NO333575B1 - Aluminiumslegering med høy styrke og høy termisk ledningsevne for anvendelse i varmevekslerribber - Google Patents
Aluminiumslegering med høy styrke og høy termisk ledningsevne for anvendelse i varmevekslerribber Download PDFInfo
- Publication number
- NO333575B1 NO333575B1 NO20010361A NO20010361A NO333575B1 NO 333575 B1 NO333575 B1 NO 333575B1 NO 20010361 A NO20010361 A NO 20010361A NO 20010361 A NO20010361 A NO 20010361A NO 333575 B1 NO333575 B1 NO 333575B1
- Authority
- NO
- Norway
- Prior art keywords
- less
- sheet
- thickness
- alloy
- rolling
- Prior art date
Links
- 229910000838 Al alloy Inorganic materials 0.000 title claims abstract description 15
- 229910045601 alloy Inorganic materials 0.000 claims abstract description 41
- 239000000956 alloy Substances 0.000 claims abstract description 41
- 238000005266 casting Methods 0.000 claims abstract description 25
- 238000001816 cooling Methods 0.000 claims abstract description 23
- 238000005219 brazing Methods 0.000 claims abstract description 22
- 238000005097 cold rolling Methods 0.000 claims abstract description 17
- 229910052710 silicon Inorganic materials 0.000 claims abstract description 15
- 229910052742 iron Inorganic materials 0.000 claims abstract description 14
- 229910052748 manganese Inorganic materials 0.000 claims abstract description 14
- 229910052725 zinc Inorganic materials 0.000 claims abstract description 10
- 238000000265 homogenisation Methods 0.000 claims abstract description 8
- 238000005098 hot rolling Methods 0.000 claims abstract description 7
- 238000000137 annealing Methods 0.000 claims abstract description 6
- 239000000463 material Substances 0.000 claims description 24
- 238000000034 method Methods 0.000 claims description 14
- 239000000203 mixture Substances 0.000 claims description 14
- 238000005476 soldering Methods 0.000 claims description 13
- 230000009467 reduction Effects 0.000 claims description 12
- 239000007858 starting material Substances 0.000 claims description 9
- 238000005096 rolling process Methods 0.000 claims description 8
- 229910052802 copper Inorganic materials 0.000 claims description 6
- 229910052749 magnesium Inorganic materials 0.000 claims description 6
- 238000004519 manufacturing process Methods 0.000 claims description 5
- 229910052719 titanium Inorganic materials 0.000 claims description 4
- 239000002023 wood Substances 0.000 claims 3
- XEEYBQQBJWHFJM-UHFFFAOYSA-N iron Substances [Fe] XEEYBQQBJWHFJM-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 17
- 239000011572 manganese Substances 0.000 description 17
- 239000002245 particle Substances 0.000 description 17
- 230000000694 effects Effects 0.000 description 9
- 239000011701 zinc Substances 0.000 description 9
- PWHULOQIROXLJO-UHFFFAOYSA-N Manganese Chemical compound [Mn] PWHULOQIROXLJO-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 6
- 239000010949 copper Substances 0.000 description 6
- 239000006104 solid solution Substances 0.000 description 6
- XUIMIQQOPSSXEZ-UHFFFAOYSA-N Silicon Chemical compound [Si] XUIMIQQOPSSXEZ-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 5
- 239000010703 silicon Substances 0.000 description 5
- HCHKCACWOHOZIP-UHFFFAOYSA-N Zinc Chemical compound [Zn] HCHKCACWOHOZIP-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 4
- 239000011777 magnesium Substances 0.000 description 4
- 230000008569 process Effects 0.000 description 4
- 238000005260 corrosion Methods 0.000 description 3
- 230000007797 corrosion Effects 0.000 description 3
- 230000008018 melting Effects 0.000 description 3
- 238000002844 melting Methods 0.000 description 3
- 239000000047 product Substances 0.000 description 3
- 238000007711 solidification Methods 0.000 description 3
- 230000008023 solidification Effects 0.000 description 3
- 239000010936 titanium Substances 0.000 description 3
- FYYHWMGAXLPEAU-UHFFFAOYSA-N Magnesium Chemical compound [Mg] FYYHWMGAXLPEAU-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 2
- 238000009749 continuous casting Methods 0.000 description 2
- 238000012937 correction Methods 0.000 description 2
- 229910000679 solder Inorganic materials 0.000 description 2
- 239000000243 solution Substances 0.000 description 2
- 229910018084 Al-Fe Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910018192 Al—Fe Inorganic materials 0.000 description 1
- QYEXBYZXHDUPRC-UHFFFAOYSA-N B#[Ti]#B Chemical compound B#[Ti]#B QYEXBYZXHDUPRC-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- RYGMFSIKBFXOCR-UHFFFAOYSA-N Copper Chemical compound [Cu] RYGMFSIKBFXOCR-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 229910033181 TiB2 Inorganic materials 0.000 description 1
- RTAQQCXQSZGOHL-UHFFFAOYSA-N Titanium Chemical compound [Ti] RTAQQCXQSZGOHL-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 230000004888 barrier function Effects 0.000 description 1
- 229910052804 chromium Inorganic materials 0.000 description 1
- 230000008094 contradictory effect Effects 0.000 description 1
- 230000001066 destructive effect Effects 0.000 description 1
- 230000001627 detrimental effect Effects 0.000 description 1
- 238000005516 engineering process Methods 0.000 description 1
- 230000005496 eutectics Effects 0.000 description 1
- 239000012467 final product Substances 0.000 description 1
- 230000004907 flux Effects 0.000 description 1
- 230000008014 freezing Effects 0.000 description 1
- 238000007710 freezing Methods 0.000 description 1
- 238000010438 heat treatment Methods 0.000 description 1
- 238000010191 image analysis Methods 0.000 description 1
- 229910052738 indium Inorganic materials 0.000 description 1
- 239000011159 matrix material Substances 0.000 description 1
- 238000010297 mechanical methods and process Methods 0.000 description 1
- 230000007246 mechanism Effects 0.000 description 1
- 238000001556 precipitation Methods 0.000 description 1
- 230000002787 reinforcement Effects 0.000 description 1
- 238000001878 scanning electron micrograph Methods 0.000 description 1
- 238000005204 segregation Methods 0.000 description 1
- 238000009864 tensile test Methods 0.000 description 1
- 238000010998 test method Methods 0.000 description 1
- 230000000930 thermomechanical effect Effects 0.000 description 1
- 229910052718 tin Inorganic materials 0.000 description 1
- 229910052720 vanadium Inorganic materials 0.000 description 1
- XLYOFNOQVPJJNP-UHFFFAOYSA-N water Substances O XLYOFNOQVPJJNP-UHFFFAOYSA-N 0.000 description 1
- 229910052726 zirconium Inorganic materials 0.000 description 1
Classifications
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22F—CHANGING THE PHYSICAL STRUCTURE OF NON-FERROUS METALS AND NON-FERROUS ALLOYS
- C22F1/00—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working
- C22F1/04—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of aluminium or alloys based thereon
-
- B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
- B22—CASTING; POWDER METALLURGY
- B22D—CASTING OF METALS; CASTING OF OTHER SUBSTANCES BY THE SAME PROCESSES OR DEVICES
- B22D11/00—Continuous casting of metals, i.e. casting in indefinite lengths
- B22D11/06—Continuous casting of metals, i.e. casting in indefinite lengths into moulds with travelling walls, e.g. with rolls, plates, belts, caterpillars
- B22D11/0622—Continuous casting of metals, i.e. casting in indefinite lengths into moulds with travelling walls, e.g. with rolls, plates, belts, caterpillars formed by two casting wheels
-
- C—CHEMISTRY; METALLURGY
- C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
- C22C—ALLOYS
- C22C21/00—Alloys based on aluminium
-
- F—MECHANICAL ENGINEERING; LIGHTING; HEATING; WEAPONS; BLASTING
- F28—HEAT EXCHANGE IN GENERAL
- F28F—DETAILS OF HEAT-EXCHANGE AND HEAT-TRANSFER APPARATUS, OF GENERAL APPLICATION
- F28F1/00—Tubular elements; Assemblies of tubular elements
- F28F1/10—Tubular elements and assemblies thereof with means for increasing heat-transfer area, e.g. with fins, with projections, with recesses
- F28F1/12—Tubular elements and assemblies thereof with means for increasing heat-transfer area, e.g. with fins, with projections, with recesses the means being only outside the tubular element
- F28F1/126—Tubular elements and assemblies thereof with means for increasing heat-transfer area, e.g. with fins, with projections, with recesses the means being only outside the tubular element consisting of zig-zag shaped fins
-
- F—MECHANICAL ENGINEERING; LIGHTING; HEATING; WEAPONS; BLASTING
- F28—HEAT EXCHANGE IN GENERAL
- F28F—DETAILS OF HEAT-EXCHANGE AND HEAT-TRANSFER APPARATUS, OF GENERAL APPLICATION
- F28F21/00—Constructions of heat-exchange apparatus characterised by the selection of particular materials
- F28F21/08—Constructions of heat-exchange apparatus characterised by the selection of particular materials of metal
- F28F21/081—Heat exchange elements made from metals or metal alloys
- F28F21/084—Heat exchange elements made from metals or metal alloys from aluminium or aluminium alloys
Landscapes
- Engineering & Computer Science (AREA)
- Chemical & Material Sciences (AREA)
- Mechanical Engineering (AREA)
- Physics & Mathematics (AREA)
- Thermal Sciences (AREA)
- Organic Chemistry (AREA)
- Materials Engineering (AREA)
- Metallurgy (AREA)
- General Engineering & Computer Science (AREA)
- Geometry (AREA)
- Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
- Metal Rolling (AREA)
- Continuous Casting (AREA)
- Laminated Bodies (AREA)
- Conductive Materials (AREA)
- Powder Metallurgy (AREA)
- Cooling Or The Like Of Semiconductors Or Solid State Devices (AREA)
Description
Teknisk område
Foreliggende oppfinnelse vedrører et forbedret aluminiumle-geringsprodukt for anvendelse ved fremstilling av varmevekslerribber, og mere spesielt et ribbeutgangsmateriale som har både høy styrke og høy termisk ledningsevne. Oppfinnelsen vedrører også en fremgangsmåte ved fremstilling av aluminiumlegeringsribbeutgangsmaterialet.
Bakgrunnsteknikk
Aluminiumlegeringer har lenge vært anvendt ved fremstilling av varmevekslerribber, eksempelvis for bilradiatorer, kon-densere, fordampere, etc.. Tradisjonelle radiatorribbelege-ringer er blitt sammensatt til å gi høy styrke etter slaglodding, en god slagloddbarhet og en god sigeresistens under slaglodding. Legeringer anvendt for dette formål inneholder som regel et høyt nivå av mangan. Et eksempel er aluminiumlegeringen AA3003. Slike legeringer gir en god slagloddingseffekt; imidlertid er varmeledningsevnen relativt lav. Denne lave termiske ledningsevne var ikke et al-vorlig problem tidligere fordi den vesentlige termiske bar-riere i bilvarmevekslere var ribbe-til-luft varmeoverfø-ring. I den senere tid har det blitt et behov for radiatorer med øket varmeoverføringseffekt. Denne nye generasjon av radiatorer krever nytt ribbemateriale som har en høy styrke så vel som høy termisk ledningsevne.
De nye ribbematerialegenskapene som kreves for bilvarme-vekslerindustrien innbefatter høy strekkstyrke (UTS) etter slaglodding, høy slagloddingstemperatur og høy ledningsevne for ribbematerialet med en tykkelse på ikke mere enn ca. 0,1 mm.
Morris et al., US-patent nr. 3,989,548 beskriver en alum-niumlegering inneholdende Fe, Si, Mn og Zn. Disse legeringer har fortrinnsvis et høyt innhold av Mn, hvilket ville resultere i adekvat styrke, men dårlig ledningsevne. Disse legeringer er ikke beskrevet som å være nyttige for ribbeutgangsmateriale .
I Morris et al., britisk patent nr. 1,524,355 er det beskrevet dispersjonsforsterkede aluminiumlegeringsproduk-ter av Al-Fe tpen som typisk inneholder Fe, Si, Mn og Cu. Cu'et er tilstede i mengder på opp til 0,3%, og dette har en negativ effekt på ledningsevnen og forårsaker gropkorrosjon, begge egenskaper som vil være spesielt ødeleggende for virkemåten for meget tynne ribber.
En legering som er sagt å være nyttig for varmevekslerrib-beutgangsmateriale er beskrevet i Morris et al., US-patent nr. 4,126,487. Denne aluminiumlegering inneholder Fe, Si, Mn og Zn. Det er også foretrukket at den inneholder noe Cu og Mg for øket styrke. Som angitt i GB 1,524,355 kan Cu være tilstede i mengder opp til 0,3 %, hvilket ville være ødeleggende for virkningen av meget tynne ribber.
Videre beskriver JP 3-153835 et ribbemateriale av en aluminiumslegering som også inneholder Fe, Si og Mn, hvor materialet kan benyttes i varmevekslere, og legeringen støpes og valses til ønsket tykkelse. JP 7-070685 beskriver også et ribbemateriale av en aluminiumslegering, hvor legeringen inneholder Mn, Si, Fe, Zr, Cr, Ti, V og Cu, samt minst en av Zn, Sn, In og Mg, og fremgangsmåten består av kontinuerlig støping med vannkjøling, varmvalsing, kaldvalsing og varmebehandling.
Det er en hensikt med foreliggende oppfinnelse å fremstille et nytt aluminiumlegeringsribbeutgangsmateriale som både har høy styrke og høy termisk ledningsevne. Det vises til de selvstendige krav 1 og 6.
Beskrivelse av oppfinnelsen
Foreliggende oppfinnelse vedrører et nytt ribbeutgangsmateriale som er egnet for fremstilling av slagloddede varmevekslere hvor det anvendes tynnere ribber enn det som tidligere var mulig. Dette oppnås under samtidig bibeholdelse av tilstrekkelig styrke og ledningsevne i ribbene som til-later deres anvendelse i varmevekslere.
Den ovenfor nevnte kombinasjon av karakteristika er over-raskende blitt erholdt i henhold til foreliggende oppfinnelse ved å balansere tre noe selvmotsigende egenskaper i materialet, nemlig strekkstyrke (UTS) etter slaglodding, elektrisk/termisk varmeledningsevne etter slaglodding og loddetemperaturen (smeltepunktet for ribbematerialet under slagloddeoperasjonen).
Ett problem ved utvikling av denne type legering er å til-fredsstille ledningsevnekravene. Således, hvis ledningsevnen forbedres ved å modifisere en tradisjonell legerings-sammensetning, eksempelvis ved å nedsette Mn-innholdet i legering AA3003, så vil styrken av legeringen bli for lav. Det ble funnet at den ønskede balanse av egenskaper kunne erholdes ved å utgå fra et materiale i hvilket det var en viss mengde partikkelbasert forsterkning som normalt ikke har en negativ effekt på ledningsevnen. Elementer ble til-satt for å bidra til innherdingsstyrke på omhyggelig valgt måte for å heve styrken uten å senke ledningsevnen eller smeltetemperaturen i en grad som ville gjøre materialet ubrukelig. En mikrostruktur ble utviklet til å gi en optimal kombinasjon av partikkelinnherding og fast oppløsnings-innherding ved innføring av en høy volumfraksjon av jevnt fordelte fine intermetalliske partikler. For å maksimere effekten av partikkel- og oppløsningsinnherding til en gitt blanding, slik at de ønskede egenskaper oppnåes, var det nødvendig å anvende en hurtigkjølebåndstøpeprosedyre, men ikke så hurtig avkjølt slik at det bibeholdes mange ledningsevneødeleggende elementer i fast oppløsning i det endelige ribbeelement (dvs. etter støping, valsing og lodding) .
Aluminiumslegeringen ifølge oppfinnelsen har sammensetningen (alle prosentandeler i vekt%): Fe = 1,20 - 1,80
Si = 0,70 - 0,95
Mn = 0,30 - 0,50
Eventuelt Zn = 0,30 - 2,00
Eventuelt Ti = 0,005 - 0,020
Andre = hver mindre enn 0,05
og 0,15 totale
Al = ad 100
Når Zn er tilstede så er mengden fortrinnsvis mindre enn 1,5 vekt%, og er foretrukket tilstede i mindre enn 1,2 vekt%.
Båndproduktet dannet fra denne legering ifølge oppfinnelsen har en strekkfasthet (UTS) etter lodding større enn ca. 127 MPa, fortrinnsvis større enn ca. 130 MPa, en ledningsevne etter lodding større enn 49,0% IACS, mere foretrukket stør-re enn 49,8% IACS, og mest foretrukket større enn 50,0% IACS, og en loddetemperatur høyere enn 595°C, fortrinnsvis høyere enn 600°C.
Disse båndegenskapene ble bestemt under simulerte slaglod-debetingelser på følgende måte.
UTS etter slaglodding ble bestemt i henhold til den følgen-de prosedyre som simulerer loddebetingelsene. Det bearbei-dede ribbeutgangsmateriale i sin ferdige valsede tykkelse
(eksempelvis etter valsetrinn til en tykkelse på 0,06 mm)
ble plassert i en ovn forvarmet til 570°C, deretter oppvar-met til 600°C i ca. 12 min, holdt ved 600°C i 3 min, av-kjølt til 400°C ved 50°C/min og deretter luftkjølt til rom-temperatur. Deretter ble materialet strekkprøve.
Ledningsevnen etter slaglodding bestemmes som elektrisk ledningsevne på en prøve bearbeidet for UTS bestemmelsen, som simulerer loddebetingelsene, under anvendelse av led-ningsevnebestemmelsen som beskrevet JIS-H0505.
Kort beskrivelse av tegningen
Den vedlagte fig. 1 viser et sideriss av en prøvekonfigura- sjon for bestemmelse av ribbeutgangsmaterialets loddetemperatur.
Loddetemperaturen bestemmes i en prøvekonfigurasjon vist i
fig. 1, hvor en korrugert ribbe 1 er fremstilt fra bearbeidet ribbeutgangsmateriale 2,3 mm høyt x 21 mm bredt, med en stigning på 3,4 mm. Prøven ble lagt mot et bånd av rørmate-riale 2 bestående av ark 3 av legering AA4045 lagt på et
stykke 4 av legering AA3003 hvor båndet 2 er 0,25 mm tykt og AA4045 laget 3 utgjorde 8% av den totale tykkelse. Noco-lok® flussmidel sprøytes på prøveoppsetningen i en mengde på 5 - 7 g/m<2>. Et ytterligere sett av tre "dummy" oppset-ningen 5 er plassert på toppen av prøveoppsetningen, med et avsluttende ark og en vekt 6 på 98 g på toppen derav. Prø-vekombinasjonen oppvarmes til valgte endelige prøvetempera-turer (eksempelvis 595°C, 600°C eller 605°C) ved 50°C/min, og holdes deretter ved denne temperatur i 3 min. Materialet har en loddetemperatur på "x" når ingen av korregeringene i prøveribben smelter under prøveprosedyren ved en høyste sluttholdetemperatur på "x". For eksempel, hvis ingen av korregeringene av prøveribben smeltet ved en sluttholdetemperatur på 600°C, men noe eller all smeltet ved en sluttholdetemperatur på 600°C, da sies loddetemperaturen å være 600°C.
For å møte disse karakteristika må legeringen støpes og formes under helt spesielle betingelser.
For det første må legeringen kontinuerlig båndstøpes med en midlere kjølehastighet større enn 10°C/s. Det er foretrukket at den midlere kjølehastighet er mindre enn 250°C/s, mest foretrukket mindre enn 200°C/s. Støpingen blir fortrinnsvis utført i et støpehulrom som ikke deformerer den dannede slabb under størking. Denne slabb har fortrinnsvis en tykkelse på mindre enn 30 mm. Den støpte slabb kaldvalses til en mellomliggende tykkelse, glødes og deretter kaldvalses til den endelige tykkelse. Kaldvalsingen til den endelig tykkelse etter glødetrinnet er fortrinnsvis mindre enn 60% reduksjon, mere foretrukket mindre enn 50% reduksjon. Slabben kan, om nødvendig, varmvalses til en om-valsetykkelse (1-5 mm tykkelse), mens slik varmevalsing må utføres uten foregående homogenisering.
Den midlere kjølehastighet betyr kjølehastighetsgjennom-snittet gjennom tykkelsen av den støpte slabb, og kjølehas-tigheten bestemmes fra den midlere interdendritiske celle-avstand tatt over tykkelsen av den støpte slabb, som eksempelvis beskrevet i en artikkel av R.E. Spear, et al. i the Transactions of the American Foundrymen's Society, Procee-dings of the sixty-seventh Annual Meeting, 163, volum 71, publisert av the American Foundrymen's Society, Des Plai-nes, Illinois, USA, 1964, sidene 209-215. Den midlere interdendritiske cellestørrelse, som tilsvarer den foretrukne midlere kjølehastighet, er i området 7-15^m.
Beste måter for utførelse av oppfinnelsen
I henhold til oppfinnelsen må mengdene av de individuelle elementer i legeringen kontrolleres nøye. Jernet i legeringen danner intermetalliske partikler med en eutektisk sammensetning under støpingen, hvilke er relativt små og bidrar til partikkelherding. Med et jerninnhold under 1,2 % er det utilstrekkelig jern til å danne det ønskede antall herdende partikler, mens med jerninnhold over 1,8 % dannes store primære intermetalliske fasepartikler, som forhindrer valsing til den ønskede meget tynne ribbetykkelse.
Silisiumet i legeringen i området 0,7 - 0,95% bidrar både til partikkel- og fast oppløsningsinnherding. Under 0,7 % er det utilstrekkelig silisium for dette herdeformål, mens over 0,95 % nedsettes ledningsevnen. Viktigere vil høye silisiuminnhold i legeringen senke smeltetemperaturen til et punkt hvor materialet ikke kan slagloddes. For å gi optimal herding så er silisiuminnhold overstigende 0,8 % spesielt foretrukne.
Når mangan er tilstede i området 0,3 - 0,5% så bidrar dette betydelig til fast oppløsningsherding og til en viss grad partikkelherding av materialet. Under 0,3 % er manganinn-holdet utilstrekkelig for formålet. Over 0,5 % vil tilste-deværelsen av mangan i fast oppløsning være sterk ødeleggende for ledningsevnen.
Balansen mellom jern, silisium og mangan bidrar til oppnåelse av den ønskede styrke, loddbarhet og ledningsevne i det ferdige materiale.
Sinkinnholdet som ligger i området 0,3 - 2,0 %, fortrinnsvis mindre enn 1,5 % og mest foretrukket mindre enn 1,2 % tilveiebringer korrosjonsbeskyttelse for en varmeveksler ved å gjøre ribbene offerbare ved å senke korrosjonspoten-sialet for legeringen. Sink har ingen signifikante positive eller negative effekter på styrken eller ledningsevnen. Et sinkinnhold under 0,3 % er utilstrekkelig for korrosjonsbeskyttelse, mens ingen større fordeler oppnåes ved sinkinnhold over 2,0 %.
Titan, hvis tilstede i legeringen som TiB2, virker som en kornfiner under støping. Når tilstede i mengder større enn 0,02 % har det en tendens til å ha en negativ virkning på ledningsevnen.
Eventuelle tilfeldige elementer i legeringen bør være mindre enn 0,05 % hver og mindre enn 0,15 % i aggregat. Mer spesielt må magnesium være tilstede i mengder mindre enn 0,10 %, fortrinnsvis mindre enn 0,05 %, for å sikre loddbarhet ved "Nocolok"-prosessen. Kobber må holdes under 0,05 % fordi det har en tilsvarende effekt som magnesium på ledningsevnen og vil også forårsake gropkorrosjon.
Ved støpeprosedyren, hvis den midlere kjølehastighet er mindre enn 10°C/s, vil intermetalliske artikler dannet under støping bli for store og vil forårsake valseproblemer. En lavere kjølehastighet vil generelt innbefatte DC-støping og homogenisering og under slike betingelser, ville elementer komme ut av den overmettede matrikslegering og oppløs-ningsinnherdingsmekanismen nedsettes, hvilket resulterer i et materiale med utilstrekkelig styrke. Dette betyr at en kontinuerlig båndstøpeprosess må anvendes. Det eksisterer et antall av slike prosesser, innbefattende valsestøping, beltestøping og blokkstøping. For valsestøping bør den midlere kjølehastighet ikke overstige ca. 1.500°C/s. Belte- og blokkstøping arbeider ved lavere maksimale midlere kjøle-hastigheter på mindre enn 250°C/s, mer foretrukket mindre enn 200°C/s.
Den kontinuerlige støpeprosess danner et stort antall fine intermetalliske partikler (størrelse mindre enn 1^m), og derfor vil et bånd fremstilt ved foreliggende fremgangsmåte, i det ferdige støpte og valsede bånd, har en populasjon av intermetalliske partikler lik eller mindre enn 1 til mere enn 3 x IO<4>partikler/mm<3>.
Det er også foretrukket at legeringen båndstøpes på en måte som unngår deformering av materialet mens det fremdeles er i en "grøtet" tilstand. Hvis deformasjon finner sted under størkning kan dette resultere i for stor senterlinjesegre-gering og problemer under valsing for dannelse av tynt ribbeutgangsmateriale som er nødvendig for moderne anvendel-ser. Det er også foretrukket at støpehulrommet er langstrakt fordi de høye innhold av Si i legeringen resulterer i et langt fryseområde, hvilket fortrinnsvis krever et langstrakt støpehulrom for riktig størkning. Dette betyr i realiteten at båndstøping ved belte- eller blokkstøpere er foretrukket når kjølehastigheten fortrinnsvis er mindre enn 250°C/s og mere foretrukket mindre enn 200°C/s.
Følgelig, i henhold til et spesielt foretrukket trekk blir ribbeutgangsmaterialet fremstilt ved kontinuerlig båndstø-ping av legeringen til å danne en slabb med en tykkelse i området 6 - 30 mm ved en kjølehastighet på 10°C/s eller høyere, men mindre enn 200°C/s, og deretter varmvalse den som-støpte slabb til et 1 - 5 mm tykt ark, kaldvalse til et 0,08 - 0,20 mm tykt ark, gløde ved 340 - 450°C i 1 - 6 timer og deretter kaldvalse til den endelige tykkelse (0,05 - 0,10 mm). Det er foretrukket at den som-støpte slabb innfø-res i varmevalseprosessen ved en temperatur i området 4 00 - 550°C. Varmvalsetrinnet letter den termo-mekaniske prosess og bidrar til utfelling av mangan fra fast oppløsning, som deretter bidrar til oppnåelse av den ønskede ledningsevne i sluttproduktet. Det er spesielt foretrukket at den støpte slabb har en tykkelse på 11 mm eller mer. Den ferdige kaldvalsing bør fortrinnsvis utføres til en mindre enn 60 % tykkelsesreduksjon og mere foretrukket mindre enn 50% reduksjon. Mengden av kaldvalsing i det avsluttende valsetrinn justeres til å gi en optimal kornstørrelse etter lodding, dvs. en kornstørrelse i området 30 - 80^m, fortrinnsvis 40 - 80^m. Hvis kaldvalsereduksjonen er for høy, vil UTS etter lodding bli for høy, mens kornstørrelsen blir for liten og loddetemperaturen blir for lav. På den annen side, hvis kaldreduksjonen er for lav, vil loddetemperaturen være høy, men UTS etter lodding er for lav. Den foretrukne kontinuerlige båndstøping er beltestøping.
EKSEMPEL 1
To legeringer A og B med sammensetningene i tabell 1 ble støpt i en beltestøper med en gjennomsnittlig kjølehastig-het på 40°C/s til en tykkelse på 16 mm, og ble deretter varmvalset til en tykkelse på 1 mm, oppkveilet og fikk henstå til avkjøling. Det om-valsede ark ble deretter kaldvalset til en tykkelse på enten 0,10 mm(A) eller 0,109 mm(B), glødet i en satsglødeovn ved 390°C i 1 time og deretter gitt en avsluttende kaldvalsing til en tykkelse på 0,060 mm (avsluttende kaldvalsingsreduksjon på 40 % for A og 45 % for B). UTS, ledningsevne og loddetemperaturen ble bestemt ved metoden som beskrevet ovenfor, og resultatene er vist i tabell 2. Begge legeringer bearbeidet med en kontinuerlig båndstøping tilfredsstilte spesifikasjonene for det endelige ark.
Den intermetalliske partikkeltetthet ble bestemt for legering B ved å ta SEM-bilder av 12 snitt av lengde- og tverr-retningene av det 0,060 mm kaldvalsede ark under anvendelse av bildeanalyse, og telle antall partikler med en størrelse mindre enn 1^m. Antall partikler med en størrelse mindre
enn 1^m ble funnet å være 5,3 x lOVmm<2>.
EKSEMPEL 2
En legering C med en sammensetning som gitt i tabell 1 ble DC støpt til en barre (508 mm x 1080 mm x 2300 mm), homoge-nisert ved 480°C og deretter varmvalset til å danne et om-valseark med en tykkelse på 6 mm, deretter kveilet opp og fikk henstå til avkjøling. Arket ble deretter kaldvalset til 0,100 mm, glødet ved 390°C i 1 time, deretter kaldvalset til en endelig tykkelse på 0,060 mm (en tykkelsesreduksjon på 40 % i den avsluttende kaldvalsing). Egenskapene for dette ark er gitt i tabell 2. Selv om sammensetningen og valsepraksis falt innen kravene for foreliggende oppfinnelse var UTS mindre enn det som er krevet og loddetemperaturen var mindre enn 595°C, begge som en konsekvens av de lave kjølehastigheter for DC støping, etterfulgt av homogenisering før varmvalsing. Den intermetalliske partikkeltetthet ble bestemt på samme måte som for legering B og ble funnet kun å være 2,7 x lOVmm<2>.
EKSEMPEL 3
Legeringer D og E med sammensetning som vist i tabell 1 ble bearbeidet som i eksempel 1 med en initial kaldvalset tykkelse på 0,1 mm og en avsluttende kaldvalsereduksjon til 40 %. UTS verdiene i tabell 2 viser at de lave innhold av Mn og Si i disse legeringer ga et materiale med utilstrekkelig styrke.
EKSEMPEL 4
Legering F med en sammensetning som vist i tabell 1 (med Fe og Si nær midtområdet for den foretrukne sammensetning og Mn noe over den foretrukne sammensetning) ble bearbeidet som i eksempel 1 med en avsluttende kaldvalsingsreduksjon på 50% til en tykkelse på 0,06 mm. Ledningsevnen som gitt i tabell 2 var lavere enn den foretrukne verdi på 49,8 % IACS, hvilket indikerer en negativ effekt av selv en liten forhøyet mengde av Mn på egenskapene.
EKSEMPEL 5
Legering G med en sammensetning som vist i tabell 1 ble bearbeidet som i eksempel 1 med en avsluttende kaldvalsingsreduksjon på 40% til en tykkelse på 0,06 mm. Loddetemperaturen som vist i tabell 2 var ikke akseptabel da Si var for høy.
EKSEMPEL 6
Legering A med en sammensetning som gitt i tabell 1 ble bearbeidet som i eksempel 1, bortsett fra at legeringen ble støpt i en beltestøper med en gjennomsnittlig kjølehastig-het på 100°C/s. UTS, ledningsevne og loddetemperatur lå alle innen de akseptable områder, men den høyere midlere kjølehastighet (men fremdeles innen området for foreliggende oppfinnelse) har en tendens til å resultere i noe høyere styrke og ledningsevne.
Claims (10)
1. Fremgangsmåte ved fremstilling av et aluminiumlegeringsribbeutgangsmateriale,
karakterisert vedat en legering omfattende 1,2 - 1,8 % Fe, 0,7 - 0,95 % Si, 0,3 - 0,5 % Mn, eventuelt 0,3 - 2,0 % Zn, eventuelt 0,005 - 0,02 % Ti, mindre enn 0,15 % av andre elementer i aggregat omfattende mindre enn 0,05 % Cu og mindre enn 0,05 % Mg, og resten Al, kontinuerlig båndstøpes ved en kjølehastighet overstigende 10°C/s, uten forutgående homogenisering, legeringen varmvalses i som-støpt form før kaldvalsing, kaldvalse båndet til en mellomliggende arktykkelse, gløde arket ved 340-450°C i 1 - 6 timer og kaldvalse arket til slutt-tykkelsen til å gi et ribbeutgangsmateriale som har en strekkstyrke etter lodding større enn 127 MPa og en ledningsevne etter lodding større enn 49,0 % IACS.
2. Fremgangsmåte ifølge krav 1,karakterisert vedat kjølehastigheten er mindre enn 250°C/s, fortrinnsvis mindre enn 200°C/s.
3. Fremgangsmåte ifølge krav 1 eller 2,karakterisert vedat det støpte bånd varmvalses uten forutgående homogenisering til et om-valsebånd før kaldvalsing.
4. Fremgangsmåte ifølge hvilke som helst av kravene 1-3,karakterisert vedat en slabb støpes med en tykkelse på ikke mer enn 30 mm, fortrinnsvis 6-30 mm.
5. Fremgangsmåte ifølge krav 4,karakterisert vedat den som-støpte slabb varmvalses, uten forutgående homogenisering, til å gi et 1 - 5 mm tykt ark.
6. Fremgangsmåte ifølge hvilke som helst av kravene 1-5,karakterisert vedat arket etter glødning kaldvalses til en sluttbåndtykkelse på mindre enn 0,10 mm, fortrinnsvis under anvendelse av en reduksjon på mindre enn 60%.
7. Aluminiumlegeringsribbeutgangsmateriale,karakterisert veden sammensetning omfattende 1,2 - 1,8 % Fe, 0,70 - 0,95 % Si, 0,3 - 0,5 Mn, eventuelt 0,3 - 2,0% Zn, eventuelt 0,005 - 0,02 % Ti, mindre enn 0,15 % av andre elementer i aggregat omfattende mindre enn 0,05 % Cu og mindre enn 0,05 % Mg, og resten Al, hvilket bånd har en ledningsevne etter slaglodding større enn 49,0 % IACS, fortrinnsvis større enn 49,8% IACS, og en strekkstyrke etter slaglodding større enn 127 MPa.
8. Materiale ifølge krav 7,
karakterisert veden slagloddetemperatur overstigende 595°C.
9. Materiale ifølge krav 8,
karakterisert veden tykkelse på mindre enn 0,10 mm.
10. Materiale ifølge kravene 7-9,karakterisert vedat det er erholdt ved kontinuerlig båndstøping av legeringen med en kjølehastig-het overstigende 10°C/s, men mindre enn 200°C/s, varmvalse båndet til et om-valseark uten homogenisering, kaldvalse om-valsearket til en mellomliggende tykkelse, gløde arket og kaldvalse arket til den endelige tykkelse.
Applications Claiming Priority (2)
Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
---|---|---|---|
US09/121,638 US6592688B2 (en) | 1998-07-23 | 1998-07-23 | High conductivity aluminum fin alloy |
PCT/CA1999/000677 WO2000005426A1 (en) | 1998-07-23 | 1999-07-23 | High conductivity aluminum fin alloy |
Publications (3)
Publication Number | Publication Date |
---|---|
NO20010361D0 NO20010361D0 (no) | 2001-01-22 |
NO20010361L NO20010361L (no) | 2001-03-21 |
NO333575B1 true NO333575B1 (no) | 2013-07-15 |
Family
ID=22397925
Family Applications (1)
Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
---|---|---|---|
NO20010361A NO333575B1 (no) | 1998-07-23 | 2001-01-22 | Aluminiumslegering med høy styrke og høy termisk ledningsevne for anvendelse i varmevekslerribber |
Country Status (14)
Country | Link |
---|---|
US (1) | US6592688B2 (no) |
EP (1) | EP1100975B1 (no) |
JP (1) | JP4408567B2 (no) |
KR (1) | KR100600269B1 (no) |
AT (1) | ATE264408T1 (no) |
AU (1) | AU5021899A (no) |
BR (1) | BR9912371A (no) |
CA (1) | CA2337878C (no) |
DE (1) | DE69916456T2 (no) |
ES (1) | ES2215392T3 (no) |
MY (1) | MY129279A (no) |
NO (1) | NO333575B1 (no) |
TW (1) | TW486523B (no) |
WO (1) | WO2000005426A1 (no) |
Families Citing this family (23)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
US6238497B1 (en) * | 1998-07-23 | 2001-05-29 | Alcan International Limited | High thermal conductivity aluminum fin alloys |
US6165291A (en) * | 1998-07-23 | 2000-12-26 | Alcan International Limited | Process of producing aluminum fin alloy |
JP4886129B2 (ja) | 2000-12-13 | 2012-02-29 | 古河スカイ株式会社 | ブレージング用アルミニウム合金フィン材の製造方法 |
JP2002256402A (ja) * | 2001-02-28 | 2002-09-11 | Mitsubishi Alum Co Ltd | 熱交換器のフィン材の製造方法 |
GB0107208D0 (en) * | 2001-03-22 | 2001-05-16 | Alcan Int Ltd | "Al Alloy" |
JP4166613B2 (ja) * | 2002-06-24 | 2008-10-15 | 株式会社デンソー | 熱交換器用アルミニウム合金フィン材および該フィン材を組付けてなる熱交換器 |
US20040086417A1 (en) * | 2002-08-01 | 2004-05-06 | Baumann Stephen F. | High conductivity bare aluminum finstock and related process |
US20050095447A1 (en) * | 2003-10-29 | 2005-05-05 | Stephen Baumann | High-strength aluminum alloy composite and resultant product |
US20050150642A1 (en) * | 2004-01-12 | 2005-07-14 | Stephen Baumann | High-conductivity finstock alloy, method of manufacture and resultant product |
US8425698B2 (en) * | 2004-07-30 | 2013-04-23 | Nippon Light Metal Co., Ltd | Aluminum alloy sheet and method for manufacturing the same |
JP4669711B2 (ja) | 2005-02-17 | 2011-04-13 | 株式会社デンソー | ブレージング用アルミニウム合金フィン材 |
JP5186185B2 (ja) * | 2006-12-21 | 2013-04-17 | 三菱アルミニウム株式会社 | ろう付けによって製造される高強度自動車熱交換器用フィン材に用いられる、成形性と耐エロージョン性に優れた自動車熱交換器フィン材用高強度アルミニウム合金材、及びその製造方法 |
US7850796B2 (en) | 2007-08-20 | 2010-12-14 | Denso Corporation | Aluminum alloy fin material for brazing |
JP4473908B2 (ja) * | 2007-12-27 | 2010-06-02 | 株式会社神戸製鋼所 | 熱交換器用アルミニウム合金クラッド材、および、その製造方法 |
US20100084053A1 (en) * | 2008-10-07 | 2010-04-08 | David Tomes | Feedstock for metal foil product and method of making thereof |
MX359572B (es) | 2011-12-16 | 2018-10-01 | Novelis Inc | Aleacion de aluminio para aleta y método para producir la misma. |
KR101426708B1 (ko) * | 2012-01-12 | 2014-08-07 | 한국생산기술연구원 | 다이캐스팅용 고열전도도 Al-Fe-Zn-Si 합금 |
JP5854954B2 (ja) * | 2012-08-30 | 2016-02-09 | 株式会社デンソー | 高強度アルミニウム合金フィン材およびその製造方法 |
CN106574326B (zh) | 2014-08-06 | 2019-05-21 | 诺维尔里斯公司 | 用于热交换器翅片的铝合金 |
WO2016027253A1 (en) * | 2014-08-21 | 2016-02-25 | Glaxosmithkline Intellectual Property Development Limited | Heterocyclic amides as rip1 kinase inhibitors as medicaments |
US11110500B2 (en) | 2016-11-28 | 2021-09-07 | Tzu-Chi LIN | Uniform temperature roller system having uniform heat exchange by supercritical fluid |
TWI640554B (zh) * | 2016-11-28 | 2018-11-11 | 林紫綺 | 均溫擠壓成型系統及其均溫滾輪結構 |
JP6780685B2 (ja) * | 2018-09-21 | 2020-11-04 | 日本軽金属株式会社 | 一体型防爆弁成形用の電池蓋用アルミニウム合金板及びその製造方法 |
Citations (2)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPH03153835A (ja) * | 1989-11-10 | 1991-07-01 | Mitsubishi Alum Co Ltd | Al熱交換用高強度Al合金製フィン材 |
JPH0770685A (ja) * | 1993-09-06 | 1995-03-14 | Mitsubishi Alum Co Ltd | 高強度Al合金フィン材およびその製造方法 |
Family Cites Families (13)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
DE2462118C2 (de) | 1973-05-17 | 1985-05-30 | Alcan Research and Development Ltd., Montreal, Quebec | Barren aus einer Aluminium-Eisen-Legierung |
GB1524355A (en) | 1975-10-31 | 1978-09-13 | Alcan Res & Dev | Aluminium alloy sheet products |
AR206656A1 (es) | 1974-11-15 | 1976-08-06 | Alcan Res & Dev | Metodo para producir un producto en hoja de aleacion de aluminio a partir de una aleacion de al-fe |
US4021271A (en) * | 1975-07-07 | 1977-05-03 | Kaiser Aluminum & Chemical Corporation | Ultrafine grain Al-Mg alloy product |
EP0223737B1 (de) * | 1985-10-30 | 1989-12-27 | Schweizerische Aluminium Ag | Träger für eine lithographische Druckplatte |
JP3100143B2 (ja) | 1990-01-21 | 2000-10-16 | 吉郎 山田 | 像処理法および像処理装置 |
JPH03100143A (ja) | 1989-09-14 | 1991-04-25 | Furukawa Alum Co Ltd | ろう付け用アルミニウム合金フィン材の製造方法 |
US5217547A (en) * | 1991-05-17 | 1993-06-08 | Furukawa Aluminum Co., Ltd. | Aluminum alloy fin material for heat exchanger |
JPH0681064A (ja) * | 1991-07-10 | 1994-03-22 | Sky Alum Co Ltd | 陽極酸化処理用アルミニウム合金板およびその製造方法 |
KR0184019B1 (ko) | 1993-08-03 | 1999-05-01 | 도모마쯔 겐고 | 알루미늄 합금 브레이징 재료, 열교환기용 알루미늄 합금 브레이징 박판 및 알루미늄 합금 열교환기 제조방법 |
US5681405A (en) * | 1995-03-09 | 1997-10-28 | Golden Aluminum Company | Method for making an improved aluminum alloy sheet product |
JPH09145861A (ja) * | 1995-11-21 | 1997-06-06 | Fujita Corp | 列車ダイヤ告知システム |
US5985058A (en) * | 1997-06-04 | 1999-11-16 | Golden Aluminum Company | Heat treatment process for aluminum alloys |
-
1998
- 1998-07-23 US US09/121,638 patent/US6592688B2/en not_active Expired - Lifetime
-
1999
- 1999-07-23 KR KR1020017000958A patent/KR100600269B1/ko not_active IP Right Cessation
- 1999-07-23 DE DE69916456T patent/DE69916456T2/de not_active Expired - Lifetime
- 1999-07-23 AU AU50218/99A patent/AU5021899A/en not_active Abandoned
- 1999-07-23 ES ES99934421T patent/ES2215392T3/es not_active Expired - Lifetime
- 1999-07-23 AT AT99934421T patent/ATE264408T1/de active
- 1999-07-23 CA CA002337878A patent/CA2337878C/en not_active Expired - Lifetime
- 1999-07-23 WO PCT/CA1999/000677 patent/WO2000005426A1/en active IP Right Grant
- 1999-07-23 JP JP2000561372A patent/JP4408567B2/ja not_active Expired - Lifetime
- 1999-07-23 BR BR9912371-1A patent/BR9912371A/pt not_active IP Right Cessation
- 1999-07-23 MY MYPI99003111A patent/MY129279A/en unknown
- 1999-07-23 EP EP99934421A patent/EP1100975B1/en not_active Expired - Lifetime
- 1999-11-26 TW TW088120708A patent/TW486523B/zh not_active IP Right Cessation
-
2001
- 2001-01-22 NO NO20010361A patent/NO333575B1/no not_active IP Right Cessation
Patent Citations (2)
Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
---|---|---|---|---|
JPH03153835A (ja) * | 1989-11-10 | 1991-07-01 | Mitsubishi Alum Co Ltd | Al熱交換用高強度Al合金製フィン材 |
JPH0770685A (ja) * | 1993-09-06 | 1995-03-14 | Mitsubishi Alum Co Ltd | 高強度Al合金フィン材およびその製造方法 |
Also Published As
Publication number | Publication date |
---|---|
JP4408567B2 (ja) | 2010-02-03 |
US6592688B2 (en) | 2003-07-15 |
EP1100975B1 (en) | 2004-04-14 |
CA2337878C (en) | 2004-04-20 |
KR20010072030A (ko) | 2001-07-31 |
KR100600269B1 (ko) | 2006-07-13 |
WO2000005426A1 (en) | 2000-02-03 |
EP1100975A1 (en) | 2001-05-23 |
NO20010361D0 (no) | 2001-01-22 |
ATE264408T1 (de) | 2004-04-15 |
JP2002521564A (ja) | 2002-07-16 |
TW486523B (en) | 2002-05-11 |
AU5021899A (en) | 2000-02-14 |
CA2337878A1 (en) | 2000-02-03 |
ES2215392T3 (es) | 2004-10-01 |
NO20010361L (no) | 2001-03-21 |
DE69916456T2 (de) | 2004-09-02 |
US20010001402A1 (en) | 2001-05-24 |
DE69916456D1 (de) | 2004-05-19 |
BR9912371A (pt) | 2001-04-17 |
MY129279A (en) | 2007-03-30 |
Similar Documents
Publication | Publication Date | Title |
---|---|---|
NO333575B1 (no) | Aluminiumslegering med høy styrke og høy termisk ledningsevne for anvendelse i varmevekslerribber | |
CA2565978C (en) | Process for producing an aluminium alloy brazing sheet, aluminium alloy brazing sheet | |
US7407714B2 (en) | Process by producing an aluminium alloy brazing sheet, aluminium alloy brazing sheet | |
CA2397752C (en) | High thermal conductivity aluminum fin alloys | |
US6165291A (en) | Process of producing aluminum fin alloy | |
NO336134B1 (no) | Fremgangsmåte for fremstilling av AlMn-bånd eller -tynnplater. | |
EP0365367B1 (en) | Brazeable aluminum alloy sheet and process for its manufacture | |
US20050034793A1 (en) | Aluminum alloy strips for heat exchangers | |
JP2003520294A5 (no) | ||
JP3333600B2 (ja) | 高強度Al合金フィン材およびその製造方法 | |
US20040182482A1 (en) | DC cast Al alloy | |
JP3161141B2 (ja) | アルミニウム合金薄板の製造方法 | |
JP3735700B2 (ja) | 熱交換器用アルミニウム合金製フィン材およびその製造方法 | |
MXPA01000608A (en) | High conductivity aluminum fin alloy |
Legal Events
Date | Code | Title | Description |
---|---|---|---|
CREP | Change of representative |
Representative=s name: BRYN AARFLOT AS, POSTBOKS 449 SENTRUM, 0104 OSLO |
|
CHAD | Change of the owner's name or address (par. 44 patent law, par. patentforskriften) |
Owner name: NOVELIS INC., US |
|
MK1K | Patent expired |