ES2258057T3 - Metodo para la fabricacion de un material de aleta de aleacion de aluminio para soldadura fuerte. - Google Patents
Metodo para la fabricacion de un material de aleta de aleacion de aluminio para soldadura fuerte.Info
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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.
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.
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.
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.
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.
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,
\newpage
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
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
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
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
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
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
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.
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.
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.
\newpage
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.
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).
\newpage
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.
notables.
La presente invención se explicará en más detalle
en referencia a los siguientes ejemplos, pero la invención no se
limita a los mismos.
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.
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.
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.
\newpage
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.
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.
\vskip1.000000\baselineskip
\vskip1.000000\baselineskip
\vskip1.000000\baselineskip
(Tabla pasa a página
siguiente)
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.
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.
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
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
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
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,
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
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
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
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
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.
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