JP2007530794A - Heat-resistant aluminum alloy for heat exchanger - Google Patents
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Abstract
本発明は、熱交換器用の熱抵抗アルミニウム合金と、熱交換器用のアルミニウストリップ又はシートを製造する方法と、そして、相当するアルミニウムストリップ又はシートとに関する。本発明の目的は、優れた再利用可能性、少なくとも６２０℃の固相温度、及び、溶接後の改良された熱抵抗を有するアルミニウムストリップ又はシート及びアルミニウム合金を提供することである。このことに対して、本発明のアルミニウム合金は、合金成分の以下の割合（重量％で表す）：０．３％≦Ｓｉ≦１％，Ｆｅ≦０．５％，０．３％≦Ｃｕ≦０．７％，１．１％≦Ｍｎ≦１．８％，０．１５％≦Ｍｇ≦０．６％，０．０１％≦Ｃｒ≦０．３％，Ｚｎ≦０．１０％，Ｔｉ≦０．３％，個別に最大０．１％、そして、合計で最大０．１５％で生じる不可避の不純物、並びに残余物としてのアルミニウムを含む。 The present invention relates to a heat resistant aluminum alloy for a heat exchanger, a method for producing an aluminum strip or sheet for a heat exchanger, and a corresponding aluminum strip or sheet. It is an object of the present invention to provide aluminum strips or sheets and aluminum alloys having excellent reusability, a solid phase temperature of at least 620 ° C., and improved thermal resistance after welding. On the other hand, in the aluminum alloy of the present invention, the following proportions of alloy components (expressed in weight%): 0.3% ≦ Si ≦ 1%, Fe ≦ 0.5%, 0.3% ≦ Cu ≦ 0.7%, 1.1% ≦ Mn ≦ 1.8%, 0.15% ≦ Mg ≦ 0.6%, 0.01% ≦ Cr ≦ 0.3%, Zn ≦ 0.10%, Ti ≦ Inevitable impurities occurring at 0.3%, individually up to 0.1%, and in total up to 0.15%, as well as aluminum as a residue.
Description
本発明は、熱交換器用の熱抵抗アルミニウム合金、熱交換器用のアルミニウムストリップ又はアルミニウムシートを製造する方法、及び、相当するアルミニウムストリップ又はアルミニウムシートに関する。 The present invention relates to a heat-resistant aluminum alloy for heat exchangers, a method for producing an aluminum strip or aluminum sheet for heat exchangers, and a corresponding aluminum strip or aluminum sheet.
自動車産業分野において、アルミニウム製又はアルミニウム合金製の熱交換器を使用する傾向が増加している。以前の慣習的な非鉄金属熱交換器の替わりにアルミニウムを使用することによって、類似するサイズ及び性能の熱交換器の重量がおよそ半分になった。アルミニウム製又はアルミニウム合金製の熱交換器は、今日では自動車において使用されており、主に、給気クーラー及び空調として、冷却水又はオイルを冷却するために使用される。予め鋳造された熱交換器の個々の部品（例えば、フィン、チューブ、及びディストリビューター）をろう付け（Ｌｏｅｔｅｎ）の手段により接合することによって、通常、自動車用の熱交換器を、アルミニウムストリップ又はアルミニウムシートから製造する。実際の適用において、前記方法により製造され、そして、自動車へ搭載される部品に対して、ショック様の振動、長時間のバイブレーション、腐食、高作業圧力、高作業温度、及び温度変化によるかなりの荷重が作用する。自動車中の熱交換器の作業圧力の増加、及び、相当な荷重にもかかわらず、自動車の重量削減に対する、そして、熱交換器の肉厚の更なる削減に対する、一般的な傾向がある。更に、米国及びＥＵにおける、放出基準に対するより厳しい法規が作業温度（例えば、給気クーラー）を更に増加させるため、ろう付け後のアルミニウム合金の熱抵抗性に対する需要が上がり続けている。今まで使用されている熱交換器用のアルミニウム合金において、降伏強さＲｐ０．２を決定する強さについては、ろう付け後に、６５ＭＰａよりも低い（特に、約２５０℃の高温度で６５ＭＰａよりもかなり低い）値へ到達することのみが可能であった。更なる肉厚削減を考慮すると、降伏強さに対するこれらの値は、熱交換器での今後の需要を満たすのに適切ではない。アルミニウム合金の熱抵抗性を増加させるために、例えば、アルミニウム合金中の元素Ｎｉ、Ｚｒ又は希土類をある程度高量にすることで合金化することが公知である。しかしながら、前記合金成分は、通常、アルミニウム合金中に含まれておらず、そして、ろう付けされた熱交換器以外の適用ケースでは、ダメージング効果をもたらす。この点において、アルミニウム合金の再利用可能性に関して、そして、ＥＵ耐用年数後自動車指令（ＥＵ−Ａｌｔａｕｔｏｖｅｒｏｒｄｎｕｎｇ）の背景からも、前記合金成分の合金化は問題を示す。熱交換器の製造用に最も頻繁に使用される方法は、一方で、フラックスフリー真空ろう付けであり、そして、他方では、非腐食フラックスを使用する保護ガス中でのろう付けである。真空ろう付け用に従来から使用される時効硬化性アルミニウム合金、例えば、アルミニウム合金ＡＡ６０６３（ＡｌＭｇＯ，７Ｓｉ）、ＡＡ６０６１（ＡｌＭｇ１ＳｉＣｕ）又はＡＡ６９５１（ＡｌＭｇＯ，６ＳｉＣｕ）は、比較的高いマグネシウム含有量を有し、そして、高いＭｇ含有量を有するはんだ（例えば、ＡＡ４００４）でろう付けされる。それは、一方で、真空ろう付け加工の間にろう付けされるべき部品上の溶融されたアルミニウムはんだをゲッタリングし、従って、フラックスのない完璧なろう付けされた接合部を保証することによって酸化を防ぎ、そして、他方では、ろう付け後に、自然時効ろう付けされた熱交換器の高強度の値を達成するためである。真空ろう付けの場合、ろう付けされるべき部品に求められる純度と真空とを維持することがコスト集約的である。この点において、保護ガス中での代替的ろう付けは、不活性保護ガス（例えば、窒素）を含む保護雰囲気中でろう付けを実施するため、コストはより少ない。更に、保護ガス中でのろう付けはろう付けサイクルを２０％まで短くすることができるが、ろう付けの間で、マグネシウムと非耐食フラックスとが反応するため、真空ろう付けで公知の高マグネシウム含有量のアルミニウム合金を使用することができない。高価なカシウム含有量フラックスを付与することによって、高いＭｇ含有量へ作業可能性を広げることができる。保護ガス中でのろう付け（ＣＡＢろう付けとも呼ばれる）は、自動車産業用の熱交換器を製造するために最も重要なプロセスである。更に、塩浴ろう付けも利用することができ、その場合には、部品を余熱し、そして、次に、塩浴中に浸す。前記塩浴は、熱のためのフラックス及び輸送媒体の両方である。液体塩（ｆｌｕｅｓｓｉｇｅ Ｓａｌｚ）と酸化皮膚（Ｏｘｉｄｈａｕｔ）とが反応し、はんだ（フラックスにより保護される）の湿潤反応が可能になる。ろう付け温度での保持時間後で、熱交換器を塩浴から取り出し、それによって、液体塩が排出される。通常、塩浴ろう付けに使用されるフラックスは、吸湿性であり、そして、塩化物を含むので、腐食の問題を回避するために、塩浴ろう付け後に、全ての熱交換器を複数の工程プロセス中で洗浄しなければならない。３つの前記ろう付け方法において、ろう付けされるべき熱交換器エレメントのコアアルミニウム合金の融解を防ぐために、アルミニウム合金は、更に、少なくとも６２０℃の固相温度を有していなければならない。 In the automotive industry, there is an increasing trend to use heat exchangers made of aluminum or aluminum alloys. The use of aluminum in place of previous conventional non-ferrous metal heat exchangers has roughly halved the weight of heat exchangers of similar size and performance. Aluminum or aluminum alloy heat exchangers are now used in automobiles and are mainly used to cool cooling water or oil as charge air coolers and air conditioners. By joining individual parts of a pre-cast heat exchanger (eg fins, tubes and distributors) by means of Loeten, the automotive heat exchanger is usually made up of an aluminum strip or aluminum Manufacture from sheet. In practical applications, for parts manufactured by the method and mounted on automobiles, significant loads due to shock-like vibration, prolonged vibration, corrosion, high working pressure, high working temperature, and temperature change Act. There is a general trend to increase the working pressure of heat exchangers in automobiles and to reduce the weight of automobiles and to further reduce the wall thickness of heat exchangers, despite considerable load. Furthermore, as stricter regulations on emission standards in the US and EU further increase the working temperature (eg, charge air cooler), the demand for heat resistance of brazed aluminum alloys continues to increase. In aluminum alloys for heat exchangers used so far, the strength that determines the yield strength Rp0.2 is less than 65 MPa after brazing (particularly much higher than 65 MPa at a high temperature of about 250 ° C.). It was only possible to reach the (low) value. Considering further wall thickness reductions, these values for yield strength are not adequate to meet future demands on heat exchangers. In order to increase the thermal resistance of an aluminum alloy, it is known to alloy by, for example, increasing the amount of element Ni, Zr or rare earth in the aluminum alloy to some extent. However, the alloy components are usually not contained in aluminum alloys and provide a damaging effect in application cases other than brazed heat exchangers. In this respect, the alloying of the alloy components presents a problem with respect to the reusability of the aluminum alloy and also in the context of the EU-Alertoverordingung after EU service life. The most frequently used method for the manufacture of heat exchangers is on the one hand flux-free vacuum brazing and on the other hand brazing in protective gas using non-corrosive flux. Age-hardenable aluminum alloys conventionally used for vacuum brazing, for example, the aluminum alloys AA6063 (AlMgO, 7Si), AA6061 (AlMg1SiCu) or AA6951 (AlMgO, 6SiCu) have a relatively high magnesium content, Then, it is brazed with a solder having a high Mg content (for example, AA4004). It, on the other hand, getters the molten aluminum solder on the parts to be brazed during the vacuum brazing process and thus oxidizes by ensuring a perfect brazed joint without flux. This is to prevent and, on the other hand, to achieve a high strength value of a naturally aged brazed heat exchanger after brazing. In the case of vacuum brazing, maintaining the purity and vacuum required of the parts to be brazed is cost intensive. In this regard, alternative brazing in protective gas is less costly because the brazing is performed in a protective atmosphere containing an inert protective gas (eg, nitrogen). Furthermore, brazing in protective gas can shorten the brazing cycle to 20%, but magnesium and non-corrosion resistant flux react during brazing, so high magnesium content known in vacuum brazing The amount of aluminum alloy cannot be used. By providing an expensive casium content flux, workability can be expanded to a high Mg content. Brazing in protective gas (also called CAB brazing) is the most important process for producing heat exchangers for the automotive industry. In addition, salt bath brazing can be utilized, in which case the parts are preheated and then immersed in the salt bath. The salt bath is both a flux for heat and a transport medium. Liquid salt (Oxidhaut) reacts with the liquid salt (fluidage Salz), and the wet reaction of the solder (protected by the flux) becomes possible. After a holding time at the brazing temperature, the heat exchanger is removed from the salt bath, whereby the liquid salt is discharged. Usually, the flux used for salt bath brazing is hygroscopic and contains chloride, so to avoid corrosion problems, all heat exchangers are multi-staged after salt bath brazing. Must be cleaned in the process. In the three brazing methods, the aluminum alloy must further have a solid phase temperature of at least 620 ° C. to prevent melting of the core aluminum alloy of the heat exchanger element to be brazed.
前記のことから、本発明は、優れた再利用可能性と、少なくとも６２０℃の固相温度と、及びろう付け後の改良された熱抵抗性とを有する、アルミニウム合金及びアルミニウムストリップ又はアルミニウムシートを提供することである。更に、本発明は、前記アルミニウムストリップ又はアルミニウムシートを製造する方法を提供することを目的としている。 In view of the foregoing, the present invention provides an aluminum alloy and aluminum strip or sheet having excellent reusability, a solid phase temperature of at least 620 ° C., and improved thermal resistance after brazing. Is to provide. It is a further object of the present invention to provide a method for producing the aluminum strip or aluminum sheet.
本発明の第１の教示によると、前記目的は、
前記アルミニウム合金が、以下の合金成分比率（重量％で表示）：
０．３％ ≦Ｓｉ≦１％、
Ｆｅ≦０．５％、
０．３％ ≦Ｃｕ≦０．７％、
１．１％ ≦Ｍｎ≦１．８％、
０．１５％≦Ｍｇ≦０．６％、
０．０１％≦Ｃｒ≦０．３％、
Ｚｎ≦０．３％、
Ｔｉ≦０．３％、
個別に最大０．１％、そして、合計で最大０．１５％の不可避の不純物、並びに残余物としてのアルミニウムを含む、
熱交換器用のアルミニウム合金によって達成される。
According to a first teaching of the invention, the object is
The aluminum alloy has the following alloy component ratio (expressed in weight%):
0.3% ≦ Si ≦ 1%,
Fe ≦ 0.5%,
0.3% ≦ Cu ≦ 0.7%,
1.1% ≦ Mn ≦ 1.8%,
0.15% ≦ Mg ≦ 0.6%,
0.01% ≦ Cr ≦ 0.3%,
Zn ≦ 0.3%,
Ti ≦ 0.3%,
Individually up to 0.1%, and in total up to 0.15% inevitable impurities, as well as aluminum as a residue,
Achieved by aluminum alloy for heat exchanger.
本発明によるアルミニウム合金は、６２０℃を超える固相温度を特徴としているだけではなく、ろう付け後の特に高い熱抵抗性も有している。本発明のアルミニウム合金によって、熱交換器のろう付け後に、降伏強さＲｐ０．２が室温と２５０℃の試験温度とで６５ＭＰａよりも大きい、熱交換器エレメント（例えば、チューブ）の製造が可能になる。従って、従来のアルミニウム合金と比較すると、本発明によるアルミニウム合金から製造される熱交換器エレメント（特に、ＡＡ３００５合金）は、特に、２６５℃までの温度でも、２０％より大きい高い熱抵抗性を有する。前記の達成可能な熱抵抗性は、本発明によるアルミニウム合金と、増加されたＳｉ、Ｍｎ及びＣｒ含有量とを組み合わせることによって、高い二次相密度（Ｓｅｋｕｎｄａｅｒｐｈａｓｅｎｄｉｃｈｔｅ）を達成することに帰する。更に、本発明によるアルミニウム合金は、−７５０ｍＶのより大きな正の腐食電位を有する。本発明によるアルミニウム合金から製造される、例えば、熱交換器のチューブ、チューブプレート、サイド部分、又はディスクによって、熱交換器の前記エレメントが高い侵食抵抗を有するような態様で、熱交換器の侵食設計が可能となる。更に、本発明によるアルミニウム合金は、単に、時効硬化特性を減少させるので、本発明によるアルミニウム合金を含むアルミニウムストリップ又はアルミニウムシートは、ろう付け前の加工又は成形の前で、貯蔵時間の制限を受けない。 The aluminum alloy according to the invention is not only characterized by a solid phase temperature above 620 ° C., but also has a particularly high thermal resistance after brazing. The aluminum alloy of the present invention enables the production of heat exchanger elements (eg tubes) with a yield strength Rp0.2 of greater than 65 MPa at room temperature and a test temperature of 250 ° C. after brazing of the heat exchanger. Become. Therefore, compared to conventional aluminum alloys, heat exchanger elements made from aluminum alloys according to the invention (especially AA3005 alloy) have a high thermal resistance greater than 20%, especially at temperatures up to 265 ° C. . The achievable thermal resistance is attributed to achieving a high secondary phase density by combining the aluminum alloy according to the invention with increased Si, Mn and Cr content. Furthermore, the aluminum alloy according to the present invention has a greater positive corrosion potential of -750 mV. Heat exchanger erosion in such a manner that the elements of the heat exchanger have a high erosion resistance, for example by means of tubes, tube plates, side parts or disks of the heat exchanger, manufactured from an aluminum alloy according to the invention Design becomes possible. Furthermore, since the aluminum alloy according to the invention simply reduces the age hardening properties, the aluminum strip or sheet containing the aluminum alloy according to the invention is subject to storage time limitations prior to processing or forming before brazing. Absent.
本発明によるアルミニウム合金から製造される熱交換器の部品のろう付け後で、Ｃｕ含有量が向上することにもかかわらず、優れた耐食抵抗が達成されることが分かった。 It has been found that excellent brazing resistance is achieved after brazing of heat exchanger parts made from an aluminum alloy according to the present invention, despite the increased Cu content.
合金における合金成分Ｓｉ０．３〜１．０重量％の比率は、残余合金成分の合金比率と組み合わされて、ろう付け後での十分に高いアルミニウム合金の強度を導き、同時に、融点を減少させない。Ｓｉ含有量の前記範囲を離れる場合には、前記Ｓｉ含有量の下限を下回ると、ろう付け後のアルミニウム合金の強度が過度に弱くなり、Ｓｉ含有量の上限を超えると、固相温度が６２０℃よりも低い値まで減少してしまう。本発明のアルミニウム合金のＦｅ含有量を最大限０．５重量％へ制限することによって、本発明のＣｕ含有量と関連して、ろう付け後のアルミニウム合金の腐食抵抗が改良される。ろう付けの間に、本発明によるアルミニウム合金製のコア材料の表面付近における層から銅が激減するので、より大きなＣｕ含有量を有し、より貴金属的な（ｅｄｌｅｒｅｎ）コア材料に対する保護電位勾配（ｓｃｈｕｅｔｚｅｎｄｅｒ Ｐｏｔｅｎｔｉａｌｇｒａｄｉｅｎｔ）が発生する。ろう付け間のアルミニウム合金の前記態様は、低い鉄含有量によって促進される。本発明によるアルミニウム合金の熱抵抗性は、銅含有量が０．３重量％よりも低い場合に著しく低下する；しかしながら、Ｃｕ含有量の上限を超える場合には、アルミニウム合金は鋳造間でヒートクラックする傾向を有する。更に、銅の激減にもかかわらず、コア材料の表面付近における層が比較的高いＣｕ含有量を有している結果として、より大きなＣｕ含有量に対して耐食及びろう付け問題が生じる。一方で、本発明によるアルミニウム合金のＭｎ含有量は、偏析（Ａｕｓｓｃｈｅｉｄｕｎｇｅｎ）のサイズを決定する。他方で、Ｍｎ含有量は、熱抵抗性についての影響も有する。本発明によるアルミニウム合金のマンガンの量が１．１重量％の下限を下回る場合には、アルミニウム合金の熱抵抗性が減少する。逆に、マンガン含有量が１．８重量％の上限を超えて増加すると、構造における粗い隔離を導き、これはアルミニウム合金の成形性に対して大きな負の影響を有する。ろう付け後のアルミニウム合金の強度は、Ｍｇ含有量によって更に影響される。Ｍｇ含有量の減少によって、アルミニウム合金の強度が低くなる。Ｍｇ含有量の上限が０．６重量％であることは、本発明のアルミニウム合金が、真空、ＣＡＢ及び塩浴方法の、３つの全ての従来ろう付け方法でろう付け可能であるということを保証している。一方で、本発明において、アルミニウム合金のＣｒ含有量が少なくとも０．０１重量％であることは、本発明のアルミニウム合金が十分な熱抵抗性を有していることを保証している。他方で、Ｃｒ含有量を最大０．３重量％に制限することによって、本発明によるアルミニウム合金の成形性が保証される。それは、前記のＣｒ含有量を超える場合に、アルミニウム合金の結晶構造における粗い偏析が検出されるからである。本発明のアルミニウム合金をチューブストリップ、チューブプレートストリップ、サイド部分ストリップ及びディスクストリップの製造用に適合させるために、アルミニウム合金のＺｎ含有量を最大０．１重量％に限定する。より高いＺｎ含有量は、アルミニウム合金の耐食ポテンシャルを減少させるので、アルミニウム合金は、例えば、Ｚｎを含まないフィンと比較すると非貴金属的になりすぎる。最後に、本発明のＴｉ含有量が０．３重量％以下であることは、アルミニウム合金中に粗い隔離が形成されないことを保証し、それによって、アルミニウム合金の成形性に負の影響を有する。 The ratio of 0.3 to 1.0 wt% of the alloy component Si in the alloy is combined with the alloy ratio of the remaining alloy component, leading to a sufficiently high strength of the aluminum alloy after brazing, while not reducing the melting point. When leaving the range of the Si content, if the Si content is below the lower limit of the Si content, the strength of the aluminum alloy after brazing becomes excessively weak. If the upper limit of the Si content is exceeded, the solid phase temperature is 620. It decreases to a value lower than ℃. By limiting the Fe content of the aluminum alloy of the present invention to a maximum of 0.5% by weight, the corrosion resistance of the aluminum alloy after brazing is improved in connection with the Cu content of the present invention. During brazing, copper is depleted from the layer near the surface of the core material made of the aluminum alloy according to the invention, so that the protective potential gradient for higher edlelen core material with higher Cu content ( scheetzender potential gradient) occurs. Said aspect of the aluminum alloy during brazing is facilitated by a low iron content. The thermal resistance of the aluminum alloy according to the invention is significantly reduced when the copper content is lower than 0.3% by weight; however, if the upper limit of the Cu content is exceeded, the aluminum alloy heat cracks between castings. Have a tendency to Furthermore, despite copper depletion, corrosion and brazing problems arise for higher Cu contents as a result of the layer near the surface of the core material having a relatively high Cu content. On the other hand, the Mn content of the aluminum alloy according to the present invention determines the size of segregation. On the other hand, the Mn content also has an influence on the thermal resistance. When the amount of manganese in the aluminum alloy according to the present invention is below the lower limit of 1.1% by weight, the thermal resistance of the aluminum alloy is reduced. Conversely, increasing the manganese content beyond the upper limit of 1.8 wt% leads to rough segregation in the structure, which has a large negative impact on the formability of the aluminum alloy. The strength of the aluminum alloy after brazing is further influenced by the Mg content. As the Mg content decreases, the strength of the aluminum alloy decreases. An upper limit of Mg content of 0.6% by weight ensures that the aluminum alloy of the present invention can be brazed by all three conventional brazing methods: vacuum, CAB and salt bath methods. is doing. On the other hand, in the present invention, the Cr content of the aluminum alloy being at least 0.01% by weight ensures that the aluminum alloy of the present invention has sufficient heat resistance. On the other hand, by limiting the Cr content to a maximum of 0.3% by weight, the formability of the aluminum alloy according to the invention is guaranteed. This is because when the Cr content is exceeded, coarse segregation in the crystal structure of the aluminum alloy is detected. In order to adapt the aluminum alloy according to the invention for the production of tube strips, tube plate strips, side part strips and disc strips, the Zn content of the aluminum alloy is limited to a maximum of 0.1% by weight. The higher Zn content reduces the corrosion resistance potential of the aluminum alloy, so the aluminum alloy becomes too non-noble, for example, compared to fins that do not contain Zn. Finally, the Ti content of the present invention being 0.3% by weight or less ensures that no coarse isolation is formed in the aluminum alloy, thereby having a negative impact on the formability of the aluminum alloy.
その他の更に発展された実施態様によると、本発明によるアルミニウム合金が以下の合金成分比率（重量％で表示）：
０．１５％≦Ｍｇ≦０．３％
Ｚｎ≦０．０５％
０．０１％≦Ｔｉ≦０．３％
を有する場合に、フラックスを含む高価なセシウムＣＡＢろう付け方法によって、本発明のアルミニウム合金を加工することができ、ここで、圧延インゴットの凝固（Ｅｒｓｔａｒｒｅｎ）間での割れリスクをＴｉ含有量によって同時に減少することができ、そして、減少されたＺｎ含有量によって侵食電位を増加させることができる。
According to another further developed embodiment, the aluminum alloy according to the invention has the following alloy component ratios (expressed in% by weight):
0.15% ≦ Mg ≦ 0.3%
Zn ≦ 0.05%
0.01% ≦ Ti ≦ 0.3%
The aluminum alloy of the present invention can be processed by an expensive cesium CAB brazing method including flux, where the risk of cracking during solidification (Erstarren) of the rolled ingot is simultaneously controlled by the Ti content. It can be decreased and the erosion potential can be increased by the reduced Zn content.
本発明によるアルミニウム合金の更なる実施態様によると、合金成分Ｓｉ，Ｆｅ及びＭｎの以下の比率（重量％で表示）：
０．５％≦Ｍｇ≦０．８％
Ｆｅ≦０．３５％
１．１％≦Ｍｎ≦１．５％
を含むアルミニウム合金によって、ろう付け後の最大強度と、同時に、高い凝固温度との極めて優れた解決法を達成することができる。
According to a further embodiment of the aluminum alloy according to the invention, the following ratios (expressed in weight%) of the alloy components Si, Fe and Mn:
0.5% ≦ Mg ≦ 0.8%
Fe ≦ 0.35%
1.1% ≦ Mn ≦ 1.5%
With an aluminum alloy containing, a very good solution of maximum strength after brazing and at the same time high solidification temperature can be achieved.
本発明の第２の教示によると、前記目的は、本発明の熱抵抗アルミニウム合金製の圧延インゴットを連続鋳造加工において鋳造し、熱間圧延の前で圧延インゴットを４００〜５００℃で余熱し、前記圧延インゴットをホットストリップに圧延し、ここで、ホットストリップ温度は、２５０〜３８０℃であって、熱間圧延後のホットストリップ厚さは、３〜１０ｍｍであるものとし、そして、前記ホットストリップを最終厚さまで冷間圧延する、熱交換器用のアルミニウムストリップ又はアルミニウムシートを製造する方法によって達成することができる。アルミニウムストリップ製造用の前記方法特徴と、本発明によるアルミニウム合金とを組み合わせることによって、高い二次相密度を有するアルミニウムストリップを製造することができる。高い二次相密度の結果として、本発明によるアルミニウムストリップ又はアルミニウムシートは、室温と２５０℃の温度とで、高い熱抵抗性を有する。前記温度において、アルミニウムストリップの降伏強さＲｐ０．２は、６５ＭＰａよりも大きくなる。 According to the second teaching of the present invention, the object is to cast the rolled ingot of the heat resistant aluminum alloy of the present invention in a continuous casting process, preheat the rolled ingot at 400-500 ° C. before hot rolling, The rolled ingot is rolled into a hot strip, wherein the hot strip temperature is 250 to 380 ° C., the hot strip thickness after hot rolling is 3 to 10 mm, and the hot strip Can be achieved by a method of producing an aluminum strip or sheet for a heat exchanger that is cold rolled to a final thickness. By combining the above process characteristics for the production of aluminum strips with the aluminum alloy according to the invention, aluminum strips with a high secondary phase density can be produced. As a result of the high secondary phase density, the aluminum strip or aluminum sheet according to the invention has a high thermal resistance at room temperature and a temperature of 250 ° C. At the above temperature, the yield strength Rp0.2 of the aluminum strip is greater than 65 MPa.
その他の更に改良された本発明の実施態様によると、アルミニウムストリップ又はアルミニウムシートが、サイド部分ストリップ、ディスクストリップ、又はチューブプレートストリップである場合に、インゴットを余熱の前に均質化させることができる。熱交換器のチューブプレート、サイド部分又はディスクを製造するために必要な変形の結果として、アルミニウムストリップは、熱交換器の前記エレメントへ加工する前に最大限の成形性を有する。このことは、圧延インゴットの余熱前の均質化によって保証される。本発明のアルミニウムストリップが、ろう付け前に激しい変形（例えば、チューブを製造するための変形）を受けない限り、余熱前の均質化工程を省略することができる。アルミニウムストリップの降伏強さＲｐ０．２は、余熱前の均質化によって減少されるが、特に、２５０℃の試験温度でも、ストリップの降伏強さＲｐ０．２は依然として５０ＭＰａよりも大きいので、標準合金ＡＡ３００３よりもはるかに大きい降伏強さを達成する。 According to another further improved embodiment of the invention, the ingot can be homogenized prior to preheating when the aluminum strip or sheet is a side part strip, disc strip or tube plate strip. As a result of the deformations required to produce the heat exchanger tube plates, side sections or discs, the aluminum strip has maximum formability before being processed into the elements of the heat exchanger. This is ensured by the homogenization of the rolled ingot before preheating. As long as the aluminum strip of the present invention is not subjected to severe deformation (for example, deformation for producing a tube) before brazing, the homogenization step before preheating can be omitted. The yield strength Rp0.2 of the aluminum strip is reduced by homogenization before preheating, but in particular at the test temperature of 250 ° C., the yield strength Rp0.2 of the strip is still greater than 50 MPa, so that the standard alloy AA3003 A much greater yield strength is achieved.
３００〜４５０℃の温度で中間焼鈍することによって、アルミニウムストリップの成形性を更に改良することができる。その代わりか、又は、それに加えて、最終厚さを達成する前に、冷間圧延間で、アルミニウムストリップは３００〜４５０℃の温度で中間焼鈍を受けることができる。中間焼鈍工程によって、変形の結果としてアルミニウムストリップ中に作られる凝固を、更に大幅に除去することができる。前記加工工程は、アルミニウムストリップ又はアルミニウムシートを冷間圧延する間の最大限の成形性を確実にする。 By performing the intermediate annealing at a temperature of 300 to 450 ° C., the formability of the aluminum strip can be further improved. Alternatively or in addition, the aluminum strip can undergo intermediate annealing at a temperature of 300-450 ° C. during cold rolling before achieving the final thickness. With the intermediate annealing process, the solidification that is created in the aluminum strip as a result of the deformation can be further largely eliminated. The processing step ensures maximum formability during cold rolling of the aluminum strip or aluminum sheet.
本発明による更に発展された実施態様によると、冷間圧延の後で、２５０〜４００℃の温度での最終状態まで相焼鈍（ｚｕｓｔａｎｄｓｇｌｕｅｈｕｎｇ）工程を実施することによって、アルミニウムストリップの最終状態を得ることができる。アルミニウムストリップを熱交換器のチューブプレート、サイド部分、又はディスクの製造用に使用する場合には、冷間圧延の後で、軟化焼鈍（Ｗｅｉｃｈｇｌｕｅｈｅｎ）工程を実施する。激しい変形を必要としないチューブをアルミニウムストリップから製造する場合には、冷間圧延の後で、前記アルミニウムストリップを単に焼鈍する。 According to a further developed embodiment according to the invention, after cold rolling, the final state of the aluminum strip is obtained by carrying out a phase annealing process to a final state at a temperature of 250-400 ° C. Can do. If the aluminum strip is used for the production of heat exchanger tube plates, side parts or disks, a cold annealing is performed after the cold rolling. If a tube that does not require severe deformation is produced from an aluminum strip, the aluminum strip is simply annealed after cold rolling.
本発明による方法のその他の更に発展された実施態様によると、余熱後に、圧延インゴットの１つ又は２つの側面へその他の合金製のプレートを提供する。前記方法において、コアインゴットのプレートでクラッドされた側面の性質を、アルミニウムコア合金とは完全に独立して調節することができる。例えば、アルミニウムはんだを使用してクラッディングすることによって、熱交換器のろう付け間の加工信頼度を高めることができる。更に、例えば、腐食防止クラッディングによって、非はんだ合金を含むその他のプレートもアルミニウムコアインゴットへ接着することができる。アルミニウムはんだのプレートを使用する場合に、熱間圧延の間に、アルミニウムはんだ層はコアインゴットまで冷間接合されるので、アルミニウムストリップは均一なクラッディング層を含む。このことによって、ろう付け間に、熱交換の個々のエレメントの間のろう付けされた連結部が、特に、均質及び均一になる。アルミニウムはんだを有する片側クラッディングの場合には、その他のアルミニウム合金（例えば、耐食防止として提供されるアルミニウム合金）で、もう一方の側をクラッドするか、コートすることが更に可能である。熱交換器用のアルミニウムチューブは、要件によって、１つ又は２つの側面がクラッドされる。しかしながら、サイド部分用のアルミニウムストリップは、通常、片側をクラッドする。それに対して、熱交換器のチューブプレート及びディスクは、たいてい両側クラッディングで用いられる。 According to another further developed embodiment of the method according to the invention, after the preheating, other alloy plates are provided on one or two sides of the rolled ingot. In the method, the properties of the side clad with the core ingot plate can be adjusted completely independently of the aluminum core alloy. For example, by using aluminum solder for cladding, the processing reliability during brazing of the heat exchanger can be increased. In addition, other plates containing non-solder alloys can be bonded to the aluminum core ingot, for example, by corrosion prevention cladding. When using a plate of aluminum solder, during hot rolling, the aluminum solder layer is cold bonded to the core ingot so that the aluminum strip includes a uniform cladding layer. This makes the brazed connection between the individual elements of the heat exchange particularly homogeneous and uniform during brazing. In the case of a one-sided cladding with aluminum solder, it is further possible to clad or coat the other side with another aluminum alloy (eg, an aluminum alloy provided as anti-corrosion). Aluminum tubes for heat exchangers are clad on one or two sides depending on requirements. However, the aluminum strip for the side portion is usually clad on one side. In contrast, heat exchanger tube plates and disks are often used in double-sided cladding.
本発明によるアルミニウムストリップと組み合わせて、その他の代替的なはんだ適用方法を使用することも考えることができる。 It is also conceivable to use other alternative solder application methods in combination with the aluminum strip according to the invention.
本発明の方法の更なる実施態様によると、Ｓｉ６〜１３％を含むアルミニウム合金、特にＡｌＳｉ７．５合金又はＡｌＳｉ１０合金を、アルミニウムはんだとして使用することによって、アルミニウムストリップを製造する本発明の方法を改良することができる。はんだの高いＳｉ含有量の結果として、はんだからアルミニウムストリップのコアへのシリコン拡散（コア合金と比較すると、ＡｌＭｎＳｉ相の偏析シームの形成を導く）が、負の腐食可能性を有する。本発明の方法により製造されるアルミニウムストリップ上へ腐食が作用する場合には、アルミニウムストリップの長さ及び偏析シームに沿って、それぞれ、腐食が発展する。アルミニウムストリップのコアは腐食のないままであるので、例えば、相当するアルミニウム合金から製造されるチューブの穿孔を防止することができる。アルミニウムはんだとして使用され、Ｓｉ６〜１３重量％を含む前記アルミニウム合金は、Ｓｉに加えて、追加の要素（例えば、Ｚｎ０．５〜２重量％）を含むこともできる。 According to a further embodiment of the method of the invention, the method of the invention for producing an aluminum strip is improved by using an aluminum alloy containing 6-13% Si, in particular an AlSi7.5 alloy or an AlSi10 alloy, as an aluminum solder. can do. As a result of the high Si content of the solder, silicon diffusion from the solder to the core of the aluminum strip (leading to the formation of segregated seams in the AlMnSi phase compared to the core alloy) has a negative corrosion potential. When corrosion acts on the aluminum strip produced by the method of the present invention, corrosion develops along the length of the aluminum strip and the segregation seam, respectively. Since the core of the aluminum strip remains free from corrosion, for example, it is possible to prevent perforation of tubes made from the corresponding aluminum alloy. The aluminum alloy used as aluminum solder and containing 6 to 13% by weight of Si can also contain additional elements (for example, 0.5 to 2% by weight of Zn) in addition to Si.
冷間圧延の間に、０．１〜２ｍｍの最終厚さまでアルミニウムストリップを冷間圧延することによって、減少された肉厚を有するにもかかわらず、より厳しい今後の作業要件を満たす熱交換器を製造することができる。 By cold rolling the aluminum strip to a final thickness of 0.1-2 mm during cold rolling, a heat exchanger that meets the more stringent future work requirements despite having a reduced wall thickness Can be manufactured.
更に、本発明の第３の教示によると、本発明のアルミニウム合金製であって、そして、本発明の方法によって製造されるアルミニウムストリップ又はアルミニウムシートによって、前記目的を解決することができる。 Furthermore, according to the third teaching of the present invention, the object can be solved by an aluminum strip or sheet made of the aluminum alloy of the present invention and manufactured by the method of the present invention.
アルミニウムストリップ又はアルミニウムシートは、熱交換器製造用のチューブストリップ、チューブプレートストリップ、サイド部分ストリップ、又はディスクであることが好ましい。本発明によるチューブストリップ、チューブプレートストリップ、サイド部分ストリップ、又はディスクストリップによって、熱交換器、チューブ、チューブプレート、サイド部分、又はディスクの相当するエレメントを製造することができ、そして、前記エレメントは、肉厚が減少されているにもかかわらず、特に、ろう付け前の成形性並びに室温及び作業温度での降伏強さに関する全ての残留要件を満たす。 The aluminum strip or aluminum sheet is preferably a tube strip, a tube plate strip, a side part strip or a disk for manufacturing a heat exchanger. By means of a tube strip, tube plate strip, side part strip or disc strip according to the invention, the corresponding element of a heat exchanger, tube, tube plate, side part or disc can be produced, and said element is Despite the reduced wall thickness, all residual requirements are met, in particular regarding formability before brazing and yield strength at room and working temperatures.
本発明のアルミニウムストリップの有利な実施態様によると、０．１５〜０．６ｍｍ、好ましくは０．１５〜０．４の最終厚さを有するチューブストリップか、０．８〜２．５ｍｍ、好ましくは０．８〜１．５ｍｍの最終厚さを有するチューブプレートか、０．８〜１．８ｍｍ、好ましくは０．８〜１．２ｍｍの最終厚さを有するサイド部分ストリップか、又は０．３〜１．０ｍｍ、好ましくは０．３〜０．５ｍｍの最終厚さを有するディスクストリップによって、熱交換器の重量を減少させることができる。 According to an advantageous embodiment of the aluminum strip of the invention, a tube strip having a final thickness of 0.15 to 0.6 mm, preferably 0.15 to 0.4, or 0.8 to 2.5 mm, preferably A tube plate having a final thickness of 0.8-1.5 mm, a side partial strip having a final thickness of 0.8-1.8 mm, preferably 0.8-1.2 mm, or 0.3- With a disc strip having a final thickness of 1.0 mm, preferably 0.3-0.5 mm, the weight of the heat exchanger can be reduced.
本発明のアルミニウム合金と、熱交換器用のアルミニウムストリップを製造する本発明の方法と、アルミニウムストリップとを更に発展させ、そして、構成する多様な選択肢が存在する。一方で、本明細書の独立特許請求項１、請求項４、及び請求項１２に従属する特許請求項の記載、並びに、図面とともに模範的な実施態様の記載を参照されたい。
図１は、本発明の第２の教示による熱交換器用のアルミニウムストリップ又はアルミニウムシートを製造するための、本発明の方法の第１の模範的な実施態様を模式的に示す。第１の工程において、図１はインゴット鋳造１を示している。液体金属の合金化の後、コア用のアルミニウム合金とクラッディング用の合金との両方（例えば、アルミニウムはんだ）をインゴットとして鋳造する。通常、クラッディングインゴットを余熱し、好ましい厚さまで熱間圧延し、そして、縦方向で分割してプレートを製造する。しかしながら、前記プレートは、代替的な方法を使用すること、例えば、圧延インゴットからの偏析することによっても製造することができる。本発明のアルミニウム合金製のコアインゴットは、場合により、余熱前に、製造されるべき圧延生成物から均質化することができる。しかしながら、例えば、本発明の方法を使用して熱交換器用のチューブストリップを製造する場合には、熱間圧延前の均質化工程は省略することができる。なぜなら、熱交換器用のチューブの製造前にチューブストリップが激しい変形を受けないからである。クラッディングに必要とされるプレートを、コアインゴットの片側又は両側上へ置く。本発明のアルミニウム合金からなっており、そして、1つ又は２つの側面上へプレートが提供されているコアインゴットを含む得られたスタックを、熱間圧延前に４００〜５００℃で予熱する。次に、スタック４を、反転スタンド（Ｒｅｖｅｒｓｉｅｒｇｅｒｕｅｓｔ）５中か、あるいは、タンデムスタンド５ａ上で、３〜１０ｍｍのホットストリップ厚さまで熱間圧延する。熱間圧延間のホットストリップ温度は、２５０〜３８０℃である。 FIG. 1 schematically illustrates a first exemplary embodiment of the method of the present invention for producing an aluminum strip or sheet for a heat exchanger according to the second teaching of the present invention. In the first step, FIG. 1 shows an ingot casting 1. After liquid metal alloying, both the core aluminum alloy and the cladding alloy (eg, aluminum solder) are cast as ingots. Usually, the cladding ingot is preheated, hot rolled to a preferred thickness, and divided in the longitudinal direction to produce a plate. However, the plate can also be produced by using alternative methods, for example by segregation from a rolled ingot. The core alloy ingot of the aluminum alloy according to the invention can optionally be homogenized from the rolled product to be produced before preheating. However, for example, when producing a tube strip for a heat exchanger using the method of the present invention, the homogenization step before hot rolling can be omitted. This is because the tube strip is not severely deformed before the tube for the heat exchanger is manufactured. Place the plate required for cladding on one or both sides of the core ingot. The resulting stack comprising a core ingot made of an aluminum alloy of the invention and provided with plates on one or two sides is preheated at 400-500 ° C. before hot rolling. Next, the stack 4 is hot-rolled to a hot strip thickness of 3 to 10 mm in a reversing stand 5 or on a tandem stand 5a. The hot strip temperature during hot rolling is 250-380 ° C.
熱間圧延の後、ストリップを、コールドローラー６上で冷間圧延する。本発明によると、例えば、成形特性を達成するために、熱間圧延の後に、３００〜４５０℃の温度でストリップを中間焼鈍することができる。このことは、冷間成形に対しても適用することができ、その場合には、最終厚さに到達する前に、３００〜４５０℃の温度で中間焼鈍を実施することができる。本発明の仕上がった冷間圧延アルミニウムストリップ又はアルミニウムシートは、必要とされる特性によって、バッチ炉７中で相焼鈍工程をすることができる。しかしながら、相焼鈍工程を連続炉中で実施することもできる。 After hot rolling, the strip is cold rolled on the cold roller 6. According to the invention, for example, the strip can be intermediate annealed at a temperature of 300-450 ° C. after hot rolling in order to achieve the forming properties. This can also be applied to cold forming, in which case intermediate annealing can be performed at a temperature of 300-450 ° C. before reaching the final thickness. The finished cold rolled aluminum strip or aluminum sheet of the present invention can be phase annealed in a batch furnace 7 depending on the properties required. However, the phase annealing step can also be performed in a continuous furnace.
図２は、チューブ／フィン設計の熱交換器８を斜視図で示す。熱交換器が、チューブ９、チューブプレート１０、サイド部分１１及びフィン１２を含むことがわかる。サイド部分１１及びチューブプレート１０は、ろう付け前に激しい変形を受けているため、サイド部分１１及びチューブプレート１０を対象とするアルミニウムストリップは、相当する優れた成形特性を有していなければならない。熱交換器のチューブ１０は、一般的に、縦方向シーム溶接によって製造される。前記方法で製造されるチューブストリップの厚さは、０．１５ｍｍ〜０．６ｍｍ、好ましくは０．１５〜０．４ｍｍの間であり、その場合に、チューブストリップは、熱交換器の構造タイプによって、外部か、又は、両側上へはんだクラッドされる。ろう付け前に簡単な成形を受けるだけなので、チューブストリップの成形性に対する要件は低い。ろう付けの後において、チューブの抵抗性及び熱抵抗性の両方はかなり重要である。なぜなら、チューブを通過する作業媒体は高い作業圧力を受け、そして、チューブは部分的に高い作業温度を受けるからである。チューブプレート１０用の本発明のアルミニウムストリップは、通常、０．８〜２．５ｍｍ、好ましくは０．８〜１．５ｍｍの厚さを有しており、そして、好ましくは「軟化」の状態まで製造及び加工される。このために、冷間圧延の後で、本発明のアルミニウム合金は、「軟化」の最終状態で焼鈍される。チューブプレートに対しては、ろう付け前の高い成形性が要求される。それは、例えば、ウォーターボックス、コレクター、エアコネクション又は同様の部品の密閉及び締付に使用される成形が、高い歪み速度で実施されるからである。チューブプレートストリップは、通常、片側上へクラッドされるが、しかしながら、両側上へクラッドすることもできる。耐食保護の理由から、耐食抵抗を高めるために、チューブプレート１０及びチューブ９は、保護クラッディンングとしてその他のアルミニウム合金を含むこともできる。０．８〜１．８ｍｍ、好ましくは、０．８〜１．２ｍｍの肉厚を有し、本発明のアルミニウム合金を含むアルミニウムストリップから、サイド部分１１を好ましくは「軟化」状態で製造し、そして、加工する。チューブプレート１０について、サイド部分の成形性についての要件は高い。このことは、ディスク−フィン型の熱交換器用又はスタックドディスク（Ｓｔａｐｅｌｓｃｈｅｉｂｅｎ−Ｂａｕａｒｔ）タイプの熱交換器用に使用される、図２に示されていない熱交換器のディスクにも適用される。
FIG. 2 shows a heat exchanger 8 with a tube / fin design in a perspective view. It can be seen that the heat exchanger includes tubes 9,
アルミニウム合金の高い強度の値を別として、高い腐食抵抗性が特に必要とされる。本発明のアルミニウム合金では、減少された鉄含有量と増加した銅含有量とが、ろう付け加工の間で、カソード腐食防食の「本来の成形（ｉｎ−ｓｉｔｕ−Ａｕｓｂｉｌｄｕｎｇ）」を可能にする。第１に、ろう付け間で、クラッディング層付近のコア材料の領域から、アルミニウムはんだ層へ銅が拡散するので、より貴金属的なコア材料に対する保護電位勾配が発生する。更に、高シリコン含有量を有するアルミニウムはんだから、本発明のアルミニウムストリップのコア材料へシリコンが拡散し、その場合に、ＡｌＭｎＳｉ相を含む偏析シームの形成が導かれる。しかしながら、コア合金と比較すると、ＡｌＭｎＳｉ相は、より大きな負の腐食電位を有する。本発明のアルミニウムストリップから製造されるろう付けされたチューブへ腐食が作用する場合には、偏析シームの結果として、チューブの長さに沿って最初に腐食が発展し続け、そして、コア材料を貫通しないので、チューブの穿孔を防ぐことができる。 Apart from the high strength values of aluminum alloys, high corrosion resistance is particularly required. In the aluminum alloy of the present invention, the reduced iron content and the increased copper content allow for “in-situ-Aubildung” of cathodic corrosion protection during the brazing process. First, during brazing, copper diffuses from the region of the core material near the cladding layer to the aluminum solder layer, creating a protective potential gradient for the more noble metal core material. Furthermore, silicon diffuses from the aluminum solder having a high silicon content into the core material of the aluminum strip of the present invention, which leads to the formation of segregated seams containing the AlMnSi phase. However, compared to the core alloy, the AlMnSi phase has a greater negative corrosion potential. When corrosion acts on a brazed tube manufactured from the aluminum strip of the present invention, it continues to develop first along the length of the tube and penetrates the core material as a result of segregation seams. As a result, the perforation of the tube can be prevented.
最後に、本発明の第２の模範的な実施態様によると、熱交換器用チューブを製造するアルミニウムストリップを、本発明の方法により製造し、そして、その熱抵抗性を測定した。製造されるアルミニウムストリップのアルミニウム合金は、以下の合金組成：
Ｓｉ＝０．６重量％、
Ｆｅ＝０．３重量％、
Ｃｕ＝０．４重量％、
Ｍｎ＝１．３重量％、
Ｍｇ＝０．３重量％、
Ｃｒ＝０．１重量％、
Ｚｎ＝０．０１重量％、
Ｔｉ＝０．０２重量％、
個別に最大０．１％、そして、合計で最大０．１５％の不可避の不純物、並びに残余物としてのアルミニウムを有していた。
Finally, according to the second exemplary embodiment of the present invention, an aluminum strip for manufacturing a heat exchanger tube was manufactured by the method of the present invention and its thermal resistance was measured. The aluminum alloy of the manufactured aluminum strip has the following alloy composition:
Si = 0.6% by weight,
Fe = 0.3% by weight,
Cu = 0.4% by weight,
Mn = 1.3 wt%,
Mg = 0.3% by weight,
Cr = 0.1% by weight,
Zn = 0.01% by weight,
Ti = 0.02% by weight,
It individually had up to 0.1% and in total up to 0.15% unavoidable impurities, as well as aluminum as a residue.
ろう付けの後、降伏強さを測定することによって熱抵抗性を決定した。抵抗強さＲｐ０．２は、２５０℃の試験温度で７２ＭＰａであった。通常のアルミニウム合金は、特に、２５０℃の試験温度で、著しく低い降伏強さを有している。熱交換器のチューブとして通常使用されるアルミニウム合金の降伏強さは、室温で６５ＭＰａよりも低い。例えば、２５０℃の温度でのろう付け後に、通常の合金ＡＡ３００３は、４０ＭＰａよりも低い降伏強さＲｐ０．２のみを有する。熱抵抗性の増進を得ることによって、本発明のアルミニウム合金及び本発明のアルミニウムストリップを用いる場合には、熱交換器の作業安全性を危険にさらすことなく、熱交換器のチューブ、チューブプレート、サイド部分、及びディスクの肉厚を更に減少することができる。 After brazing, the thermal resistance was determined by measuring the yield strength. The resistance strength Rp0.2 was 72 MPa at a test temperature of 250 ° C. Conventional aluminum alloys have a significantly lower yield strength, especially at a test temperature of 250 ° C. The yield strength of aluminum alloys normally used as heat exchanger tubes is lower than 65 MPa at room temperature. For example, after brazing at a temperature of 250 ° C., the normal alloy AA3003 only has a yield strength Rp0.2 of less than 40 MPa. By using the aluminum alloy of the present invention and the aluminum strip of the present invention by obtaining an increase in thermal resistance, the heat exchanger tubes, tube plates, The thickness of the side portions and the disk can be further reduced.
Claims (14)
前記アルミニウム合金が、以下の合金成分比率（重量％で表示）：
０．３％ ≦Ｓｉ≦１％、
Ｆｅ≦０．５％、
０．３％ ≦Ｃｕ≦０．７％、
１．１％ ≦Ｍｎ≦１．８％、
０．１５％≦Ｍｇ≦０．６％、
０．０１％≦Ｃｒ≦０．３％、
Ｚｎ≦０．１０％、
Ｔｉ≦０．３％、
個別に最大０．１％、そして、合計で最大０．１５％の不可避の不純物、並びに残余物としてのアルミニウムを含むことを特徴とする、前記耐熱アルミニウム合金。 A heat resistant aluminum alloy for heat exchangers,
The aluminum alloy has the following alloy component ratio (expressed in weight%):
0.3% ≦ Si ≦ 1%,
Fe ≦ 0.5%,
0.3% ≦ Cu ≦ 0.7%,
1.1% ≦ Mn ≦ 1.8%,
0.15% ≦ Mg ≦ 0.6%,
0.01% ≦ Cr ≦ 0.3%,
Zn ≦ 0.10%,
Ti ≦ 0.3%,
The said heat-resistant aluminum alloy characterized by containing unavoidable impurities of up to 0.1% individually and up to 0.15% in total, and aluminum as a residue.
０．１５％≦Ｍｇ≦０．３％、
Ｚｎ≦０．０５％、
０．０１％≦Ｔｉ≦０．３％、
を含むことを特徴とする、請求項１に記載の熱交換器用の耐熱アルミニウム合金。 Aluminum alloy has the following alloy component ratios (expressed in weight%):
0.15% ≦ Mg ≦ 0.3%,
Zn ≦ 0.05%,
0.01% ≦ Ti ≦ 0.3%,
The heat-resistant aluminum alloy for a heat exchanger according to claim 1, characterized by comprising:
０．５％≦Ｓｉ≦０．８％、
Ｆｅ≦０．３５％、
１．１％≦Ｍｎ≦１．５％、
を含むことを特徴とする、請求項１又は２に記載の熱交換器用の耐熱アルミニウム合金。 Aluminum alloy has the following alloy components Si, Fe, Mn ratios (expressed in weight%):
0.5% ≦ Si ≦ 0.8%,
Fe ≦ 0.35%,
1.1% ≦ Mn ≦ 1.5%,
The heat-resistant aluminum alloy for a heat exchanger according to claim 1 or 2, characterized by comprising:
圧延インゴットを連続鋳造加工で鋳造し、熱間圧延前に前記圧延インゴットを４００〜５００℃で予熱し、前記圧延インゴットをホットストリップに圧延し、ここで、ホットストリップ温度は、２５０〜３８０℃であって、熱間圧延後のホットストリップ厚さは、３〜１０ｍｍであるものとし、そして、前記ホットストリップを最終厚さまで冷間圧延することを特徴とする、前記方法。 A method for producing an aluminum strip or aluminum sheet for a heat exchanger from the heat-resistant aluminum alloy according to any one of claims 1 to 3,
A rolled ingot is cast by a continuous casting process, and the rolled ingot is preheated at 400 to 500 ° C. before hot rolling, and the rolled ingot is rolled into a hot strip, where the hot strip temperature is 250 to 380 ° C. Wherein the hot strip thickness after hot rolling is 3 to 10 mm, and the hot strip is cold-rolled to a final thickness.
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