CH640273A5

CH640273A5 - Corrosion-resistant aluminium alloy

Info

Publication number: CH640273A5
Application number: CH79379A
Authority: CH
Inventors: William H Anthony; James M Popplewell; Andrew J Brock
Original assignee: Alusuisse
Priority date: 1978-02-24
Filing date: 1979-01-26
Publication date: 1983-12-30
Also published as: DE2904219A1; CA1119436A; AT367461B; FR2418275A1; IT1209445B; IT7920496A0; JPS6211062B2; NO790631L; FR2418275B1; ATA144079A; JPS54126616A; DE2904219C2

Description

Die Erfindung bezieht sich auf eine korrosionsbeständige Aluminiumlegierung mit verbesserter Widerstandsfähigkeit gegen Durchhang bei Verwendung in gelöteten Bauteilen. The invention relates to a corrosion-resistant aluminum alloy with improved resistance to sag when used in soldered components.

In korrosiven Umgebungen sind gelötete Aluminiumvorrichtungen sowohl mit plattierten wie mit unplattierten Oberflächen dem ernsthaften Problem der Korngrenzenkorrosion unterworfen. Die korrosiven Umgebungen, welche dieses Problem verursachen können, beinhalten Wasser mit darin gelösten Chlorid-, Bicarbonat- oder Sulfationen, insbesondere wenn der pH des Wassers einen verhältnismässig niedrigen Wert hat. Solche Wässer können als Filme auf den Rippen von Wäremaustauscherausrüstungen, wie sie für die Klimaanlagen im Automobil- oder Flugzeugbau, für Automobilradiatoren, für Gasverflüssigungsanlagen oder dergleichen verwendet werden, kondensieren. In corrosive environments, soldered aluminum devices with both plated and unplated surfaces are subject to the serious problem of grain boundary corrosion. The corrosive environments that can cause this problem include water with chloride, bicarbonate or sulfate ions dissolved therein, especially when the pH of the water is relatively low. Such water can condense as films on the fins of heat exchanger equipment, such as those used for air conditioning systems in automobile or aircraft construction, for automobile radiators, for gas liquefaction systems or the like.

Korngrenzenkorrosion ist auch bei anderen Anwendungen, wie auf gelöteten Stutzen im Innern von Automobilradiatoren und Wärmeaustauschern im allgemeinen, aufgetreten. In solchen Fällen hat das Kühlmedium gewöhnlich korrosive Wirkung. Wenn z.B. bei Automobilen Lösungen mit einem Frostschutzmittel verwendet werden, kann ungenügende Wartung oft dazu führen, dass die Lösung aus mehreren Gründen korrosiv wird. Ein Hauptgrund besteht darin, dass das Frostschutzmittel für eine Anzahl von Jahren ohne Ersatz im Radiator gelassen wird, wobei das Nachfüllen auf den ursprünglichen Flüssigkeitsstand mit Mischungen von frischer Frostschutzmittellösung und hartem Leitungswasser erfolgt. Eine derartige Praxis bewirkt, dass die Korrosionsinhibitoren erschöpft und die alkalischen Komponenten blockiert werden, was wiederum zu einer Erniedrigung des pH-Wertes des Kühlmediums und zu einer Anhäufung von Schwermetallionen, welche aus der Reaktion der sauren Komponenten mit Kupferlegierungen und gusseisernen Oberflächen im Kühlsystem herrühren, führt. Grain boundary corrosion has also occurred in other applications, such as on soldered sockets inside automotive radiators and heat exchangers in general. In such cases, the cooling medium usually has a corrosive effect. If e.g. In automotive solutions using an antifreeze, inadequate maintenance can often result in the solution becoming corrosive for several reasons. A main reason is that the antifreeze is left in the radiator for a number of years without replacement, with the refill to the original liquid level using mixtures of fresh antifreeze solution and hard tap water. Such a practice causes the corrosion inhibitors to be exhausted and the alkaline components to be blocked, which in turn leads to a lowering of the pH of the cooling medium and to an accumulation of heavy metal ions which result from the reaction of the acidic components with copper alloys and cast iron surfaces in the cooling system, leads.

Die US-PS 3 898 053 und 3 853 547 beschreiben gewisse Aluminium-Siliziumlötlegierungen für das Verbinden von Aluminiumlegierungen; mit diesen Lötlegierungen kann jedoch das oben beschriebene Problem der Korngrenzenkorrosion nicht gelöst werden. Das Problem der Korngrenzenkorrosion kann sowohl beim Löten mit einem Flussmittel als auch beim Vakuumlöten auftreten. Es ist offensichtlich, dass im Fall der mit einem Flussmittel gelöteten Aluminiumlegierung 3003 (eine Legierung auf der Basis von Aluminium, welche 0,05-0,20% Kupfer, 1-1,5% Mangan, bis zu 0,6% Silizium und bis zu 0,7% Eisen, Rest im wesentlichen Aluminium, enthält) mit aufplattierter Aluminiumlegierung 4343 (eine Legierung auf der Basis von Aluminium, welche 6,8-8,2% Silizium, bis zu 0,8% Eisen, bis zu 0,25% Kupfer, bis zu 0,2% Zink, bis zu 0,1 % Mangan, Rest im wesentli2 U.S. Patent Nos. 3,898,053 and 3,853,547 describe certain aluminum-silicon solder alloys for joining aluminum alloys; however, the problem of grain boundary corrosion described above cannot be solved with these solder alloys. The problem of grain boundary corrosion can occur with soldering with a flux as well as with vacuum soldering. It is obvious that in the case of aluminum alloy soldered with a flux 3003 (an alloy based on aluminum which is 0.05-0.20% copper, 1-1.5% manganese, up to 0.6% silicon and contains up to 0.7% iron, the remainder essentially aluminum) with plated aluminum alloy 4343 (an alloy based on aluminum, which contains 6.8-8.2% silicon, up to 0.8% iron, up to 0 , 25% copper, up to 0.2% zinc, up to 0.1% manganese, the rest essentially

chen Aluminium, enthält) das siliziumreiche Eutektikum, welches beim Löten mit der Lötlegierung 4343 gebildet wird, in die Korngrenzen der Legierung 3003 wandern und eine erhöhte Neigung zur Korngrenzenkorrosion verursachen 5 kann. Eine ähnliche Wanderung des siliziumreichen Eutek-tikums in das benachbarte Metall kann im Fall von vakuumgelöteten Bauteilen aus der Aluminiumlegierung 3003, plattiert mit der siliziumreichen Aluminium-Vakuumlötlegierung MD 150 (eine Legierung auf der Basis von Aluminium, io welche ungefähr 9,5% Silizium, 1,5% Magnesium, bis zu 0,3% Eisen, bis zu 0,07% Mangan, bis zu 0,05% Kupfer, bis 0,01% Titan, Rest im wesentlichen Aluminium enthält) oder der Aluminium-Vakuumlötlegierung MD 177, auftreten. Die MD 177 Legierung hat im wesentlichen die gleiche Zu-15 sammensetzung wie die MD 150 Legierung, enthält aber zusätzlich 0,08-0,1% Wismuth". In beiden Legierungen, MD 150 und MD 177, dient der Magnesiumsatz als Fangstoff (Getter) für Spuren von Sauerstoff in den Vakuum-Lötöfen. Chen aluminum, contains) the silicon-rich eutectic, which is formed during soldering with the 4343 solder alloy, migrate into the grain boundaries of alloy 3003 and can cause an increased tendency to grain boundary corrosion 5. A similar migration of the silicon-rich eutectic into the neighboring metal can be carried out in the case of vacuum-soldered components made of aluminum alloy 3003, plated with the silicon-rich aluminum vacuum soldering alloy MD 150 (an alloy based on aluminum, which is approximately 9.5% silicon, 1.5% magnesium, up to 0.3% iron, up to 0.07% manganese, up to 0.05% copper, up to 0.01% titanium, the rest essentially contains aluminum) or the aluminum vacuum soldering alloy MD 177 , occur. The MD 177 alloy has essentially the same composition as the MD 150 alloy, but additionally contains 0.08-0.1% bismuth ". In both alloys, MD 150 and MD 177, the magnesium set serves as a catcher (getter ) for traces of oxygen in the vacuum soldering furnaces.

Mit einem Flussmittel gelötete Bauteile, welche aus dem 20 Lötblech Nr. 12 (auf beiden Seiten mit der Aluminiumlegierung 4343 plattierte Aluminiumlegierung 3003) und unplat-tierter Aluminiumlegierung 3003 bestehen, werden durch das lange Halten bei erhöhten Temperaturen unterhalb der Löttemperatur für die Korrosion sensibilisiert. Diese Praxis des 25 langen Haltens unterhalb der Löttemperatur wird angewendet, damit gewährleistet ist, dass beim abschliessenden, verhältnismässig kurzzeitigen Lötschritt die Lötlegierung auch in sehr grossen Bauteilen überall verflüssigt wird. Die Auswirkung dieser Warmhaltezeit, welche für grosse Gasverflüs-30 sigungs-Wärmeaustauscher bis zu 5 Stunden bei 538 °C betragen kann, besteht darin, dass die kathodischen, eisenreichen Sekundärphasen-Partikel im Metall vergröbert werden. Dies führt sowohl auf plattierten wie auf unplattierten Oberflächen zu einer erhöhten Neigung zu Korngrenzen- und 35 Lochfrasskorrosion. Components soldered with a flux, which consist of 20 soldering plate No. 12 (aluminum alloy 3003 clad on both sides with aluminum alloy 4343) and unplated aluminum alloy 3003, are sensitized to corrosion by holding them at elevated temperatures below the soldering temperature for a long time. This practice of holding for a long time below the soldering temperature is used to ensure that during the final, relatively short-term soldering step, the soldering alloy is liquefied everywhere, even in very large components. The effect of this warming time, which can be up to 5 hours at 538 ° C for large gas liquefaction heat exchangers, is that the cathodic, iron-rich secondary phase particles are coarsened in the metal. This leads to an increased tendency to grain boundary and pitting corrosion on both plated and unplated surfaces.

Zusätzlich zu den schlechten Korrosionseigenschaften der üblicherweise für die Herstellung gelöteter Bauteile verwendeten Legierungen wie 3003 wurde gefunden, dass auch die Widerstandsfähigkeit dieser Legierungen gegen Durch-40 hang viel zu wünschen übrig lässt. Eine grosse Widerstandsfähigkeit gegen Durchhang ist aber sehr wichtig, um eine gute räumliche Stabilität bei grossen gelöteten Bauteilen gewährleisten zu können. Eine zur Herstellung gelöteter Bauteile geeignete Legierung, welche im Vergleich zu den be-45 kannten Legierungen eine verbesserte Widerstandsfähigkeit gegen Durchhang aufweist, wäre demzufolge ausserordentlich wünschenswert. In addition to the poor corrosion properties of the alloys such as 3003 commonly used for the manufacture of soldered components, it was found that the resistance of these alloys to sagging also leaves much to be desired. A high resistance to sag is very important in order to ensure good spatial stability with large soldered components. An alloy suitable for the production of soldered components, which has an improved resistance to sagging in comparison to the known alloys, would therefore be extremely desirable.

Der vorliegenden Erfindung liegt deshalb die Aufgabe zugrunde, eine zur Herstellung gelöteter Bauteile geeignete so Aluminiumlegierang zu schaffen, welche eine grosse Widerstandsfähigkeit gegen Korngrenzenkorrosion, Lochfrasskorrosion sowie gegen Durchhang aufweist. The present invention is therefore based on the object of providing an aluminum alloy rod which is suitable for the production of soldered components and which has great resistance to grain boundary corrosion, pitting corrosion and sagging.

Die Aufgabe wird erfindungsgemäss dadurch gelöst, dass die Legierung aus 0,2-0,9% Mangan, 0,05-0,4% Chrom, 55 0-0,2% Eisen, 0-0,1% Silizium, Rest im wesentlichen Aluminium, besteht. The object is achieved according to the invention in that the alloy of 0.2-0.9% manganese, 0.05-0.4% chromium, 55 0-0.2% iron, 0-0.1% silicon, the rest in essential aluminum.

Es ist ein besonderes und überraschendes Merkmal der vorliegenden Erfindung, dass sich die Aluminiumlegierung durch eine ausserordentliche Verminderung der Neigung zur 60 Korngrenzenkorrosion und Lochfrasskorrosion auszeichnet und dabei eine stark verbesserte Widerstandsfähigkeit gegen Durchhang zeigt. It is a special and surprising feature of the present invention that the aluminum alloy is distinguished by an extraordinary reduction in the tendency towards grain boundary corrosion and pitting corrosion and thereby shows a greatly improved resistance to sagging.

Die vorliegende Erfindung wird anhand der folgenden, in den Beispielen ausführlich erläuterten Zeichnungen, welche 65 dem besseren Verständnis dienen sollen, veranschaulicht: The present invention is illustrated with the aid of the following drawings, which are explained in detail in the examples and are intended to provide a better understanding:

Fig. 1A, 1B und IC sind Fotographien von plattierten und unplattierten Seiten von Proben nach dem Aussetzen in korrosiver Umgebung; 1A, 1B and IC are photographs of plated and unplated sides of samples after exposure to a corrosive environment;

3 3rd

640 273 640 273

Fig. 2A, 2B, 2C und 2D sind 200fach vergrösserte mikroskopische Aufnahmen von Schnitten durch Verbundwerkstoffe nach dem Aussetzen in korrosiver Umgebung; 2A, 2B, 2C and 2D are 200-fold enlarged microscopic images of sections through composite materials after exposure to a corrosive environment;

Fig. 3A, 3B, 3C und 3D sind 200fach vergrösserte mikroskopische Aufnahmen von Schnitten durch Verbundwerkstoffe nach dem Aussetzen in korrosiver Umgebung; und 3A, 3B, 3C and 3D are 200-fold enlarged microscopic images of sections through composite materials after exposure to a corrosive environment; and

Fig. 4 ist eine graphische Darstellung der verbesserten Widerstandsfähigkeit der erfindungsgemässen Legierung gegen Durchhang im Vergleich zur Aluminiumlegierung 3003. 4 is a graphical representation of the improved resistance of the alloy according to the invention to sag in comparison to the aluminum alloy 3003.

In der vorliegenden Erfindung ist gefunden worden, dass die Neigung gelöteter Produkte zur Korngrenzenkorrosion, welche eine Folge der Wanderung von Silizium und der Vergröberung der eisenhaltigen Sekundärphasen-Partikel ist, durch eine Kernlegierung, welche eine merklich reduzierte Konzentration von Eisen und Silizium, aber spezifische Mengen von Mangan und Chrom als zweckdienliche Zusätze enthält, drastisch vermindert werden kann. Die Auswirkung der Verminderung der Eisen- und Siliziumkonzentration liegt darin, dass die Grösse und Besetzungsdichte von eisenreichen Sekundärphasen-Partikeln, welche meistens Silizium-, eisen- und manganhaltige Partikel der alpha-Phase sind, eingeschränkt werden. Der eingeschränkte Siliziumgehalt der erfindungsgemässen Legierung macht diese - wenn sie als Kernlegierung in lotplattierten Verbundwerkstoffen eingesetzt wird - zu einem guten Lösungsmittel für das siliziumreiche Eutektikum, welches zur Wanderung aus der Lötlegierung in die Kernlegierung neigt. Dies bewirkt, dass die Tiefe in der Kernlegierung, bis zu welcher eine solche Wanderung erfolgen kann, drastisch vermindert wird, wodurch die Korngrenzenkorrosion stark herabgesetzt werden kann. In the present invention it has been found that the tendency of brazed products to grain boundary corrosion, which is a result of the migration of silicon and the coarsening of the iron-containing secondary phase particles, by a core alloy, which is a markedly reduced concentration of iron and silicon, but specific amounts of manganese and chromium as useful additives can be drastically reduced. The effect of reducing the iron and silicon concentration is that the size and population density of iron-rich secondary phase particles, which are mostly silicon, iron and manganese-containing particles of the alpha phase, are restricted. The limited silicon content of the alloy according to the invention makes it a good solvent for the silicon-rich eutectic, which tends to migrate from the solder alloy into the core alloy, if it is used as the core alloy in solder-clad composite materials. This has the effect that the depth in the core alloy to which such a migration can take place is drastically reduced, as a result of which the corrosion of the grain boundaries can be greatly reduced.

Die Verminderung der Eisenkonzentration in der erfindungsgemässen Legierung durch Zusatz zweckdienlicher Anteile von Mangan und Chrom verhindert die Bildung von stark kathodischer FeAl3-Phase, unabhängig davon, ob die Legierung als Kernmaterial eines Verbundwerkstoffes oder als unplattierte Legierung zur Herstellung gelöteter Bauteile verwendet wird. Die Wirkung dieser Beschränkung von Eisen und der zweckdienlichen Zusätze von Mangan und Chrom liegt in der Abnahme dieser stark kathodischen Phasen, welche stark Korngrenzen- und Lochfrasskorrosion verursachen. The reduction in the iron concentration in the alloy according to the invention by adding appropriate proportions of manganese and chromium prevents the formation of strongly cathodic FeAl3 phase, regardless of whether the alloy is used as the core material of a composite material or as an unplated alloy for the production of soldered components. The effect of this limitation of iron and the appropriate additions of manganese and chromium is the decrease in these strongly cathodic phases, which cause severe grain boundary and pitting corrosion.

Die erfindungsgemässe Legierung enthält vorzugsweise 0,3-0,6% Mangan, 0,15-0,3% Chrom, bis zu 0,1% Eisen und bis zu 0,1 % Silizium. Als besonders vorteilhaft hat sich ein Eisengehalt und ein Siliziumgehalt von je 0,02-0,08% herausgestellt. The alloy according to the invention preferably contains 0.3-0.6% manganese, 0.15-0.3% chromium, up to 0.1% iron and up to 0.1% silicon. An iron content and a silicon content of 0.02-0.08% each have proven to be particularly advantageous.

Die erfindungsgemässe Aluminiumlegierung kann sowohl plattiert als auch unplattiert zur Herstellung gelöteter Bauteile verwendet werden. The aluminum alloy according to the invention can be used both clad and unclad for the production of soldered components.

Praktisch jede Aluminiumlötlegierung mit einem Siliziumgehalt zwischen 4 und 14% kann als Plattiermaterial verwendet werden, wie z.B. die MD 150- und MD 177-Le-gierungen sowie die Aluminiumlegierung 4045 (eine Legierung auf der Basis von Aluminium, welche 9-11 % Silizium enthält). Virtually any aluminum solder alloy with a silicon content between 4 and 14% can be used as the plating material, e.g. the MD 150 and MD 177 alloys as well as the aluminum alloy 4045 (an alloy based on aluminum, which contains 9-11% silicon).

Der bewusste Manganzusatz in der Kernlegierung sowie die eingeschränkte Eisenkonzentration führen zu einer nutzbringenden Wirkung, indem die Bildung der stark kathodischen FeAl3-Phase, welche in handelsüblichen, manganfreien Legierungen enthalten ist, verhindert wird. Mangankonzentrationen über dem beanspruchten Bereich, beispielsweise Mangankonzentrationen oberhalb 1%, wie sie in der handelsüblichen Aluminiumlegierung 3003 vorhanden sind, bewirken eine übermässige Ausscheidung von MnAl6-Par-tikeln. Diese Partikel haben ein beinahe gleiches Elektrodenpotential wie das Aluminiumgrundgefüge in einem im wesentlichen eisenfreien System. In handelsüblichen Legie-rungsgrundgefügen auf der Basis von Aluminium ist jedoch genügend Eisen vorhanden, um die MnAle-Partikel zu veranlassen, soviel Eisen zu lösen, dass sie in bezug auf das Aluminiumgrundgefüge kathodisch werden und Lokalkorrosion verursachen. Der Chromzusatz in der erfindungsgemässen Legierung verschiebt das Elektrodenpotential des Metalls in die edlere Richtung. In einigen korrosiven Medien kann dies genügen, um die erfindungsgemässe Legierung edler als irgendeine Plattierlegierung zu machen und dadurch in einem Verbundwerkstoff die anodische Auflösung des Kernmetalls durch Bildung eines galvanischen Paars mit der Plattierschicht zu verhindern. Eine zweite und vielleicht wichtigere Rolle des Chroms besteht darin, an Stellen mit Lokalkorrosion, wie Löchern, Korngrenzen oder Rissen als Korrosionsinhibitor zu wirken. Wo eine solche Korrosion auftritt, enthalten die Korrosionsprodukte lösliche Chromat-ionen, welche zu den anodischen Stellen wandern können, wo sie als anodisch wirksame Korrosionsinhibitoren auftreten. The deliberate addition of manganese in the core alloy as well as the restricted iron concentration lead to a beneficial effect by preventing the formation of the strongly cathodic FeAl3 phase, which is contained in commercially available, manganese-free alloys. Manganese concentrations above the claimed range, for example manganese concentrations above 1%, as are present in the commercially available aluminum alloy 3003, cause an excessive excretion of MnAl6 particles. These particles have almost the same electrode potential as the basic aluminum structure in an essentially iron-free system. However, there is sufficient iron in commercially available aluminum-based alloy structures to cause the MnAle particles to dissolve so much iron that they become cathodic with respect to the aluminum base structure and cause local corrosion. The addition of chromium in the alloy according to the invention shifts the electrode potential of the metal in the nobler direction. In some corrosive media, this can be sufficient to make the alloy according to the invention nobler than any plating alloy and thereby to prevent the anodic dissolution of the core metal in a composite material by forming a galvanic pair with the plating layer. A second and perhaps more important role of chromium is to act as a corrosion inhibitor in places with local corrosion such as holes, grain boundaries or cracks. Where such corrosion occurs, the corrosion products contain soluble chromate ions which can migrate to the anodic sites where they appear as anodic corrosion inhibitors.

Zusätzlich zu dem oben gesagten weist die erfindungsgemässe Legierung im Vergleich zu den bisher verwendeten Legierungen wie 3003 eine ausgezeichnete Widerstandsfähigkeit gegen Durchhang auf. Diese vorzügliche Eigenschaft kann den grösseren Körnern zugeschrieben werden, welche in der erfindungsgemässen Legierung infolge der beschränkten Zusätze an Eisen, Mangan, Chrom und Silizium erhalten werden. Die grössere Korngrösse hat eine kleinere Korngrenzenfläche zur Folge, in welcher die den Durchhang verursachenden Gleitungen auftreten können. Die erfindungsgemässe Legierung ist daher insbesondere zur Herstellung von grossen gelöteten Bauteilen geeignet, wo die räumliche Stabilität und die Masshaltung von ausschlaggebender Bedeutung sind. In addition to the above, the alloy according to the invention has an excellent resistance to sagging compared to the alloys previously used, such as 3003. This excellent property can be attributed to the larger grains which are obtained in the alloy according to the invention due to the limited additions of iron, manganese, chromium and silicon. The larger grain size results in a smaller grain boundary area in which the slippage causing the sag can occur. The alloy according to the invention is therefore particularly suitable for the production of large soldered components, where the spatial stability and dimensional stability are of crucial importance.

Die erfindungsgemässe Legierung ist besonders nutzbringend bei der Herstellung von gelöteten Produkten durch Massenfertigungsverfahren, die sowohl das Fluss- als auch das Vakuumlöten einschliessen. Die erfindungsgemässe Legierung hat auch einen besonderen Wert für Produkte, von denen angenommen wird, dass sie unter korrosiven Bedingungen eingesetzt werden, welche Korngrenzenkorrosion der Legierung bewirken können. Es hat sich herausgestellt, dass vakuumgelötete Aluminium-Heizkörper zu ernsthaften Problemen in bezug auf Korngrenzenkorrosion führen können, wenn konventionelle Lötbleche mit einer Kernmetallschicht aus der Legierung 3003 verwendet werden. Diese Heizkörper werden beispielsweise verwendet, um Warmluft zur Erwärmung der Fahrgasträume von Personenautomobilen abzugeben, indem überschüssige Wärme aus dem Kühlmittel des Motors abgeleitet wird. Die Korngrenzenkorrosion ist eine Folge des Kontakts zwischen dem korrosiven wässerigen Kühlmittel für den Motor und den inneren Oberflächen der von Platten gebildeten Kanäle. Wird die erfindungsgemässe Legierung als Kernmaterial in einem lötplattierten Verbundwerkstoff verwendet, so wird die Korngrenzenkorrosion, welche bei dieser Verwendungsart auftritt, bedeutend vermindert. The alloy according to the invention is particularly useful in the manufacture of soldered products by mass production processes, which include both flux and vacuum soldering. The alloy according to the invention also has a particular value for products which are assumed to be used under corrosive conditions which can cause grain boundary corrosion of the alloy. It has been found that vacuum brazed aluminum radiators can cause serious grain boundary corrosion problems when using conventional brazing sheets with a 3003 alloy core metal layer. These radiators are used, for example, to deliver warm air to heat the passenger compartments of automobiles by removing excess heat from the engine coolant. Grain boundary corrosion is a result of contact between the corrosive aqueous coolant for the engine and the inner surfaces of the channels formed by plates. If the alloy according to the invention is used as the core material in a solder-clad composite material, the grain boundary corrosion which occurs with this type of use is significantly reduced.

Es bestehen andere Verwendungsmöglichkeiten in der Kraftfahrzeugindustrie, für welche ein Verbundwerkstoff mit der erfindungsgemässen Legierung gut geeignet ist, welche z.B. Autokühler und Ölkühler im Motorensystem, ebenso Verdampfer und Kondensatoren von Autoklimaanlagen umfassen. Die erfindungsgemässe Legierung ist insbesondere geeignet zur Verwendung als unbeschichtetes Blech in einem Bauteil, in welchem die Lötlegierung in Form eines anderen, mit einem Kern verbundenen Bleches oder Folie vorliegt. Die erfindungsgemässe Legierung eignet sich besonders zur Herstellung gelöteter Bauteile, insbesondere grosser gelöte- There are other possible uses in the motor vehicle industry, for which a composite material with the alloy according to the invention is well suited, which e.g. Car coolers and oil coolers in the engine system, as well as evaporators and condensers of car air conditioning systems. The alloy according to the invention is particularly suitable for use as an uncoated sheet in a component in which the solder alloy is in the form of another sheet or foil connected to a core. The alloy according to the invention is particularly suitable for the production of soldered components, in particular large soldered

5 5

10 10th

15 15

20 20th

25 25th

30 30th

35 35

40 40

45 45

50 50

55 55

60 60

65 65

640 273 640 273

4 4th

ter Bauteile, wo eine gute räumliche Stabilität gefordert Legierung B components where good spatial stability is required Alloy B

wird. Chrom 0,15% becomes. Chromium 0.15%

Die vorliegende Erfindung wird durch die Betrachtung Eisen 0,04% The present invention is viewed by considering iron 0.04%

der folgenden Ausführungsbeispiele leichter verständlich ge- Silizium 0,04% of the following examples easier to understand - silicon 0.04%

macht. s Aluminium Rest makes. s aluminum rest

Beispiel 1 example 1

Zwei Kernlegierungsbarren, welche die untenstehende Zusammensetzung haben, wurden gegossen, wobei Legierung A das Material der erfindungsgemässen Legierung darstellt, und Legierung B als Vergleichslegierung dient. Two core alloy bars, which have the composition below, were cast, alloy A being the material of the alloy according to the invention, and alloy B serving as the comparative alloy.

Legierung A Alloy A

Silizium 0,04% Silicon 0.04%

Chrom 0,3% Chrome 0.3%

Mangan 0,4% Manganese 0.4%

Eisen 0,035% Iron 0.035%

Titan 0,01% Titanium 0.01%

Aluminium Rest Aluminum rest

Durch Strangguss hergestellte Barren der Legierungen A und B wurden während 8 Stunden bei 607 °C homogenisiert, wobei oberhalb 316 °C eine Aufheizgeschwindigkeit von io höchstens 28 °C/h verwendet wurde. Die Barren wurden von 607 °C mit einer Abkühlgeschwindigkeit von 14 °C/h auf eine Temperatur von 316 °C gebracht und dann durch Luftkühlung auf Raumtemperatur abgekühlt. Die Kernmaterialien der Legierungen A und B wurden auf eine Dicke von 15 38,1 mm gefräst und dann auf einer Seite gebürstet. Ingots of alloys A and B produced by continuous casting were homogenized for 8 hours at 607 ° C, above 316 ° C a heating rate of at most 28 ° C / h was used. The ingots were brought from 607 ° C to a temperature of 316 ° C at a cooling rate of 14 ° C / h and then cooled to room temperature by air cooling. The core materials of alloys A and B were milled to a thickness of 15 38.1 mm and then brushed on one side.

Beispiel 2 Example 2

Durville-Barren von in der untenstehenden Tabelle I gezeigten Zusammensetzungen wurden vergossen. Durville bars of compositions shown in Table I below were poured.

Tabelle I Prozentualer Anteil der Elemente Table I Percentage of elements

Legierungstyp Alloy type

Legierung alloy

Si Si

Fe Fe

Cu Cu

Mn Mn

Ti Ti

Mg Mg

Bi Bi

4343 4343

C C.

7,5 7.5

0,35 0.35

0,05 0.05

0,01 0.01

MD 150 MD 150

D D

9,7 9.7

0,3 0.3

0,05 0.05

0,07 0.07

0,01 0.01

1,5 1.5

— -

MD 177 MD 177

E E

9,7 9.7

0,3 0.3

0,05 0.05

0,07 0.07

0,01 0.01

1,5 1.5

0,1 0.1

Die obenstehenden Legierungen C, D und E sind siliziumreiche Plattierlegierungen. Die Durville-Barren der Legierungen C, D und E wurden auf eine Dicke von 38,1 mm gefräst. Sie wurden während einer Stunde wieder auf427 °C erwärmt und dann auf eine Dicke von 3,8 mm warm abgewalzt. Die beim Warmwalzen gebildete Walzhaut wurde durch Ätzen mit Lauge und Spülen entfernt. Alloys C, D and E above are silicon rich cladding alloys. The Durville ingots of alloys C, D and E were milled to a thickness of 38.1 mm. They were reheated to 427 ° C over an hour and then hot rolled to a thickness of 3.8 mm. The rolled skin formed during hot rolling was removed by caustic etching and rinsing.

Beispiel 3 Example 3

Es wurden Lötbleche hergestellt, bei welchen die Legierung C auf die Legierung A, und die Legierung C auf die Legierung B plattiert wurde. Zusätzlich wurde für Vergleichszwecke ein Lötblech der Legierung 4343 (Legierung C), welche auf Legierung 3003 aufplattiert wurde, hergestellt. Alle Lötbleche wurden nur auf einer Seite plattiert. Die Lötbleche wurden hergestellt, indem die entsprechende Lötlegierung auf die gebürstete Seite der Kernlegierung geschweisst, und das Verbundmaterial warm abgewalzt wurde. Es wurde mit einer Eingangstemperatur von 427 °C gearbeitet. Eine Seite wurde unverschweisst belassen, um das Austreiben der Luft aus den aufeinanderliegenden Flächen zu ermöglichen. Das Warmwalzen wurde fortgesetzt bis zu einer Dicke der Verbundbleche von 3,8 mm. Diese wurden dann kalt auf 0,8 mm abgewalzt, durch Erwärmen auf 349 °C geglüht, wobei oberhalb 149 °C mit einer Geschwindigkeit von 14 °C/h erwärmt wurde, während 2 Stunden bei 349 °C gehalten, mit 14 °C/h auf204 °C abgekühlt und schliesslich durch Luftabkühlung von 204 °C auf Raumtemperatur gebracht. Solder sheets were made in which alloy C was plated onto alloy A and alloy C was plated onto alloy B. In addition, an alloy 4343 alloy (alloy C) plated on alloy 3003 was made for comparison. All solder plates were clad on one side only. The brazing sheets were made by welding the appropriate brazing alloy onto the brushed side of the core alloy and hot rolling the composite material. The input temperature was 427 ° C. One side was left unsealed to allow the air to be expelled from the superimposed surfaces. Hot rolling was continued to a thickness of the composite sheets of 3.8 mm. These were then cold rolled to 0.8 mm, annealed by heating to 349 ° C, heating above 149 ° C at a rate of 14 ° C / h, held at 349 ° C for 2 hours, at 14 ° C / h cooled to 204 ° C and finally brought from 204 ° C to room temperature by air cooling.

Beispiel 4 Example 4

Die Lötbleche wurden einem simulierten Arbeitsablauf für das Löten mit einem Flussmittel, wie es beispielsweise bei einem sperrigen Bauteil angewendet werden kann, unterworfen. Der simulierte Arbeitsablauf zum Flussmittellöten um-fasste das Stapeln von 102 x 102 mm Blechen in einem Rahmen, welcher in einen Muffelofen gelegt wurde. In einem blinden Stutzen befand sich ein Thermoelement im Ofen, damit die Metalltemperatur bestimmt werden konnte. Die Proben wurden auf 538 °C erwärmt und während 5 Stunden auf dieser Temperatur gehalten, womit der Vorheizschritt simu-35 liert wurde. Anschliessend wurden sie mit einigen nichtvor-geheizten Proben während einer Zeitdauer von 15,20,60 und 300 Min. auf 602 °C erhitzt. Die Proben wurden dann in Muster mit den Massen 25,5 x 12,25 mm zerschnitten. In der Nähe einer Ecke wurde ein Loch gestanzt, damit das 40 Muster an einem Nylonfaden aufgehängt werden konnte. Alle Muster wurden während 140 Stunden in eine Lösung von 4 °C getaucht, welche die in der nachfolgenden Tabelle II gezeigte Zusammensetzung hatte. The soldering sheets were subjected to a simulated workflow for soldering with a flux, such as can be used for a bulky component. The simulated flux soldering workflow included stacking 102 x 102 mm sheets in a frame, which was placed in a muffle furnace. A thermocouple was in the furnace in a blind socket so that the metal temperature could be determined. The samples were heated to 538 ° C and held at this temperature for 5 hours, thereby simulating the preheating step. They were then heated to 602 ° C. with a few non-preheated samples over a period of 15, 20, 60 and 300 minutes. The samples were then cut into 25.5 x 12.25 mm samples. A hole was punched near a corner so the 40 pattern could be hung on a nylon thread. All samples were immersed in a 4 ° C solution having the composition shown in Table II below for 140 hours.

45 Tabelle II 45 Table II

0,1 Mol NaCl 0.1 mol NaCl

0,01 Mol NaNo3 0.01 mol NaNo3

2,0 cm3 Eisessig 2.0 cm3 of glacial acetic acid

4,0 cm3 30% H202 4.0 cm3 30% H202

so in 1 Liter destilliertem Wasser. so in 1 liter of distilled water.

Die obenstehende Lösung war dazu bestimmt, die besonders korrosiven Arbeitsbedingungen, welchen Wärmeaustauscher für die Luftverflüssigung ausgesetzt sind, zu simu-55 lieren. The above solution was designed to simulate the particularly corrosive working conditions to which heat exchangers are exposed to air liquefaction.

Die Fotographien von Fig. 1 zeigen das Aussehen der beschichteten und unbeschichteten Seiten der Proben, nachdem sie dieser Lösung ausgesetzt worden sind. Fig. 1A zeigt Legierung C, welche auf Legierung A aufplattiert ist. Fig. 1B 60 zeigt Legierung C, welche auf Legierung B aufplattiert ist. Fig. IC zeigt Legierung C, welche auf Legierung 3003 aufplattiert worden ist, entsprechend dem Lötblech Nr. 11. Man sieht sofort, dass die Probe mit der auf die erfindungsgemässe Legierung A aufplattierten Legierung C sowohl auf 65 der plattierten als auch auf der unplattierten Oberfläche völlig frei von mit blossem Auge feststellbaren Korrosionserscheinungen ist. Das Vergleichsmuster, bei welchem die Legierung C auf die Legierung B plattiert ist, zeigt etwas Loch The photographs of Figure 1 show the appearance of the coated and uncoated sides of the samples after exposure to this solution. Figure 1A shows Alloy C plated on Alloy A. 1B 60 shows Alloy C plated on Alloy B. IC shows alloy C which has been plated on alloy 3003, corresponding to soldering plate No. 11. It can be seen immediately that the sample with alloy C plated on alloy A according to the invention is present on both the plated and the unplated surface is completely free of signs of corrosion that can be seen with the naked eye. The comparative pattern in which alloy C is plated on alloy B shows some hole

frass auf der unplattierten Seite, aber keinen Angriff auf der beschichteten Seite. Es ist festgestellt worden, dass die punktförmigen Löcher die in Tabelle III dargestellten Tiefen haben, welche von der Behandlungsdauer bei 602 °C abhängen. ate on the unplated side, but no attack on the coated side. The punctiform holes have been found to have the depths shown in Table III which depend on the duration of treatment at 602 ° C.

Tabelle III Lochfrass auf der unbeschichteten Seite des C auf B-Lötblechen Table III Pitting on the uncoated side of the C on B solder plates

Behandlungsdauer bei 602°C [min] Mittlere Lochtiefe [mm] Treatment time at 602 ° C [min] mean hole depth [mm]

0 0 0 0

15 0,18 15 0.18

30 0,19 30 0.19

60 0,22 60 0.22

300 0,31 300 0.31

Lötblech Nr. 11 (Fig. IC) wurde beim Korrosionsversuch auf der unplattierten Seite bei einer Lötzeit von entweder 0 oder 300 Minuten stark, bei Lötzeiten von 15, 30 und 60 Minuten jedoch nur mässig angegriffen. Der Angriff zeigte sich in Form einer Blasenbildung an der Oberfläche. Die Prüfung der beschichteten Seite von Lötblech Nr. 11 (Fig. IC) zeigt nur im Fall der Probe, welche nicht der simulierten Lötbehandlung bei 602 °C unterworfen worden ist, einen starken Angriff. Soldering plate no. 11 (FIG. IC) was strongly attacked on the unplated side with a soldering time of either 0 or 300 minutes, but only moderately attacked with soldering times of 15, 30 and 60 minutes. The attack appeared as a blistering on the surface. Examination of the coated side of soldering plate No. 11 (FIG. IC) shows a strong attack only in the case of the sample which has not been subjected to the simulated soldering treatment at 602 ° C.

Es ist augenfällig, dass die erfindungsgemässe Legierung - ob plattiert oder unplattiert - weder auf der plattierten noch auf der unplattierten Seite einen Korrosionsangriff aufweist. Im Gegensatz dazu führt die unplattierte Legierung 3003 zu starkem Lochfrassangriff. It is obvious that the alloy according to the invention - whether plated or unplated - has neither a corrosion attack on the plated nor on the unplated side. In contrast, the unplated alloy 3003 leads to a strong pitting attack.

Beispiel 5 Example 5

Die Figuren 2A, 2B, 2C und 2D zeigen mikroskopische Aufnahmen von Querschnitten durch Muster von Legierung C, welche auf Legierung A plattiert ist, und von Lötblech Nr. 11, nachdem sie während 140 Stunden bei -4 °C und 4°C der korrosiven Lösung von Tabelle II ausgesetzt worden sind. Die mikroskopischen Aufnahmen haben eine 200fache Vergrösserung. Fig. 2A zeigt Legierung C, welche auf Legierung A aufplattiert ist, nachdem die Lösung bei -4 °C auf sie eingewirkt hat. Fig. 2B zeigt Legierung C, welche auf Legierung A aufplattiert ist, nach der Einwirkung der Lösung bei 4 °C. Fig. 2C zeigt Lötblech Nr. 11 nach dem Einwirken der Lösung bei -4 °C, und Fig. 2D zeigt Lötblech Nr. 11 nach dem Einwirken der Lösung bei -4 °C. Die in Fig. 2 dargestellten Resultate an mit Flussmittel gelöteten Proben zeigen, dass das Lötblech mit auf die erfindungsgemässe Legierung A plattierter Legierung C auf den beschichteten und unbeschichteten Oberflächen viel widerstandsfähiger gegen Korngrenzenkorrosion als Lötblech Nr. 11 ist. Figures 2A, 2B, 2C and 2D show micrographs of cross sections through patterns of alloy C plated on alloy A and of solder plate # 11 after being corrosive for 140 hours at -4 ° C and 4 ° C Solution of Table II have been suspended. The microscopic images have a magnification of 200 times. Figure 2A shows Alloy C plated on Alloy A after the solution has acted on it at -4 ° C. Figure 2B shows Alloy C plated on Alloy A after exposure to the solution at 4 ° C. Fig. 2C shows solder plate No. 11 after the solution has been acted on at -4 ° C., and FIG. 2D shows solder plate No. 11 after the solution has been acted on at -4 ° C. The results shown in FIG. 2 on flux-soldered samples show that the solder plate with alloy C plated on alloy A according to the invention on the coated and uncoated surfaces is much more resistant to grain boundary corrosion than solder plate No. 11.

Die in Fig. 1 gezeigten Resultate zeigen starken Lochfrass auf der Kernschicht des Vergleichslötbleches, bei welchem Legierung C auf die Legierung B plattiert ist. The results shown in Fig. 1 show severe pitting on the core layer of the comparative solder sheet in which alloy C is plated on alloy B.

Die aus Legierung A bestehende Schicht der Verbundlegierung, bei welcher Legierung C auf die Legierung A plattiert ist, besteht aus einer Legierung mit 0,4% Mangan und 0,3% Chrom, entsprechend der vorliegenden Erfindung. The layer of the composite alloy consisting of alloy A, in which alloy C is plated on alloy A, consists of an alloy with 0.4% manganese and 0.3% chromium, according to the present invention.

Die Schicht des Lötblechs mit auf die Legierung B plattierter Legierung C enthält neben Aluminium 0,15% Chrom, zu welchem noch 0,04% Eisen und 0,04% Silizium hinzukommen. Der starke Angriff dieses Materials zeigt, dass es nicht genügt, Chrom zu einer Legierung auf der Basis von Aluminium mit geringem Eisen- und Siliziumgehalt hinzuzufügen. Der zur Legierung A hinzugegebene Manganzusatz gemäss vorliegender Erfindung ist wichtig für einen hinreichenden Korrosionswiderstand. The layer of the solder plate with alloy C plated on alloy B contains 0.15% chromium in addition to aluminum, to which is added 0.04% iron and 0.04% silicon. The strong attack of this material shows that it is not enough to add chromium to an alloy based on aluminum with a low iron and silicon content. The manganese additive according to the present invention added to alloy A is important for adequate corrosion resistance.

640 273 640 273

Beispiel 6 Example 6

Lötbleche von auf die Legierung 3003 aufplattierter Legierung D (MD 150) und auf die Legierung 3003 aufplattierter Legierung E (MD 177) sowie von auf die erfindungsgemässe Legierung A plattierter Legierung D und auf die Legierung A plattierter Legierung E wurden alle einem simulierten Vakuumlötverfahren unterworfen. Dieses Verfahren bestand darin, dass die Materialien bei einem Druck von 2 x 10"4 Torr während insgesamt 12 Minuten bei einer Temperatur von 593 °C in einem Vakuumofen gehalten wurden. Die Muster wurden anschliessend dem Ofen entnommen und an der Luft abgekühlt. Die Proben wurden auf die Neigung zu Korngrenzenkorrosion geprüft, indem sie während 24 Stunden in eine siedende Lösung eingetaucht wurden. Diese wurde hergestellt, indem die in der untenstehenden Tabelle IV angegebenen Materialien in 10 Litern destilliertem Wasser aufgelöst wurden. Solder plates of alloy D (MD 150) plated on alloy 3003 and alloy E (MD 177) plated on alloy 3003 as well as alloy D plated on alloy A according to the invention and alloy E plated on alloy A were all subjected to a simulated vacuum soldering process. This process consisted of holding the materials in a vacuum oven at 2 x 10 "4 Torr for a total of 12 minutes at a temperature of 593 ° C. The samples were then removed from the oven and air cooled. The samples were tested for susceptibility to grain boundary corrosion by immersing them in a boiling solution for 24 hours, which was prepared by dissolving the materials listed in Table IV below in 10 liters of distilled water.

Tabelle IV Table IV

1,48 g Na2S04 1.48 g Na2S04

1,65 g NaCl 1.65 g NaCl

1,40 g NaHC03 1.40 g NaHC03

0,29 g FeCl3 0.29 g FeCl3

0,39 g CuSo4 • 7H20 0.39 g CuSo4 • 7H20

Die Proben wurden während einer Zeitdauer von weiteren 24 Stunden in derselben Lösung gehalten, während diese auf Zimmertemperatur abkühlte. Die Proben wurden dann aus der Lösung genommen und auf Korngrenzenkorrosion geprüft. Die Oberflächen der Muster waren an einigen Stellen durch weisse Korrosionsprodukte gekennzeichnet, welche der inneren Korngrenzenkorrosion entsprechen. An den Stellen mit den ausgedehnten, mit weissem Korrosionsprodukt bedeckten Flächen sind metallographische Schliffe der Proben hergestellt worden. 200fach vergrösserte mikroskopische Aufnahmen der polierten Schliffe sind in Fig. 3 dargestellt. Fig. 3A zeigt die auf die Legierung A plattierte Legierung D; Fig. 3B zeigt die auf die Legierung 3003 plattierte Legierung D; Fig. 3C zeigt die auf die Legierung A plattierte Legierung E, und Fig. 3D zeigt die auf die Legierung 3003 plattierte Legierung E. Die Resultate zeigen klar, dass der Verbundwerkstoff mit der erfindungsgemässen Legierung A bei beiden Typen von Vakuumlötlegierungen nicht durch die korrosive Prüflösung angegriffen wird. Im Gegensatz dazu erleiden Verbundwerkstoffe, welche die Legierung 3003 verwenden, verschiedene Grade von Korngrenzenkorrosion, je nachdem ob als Vakuumlötlegierung Legierung D (Silizium und Magnesium) oder Legierung E (Silizium und Magnesium und Wismuth) eingesetzt wird. The samples were held in the same solution for a further 24 hours while cooling to room temperature. The samples were then removed from the solution and checked for grain boundary corrosion. The surfaces of the samples were marked in some places by white corrosion products, which correspond to the internal grain boundary corrosion. Metallographic sections of the specimens were made at the locations with the extensive areas covered with white corrosion product. Microscopic images of the polished sections, magnified 200 times, are shown in FIG. 3. Figure 3A shows alloy D plated on alloy A; 3B shows alloy D plated on alloy 3003; FIG. 3C shows alloy E plated on alloy A, and FIG. 3D shows alloy E plated on alloy 3003. The results clearly show that the composite material with alloy A according to the invention is not affected by the corrosive test solution in both types of vacuum solder alloys is attacked. In contrast, composite materials that use alloy 3003 suffer from various degrees of grain boundary corrosion, depending on whether alloy D (silicon and magnesium) or alloy E (silicon and magnesium and bismuth) is used as the vacuum brazing alloy.

Beispiel 7 Example 7

Es wurden 3 Kernlegierungsbarren mit den in nachstehender Tabelle V angegebenen Zusammensetzungen gegossen. Three core alloy ingots were cast with the compositions shown in Table V below.

Legierung X entspricht der erfindungsgemässen Zusammensetzung, Legierung Y ist eine Vergleichslegierung und Legierung Z hat die Zusammensetzung einer 3003-Legie-rung. Alloy X corresponds to the composition according to the invention, alloy Y is a comparative alloy and alloy Z has the composition of a 3003 alloy.

Je ein Stranggussbarren der Legierungen X, Y und Z wurde während 8 h bei 538 °C homogenisiert, wobei oberhalb 316°C eine Aufheizgeschwindigkeit von höchstens 28 °C/h verwendet wurde. Die Barren wurden dann an Luft auf Raumtemperatur abgekühlt. Die Kernmaterialien der Legierungen X, Y und Z wurden auf eine Dicke von 38,1 mm gefräst und dann auf einer Seite gebürstet. Eine zweite Serie Stranggussbarren der Legierungen X, Y und Z wurde während 8 h bei 571 °C homogenisiert, wobei wiederum oberhalb 316 °C eine Aufheizgeschwindigkeit von höch5 One continuous cast ingot of alloys X, Y and Z was homogenized at 538 ° C for 8 h, with a heating rate of at most 28 ° C / h being used above 316 ° C. The bars were then cooled in air to room temperature. The core materials of alloys X, Y and Z were milled to a thickness of 38.1 mm and then brushed on one side. A second series of continuous casting ingots of the alloys X, Y and Z was homogenized for 8 h at 571 ° C, again with a heating rate of above 5 ° C above 316 ° C

5 5

10 10th

IS IS

20 20th

25 25th

30 30th

35 35

40 40

45 45

50 50

55 55

60 60

65 65

640273 640273

6 6

Tabelle V Table V

Legierung X Alloy X

Legierung Y Alloy Y

Legierung Z Alloy Z

Mangan manganese

0,40 % 0.40%

Silizium silicon

0,21 % 0.21%

Silizium silicon

0,20 % 0.20%

Chrom chrome

0,25 % 0.25%

Eisen iron

0,34 % 0.34%

Eisen iron

0,52 % 0.52%

Titan titanium

0,010% 0.010%

Kupfer copper

0,20 % 0.20%

Kupfer copper

0,12 % 0.12%

Aluminium aluminum

Rest rest

Mangan manganese

1,20 % 1.20%

Mangan manganese

1,16 % 1.16%

Chrom chrome

0,31 % 0.31%

Titan titanium

0,0X1% 0.0X1%

Zink zinc

0,10 % 0.10%

Aluminium aluminum

Rest rest

Titan titanium

0,010% 0.010%

Aluminium aluminum

Rest rest

stens 28 °C/h verwendet wurde. Die Barren wurden von 571 C mit einer Abkühlgeschwindigkeit von 14°C/h auf 551 °C gebracht und anschliessend auf Raumtemperatur abgekühlt. Die Kernlegierungsmaterialien der Legierungen X, Y und Z wurden auf eine Dicke von 38,1 mm gefräst und dann auf einer Seite gebürstet. at least 28 ° C / h was used. The bars were brought from 571 ° C. at a cooling rate of 14 ° C./h to 551 ° C. and then cooled to room temperature. The core alloy materials of alloys X, Y and Z were milled to a thickness of 38.1 mm and then brushed on one side.

Je ein letzter Stranggussbarren der Legierungen X, Y und Z wurde während 8 h bei 607 °C homogenisiert, wobei oberhalb 316 °C eine Aufheizgeschwindigkeit von 28 °C/h verwendet wurde. Die Barren wurden von 607 °C mit einer Abkühlgeschwindigkeit von 14 °C/h auf eine Temperatur von 551 °C gebracht und anschliessend auf Raumtemperatur abgekühlt. Die Kernlegierungsmaterialien der Legierungen X, Y und Z wurden auf eine Dicke von 38,1 mm gefräst und dann auf einer Seite gebürstet. One last ingot of alloy X, Y and Z was homogenized for 8 hours at 607 ° C, above 316 ° C a heating rate of 28 ° C / h was used. The bars were brought from 607 ° C to a temperature of 551 ° C at a cooling rate of 14 ° C / h and then cooled to room temperature. The core alloy materials of alloys X, Y and Z were milled to a thickness of 38.1 mm and then brushed on one side.

Die neun derart behandelten Barren wurden zur Beurteilung der mechanischen Eigenschaften, insbesondere zur Beurteilung der Widerstandsfähigkeit gegen Durchhang, auf folgende Weise weiterverarbeitet. The nine bars treated in this way were further processed in the following manner to assess the mechanical properties, in particular to assess the resistance to sagging.

Die Barren wurden bei 427 °C warmgewalzt und ohne Zwischenglühung auf Enddicke verarbeitet. Die auf Enddik-ke abgewalzten Legierungen wurden einer Schlussglühung von 2 bis 2Vz h bei 350 °C unterworfen. The ingots were hot-rolled at 427 ° C and processed to final thickness without intermediate annealing. The alloys rolled to final thickness were subjected to a final annealing of 2 to 2 hours at 350 ° C.

Die Widerstandsfähigkeit gegen Durchhang wurde durch die Messung der Auslenkung am freien Ende einer einseitig und waagrecht eingespannten Probe von 203 mm Länge und 25,4 mm Breite (freie Länge 152 mm) nach einem simulierten Lötzyklus bestimmt. Die Probendicke betrug 0,8 mm. Der simulierte Vakuumlötzyklus bestand darin, dass die Proben so rasch wie möglich auf 593 °C aufgeheizt wurden - d.h. für 0,8 mm-Proben eine Aufheizdauer von etwa 10 min -, anschliessend während 8 min bei 593 °C gehalten und dann an The resistance to sag was determined by measuring the deflection at the free end of a one-sided and horizontally clamped sample of 203 mm in length and 25.4 mm in width (free length 152 mm) after a simulated soldering cycle. The sample thickness was 0.8 mm. The simulated vacuum soldering cycle consisted of heating the samples to 593 ° C as quickly as possible - i.e. for 0.8 mm samples, a heating-up time of about 10 min -, then held at 593 ° C for 8 min and then on

Luft auf Raumtemperatur abgekühlt wurden. Dieser simu-ls lierte Vakuumlötzyklus entspricht etwa der üblichen Praxis mit Aufheizen von Raumtemperatur auf 577 °C in weniger als 1 min, Halten während länger als 1 min bei Temperaturen oberhalb 577 °C, Abkühlen von 577 °C auf 427 °C im Vakuum und Ventilatorkühlung auf Raumtemperatur. Die 20 Ofentemperatur beträgt dabei 593 bis 599 °C und der totale Zeitaufwand vom Start des Zyklus bis zur Ventilatorkühlung beträgt etwa 18 min. Air were cooled to room temperature. This simulated vacuum soldering cycle corresponds approximately to the usual practice with heating from room temperature to 577 ° C in less than 1 min, holding for longer than 1 min at temperatures above 577 ° C, cooling from 577 ° C to 427 ° C in vacuum and Fan cooling to room temperature. The 20 oven temperature is 593 to 599 ° C and the total time from the start of the cycle to fan cooling is about 18 minutes.

In Fig. 4 ist die Widerstandsfähigkeit gegen Durchhang für die erfindungsgemässe Legierung X, die Vergleichslegie-25 rang Y und die Legierung Z, welche einer 3003-Legierung entspricht, als Funktion der Homogenisierungstemperatur graphisch dargestellt. Die übliche Homogenisierungstem-peratur, bei welcher Aluminiumlegierungen für die Herstellung von Lötblechen behandelt werden, liegt in der Grös-30 senordnung von 590 bis 620 °C. 4 shows the resistance to sag for the alloy X according to the invention, the comparative alloy 25 and the alloy Z, which corresponds to a 3003 alloy, as a function of the homogenization temperature. The usual homogenization temperature, at which aluminum alloys are treated for the production of soldering sheets, is in the order of 590 to 620 ° C.

Wie aus Fig. 4 hervorgeht, weist die erfindungsgemässe Legierung X im Vergleich zu den Legierungen Y und Z eine wesentlich bessere Widerstandsfähigkeit gegen Durchhang 35 auf. As can be seen from FIG. 4, the alloy X according to the invention has a significantly better resistance to sag 35 compared to the alloys Y and Z.

Die erfindungsgemässe Lieferung weist nur etwa V5 bis V25 der Durchhang-Auslenkung der Aluminiumlegierung 3003 auf, wenn diese einem simulierten Lötzyklus unterworfen werden. Der Unterschied in der Widerstandsfähigkeit ge-40 gen Durchhang ist von der vorgängigen Homogenisierungsbehandlung der Barren abhängig. Aus Fig. 4 geht klar hervor, dass die erfindungsgemässe Legierung im Vergleich zu den üblicherweise in der Herstellung gelöteter Bauteile verwendeten Legierungen eine wesentlich bessere Widerstands-45 fähigkeit gegen Durchhang aufweist. The delivery according to the invention only has approximately V5 to V25 of the sag deflection of the aluminum alloy 3003 when these are subjected to a simulated soldering cycle. The difference in resistance to sag depends on the previous homogenization treatment of the bars. 4 clearly shows that the alloy according to the invention has a significantly better resistance to sagging compared to the alloys usually used in the manufacture of soldered components.

s s

5 Blatt Zeichnungen 5 sheets of drawings

Claims

640 273 PATENT CLAIMS

1. Corrosion-resistant aluminum alloy with improved resistance to sag when used in soldered components, characterized in that the alloy consists of 0.2-0.9% manganese, 0.05-0.4% chromium, 0-0.2% iron, 0.1-0.1% silicon, the rest essentially aluminum.

2. Aluminum alloy according to claim 1, characterized in that the alloy 0.3-0.6% manganese, 0.15-0.30% chromium, 0.02-0.08% iron and 0.02-0.08 % Contains silicon.

3. Aluminum alloy according to one of claims 1 to 2, characterized in that the alloy is essentially free of strongly cathodic FeAl3 phase.