble; y

laminación en frío de la lámina de lingote, para preparar el material de aleta,

comprendiendo la aleación de aluminio más del 0,6% en masa, y del 1,8% en masa o inferior, de Mn, más del 1,2% en masa, y del 2,0% en masa o inferior, de Fe, y más del 0,6% en masa, y del 1,2% en masa o inferior, de Si, así como al menos uno de Cu del 0,3% en masa o inferior, Cr del 0,15% en masa o inferior, Ti del 0,15% en masa o inferior, Zr del 0,15% en masa o inferior, y Mg del 0,5% en masa o inferior, siendo el resto Al e impurezas inevitables,

en el que se aplica dicha colada-laminación continua de tipo de rodillo doble en las condiciones de una temperatura de líquido fundido de 700 a 900ºC, una carga de presión de laminación de 5.000 a 15.000 N por 1 mm de ancho de la lámina de lingote, una velocidad de colada de 500 a 3.000 mm/min, y un espesor de la lámina de lingote de 2 a
9 mm, y

en el que se aplica a mitad de camino una o más veces recocido intermedio en dicho procedimiento de laminación en frío, de manera que la proporción final de laminación en frío se vuelve del 10 al 95%, y en el que se aplica un recocido adicional con un horno de calentamiento de tipo discontinuo tras dicha laminación en frío final, a un espesor final de la lámina en un intervalo de temperatura de 300 a 450ºC, y a una temperatura que no permite que se complete la recristalización.

(8) Método para la fabricación de un material de aleta de aleación de aluminio para soldadura fuerte, que comprende las etapas de:

formación de una lámina de lingote, mediante la colada de un líquido fundido de una aleación de aluminio mediante un método de colada-laminación continuo de tipo de rodillo doble; y

laminación en frío de la lámina de lingote, para preparar el material de aleta,

comprendiendo la aleación de aluminio más del 0,6% en masa, y del 1,8% en masa o inferior, de Mn, más del 1,2% en masa, y del 2,0% en masa o inferior, de Fe, y más del 0,6% en masa, y del 1,2% en masa o inferior, de Si, al menos uno de Zn del 3,0% en masa o inferior, In del 0,3% en masa o inferior, y Sn del 0,3% en masa o inferior, así como al menos uno de Cu del 0,3% en masa o inferior, Cr del 0,15% en masa o inferior, Ti del 0,15% en masa o inferior, Zr del 0,15% en masa o inferior, y Mg del 0,5% en masa o inferior, siendo el resto Al e impurezas inevitables,

en el que se aplica dicha colada-laminación continua de tipo de rodillo doble en las condiciones de una temperatura de líquido fundido de 700 a 900ºC, una carga de presión de laminación de 5.000 a 15.000 N por 1 mm de ancho de la lámina de lingote, una velocidad de colada de 500 a 3.000 mm/min, y un espesor de la lámina de lingote de 2 a
9 mm, y

en el que se aplica a mitad de camino una o más veces recocido intermedio en dicho procedimiento de laminación en frío, de manera que la proporción final de laminación en frío se vuelve del 10 al 95%, y en el que se aplica un recocido adicional con un horno de calentamiento de tipo discontinuo tras dicha laminación en frío final, a un espesor final de la lámina en un intervalo de temperatura de 300 a 450ºC, y a una temperatura que no permite que se complete la recristalización;

(9) Método para la fabricación de un material de aleta de aleación de aluminio para soldadura fuerte según cualquiera de los puntos (1) a (8), en el que se aplica dicho recocido intermedio, excepto el recocido final, utilizando un horno de calentamiento de tipo discontinuo o un horno de calentamiento continuo; y

(10) Material de aleta de aleación de aluminio para soldadura fuerte, en el que la textura cristalina del material de aleta, que se obtiene mediante el método de fabricación según cualquiera de los puntos (1) a (9), comprende una textura fibrosa.

Mejor modo para llevar a cabo la invención

La aleación de Al que constituye el material de aleta según la presente invención puede contener Mn en una alta concentración para mejorar la resistencia mecánica. Sin embargo, dado que la conductividad térmica se reduce cuando se contiene Mn como una solución sólida, se permite que el Mn cristalice y se deposite como partículas de dispersión de segunda fase añadiendo Si y Fe en la presente invención. Además, la producción de la cristalización primaria de Si se suprime en la presente invención recomendando condiciones de colada-laminación continua, con el fin de permitir que el Si se disperse finamente como un compuesto intermetálico añadiendo Fe y Mn juntos. Así se obtiene una lámina de lingote de aleación de serie de Al-Mn-Fe-Si mediante el control de Mn y Si para que formen una solución sólida y se depositen. En la lámina de lingote de la aleación, la deposición de elementos en la solución sólida se acelera adicionalmente, funcionando a partir de entonces el material cristalizado de Al-Fe-Mn-Si como núcleo, generado en la etapa de colada-laminación continua, en las etapas de laminación en frío y recocido.

Por consiguiente, se satisfacen diversas propiedades tales como resistencia mecánica, conductividad térmica, efecto de ánodo de sacrificio y resistencia a la autocorrosión, así como resistencia al esfuerzo repetido, resistencia a la fundición de aleta, resistencia a la inclinación, resistencia a grietas en el núcleo, maniobrabilidad en laminación, resistencia a la rotura de aleta y formabilidad de ondulación, requeridas para el material de aleta, fabricando así un material de aleta que puede ser más delgado.

El material fino según la presente invención sólo es posible que se fabrique cumpliendo con todas las composiciones de aleación y condiciones de fabricación, que se definen en la presente invención. La presente invención se caracteriza porque proporciona un material de aleta adelgazado que mantiene una alta conductividad térmica, a pesar de su alto contenido en Mn; siendo un material de aleta con resistencia a la autocorrosión, resistencia a grietas en el núcleo, maniobrabilidad en laminación y resistencia a la fundición de aleta excelentes, a pesar de su alto contenido en Fe; y siendo un material de aleta con una resistencia a la fundición de aleta y resistencia a la rotura de aleta excelentes mientras mantiene una alta conductividad térmica, a pesar de su alto contenido en Si. No puede obtenerse el material de aleta que tiene el efecto de la presente invención, cuando no se cumplen las condiciones de fabricación entre las condiciones definidas en la presente invención, aunque se cumpla la composición de la aleación. Por el contrario, no puede obtenerse el material de aleta que tiene el efecto de la presente invención, cuando no se cumpla la composición de aleación aún cuando se cumplan las condiciones de fabricación.

En primer lugar se describirán los elementos que han de utilizarse en la aleación de aluminio en la presente invención. Sin embargo, la función de cada elemento se basa en la predicción de las condiciones de fabricación definidas en la presente invención. Se repite en el presente documento que no puede obtenerse la función en las condiciones de fabricación sin la definición de la presente invención.

Se añade Mn para los siguientes fines en la presente invención, además de para mejorar la resistencia mecánica.

El Mn reacciona en gran cantidad con el Fe añadido de manera simultánea, para formar un compuesto de serie de Al-Mn-Fe(-Si), que impide que un compuesto de Al-Fe, que funciona como un sitio de cátodo, se deposite, para mejorar la resistencia a la autocorrosión.

Es decir, en la presente invención, puesto que el líquido fundido de temperatura elevada se somete a colada-laminación continua a una carga de presión elevada con un enfriamiento a velocidad elevada, el Fe como un elemento de aleación casi se deposita como cristales finos del orden de 1 mm del compuesto de serie de Al-Fe-Mn-Si o compuesto de serie de Al-Fe-Si. Los materiales cristalizados anteriormente descritos, se dividen de manera fina adicionalmente en la siguiente etapa de laminación en frío, para contribuir a la mejora de la resistencia mecánica del material de aleta. Mientras que el compuesto de serie de Al-Fe-Si actúa como un sitio de cátodo como un punto de inicio de la corrosión, el Fe se deposita como el compuesto de serie de Al-Fe-Mn-Si en la presente invención como resultado de la adición de Mn. Posteriormente, el compuesto de serie de Al-Fe-Mn-Si se deposita durante la etapa de recocido utilizando como núcleos los materiales cristales divididos anteriormente descritos. Como estos compuestos intermetálicos apenas actúan como los sitios de cátodo, éstos no reducen la resistencia a la autocorrosión.

Como el Mn se hace cristalizar junto con el Si durante la etapa de colada en la presente invención, el Mn funciona para suprimir la cristalización del cristal primario de Si. La supresión de la cristalización del cristal primario de Si permite que la resistencia al esfuerzo repetido, la conductividad térmica y la resistencia a la fundición de aleta mejoren.

Se recomienda que el contenido de Mn sea del 0,6% en masa o superior y del 1,8% en masa o inferior, para permitir que se muestren los efectos precedentes. El efecto de la adición de Mn no se manifiesta de manera completa cuando el contenido de Mn es del 0,6% en peso o inferior, mientras que la conductividad térmica y la conductividad eléctrica se reducen a un contenido de Mn superior al 1,8% en masa. El contenido de Mn preferible es del 0,7% en masa o superior, para potenciar la resistencia a la autocorrosión del material de aleta. El límite superior preferible del contenido de Mn es del 1,4% en masa o inferior, para la reducción de la cantidad absoluta del compuesto intermetálico para potenciar la resistencia a la autocorrosión.

El Fe se ha conocido como un elemento para la formación de un compuesto intermetálico durante la etapa de colada para mejorar así la resistencia mecánica potenciando la dispersión sin la reducción de la conductividad térmica. El Fe también sirve para la supresión de la reducción de la conductividad térmica producida por la adición de Mn en la presente invención, mediante la combinación de la cantidad de adición de Si con las condiciones de fabricación.

Puesto que la cantidad máxima de Fe como solución sólida es pequeña, éste se hacer cristalizar como un compuesto intermetálico durante la etapa de colada. El Fe reacciona con el Mn y el Si para formar el compuesto de serie de Al-Fe-Mn-Si en la presente invención, reduciendo así la cantidad de Mn y Si disuelta como solución sólida en la matriz. Existe un mayor aumento de las proporciones de Mn y Si en este compuesto intermetálico que en la aleación fabricada mediante el método convencional, al combinar la cantidad de Fe con el método de fabricación según la presente invención, además da como resultado una distribución fina y densa de hierro en la aleación. El compuesto intermetálico, que se hace cristalizar con una distribución fina y densa durante el procedimiento de colada, también contribuye a la mejora de la resistencia mecánica mediante la aceleración de la deposición de Mn y Si durante la etapa de recocido.

Tal como se menciona anteriormente, en la presente invención se evita la reducción de la conductividad térmica, y se mejora la resistencia a la autocorrosión del material de aleta, mediante el aumento de las proporciones de Mn y Si en el compuesto intermetálico.

Según las razones descritas anteriormente, se define que el contenido de Fe sea superior al 1,2% en masa y del 2,0% en masa o inferior. El efecto para evitar que la conductividad térmica se reduzca por la adición de Mn no se manifiesta de manera suficiente cuando el contenido de Fe es del 1,2% en masa o inferior, mientras que el compuesto de serie de Al-Fe cristaliza en una etapa inicial cuando el contenido de Fe supera el 2,0% en masa, reduciendo así la resistencia a la autocorrosión. Estos materiales cristalizados provocan la rotura del material de aleta durante la etapa de laminación en frío y el corte de la aleta en el montaje del núcleo, además de reducir la resistencia a la inclinación y la resistencia a la fundición de aleta haciendo finos los materiales cristalizados. Es preferible un contenido de Fe del 1,3% en masa o superior para potenciar la resistencia mecánica, mientras que es preferible un contenido de Fe del 1,8% en masa o inferior para reducir el contenido de Fe en el compuesto intermetálico, potenciando así la resistencia a la autocorrosión.

En la presente invención, el Si acelera la cristalización de un compuesto que contienen Fe y Mn formado durante la etapa de colada. Por consiguiente, una gran cantidad de adición de Si junto con Mn y Fe puede reducir la cantidad de Mn en la solución sólida, mejorando así la conductividad térmica y la conductividad eléctrica. Además, el Si puede evitar que la resistencia a la autocorrosión del material de aleta se reduzca, permitiendo que el Si cristalice y se deposite como un compuesto intermetálico que tiene una gran proporción de Mn. Además, el Si también sirve para mejorar la resistencia mecánica y la resistencia a la rotura de aleta, mediante la aceleración de la deposición de Fe.

Por tanto, puede añadirse una gran cantidad de Si sin reducir la conductividad térmica en la presente invención, mediante la reducción de la cantidad de Si en la solución sólida.

Tal como se describe anteriormente, el Si puede mejorar la resistencia a la rotura de aleta, la resistencia mecánica, la conductividad térmica y la resistencia a la autocorrosión. Se define que el contenido de Si sea superior al 0,6% en masa o del 1,2% en masa o inferior, porque el efecto de la adición de Si no se manifiesta de manera completa cuando el contenido de Si es inferior al 0,6% en masa. Además, por otra parte, cuando el contenido de Si supera el 1,2% en masa, el punto de fundición del material de aleta se reduce para hacer que la aleta se funda fácilmente. Además, un gran contenido de Si permite que se haga cristalizar el Si en una etapa inicial, para hacer que el material se rompa fácilmente durante la etapa de colada-laminación continua o la laminación en frío, además de producir fácilmente un corte de la aleta durante el montaje del núcleo. En estas condiciones la resistencia al esfuerzo repetido y la conductividad térmica también se reducen. Preferiblemente, el contenido de Si es del 0,65% en masa o superior, para potenciar la conductividad térmica, y es más preferible un contenido del 0,75% en masa o superior. Preferiblemente, el límite superior del contenido de Si es del 1,0% en masa, para evitar que la aleta se funda durante la etapa de soldadura fuerte.

Tal como se describe anteriormente, el Mn, Fe y Si son elementos esenciales en la presente invención. Puede obtenerse el material de aleta que tienen las siguientes características satisfaciendo toda la combinación de cantidades de adición de estos elementos y de las condiciones de fabricación que va a describirse a continuación en el presente documento. El material de aleta mantiene una alta conductividad térmica, a pesar de su elevado contenido en Mn; es de una resistencia a la autocorrosión, resistencia a grietas en el núcleo, maniobrabilidad en laminación y resistencia a la fundición de aleta excelentes, a pesar de su elevado contenido en Fe; y es de una resistencia a la fundición de aleta y resistencia a la rotura de aleta excelentes y mantiene una elevada conductividad térmica, a pesar de su elevado contenido en Si.

La aleación de Al que constituye el material de aleta según la presente invención incluye una aleación de Al que contiene, además de los elementos esenciales anteriormente descritos de Mn, Fe y Si, al menos uno de Zn, In y Sn que son eficaces para el efecto de ánodo de sacrificio y/o al menos uno de Cu, Cr, Ti, Zr y Mg que son eficaces para la mejora de la resistencia mecánica.

Aunque In y Sn, entre los anteriormente descritos Zn, In y Sn, muestran un efecto de sacrificio suficiente con una pequeña cantidad de adición de los mismos, son caros y el reciclaje de sus residuos es difícil. El Zn es un elemento que no implica tales problemas, y lo más recomendado es la adición de Zn para el ajuste del potencial eléctrico del material de aleta. Los límites superiores de los contenidos de los anteriormente descritos Zn, In y Sn se definen en el 3,0% en masa, el 0,3% en masa y el 0,3% en masa, respectivamente, porque la resistencia a la corrosión de la misma aleta se reduce cuando cada contenido supera el límite superior anteriormente descrito.

Los anteriormente descritos Cu, Cr, Ti, Zr y Mg cada uno puede contribuir a la mejora de al resistencia mecánica.

El límite superior de Cu se define en el 0,3% en masa, el límite superior del Cr se define en el 0,15% en masa, el límite superior del Ti se define en el 0,15% en masa, el límite superior del Zr se define en el 0,15% en masa, y el límite superior del Mg se define en el 0,5% en masa. Esto es porque cuando el contenido de Cu supera el límite superior anteriormente descrito, el potencial de corrosión de la aleación se vuelve estable, reduciéndose así el efecto del material de aleta como material de ánodo de sacrificio, y también se reduce la conductividad térmica. Cuando los contenidos de Cr, Ti y Zr superan los límites superiores anteriores, respectivamente, puede obstruirse la tobera de alimentación del líquido fundido durante la etapa de colada-laminación continua. El contenido particularmente preferible de cada uno de Cr, Ti y Zr es del 0,08% en masa o inferior. Cuando el contenido de Mg supera el límite superior anterior, el Mg reduce la capacidad de soldadura fuerte de la aleta mediante la reacción con el fundente en la etapa de soldadura fuerte Nocolock de la aleta.

El Zr también tiene una función para mejorar la resistencia a la inclinación y la resistencia de fundición de aleta de un material de aleta mediante el engrosamiento de los granos recristalizados en el material de aleta.

En la presente invención, como estos elementos ejercen efectos adversos excepto en la mejora de la resistencia mecánica, sus contenidos se restringen preferiblemente al 0,03% en masa o inferior, es decir, es preferible que el material de aleta no los contenga sustancialmente.

El boro (B), que puede añadirse para hacer fina la textura del lingote, u otros elementos de impureza pueden estar contenidos en una cantidad total del 0,03% en masa o inferior, en la presente invención.

Anteriormente, se ha descrito la composición de aleación que puede utilizarse en la presente invención, y el método de fabricación se describirá a continuación en el presente documento.

En la presente invención, la aleación de Al anteriormente descrita que tiene la composición recomendada se fabrica en una lámina de lingote mediante el método de colada-laminación continuo de tipo de rodillo doble, seguido de la aplicación de laminación en frío y recocido, para fabricar el material de aleta.

Se conoce que el método de colada-laminación continuo de tipo de rodillo doble anteriormente descrito incluye el método de Hunter, método 3C y similares, en los que el líquido fundido de la aleación de aluminio se alimenta desde una tobera de alimentación del líquido fundido fabricado en un material refractario, hasta el espacio entre un par de rodillos enfriados con agua, seguido de colada-laminación continua de la lámina delgada resultante. La velocidad de enfriado es más rápida por de 1 a 3 dígitos en el método de colada-laminación continua de tipo de rodillo doble, en comparación con métodos de colada DC convencionales.

La temperatura del líquido fundido, la carga de presión del laminación, la velocidad de colada, y el grosor de la lámina de lingote se recomiendan en la colada-laminación continua de tipo de rodillo doble anteriormente descrita según la presente invención. La textura metálica que ha de conseguirse en la presente invención sólo se obtiene, satisfaciendo las cuatro condiciones anteriores, permitiendo así las propiedades del material de aleta según la presente invención. Entre ellas son particularmente importantes la temperatura del líquido fundido y la carga de presión de laminación.

La temperatura del líquido fundido anteriormente descrita significa la temperatura del líquido fundido en la caja de cabeza de la máquina de colada-laminación continua de tipo de rodillo doble. La caja de cabeza anteriormente descrita está provista justo antes de la alimentación del líquido fundido a la tobera de alimentación del líquido fundido, y es la parte para la reserva del líquido fundido que va a alimentarse de manera estable a la máquina de colada-laminación continua de tipo de rodillo doble.

En la presente invención se utiliza el método de colada-laminación continuo de tipo de rodillo doble, porque en los últimos años la máquina de colada-laminación continua de tipo de rodillo doble ha mejorado, y se ha hecho posible la fabricación en las condiciones según la presente invención, la cual sería difícil utilizando máquinas de colada-laminación continua, tales como la máquina de colada-laminación continua de tipo de rodillo doble convencional, permitiendo así que se consiga la textura metálica en la presente invención a obtener.

En la presente invención, la primera razón por la que se recomienda que la temperatura del líquido fundido anteriormente descrita esté en el intervalo de 700 a 900ºC, es para permitir que el compuesto intermetálico de serie de Al-Fe-Mn-Si cristalice de manera fina, tal como se describe en la descripción anterior sobre la composición de componentes. La proporción de Fe en el compuesto intermetálico aumenta a una temperatura superior a la temperatura de límite superior anteriormente descrita, reduciendo así la resistencia a la autocorrosión y la conductividad térmica del material de aleta. En otras palabras, como las concentraciones máximas de Mn y Si en la solución sólida son superiores a las de Fe, los materiales cristalizados que contienen Fe apenas se depositan cuando la temperatura del líquido fundido es demasiado elevada. Además, cuando la temperatura del líquido fundido es elevada, no puede hacerse que el líquido fundido se sobreenfríe, debido a la capacidad de enfriamiento insuficiente de la máquina de colada-laminación continua. Por consiguiente, materiales cristalizados gruesos que contienen Fe y Mn se depositan próximos al centro en la dirección del espesor de la lámina, reduciendo así la resistencia mecánica, la resistencia a la rotura de aleta y la resistencia a las grietas en el núcleo. Por otra parte, cuando la temperatura del líquido fundido es inferior a la temperatura límite inferior, el Si se cristaliza próximo al centro en la dirección del espesor de la lámina, para reducir la resistencia a la fundición de la aleta.

La segunda razón por la que la temperatura del líquido fundido anteriormente descrita se restringe al intervalo de 700 a 900ºC es porque cuando la temperatura del líquido fundido es baja se forman núcleos de materiales cristalizados sobre la pared de la tobera de alimentación del líquido fundido, en la aleación según la presente invención que contiene una gran cantidad de Fe y Mn. Los materiales cristalizados que se hacen crecer adicionalmente como materiales cristalizados gruesos se separan de la tobera de alimentación de líquido fundido para mezclarse con la lámina de lingote, produciendo así la rotura de las aletas en la etapa de montaje del núcleo. Estos materiales cristalizados permiten que se reduzcan la resistencia a la inclinación, la resistencia al esfuerzo repetido, la resistencia a la fundición de aleta y la resistencia a las grietas en el núcleo. Cuando la temperatura del líquido fundido se reduce adicionalmente, la colada puede hacerse imposible por la obstrucción de la tobera de alimentación de líquido fundido por los materiales cristalizados.

Tal como se describe anteriormente, el límite inferior de la temperatura del líquido fundido se ajusta a 700ºC que está muy por encima de la temperatura de fase líquida, y se recomienda el límite superior a 900ºC. Para permitir que el compuesto intermetálico tenga el efecto de la presente invención de ser distribuido de manera segura, particularmente preferiblemente el intervalo de la temperatura de líquido fundido anteriormente descrita es de 750 a 850ºC.

El corte de la aleta surge en la etapa de montaje de núcleo, debido al engrosamiento del compuesto intermetálico cuando la carga de presión de laminación es baja, incluso recomendando la temperatura de líquido fundido tal como se describe anteriormente, reduciendo así la resistencia al esfuerzo repetido, la resistencia a la fundición de aleta y la resistencia a grietas en el núcleo. Como la capacidad de presión de la máquina de colada-laminación continua de tipo antiguo era baja ya que la presión de la capa solidificada no se había asumido, la máquina de colada-laminación continua actualizada puede aplicar una gran fuerza de presión. Por tanto, los materiales cristalizados gruesos pueden dividirse de manera fina mediante la aplicación de presión justo después de la solidificación, aún cuando los materiales cristalizados estén conectados y unidos como dendritas tras completarse la solidificación para formar productos cristalizados gigantes.

Las figuras 4(a), 4(b), y 4(c) ilustran de manera esquemática el estado de división de los materiales cristalizados gruesos anteriormente descritos.

Es probable que se formen materiales cristalizados gruesos anteriormente descritos en las partes solidificación final en el centro en la dirección del espesor de la lámina de lingote. Los materiales cristalizados gruesos pueden dividirse de manera fina mediante la aplicación de una presión inmediatamente después de la cristalización, cuando la parte de solidificación final está localizada en un sitio A frente a la línea central de los rodillos 7 dobles (una línea que conecta el eje rotacional de cada uno de los rodillos, representada por una línea de puntos), tal como se muestra en la figura 4(a). Por otra parte, cuando la parte de solidificación final está localizada en un sitio B que cruza la línea central, tal como se muestra en la figura 4(b), los materiales cristalizados gruesos formados permanecen en el lingote porque están sin estar sometidos a presión.

La figura 4(c) es una vista, observando desde arriba, de los sitios A y B de solidificación final. Los sitios de solidificación final están cruzando la línea central aquí y allí (el estado mostrado en la figura 4(c)), y los materiales cristalizados gruesos y el Si cristalizado en un estadio inicial aparecen en el sitio B.

Los problemas que se encuentran en la figura 4(b) anteriormente descrita se resuelven mediante la aplicación de una carga de presión de laminación dada, para permitir que el líquido fundido se ponga en contacto con el rodillo en la dirección de la anchura del rodillo frente a la línea central a tiempos regulares. El número 8 de referencia en las figuras 4 muestra una tobera de alimentación de líquido fundido.

La carga de presión de laminación se restringe al intervalo de 5.000 a 15.000 N/mm en la presente invención, porque el efecto para la división de manera fina de los materiales cristalizados gruesos no puede obtenerse a la carga de presión inferior a 5.000 N/mm, produciendo la rotura del material de aleta, y la reducción de la resistencia a la fundición de aleta, la resistencia mecánica, la conductividad térmica, la resistencia a la corrosión y la resistencia a grietas en el núcleo.

Por otra parte, el efecto anterior también se satura cuando la carga de presión de laminación se aplica a un nivel que supera los 15.000 N/mm. La carga de presión de laminación que supera los 15.000 N/mm es un nivel que no puede alcanzarse mediante la utilización de una máquina de colada –laminación continua actualizada a menos que se estreche la anchura de la lámina de colada. Sin embargo, el estrechamiento de la anchura de lámina no es preferible porque la productividad de la misma se reduce. Por consiguiente, el límite superior de la carga de presión de laminación se define que sea 15.000 N/mm en la presente invención, y un intervalo particularmente preferible de la misma es de 7.000 a 12.000 N/mm.

Puede obtenerse un material de aleta que tenga buenas características mediante colada-laminación continua de la aleación que tiene una composición recomendada tal como se define en la presente invención, en las condiciones de temperatura de líquido fundido y carga de presión de laminación determinadas de manera apropiada. La figura 5 muestra una textura de corte transversal de un lingote fabricado utilizando una máquina de colada-laminación continua de tipo de rodillo doble convencional que tiene una carga de presión de laminación pequeña. Los materiales cristalizados gruesos se segregan en la parte central.

En la presente invención se recomienda una velocidad de colada de 500 a 3.000 mm/min. Cuando la velocidad de colada es inferior a 500 mm/min aparecen materiales cristalizados gruesos, y la aleta se rompe en la etapa de montaje del núcleo mientras se reduce la resistencia al esfuerzo repetido, la resistencia a la fundición de aleta y la resistencia a grietas en el núcleo. Desde el punto de vista de la productividad, es más preferible la velocidad de colada
superior.

Cuando la velocidad de colada supera los 3.000 mm/min, no puede formarse una capa solidificada gruesa debido a la capacidad de enfriamiento insuficiente del rodillo, y aparecen materiales cristalizados gruesos en el estado tal como se muestra en la figura 4(b) porque no puede cargarse una carga de presión de laminación recomendada.

La velocidad de colada particularmente preferible está en el intervalo de 700 a 1.600 mm/min.

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En la presente invención el espesor de la lámina de lingote se define para que sea de 2 a 9 mm. Eso es porque, cuando el espesor es inferior a 2 mm, la lámina de lingote no puede enrollarse como una bobina debido a la fluctuación del espesor del lingote o a la producción de ondulado de la lámina. Por otra parte, cuando el espesor supera los 9 mm, pueden formarse materiales cristalizados de tamaño medio próximos al centro de la lámina en la que la velocidad de enfriamiento es lenta, surgiendo así la rotura de la aleta durante el montaje del núcleo, y la reducción de la resistencia al esfuerzo repetido, la resistencia a la fundición de aleta y la resistencia a grietas en el núcleo. Como la carga de presión de laminación y el espesor de la lámina de lingote se definen en la presente invención, rara vez se varía el espesor de la lámina para que sea mayor al espesor deseado para reducir sustancialmente la posibilidad de generar materiales cristalizados gruesos.

Aunque generalmente el espesor de la lámina de lingote se restringe de 2 a 9 mm en la presente invención, el espesor particularmente preferible de la lámina de lingote es de 2,5 a 7 mm, y el intervalo más preferible del mismo es de 3 a 6 mm.

En la presente invención según los puntos (1) a (4) tal como se describe anteriormente, se aplica el recocido intermedio final en el intervalo de temperatura de 300 a 450ºC, y a una temperatura que no completa la recristalización, utilizando un horno de calentamiento de tipo discontinuo. Se utiliza un horno de calentamiento de tipo discontinuo para un recocido intermedio final con el fin de garantizar un tiempo más largo de calentamiento y retención. El tiempo de calentamiento es preferiblemente de 30 minutos o superior. El límite superior puede determinarse de manera apropiada, pero preferiblemente es de 4 horas o inferior.

Se aplica a mitad de camino un recocido intermedio en la etapa de laminación en frío para depositar Fe y Mn supersaturados en la solución sólida durante la colada-laminación continua, o para evitar que aparezcan las grietas en el borde durante la laminación en frío. En particular, se aplica el recocido intermedio final utilizando el horno de calentamiento de tipo discontinuo, porque el Fe y el Mn no pueden depositarse de manera suficiente mediante recocido continuo debido al corto tiempo de recocido. El material puede romperse en la etapa de laminación en frío final debido a la temperatura insuficiente cuando la temperatura de recocido es inferior a 300ºC, además de reducirse la resistencia mecánica y la conductividad térmica debido a la deposición insuficiente de Fe y Mn. Los precipitados se engruesan para reducir la resistencia mecánica a una temperatura de recocido que supera los 450ºC, mientras que reduce la resistencia al esfuerzo repetido, la resistencia a la fundición de aleta y la resistencia a grietas en el núcleo. El intervalo de temperatura particularmente preferible es de 320ºC o superior y de 420ºC o inferior.

La temperatura, a la que no se ha completado la recristalización, se refiere a una temperatura de recocido en la que los granos recristalizados con un diámetro de partícula más largo de 50 \mum o superior ocupan el 30% o menos en la proporción de área sobre la superficie de la lámina tras el recocido.

Se considera que la recristalización se completa cuando la proporción de área se hace mayor al 30%. En la presente invención el recocido intermedio final se aplica a una temperatura que no completa la recristalización. La razón es como sigue. Las dislocaciones restantes se fijan mediante partículas finas formadas durante la etapa de colada, a la temperatura a la que no se ha completado la recristalización. Mientras que el Fe, Mn y Si supersaturados en la solución sólida durante la etapa de colada se difunden a lo largo de la dislocación descrita anteriormente y se depositan ahí, el Mn y el Si se depositan siendo absorbidos en las partículas finas anteriormente descritas. Mientras que el compuesto intermetálico formado durante la etapa de colada contiene una mayor proporción de Fe, el compuesto se convierte en una fase que contiene una mayor proporción de Mn y Si mediante una difusión tal durante la etapa de recocido. Puesto que el Mn y el Si apenas forman de nuevo una solución sólida durante la etapa de soldadura fuerte en la fase abundante en Mn y Si, puede obtenerse un material de aleta de conductividad térmica excelente, además de mejorar la resistencia a la autocorrosión del material de aleta. El Mn y el Si se difunden de manera insuficiente para reducir la conductividad térmica y la resistencia a la autocorrosión, mediante el recocido a una temperatura para completar la recristalización, porque las dislocaciones anteriormente descritas desaparecen.

Como la temperatura de recristalización específica cambia dependiendo de la composición de la aleación y la histéresis térmica antes del recocido intermedio, algunas veces se completa la recristalización dentro del intervalo de temperatura descrito anteriormente. Por consiguiente, las condiciones de recocido intermedio se determinan de manera práctica para llevarse a cabo, confirmando previamente la temperatura que no completa la recristalización.

Aunque el tiempo de recocido intermedio no se restringe particularmente, es preferible un periodo de tiempo de aproximadamente 20 minutos a aproximadamente 6 horas, puesto que un intervalo de tiempo demasiado corto hace que la temperatura global de la bobina sea difícil de estabilizar y un intervalo de tiempo demasiado largo permite que los materiales precipitados se engruesen.

Pueden aplicarse dos o más veces recocido intermedio en la presente invención según los puntos (1) a (4), en el que el propósito del mismo es mejorar la capacidad de laminación en frío, y no debe cambiarse la forma de la fase depositada. Por tanto, cuando se lleva a cabo recocido intermedio dos o más veces y el recocido intermedio distinto del recocido intermedio final se aplica utilizando un horno de calentamiento de tipo continuo, preferiblemente el tiempo de espera se ajusta a 20 segundos o menos en el intervalo de temperatura de recocido de 400 a 600ºC. Es preferible un intervalo de temperatura de recocido de 270 a 340ºC cuando se utiliza el horno de calentamiento de tipo
discontinuo.

La proporción de laminación en frío tras el recocido intermedio final se ajusta del 10 al 60% en la presente invención según los puntos de (1) a (4). Una proporción de laminación inferior al 10% es difícil de controlar mientras que se reducen la resistencia a la inclinación y la formabilidad de ondulación. Cuando la proporción de laminación supera el 60%, por otra parte, la textura de recristalización de la aleta tras la soldadura fuerte se vuelve tan fina que la resistencia a la inclinación y la resistencia a la fundición de aleta se reducen.

En la presente invención según los puntos (5) a (8), se aplica recocido final tras la laminación en frío en el intervalo de temperatura de 300 a 450ºC, y a una temperatura que no completa la recristalización, al espesor final de la lámina, utilizando el horno de calentamiento de tipo discontinuo.

Se aplica el recocido final en el intervalo de temperatura descrito anteriormente, con el fin de permitir que se depositen el Fe y Mn supersaturados en la solución sólida tal como se ha descrito hasta ahora. La aplicación de recocido tras la laminación en frío final permite que se mejoren el límite de elasticidad y el alargamiento aún cuando la resistencia a la tracción es del mismo orden, permitiendo que el material de aleta sea de formabilidad excelente, en particular formabilidad de ondulación. El recocido a una temperatura inferior a 300ºC es insuficiente para mejorar la formabilidad de ondulación, o permitir que el Fe y el Mn se depositen de manera suficiente, reduciendo la resistencia mecánica y la conductividad térmica tras la soldadura. Una temperatura que supera los 450ºC hace que las partículas gruesas precipiten, reduciendo así la resistencia mecánica tras la soldadura fuerte, la resistencia al esfuerzo repetido, la resistencia a la fundición de aleta y la resistencia a grietas en el núcleo.

El recocido con el horno de calentamiento continuo no es adecuado para hacer depositar de manera suficiente Fe y Mn porque el tiempo de calentamiento es demasiado corto.

La proporción de laminación en frío final se ajusta del 10 al 95% en la presente invención según los puntos (5) a (8). Para el método de recocido intermedio distinto del método de recocido final puede utilizarse bien el horno de calentamiento continuo o bien el horno de calentamiento de tipo discontinuo. Es preferible, cuando se utiliza el horno de calentamiento continuo ajustar la temperatura en el intervalo de 400 a 600ºC de manera que el diámetro de grano de cristal recristalizado tal como se observa sobre la superficie de la lámina se hace de 8 veces o inferior el espesor de la lámina durante el recocido. Los granos depositados en la etapa de recocido final se dispersan de manera fina con una menor deposición y engrosamiento del compuesto intermetálico acompañados por el recocido cuando se aplica el recocido intermedio utilizando el horno de calentamiento continuo, mejorando así la resistencia a la corrosión, la resistencia a la rotura y la resistencia mecánica del material de aleta. Una temperatura de recocido inferior a 400ºC evita que la recristalización avance de manera suficiente, para a partir de ahí deteriorar capacidad de laminación en frío. La temperatura de recocido que supera los 600ºC también degrada la resistencia a la corrosión, porque los granos gruesos se forman incluso mediante recocido intermedio. Cuando se aplica el recocido continuo la proporción de laminación en frío final particularmente recomendada es del 60 al 95%, porque la temperatura de recristalización se hace más baja que la temperatura de inicio de la fundición del material de soldadura fuerte debido a la acumulación suficiente de tensión para mejorar la resistencia a la fundición de aleta y similares. Cuando el tiempo de recocido no se define de manera particular, no se mantiene el recocido, o el tiempo de recocido es preferiblemente de 20 segundos o inferior.

Por otra parte, es preferible ajustar el intervalo de temperatura dentro de 250 a 450ºC y a una temperatura que no completa la recristalización, cuando se aplica el recocido intermedio, distinto del recocido final, utilizando el horno de calentamiento de tipo discontinuo. Esto es porque la aleación de aluminio fabricada mediante colada-laminación continua contiene una cantidad extremadamente pequeña de partículas de dispersión de segunda fase con un diámetro de partícula de 3 a 4 mm o superior como núcleos de recristalización. Por consiguiente, el diámetro del grano de cristal se engruesa hasta varios mm o más cuando un material como tal se somete a recocido en el horno de calentamiento de tipo discontinuo, haciendo que así, a partir de ahí sea difícil la laminación en frío. El ablandamiento es tan insuficiente a una temperatura de recocido inferior a 250ºC que el material de aleta tiene una mala capacidad de laminación en frío para producir grietas en el borde o similares. La capacidad de laminación en frío también empeora a una temperatura de recocido que supera los 450ºC debido al engrosamiento de los granos recristalizados y de la fase depositada. Aunque no se define particularmente el tiempo de recocido, es preferiblemente de 30 minutos a 4 horas. Un tiempo de recocido de menos de 30 minutos puede hacer que la temperatura de toda la bobina sea difícil de estabilizar, mientras que una temperatura de recocido de más de 4 horas consume demasiada energía en exceso. Cuando el recocido se aplica utilizando el horno de calentamiento de tipo discontinuo la proporción de laminación en frío final recomendada está en el intervalo del 10 al 40% desde el punto de vista de la capacidad de laminación y la resistencia a la difusión de soldadura fuerte.

En la presente invención según los puntos (5) a (8), se aplica recocido al espesor final de la lámina utilizando el horno de calentamiento de tipo discontinuo con el fin de garantizar un tiempo de calentamiento y de espera más largo. El periodo de tiempo es preferiblemente de 30 minutos o más, con un límite superior determinado de manera apropiada, que es preferiblemente de 4 horas o inferior.

La textura de cristal que comprende una textura fibrosa en el punto (10) se refiere a una textura compuesta de aquellas en las que el contorno de grano de cristal parecer estar alargado en la dirección de laminación durante la colada-laminación continua sobre toda la superficie (o sección transversal).

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El material de aleta fabricado según la presente invención se somete a soldadura fuerte tal como se menciona anteriormente. El término "soldadura fuerte" se refiere a un método de soldadura fuerte convencional, tal como una soldadura fuerte Nocolock (método de CAB) y soldadura en vacío, y no se restringe de manera particular. El método de soldadura fuerte Nocolok se recomienda particularmente desde el punto de vista de la productividad.

Según la presente invención, puede fabricarse el material de aleta de aleación de aluminio para soldadura fuerte, que satisface de manera suficiente las características requeridas para un material de aleta (tal como resistencia mecánica, conductividad térmica, conductividad eléctrica, efecto preventivo de la corrosión de sacrificio, resistencia a la autocorrosión, resistencia al esfuerzo repetido, resistencia a la fundición de aleta, resistencia a la inclinación, resistencia a grietas en el núcleo, capacidad de laminación, resistencia a la rotura de aleta y formabilidad de ondulación), y que puede adelgazarse.

La cantidad de Si y Mn implicada en los materiales cristalizados se hace pequeña en el método de colada de DC utilizado convencionalmente, debido a la lenta velocidad de enfriamiento durante la etapa de colada; además, los materiales cristalizados se engruesan con un pequeño número de ellos. Por consiguiente, la mayoría de los elementos en la solución sólida tal como Fe, Si y Mn se depositan en la matriz, no en la fase cristalizada durante la etapa de recocido. La fase depositada en la matriz es un compuesto que está principalmente constituido por Si y Mn, y el Fe está implicado en la fase cristalina en una gran proporción. El compuesto intermetálico compuesto por Si y Mn forma de nuevo con facilidad una solución sólida durante la etapa de soldadura fuerte, reduciendo así la conductividad térmica tras la soldadura fuerte. Además, el efecto de mejora de la resistencia mecánica, debido a la dispersión potenciada de los materiales cristalizados, es pequeño en el método de colada de DC convencional, porque los materiales cristalizados se engruesan. También se reduce la resistencia a la autocorrosión del material de aleta, debido a la gran proporción de Fe en la fase cristalina.

En la presente invención se permite que una gran cantidad de Mn, Fe y Si cristalicen o se depositen de manera fina, mientras que se controla el tipo de fase cristalina depositada, mediante la fabricación de aleación de serie de Al-Mn-Fe-Si que tiene una composición recomendada por un procedimiento de fabricación recomendado. Por consiguiente, el compuesto intermetálico apenas forma una solución sólida de nuevo durante la etapa de soldadura fuerte. Además, las características requeridas para el adelgazamiento del material de aleta, tal como la resistencia a la tracción tras la soldadura fuerte, la conductividad térmica, la resistencia a la autocorrosión, la resistencia a la fundición de aleta, la resistencia a grietas en el núcleo, la resistencia a la rotura de aleta y la formabilidad de ondulación, se mejoran en el material de aleta para soldadura fuerte obtenido según la presente invención. Por consiguiente, el adelgazamiento del material de aleta es posible según la presente invención, para mostrar efectos industrialmente
notables.

Ejemplos

La presente invención se explicará en más detalle en referencia a los siguientes ejemplos, pero la invención no se limita a los mismos.

Ejemplo 1

Se fundió la aleación de Al que tiene la composición, tal como se muestra en la tabla 1, definida en la presente invención, y el líquido fundido obtenido se coló en una lámina de lingote con una anchura de 1000 mm mediante el método de colada-laminación continuo utilizando un rodillo doble con un diámetro de rodillo de 880 mm. La lámina de lingote se enrolló en una bobina, y entonces se sometió a laminación en frío, para fabricar un material de
aleta.

En el método de colada-laminación continua, las condiciones de fabricación, tales como la temperatura de líquido fundido, la carga de presión de laminación, la velocidad de colada, el espesor de la lámina de lingote; el número, la temperatura y el periodo de tiempo del recocido intermedio a mitad de camino en la etapa de laminación en frío; la proporción de laminación en frío final, y el espesor del material de aleta, se cambiaron de manera diversa dentro de las condiciones tal como se definen en la presente invención, tal como se muestra en las tablas
2 y 3.

Ejemplo comparativo 1

El material de aleta se fabricó mediante el mismo método del ejemplo 1, excepto en que se utilizó la aleación de Al cuya composición estaba fuera de la definición en la presente invención, tal como se muestra en la tabla 1. Las condiciones de fabricación se muestran en la tabla 4.

Ejemplo comparativo 2

El material de aleta se fabricó mediante el mismo método del ejemplo 1, excepto en que las condiciones de fabricación en las etapas de colada-laminación continua y de laminación en frío estaban fuera de la definición en la presente invención, tal como se muestra en la tabla 5.

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Ejemplo comparativo 3

Se fundió la aleación de Al con la composición definida en la presente invención, tal como se muestra en la tabla 1, el líquido fundido obtenido se coló en una plancha con un espesor de 400 nm mediante el método de colada de DC, seguido por el enrollado en una bobina tras la laminación en caliente, y finalmente la lámina de laminación en caliente se laminó en frío dando lugar a un material de aleta (véase el experimento Nº 29 en la tabla 5).

Se aplicó el recocido discontinuo final a una temperatura que no completa la recristalización, excepto en los experimentos Nº 37 y 39.

Se investigaron las texturas de cristales y se evaluó la resistencia a la inclinación en los materiales de aleta fabricados en el ejemplo 1 y ejemplos comparativos 1 a 3.

Se observó la textura cristalina y se examinó bajo microscopio óptico.

Se evaluó la resistencia a la inclinación, midiendo la longitud de inclinación (mm) tras el calentamiento, manteniendo horizontalmente el material de aleta de manera que la longitud de proyección sería de 50 mm seguido de calentamiento a 600ºC durante 10 minutos.

Además, se midieron la resistencia a la tracción y la conductividad eléctrica tras el calentamiento del material de aleta a unas condiciones que corresponden a condiciones de soldadura fuerte (600ºC x 4 minutos), seguido de una evaluación de resistencia al esfuerzo repetido y resistencia a la autocorrosión.

Se midió la resistencia a la tracción según la norma JIS Z 2241, y se midió la conductividad eléctrica según la norma JIS H 0505.

Se evaluó la resistencia al esfuerzo repetido, mediante la medición por conteo del número de repetición antes de la rotura de una pieza de prueba, en la que se cortó una muestra con una anchura de 16 mm y una longitud de 50 mm a partir del material de aleta tras el calentamiento anterior, y se aplicó un esfuerzo de tracción de 5 kgf/mm^{2} a una frecuencia de 10 Hz.

Para evaluar la resistencia a la autocorrosión, se examinó la pérdida de peso de la muestra mediante corrosión tras 7 días de la prueba en CASS.

Además, el material de aleta tras la laminación en frío se cortó en cortes longitudinales con una anchura de 16 mm. Se modeló la muestra de corte longitudinal en una forma de ondulación, seguido del montaje sobre un material de tubo con una longitud de 100 mm, y se fabricaron mininúcleos de 5 etapas o 10 etapas mediante soldadura fuerte. Se evaluó la resistencia a la fundición de aleta del mininúcleo de cinco etapas mediante microobservación, mientras que se evaluó la resistencia a grietas en el núcleo del mininúcleo de 10 etapas mediante observación a simple
vista.

Los resultados de la investigación y la evaluación se muestran en la tabla 6. También se incluyó en la lista en la tabla 6 la rotura de la aleta, si hubo alguna, durante el montaje al mininúcleo. El sobrante de la aleación roto durante la etapa de laminación en frío se laminó en frío en el laboratorio para formar un material de aleta, y se investigó o evaluó el material de aleta resultante.

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(Tabla pasa a página siguiente)

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13

Como resulta obvio a partir de la tabla 6, ninguna de las muestras de los experimentos Nº 1 a 20 de los ejemplos según la presente invención se rompió durante la etapa de laminación en frío, y pudieron fabricarse materiales de aleta con un espesor de 0,1 mm o inferior. Además, se dispersaron materiales cristalizados finos o materiales depositados para formar la textura fibrosa, así los materiales de aleta eran excelentes en resistencia a la inclinación, resistencia a tracción, conductividad eléctrica (conductividad térmica), resistencia al esfuerzo repetido (el número de esfuerzo repetido justo antes de la rotura) y resistencia a la autocorrosión (proporción reducida de corrosión), sin que surja ni fundición de aleta ni grietas en el núcleo, así como sin la rotura de la aleta en la formación de una ondulación para fabricar el mininúcleo.

Por otra parte, entre los ejemplos comparativos, la muestra del experimento Nº 21 fue mala en conductividad eléctrica y resistencia a la autocorrosión debido a un contenido de Mn demasiado grande.

La muestra en el experimento Nº 22 fue mala en la resistencia a la tracción y la resistencia al esfuerzo repetido debido un contenido de Mn demasiado pequeño. Además, se formó una gran cantidad de compuesto de Al-Fe, dando como resultado una mala resistencia a la autocorrosión. Además, no pudo retenerse Si de manera suficiente debido a un contenido de Mn demasiado pequeño, con una pequeña reducción de la resistencia a la fundición de aleta.

En la muestra del experimento Nº 23, se formaron partículas de tamaño medio, y la aleta se rompió durante el proceso de montaje del núcleo, ya que el contenido de Mn era demasiado pequeño, además de una carga de presión de laminación demasiado baja, mostrando así una mala resistencia al esfuerzo repetido y resistencia a grietas en el núcleo con una resistencia a la autocorrosión algo inferior. Además, también fueron malas la resistencia a la inclinación y la resistencia a la fundición de aleta, debido a la presencia de texturas de recristalización finas.

En la muestra del experimento Nº 24, como el contenido de Fe era demasiado grande para producir cristalización del compuesto de Fe como la cristalización primaria, por eso el material de aleta se rompió durante las etapas de colada-laminación y laminación en frío, y la aleta resultante se rompió durante la etapa de montaje de núcleo. Además, como los cristales eran tan finos, la resistencia a la inclinación fue mala, y también fueron malas la resistencia a la autocorrosión y la resistencia a la fundición de aleta.

La resistencia a la tracción, la resistencia al esfuerzo repetido, y la conductividad eléctrica fueron malas en la muestra del experimento Nº 25, puesto que la cantidad depositada de la deposición de serie de Fe se redujo debido al contenido de Fe demasiado pequeño.

En la muestra del experimento Nº 26 se disminuyó el punto de fusión y se hizo cristalizar el Si en una etapa inicial para dar como resultado una mala resistencia a la fundición de aleta debido a al contenido demasiado grande de Si. Además, la cristalización primaria de Si produjo la rotura del material de aleta durante las etapas de colada-laminación y laminación en frío, y la aleta se rompió en el proceso de montaje de núcleo, con una resistencia al esfuerzo repetido, conductividad eléctrica y resistencia a la fundición de aleta resultantes malas.

En la muestra del experimento Nº 27 los granos se engrosaron, debido a un contenido de Si demasiado pequeño. Por consiguiente, apareció una textura de recristalización tras la soldadura fuerte por la disminución de la temperatura de recristalización. Como resultado, la aleta se rompió durante la etapa de montaje de núcleo, adicionalmente, la resistencia a la tracción y la conductividad eléctrica, así como la resistencia al esfuerzo repetido, la resistencia a la fundición de aleta y la resistencia a grietas en el núcleo, fueron todas malas.

Las características del material de aleta del experimento Nº 28 se deterioraron más que las del experimento Nº 27, puesto que el material de aleta en el Nº 28 no contenía Si; también fueron malas la resistencia a la inclinación y la resistencia a la autocorrosión.

En la muestra del experimento Nº 29 se depositó una pequeña cantidad de granos con materiales cristalizados engrosados como resultado de colar mediante el método de DC. Además, la aleta se rompió durante el proceso de montaje de núcleo, y la resistencia a la inclinación, la resistencia a la tracción, la resistencia al esfuerzo repetido, la conductividad eléctrica, la resistencia a la autocorrosión, la resistencia a la fundición de aleta y la resistencia a grietas en el núcleo fueron malas.

En la muestra del experimento Nº 30 el grano de cristal se engrosó debido a una temperatura de líquido fundido demasiado baja. Por consiguiente, el material de aleta se rompió durante las etapas de colada-laminación y laminación en frío, y la aleta se rompió durante la etapa de montaje de núcleo; y además fueron malas la resistencia a la inclinación, la resistencia al esfuerzo repetido, resistencia a la fundición de aleta y resistencia a grietas en el
núcleo.

En la muestra del experimento Nº 31 los materiales cristalizados se engrosaron debido a una temperatura de líquido fundido demasiado elevada. Además, se redujo la cantidad de precipitación debido a una cristalización primaria de Si. Como resultado de éstos, surgieron problemas tales como la rotura del material durante las etapas de colada-laminación y laminación en frío y la rotura de la aleta durante la etapa de montaje de núcleo, y como la resistencia a la inclinación, la resistencia al esfuerzo repetido, la resistencia a la fundición de aleta y la resistencia a grietas en el núcleo fueron malas.

En las muestras de los experimentos Nº 32, 33 y 35 aparecieron partículas de tamaño medio, porque la carga de presión de laminación era demasiado baja en el experimento Nº 32, la velocidad de colada era demasiado baja en el experimento Nº 33 y la lámina de lingote era demasiado gruesa en el experimento Nº 35. Por consiguiente, la aleta se rompió durante el proceso de montaje de núcleo, y la resistencia al esfuerzo repetido, la resistencia a la fundición de aleta y la resistencia a las grietas en el núcleo fueron malas.

En la muestra del experimento Nº 34 no pudo obtenerse una lámina de lingote puesto que el líquido fundido no se solidificó debido a una velocidad de colada demasiado rápida (la carga de presión de laminación fue baja).

En la muestra del experimento 36 el recocido fue insuficiente para que surgiera rotura del material durante la etapa de laminación en frío, puesto que la temperatura del segundo recocido intermedio (recocido intermedio final) a mitad de camino en la etapa de laminación en frío fue demasiado baja. Además la resistencia a la tracción, la conductividad eléctrica, y la resistencia al esfuerzo repetido fueron malas, debido a la reducción de la cantidad de precipitación. Además, se produjo deposición en los contornos de grano de recristalización durante el calentamiento para soldadura fuerte, dando como resultado una resistencia a la autocorrosión mala.

En las muestras de los experimentos Nº 37 y 39 aparecieron texturas de recristalización por el engrosamiento del precipitado, puesto que las temperaturas en el segundo recocido intermedio (recocido intermedio final) o el recocido final eran demasiado elevadas. Por consiguiente, se rompió la aleta en el procedimiento de montaje de núcleo, y la resistencia a la tracción, la resistencia al esfuerzo repetido, la resistencia a la autocorrosión, la resistencia a la fundición de aleta y la resistencia a grietas en el núcleo fueron malas.

En la muestra del experimento 38 se rompió el material durante la etapa de laminación en frío, puesto que la proporción de laminación final era demasiado elevada en la etapa de laminación en frío. Además, el material obtenido fue un material duro, para que surgiera la rotura de la aleta durante el proceso de montaje de núcleo, mientras que dio como resultado una resistencia a la inclinación mala debido a una baja temperatura de recristalización, puesto que la energía de distorsión como fuerza motriz de la recristalización era grande. Además, la resistencia a la fundición de aleta también fue mala debido a los granos de recristalización finos.

Aplicabilidad industrial

Puede obtenerse un material de aleta para soldadura fuerte, que tiene ha mejorado las características necesarias para el adelgazamiento del material de aleta, tal como resistencia a la tracción tras la soldadura fuerte, conductividad térmica, resistencia a la autocorrosión, resistencia a la fundición de aleta, resistencia grietas en el núcleo, resistencia a la rotura de aleta, y formabilidad de ondulación, según el método de fabricación de la presente invención. Por consiguiente, la presente invención es un método preferible para el adelgazamiento del material de aleta en respuesta a la necesidad de fabricar un intercambiador de calor de pequeño tamaño y peso ligero.

Claims (16)

1. Método para la fabricación de un material de aleta de aleación de aluminio para soldadura fuerte, que comprende las etapas de:

formación de una lámina de lingote, mediante la colada de un líquido fundido de una aleación de aluminio mediante un método de colada-laminación continuo de tipo de rodillo doble; y

laminación en frío de la lámina de lingote, para preparar el material de aleta,

comprendiendo la aleación de aluminio más del 0,6% en masa, y del 1,8% en masa o inferior, de Mn, más del 1,2% en masa, y del 2,0% en masa o inferior, de Fe, y más del 0,6% en masa, y del 1,2% en masa o inferior, de Si, siendo el resto Al e impurezas inevitables,

en el que se aplica dicha colada-laminación continua de tipo de rodillo doble en las condiciones de una temperatura de líquido fundido de 700 a 900ºC, una carga de presión de laminación de 5.000 a 15.000 N por 1 mm de ancho de la lámina de lingote, una velocidad de colada de 500 a 3.000 mm/min, y un espesor de la lámina de lingote de 2 a
9 mm, y

en el que se aplica a mitad de camino dos o más veces recocido intermedio en dicho procedimiento de laminación en frío, incluyendo dicho recocido intermedio un recocido intermedio final con un horno de calentamiento de tipo discontinuo, en un intervalo de temperatura de 300 a 450ºC, y a una temperatura que no permite que se complete la recristalización, ajustando así la proporción de laminación en la laminación en frío, tras el recocido intermedio final, del 10 al 60%.

2. Método para la fabricación de un material de aleta de aleación de aluminio para soldadura fuerte según la reivindicación 1, en el que se aplica dicho recocido intermedio, excepto el recocido final, utilizando un horno de calentamiento de tipo discontinuo o un horno de calentamiento continuo.

3. Método para la fabricación de un material de aleta de aluminio para soldadura fuerte, que comprende las etapas de:

formación de una lámina de lingote, mediante la colada de un líquido fundido de una aleación de aluminio mediante un método de colada-laminación continuo de tipo de rodillo doble; y

laminación en frío de la lámina de lingote, para preparar el material de aleta,

comprendiendo la aleación de aluminio más del 0,6% en masa, y del 1,8% en masa o inferior, de Mn, más del 1,2% en masa, y del 2,0% en masa o inferior, de Fe, y más del 0,6% en masa, y del 1,2% en masa o inferior, de Si, así como al menos uno de Zn del 3% en masa o inferior, In del 0,3% en masa o inferior, y Sn del 0,3% en masa o inferior, siendo el resto Al e impurezas inevitables,

en el que se aplica dicha colada-laminación continua de tipo de rodillo doble en las condiciones de una temperatura de líquido fundido de 700 a 900ºC, una carga de presión de laminación de 5.000 a 15.000 N por 1 mm de ancho de la lámina de lingote, una velocidad de colada de 500 a 3.000 mm/min, y un espesor de la lámina de lingote de 2 a
9 mm, y

en el que se aplica a mitad de camino dos o más veces recocido intermedio en dicho procedimiento de laminación en frío, incluyendo dicho recocido intermedio un recocido intermedio final con un horno de calentamiento de tipo discontinuo, en un intervalo de temperatura de 300 a 450ºC, y a una temperatura que no permite que se complete la recristalización, ajustando así la proporción de laminación en la laminación en frío, tras el recocido intermedio final, del 10 al 60%.

4. Método para la fabricación de un material de aleta de aleación de aluminio para soldadura fuerte según la reivindicación 3, en el que se aplica dicho recocido intermedio, excepto el recocido final, utilizando un horno de calentamiento de tipo discontinuo o un horno de calentamiento continuo.

5. Método para la fabricación de un material de aleta de aleación de aluminio para soldadura fuerte, que comprende las etapas de:

formación de una lámina de lingote, mediante la colada de un líquido fundido de una aleación de aluminio mediante un método de colada-laminación continuo de tipo de rodillo doble; y

laminación en frío de la lámina de lingote, para preparar el material de aleta,

comprendiendo la aleación de aluminio más del 0,6% en masa, y del 1,8% en masa o inferior, de Mn, más del 1,2% en masa, y del 2,0% en masa o inferior, de Fe, y más del 0,6% en masa, y del 1,2% en masa o inferior, de Si, así como al menos uno de Cu del 0,3% en masa o inferior, Cr del 0,15% en masa o inferior, Ti del 0,15% en masa o inferior, Zr del 0,15% en masa o inferior y Mg del 0,5% en masa o inferior, siendo el resto Al e impurezas inevitables,

en el que se aplica dicha colada-laminación continua de tipo de rodillo doble en las condiciones de una temperatura de líquido fundido de 700 a 900ºC, una carga de presión de laminación de 5.000 a 15.000 N por 1 mm de ancho de la lámina de lingote, una velocidad de colada de 500 a 3.000 mm/min, y un espesor de la lámina de lingote de 2 a
9 mm, y

en el que se aplica a mitad de camino dos o más veces recocido intermedio en dicho procedimiento de laminación en frío, incluyendo dicho recocido intermedio un recocido intermedio final con un horno de calentamiento de tipo discontinuo en un intervalo de temperatura de 300 a 450ºC, y a una temperatura que no permite que se complete la recristalización, ajustando así la proporción de laminación en la laminación en frío, tras el recocido intermedio final, del 10 al 60%.

6. Método para la fabricación de un material de aleta de aleación de aluminio para soldadura fuerte según la reivindicación 5, en el que se aplica dicho recocido intermedio, excepto el recocido final, utilizando un horno de calentamiento de tipo discontinuo o un horno de calentamiento continuo.

7. Método para la fabricación de un material de aleta de aleación de aluminio para soldadura fuerte, que comprende las etapas de:

formación de una lámina de lingote, mediante la colada de un líquido fundido de una aleación de aluminio mediante un método de colada-laminación continuo de tipo de rodillo doble; y

laminación en frío de la lámina de lingote, para preparar el material de aleta,

comprendiendo la aleación de aluminio más del 0,6% en masa, y del 1,8% en masa o inferior, de Mn, más del 1,2% en masa, y del 2,0% en masa o inferior, de Fe, y más del 0,6% en masa, y del 1,2% en masa o inferior, de Si, así como al menos uno de Zn del 3,0% en masa o inferior, In del 0,3% en masa o inferior, y Sn del 0,3% en masa o inferior, así como al menos uno de Cu del 0,3% en masa o inferior, Cr del 0,15% en masa o inferior, Ti del 0,15% en masa o inferior, Zr del 0,15% en masa o inferior y Mg del 0,5% en masa o inferior, siendo el resto Al e impurezas
inevitables,

en el que se aplica dicha colada-laminación continua de tipo de rodillo doble en las condiciones de una temperatura de líquido fundido de 700 a 900ºC, una carga de presión de laminación de 5.000 a 15.000 N por 1 mm de ancho de la lámina de lingote, una velocidad de colada de 500 a 3.000 mm/min, y un espesor de la lámina de lingote de 2 a
9 mm, y

en el que se aplica a mitad de camino dos o más veces recocido intermedio en dicho procedimiento de laminación en frío, incluyendo dicho recocido intermedio un recocido intermedio final con un horno de calentamiento de tipo discontinuo en un intervalo de temperatura de 300 a 450ºC, y a una temperatura que no permite que se complete la recristalización, ajustando así la proporción de laminación en la laminación en frío, tras el recocido intermedio final, del 10 al 60%.

8. Método para la fabricación de un material de aleta de aleación de aluminio para soldadura fuerte según la reivindicación 7, en el que se aplica dicho recocido intermedio, excepto el recocido final, utilizando un horno de calentamiento de tipo discontinuo o un horno de calentamiento continuo.

9. Método para la fabricación de un material de aleta de aleación de aluminio para soldadura fuerte, que comprende las etapas de:

formación de una lámina de lingote, mediante la colada de un líquido fundido de una aleación de aluminio mediante un método de colada-laminación continua de tipo de rodillo doble; y

laminación en frío de la lámina de lingote, para preparar el material de aleta,

comprendiendo la aleación de aluminio más del 0,6% en masa, y del 1,8% en masa o inferior, de Mn, más del 1,2% en masa, y del 2,0% en masa o inferior, de Fe, y más del 0,6% en masa, y del 1,2% en masa o inferior, de Si, siendo el resto Al e impurezas inevitables,

en el que se aplica dicha colada-laminación continua de tipo de rodillo doble en las condiciones de una temperatura de líquido fundido de 700 a 900ºC, una carga de presión de laminación de 5.000 a 15.000 N por 1 mm de ancho de la lámina de lingote, una velocidad de colada de 500 a 3.000 mm/min, y un espesor de la lámina de lingote de 2 a
9 mm, y

en el que se aplica a mitad de camino una o más veces recocido intermedio en dicho procedimiento de laminación en frío, de manera que la proporción final de laminación en frío se vuelve del 10 al 95%, y en el que se aplica un recocido adicional con un horno de calentamiento de tipo discontinuo tras dicha laminación en frío final, a un espesor final de la lámina en un intervalo de temperatura de 300 a 450ºC, y a una temperatura que no permite que se complete la recristalización.

10. Método para la fabricación de un material de aleta de aleación de aluminio para soldadura fuerte según la reivindicación 9, en el que se aplica dicho recocido intermedio, excepto el recocido final, utilizando un horno de calentamiento de tipo discontinuo o un horno de calentamiento continuo.

11. Método para la fabricación de un material de aleta de aleación de aluminio para soldadura fuerte, que comprende las etapas de:

formación de una lámina de lingote, mediante la colada de un líquido fundido de una aleación de aluminio mediante un método de colada-laminación continuo de tipo de rodillo doble; y

laminación en frío de la lámina de lingote, para preparar el material de aleta,

comprendiendo la aleación de aluminio más del 0,6% en masa, y del 1,8% en masa o inferior, de Mn, más del 1,2% en masa, y del 2,0% en masa o inferior, de Fe, y más del 0,6% en masa, y del 1,2% en masa o inferior, de Si, así como al menos uno del 3,0% en masa o inferior de Zn, del 0,3% en masa o inferior de In, y del 0,3% en masa o inferior de Sn, siendo el resto Al e impurezas inevitables,

en el que se aplica dicha colada-laminación continua de tipo de rodillo doble en las condiciones de una temperatura de líquido fundido de 700 a 900ºC, una carga de presión de laminación de 5.000 a 15.000 N por 1 mm de ancho de la lámina de lingote, una velocidad de colada de 500 a 3.000 mm/min, y un espesor de la lámina de lingote de 2 a 9 mm,

en el que se aplica a mitad de camino una o más veces recocido intermedio en dicho procedimiento de laminación en frío, de manera que la proporción final de laminación en frío se vuelve del 10 al 95%, y en el que se aplica un recocido adicional con un horno de calentamiento de tipo discontinuo tras dicha laminación en frío final, a un espesor final de lámina en un intervalo de temperatura de 300 a 450ºC, y a una temperatura que no permite que se complete la recristalización.

12. Método para la fabricación de material de aleta de aleación de aluminio para soldadura fuerte según la reivindicación 11, en el que se aplica dicho recocido intermedio, excepto el recocido final, utilizando un horno de calentamiento de tipo discontinuo o un horno de calentamiento continuo.

13. Método para la fabricación de un material de aleta de aleación de aluminio para soldadura fuerte, que comprende las etapas de:

formación de una lámina de lingote, mediante la colada de un líquido fundido de una aleación de aluminio mediante un método de colada-laminación continuo de tipo de rodillo doble; y

laminación en frío de la lámina de lingote, para preparar el material de aleta,

comprendiendo la aleación de aluminio más del 0,6% en masa, y del 1,8% en masa o inferior, de Mn, más del 1,2% en masa, y del 2,0% en masa o inferior, de Fe, y más del 0,6% en masa, y del 1,2% en masa o inferior, de Si, así como al menos uno de Cu del 0,3% en masa o inferior, Cr del 0,15% en masa o inferior, Ti del 0,15% en masa o inferior, Zr del 0,15% en masa o inferior, y Mg del 0,5% en masa o inferior, siendo el resto Al e impurezas inevitables,

en el que se aplica dicha colada-laminación continua de tipo de rodillo doble en las condiciones de una temperatura de líquido fundido de 700 a 900ºC, una carga de presión de laminación de 5.000 a 15.000 N por 1 mm de ancho de la lámina de lingote, una velocidad de colada de 500 a 3.000 mm/min, y un espesor de la lámina de lingote de 2 a
9 mm, y

en el que se aplica a mitad de camino una o más veces recocido intermedio en dicho procedimiento de laminación en frío, de manera que la proporción final de laminación en frío se vuelve del 10 al 95%, y en el que se aplica un recocido adicional con un horno de calentamiento de tipo discontinuo tras dicha laminación en frío final, a un espesor final de la lámina en un intervalo de temperatura de 300 a 450ºC, y a una temperatura que no permite que se complete la recristalización.

14. Método para la fabricación de un material de aleta de aleación de aluminio para soldadura fuerte según la reivindicación 13, en el que se aplica dicho recocido intermedio, excepto el recocido final, utilizando un horno de calentamiento de tipo discontinuo o un horno de calentamiento continuo.

15. Método para la fabricación de un material de aleta de aleación de aluminio para soldadura fuerte, que comprende las etapas de:

formación de una lámina de lingote, mediante la colada de un líquido fundido de una aleación de aluminio mediante un método de colada-laminación continuo de tipo de rodillo doble; y

laminación en frío de la lámina de lingote, para preparar el material de aleta,

comprendiendo la aleación de aluminio más del 0,6% en masa, y del 1,8% en masa o inferior, de Mn, más del 1,2% en masa, y del 2,0% en masa o inferior, de Fe, y más del 0,6% en masa, y del 1,2% en masa o inferior, de Si, así como al menos uno de Zn del 3,0% en masa o inferior, In del 0,3% en masa o inferior, y Sn del 0,3% en masa o inferior, así como al menos uno de Cu del 0,3% en masa o inferior, Cr del 0,15% en masa o inferior, Ti del 0,15% en masa o inferior, Zr del 0,15% en masa o inferior, y Mg del 0,5% en masa o inferior, siendo el resto Al e impurezas inevitables,

en el que se aplica dicha colada-laminación continua de tipo de rodillo doble en las condiciones de una temperatura de líquido fundido de 700 a 900ºC, una carga de presión de laminación de 5.000 a 15.000 N por 1 mm de ancho de la lámina de lingote, una velocidad de colada de 500 a 3.000 mm/min, y un espesor de la lámina de lingote de 2 a
9 mm, y

en el que se aplica a mitad de camino una o más veces recocido intermedio en dicho procedimiento de laminación en frío, de manera que la proporción final de laminación en frío se vuelve del 10 al 95%, y en el que se aplica un recocido adicional con un horno de calentamiento de tipo discontinuo tras dicha laminación en frío final, a un espesor final de la lámina en un intervalo de temperatura de 300 a 450ºC, y a una temperatura que no permite que se complete la recristalización.

16. Método para la fabricación de material de aleta de aleación de aluminio para soldadura fuerte según la reivindicación 15, en el que se aplica dicho recocido intermedio, excepto el recocido final, utilizando un horno de calentamiento de tipo discontinuo o un horno de calentamiento continuo.