DE2904219A1

DE2904219A1 - Korrosionsbestaendige aluminiumlegierung

Info

Publication number: DE2904219A1
Application number: DE19792904219
Authority: DE
Inventors: William H Anthony; Andrew J Brock; James M Popplewell
Original assignee: Alusuisse Holdings AG
Current assignee: Alcan Holdings Switzerland AG
Priority date: 1978-02-24
Filing date: 1979-02-05
Publication date: 1979-08-30
Also published as: JPS6211062B2; FR2418275B1; IT1209445B; DE2904219C2; FR2418275A1; CH640273A5; IT7920496A0; JPS54126616A; NO790631L; CA1119436A; ATA144079A; AT367461B

Description

• ι

SCHWEIZERISCHE ALUMINIUM AG, 3965 Chippis

Korrosionsbeständige Aluminiumlegierung

10.Januar 1979
FPRS-Wie/Ri - 1168.02 -

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Korrosionsbeständige Aluminiumlegierung

Die Erfindung bezieht sich auf eine korrosionsbeständige Aluminiumlegierung mit verbesserter Widerstandsfähigkeit gegen Durchhang bei Verwendung in gelöteten Bauteilen.

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 Sulfaticnen, insbesondere wenn der pH des Wassers einen verhältnismässig niedrigen Wert hat. Solche Wässer können als Filme auf den Rippen von Wärmeaustauscherausrüstungen, wie sie für die Klimaanlagen im Automobil- oder Flugzeugbau, für Automobilradiatoren, für Gasverflüssigungsanlagen oder dergleichen verwendet werden, kondensieren.

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 Flüssigkeitstand 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 ρΐΐ-iisärtos des Kühlnediums und zu einer Anhäufung von Schwermetallionen, welche aus der Reaktion der sauren Komponenten mit Kupferlegierungen und gusseisernen Oberflächen im Kühlsystem herrühren, führt.

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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 wesentlichen 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 kann. Eine ähnliche Wanderung des siliziumreichen Eutektikums 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, 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 Zusammensetzung wie die MD 150 Legierung, enthält aber zusätzlich 0,08 - 0,1 % Wismuth. In beiden Legierungen, MD 150 .und MD 177, dient der Magnesiumzusatz als Fangstoff (Getter) für Spuren von Sauerstoff in den Vakuum-Lötöfen.

Mit einem Flussmittel gelötete Bauteile, welche aus dem Lötblech Nr. 12 (auf beiden Seiten mit der Aluminiumlegierung 4343 plattierte Aluminiumlegierung 3003) und unplattierter Aluminiumlegierung 3003 bestehen, werden durch das lange Halten

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bei erhöhten Temperaturen unterhalb der Löttemperatur für die Korrosion sensibilisiert. Diese Praxis des 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 Gasverflüssigungs-Wärmeaustauscher bis zu 5 Stunden bei 538 C betragen kann, besteht darin, dass die kathodischen, eisenreicheri Sekundärphasen-Partikel im Metall vergröbert werden. Dies führt sowohl auf plattierten wie auf unplattierten Oberflächen zu einer erhöhten Neigung zu Korngrenzen- und Lochfrasskorrosion.

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 Durchhang 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 bekannten Legierungen eine verbesserte Widerstandsfähigkeit gegen Durchhang aufweist, wäre demzufolge ausserordentlich wünschenswert.

Der vorliegenden Erfindung liegt deshalb die Aufgabe zugrunde, eine zur Herstellung gelöteter Bauteile geeignete Aluminiumlegierung zu schaffen, welche eine grosse Widerstandsfähigkeit gegen Korngrenzenkorrosion, Lochfrasskorrosion sowie gegen Durchhang aufweist.

Die Aufgabe wird erfindungsgenäss dadurch gelöst, dass die Legierung aus 0,2 - 0,9 % Mangan, 0,05 - 0,4 % Chrom, 0 - 0,2 % Eisen, 0 - 0,1 % Silizium, Rest im wesentlichen Aluminium, besteht.

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Es ist ein besonderes und überraschendes Merkmal der vorliegenden Erfindung, dass sich die Aluminiumlegierung durch eine ausserordentliche Verminderung der Neigung zur Korngrenzenkorrosion und Lochfrasskorrosion auszeichnet und dabei eine stark verbesserte Widerstandsfähigkeit gegen Durchhang zeigt.

Die vorliegende Erfindung wird anhand der folgenden, in den Beispielen ausführlich erläuterten Zeichnungen, welche dem besseren Verständnis dienen sollen, veranschaulicht:

Figuren IA, IB und IC sind Fotographien von plattierten und unplattierten Seiten von Proben nach dem Aussetzen in korrosiver Umgebung;

Figuren 2A, 2B, 2C und 2D sind 200-fach vergrösserte mikroskopische Aufnahmen von Schnitten durch Verbundwerkstoffe nach dem Aussetzen in korrosiver Umgebung;

Figuren 3A, 3B, 3C und 3D sind 200-fach vergrösserte mikroskopische Aufnahmen von Schnitten durch Verbundwerkstoffe nach dem Aussetzen in korrosiver Umgebung; und

Figur 4 ist eine graphische Darstellung der verbesserten Widerstandsfähigkeit der erfindungsgemässen Legierung gegen Durchhang im Vergleich zur Aluminiumlegierung 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 Z±3±.. ·_::α _-iii^iur.i. ab-:-r spezifische -Isngen von i-la^an und Chrom als zweckdienliche Zusätze enthält, drastisch vermindert werden kann. Die Auswirkung der Verminderung der Eisen- und Siliziumkonzentration liegt darin, dass die Grosse und Besetzungs-

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dichte von eisenreichen Sekundärphasen-Partikeln, welche meistens Silizium-, eisen- und manganhaltige Partikel der alpha-Phase sind, eingeschränkt werden. Der eingeschränkte Siliziumgehalt der erfindungegemässen 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.

Die Verminderung der Eisenkonzentration in der erfindungsgemässen Legierung durch Zusatz zweckdienlicher Anteile von Mangan und Chrom verhindert die Bildung von stark kathodischer FeAl^-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.

Die erfindungsgemässe Legierung ernthält 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 Ei-sengehalt und ein Siliziumgehalt von je 0,02 - 0,08 % heraus-gestellt.

Die erfindungsgemässe Aluminiumlegierung kann sowohl plattiert als auch unplattiert zur Herstellung gelöteter Bauteile verwendet werden.

Praktisch jede Aluminiumlötlegierung mit einem Siliziumgehalt zwischen 4 und 14 % kann als Plattiermaterial verwendet werden, wie z.B. die MD 150 und MD 177-Legierungen sowie die Aluminium-

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legierung 4045 (eine Legierung auf der Basis von Al welche 9 - 11 % Silizium enthält).

Der bewusste Manganzusatz in der Kernlegierung sowie die eingeschränkte Eisenkonzentration führen zu einer nutzbringenden Wirkung, indem die Bildung der stark kathodischen FeAl_-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 MnAl -Partikeln. Diese Partikel haben ein beinahe gleiches Elektrodenpotential wie das Aluminiumgrundgefüge in einem im wesentlichen eisenfreien System. In handelsüblichen Legierungsgrundgefügen auf der Basis von Aluminium ist jedoch genügend Eisen vorhanden, um die MnAl--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 Chromationen, welche zu den anodischen Stellen wandern können, wo sie als anodisch wirksame Korrosionsinhibitoren auftreten.

Zusätzlich zu dem oben gesagten weist die erfindungsgemässe Legierung im Vergleich zu den bisher verwendeten Legierungen wie 3003 eine ausgezeichnete Widerstandsfähigkeit gegen Durch-

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hang 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

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.

Es bestehen andere Verwendungsmöglichkeiten in der Kraftfahrzeugindustrie, für welche ein Verbundwerkstoff mit der erfindungsgemässen Legierung gut geeignet ist, welche z.B. Autokühler und und Oelkühler im Motorensystem, ebenso Verdampfer und

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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 gelöteter Bauteile, wo eine gute räumliche Stabilität gefordert wird.

Die vorliegende Erfindung wird durch die Betrachtung der folgenden Ausführungsbeispiele leichter verständlich gemacht.

Beispiel 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.

Legierung	A
Silizium	0.04 %
Chrom	0.3 %
Mangan	0.4 %
Eisen	0.035%
Titan	0.01 %
Aluminium	Rest
Legierung	B
Chrom	0.15 %
Eisen	0.04 %
Silizium	0.04 %
Aluminium	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 höchstens 28 C/h

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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 38,1 mm gefräst und dann auf einer Seite gebürstet.

Beispiel 2

Durville-Barren von in der untenstehenden Tabelle I gezeigten Zusammensetzungen wurden vergossen.

Tabelle I
Prozentualer Anteil der Elemente

Legierungs- Legierung Si Fe Cu Mn Ti Mg Bi Typ

0.05 — 0.01 -0.05 0.07 0.01 1.5 — 0.05 0.07 0.01 1.5 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 auf 427 C erwärmt und dann auf eine Dicke von 3,8 mm warm abgewalzt. Die beim Warmwalzen gebildete Walzhaut wurde durch Aetzen mit Lauge und Spülen, entfernt.

Beispiel 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 Legie-

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4343	C	7.	5	0.	35
MD 150	D	9.	7	0.	3
MD 177	E	9.	7	0.	3

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rung 3003 aufplattiert wurde, hergestellt. Alle Lötbleche wurden nur auf einer Seite plattiert. Die Lötbleche wurden hergestellt, indem die entsprechende Lotlegierung 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 auf 204°C abgekühlt und schliesslich durch Luftabkühlung von 204 C auf Raumtemperatur, gebracht.

Beispiel 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 umfasste das Stapeln von 102 χ 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 simuliert wurde. Anschliessend wurden sie mit einigen nichtvorgeheizten Proben während einer Zeitdauer von 15, 30, 60 und 300 Min. auf 602°C erhitzt. Die Proben wurden dann in Muster mit den Massen 25,5 χ 12,25 mm zerschnitten. In der Nähe einer Ecke wurde ein Loch gestanzt, damit das 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.

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	Tabelle	II	NaCl
0.1	Mol	NaNo
0.01	Mol	Eisessig
2.0	3 CItI-	30 % H O₂
4.0	.J cm

in 1 Liter destilliertem Wasser.

Die obenstehende Lösung war dazu bestimmt, die besonders korrosiven Arbeitsbedingungen, welchen Wärmeaustauscher für die Luftverflüssigung ausgesetzt sind, zu simulieren.

Die Fotographien von Figur 1 zeigen das Aussehen der beschichteten und unbeschichteten Seiten der Proben, nachdem sie dieser Lösung ausgesetzt worden sind. Figur IA zeigt Legierung C, welche auf Legierung A aufplattiert ist. Figur IB zeigt Legierung Cf welche auf Legierung B aufplattiert ist. Figur 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 aufplattierte Legierung C sowohl auf 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 Lochfrass auf der unplattierten Seite, aber keinen Angriff auf der beschichteten Seite. Es ist festgestellt worden, dass die punktförmlgen Löcher die in Tabelle III dargestellten Tiefen haben, welche von der Behandlungsdauer bei 602 C abhängen.

Tabelle III

Lochfrass auf der unbeschichteten Seite des C auf B-Lötblechen

Behandlungsdauer Mittlere Lochtiefe bei 602⁰C Qninl [mn]

0 0

15 0,18

30 0,19

60 0,22

300 0,31

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uch auf

29

Lötblech Nr. 11 (Figur IC) wurde beim Korrosionsversuc der unplattierten Seite bei einer Lötzeit von entweder 0 oder 300 Minuten stark, bei Lötzeiten von 15, 30 und 60 Minuten jedoch nur massig angegriffen. Der Angriff zeigte sich in Form einer Blasenbildung an der Oberfläche. Die Prüfung der beschichteten Seite von Lötblech Nr. 11 (Figur IC) zeigt nur im Fall der Probe, welche nicht der simulierten Lötbehandlung bei 602 C unterworfen worden ist, einen starken Angriff.

Es ist augenfällig, dass die erfindungsgemässe Legierung - ob plattiert oder unplattiert - weder auf der plattierten noch ^v auf der unplattierten Seite einen Korrosionsangriff aufweist. Im Gegensatz dazu führt die unplattierte Legierung 3003 zu starkem Lochfrassangriff.

Beispiel 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 200-fache Vergrösserung. Figur 2A zeigt Legierung C, welche auf Legierung A aufplattiert ist, nachdem die Losung bei -4 C auf sie eingewirkt hat. Figur 2B zeigt Legierung C, welche auf Legierung A aufplattiert ist, nach der Einwirkung der Lösung bei 4°C. Figur 2C zeigt Lötblech Nr. 11, nach dem Einwirken der Lösung bei -4°C und Figur 2D zeigt Lötblech Nr. 11, nach dem Einwirken der Lösung bei -4 C. Die in Figur 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.

Die in Figur 1 gezeigten Resultate zeigen starken Lochfrass

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auf der Kernschicht des Vergleichslötbleches, bei welchem Legierung C auf die Legierung B plattiert ist.

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.

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.

Beispiel 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 χ 10 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.

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	■ Ab	t	IV
	Tabelle	Na₂SO₄
1.48	g	NaCl
1.65	g	NaHCO₃
1.40	g	FeCl₃
0.29	g	CuSO.
0.39	g

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7H_o0

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. 200-fach vergrösserte mikroskopische Aufnahmen der polierten Schliffe sind in Figur 3 dargestellt. Figur 3A zeigt die auf die Legierung A plattierte Legierung D; Figur 3B zeigt die auf die Legierung 3003 plattierte Legierung D;.Figur 3C zeigt die auf die Legierung A plattierte Legierung E und Figur 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.

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Beispiel 7

Es wurden 3 Kernlegierungsbarren mit den in nachstehender Tabelle V angegebenen Zusammensetzungen gegossen.

Tabelle V

Legierung x	Legierung	Y	Legierung	Z
Mangan 0,40%	Silizium	0,21%	Silizium	0
Chrom 0,25%	Eisen	0,34%	Eisen	0
Titan 0,010%	Kupfer	0,20%	Kupfer	0
Aluminium Rest	Mangan	1,20%	Mangan	1
	Chrom	0,31%	Titan	o,(
	Zink	0,10%	Aluminium
	Titan	0,010%		_r20%
	Aluminium	Rest		,52%
,12%
,16%
)11%
Rest

Legierung X entspricht der erfindungsgemässen Zusammensetzung, Legierung Y ist eine Vergleichslegierung und Legierung 2 hat die Zusammensetzung einer 3003-Legierung.

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 höchstens 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.

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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.

Die neun derart behandelten Barren wurden zur Beurteilung der mechanischen Eigenschaften, insbesondere zur Beurteilung der Widerstandsfähigkeit gegen Durchhang, auf folgende Weise weiterverarbe itet.

Die Barren wurden bei 427 C warmgewalzt und ohne Zwischenglühung auf Enddicke verarbeitet. Die auf Enddicke abgewalzten Legierungen wurden einer Schlussglühung von 2 bis 2ty2 h bei 350 C unterworfen.

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 mögliche 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 Luft auf Raumtemperatur abgekühlt wurden. Dieser simulierte 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 Ofentemperatur beträgt dabei 593 bis 599 C und der totale Zeitaufwand vom Stai des Zyklus bis zur Ventilatorkühlung beträgt etwa 18 min.

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In Figur 4 ist die Widerstandsfähigkeit gegen Durchhang für die erfindungsgemässe Legierung X/ die Vergleichslegierung Y und die Legierung Z, welche einer 3003-Legierung entspricht, als Funktion der Homogenisierungstemperatur graphisch dargestellt. Die übliche Homogenisierungstemperatur, bei welcher Aluminiumlegierungen für die Herstellung von Lötblechen behandelt werden, liegt in der GrÖssenordnung von 590 bis 620 C.

Wie aus Figur 4 hervorgeht, weist die erfindungegemässe Legierung X im Vergleich zu den Legierungen Y und Z eine wesentlich bessere Widerstandsfähigkeit gegen Durchhang auf.

Die erfindungsgemässe Legierung weist nur etwa 1/5 bis V25 der Durchhang-Auslenkung der Aluminiumlegierung 3003 auf, wenn diese einem simulierten Lötzyklus unterworfen werden. Der Unterschied in der Widerstandsfähigkeit gegen Durchhang ist von der vorgängigen Homogenisierungsbehandlung der Barren abhängig. Aus Figur 4 geht klar hervor, dass die erfindungsgemässe Legierung im Vergleich zu den üblicherweise in der Herstellung gelöteter Bauteile verwendeten Legierungen eine wesentlich bessere Widerstandsfähigkeit gegen Durchhang aufweist.

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Zusammenfassung

Eine korrosionsbeständige Aluminiumlegierung mit verbesserter Widerstandsfähigkeit gegen Durchhang bei Verwendung in gelöteten Bauteilen besteht im wesentlichen aus 0,2 bis 0,9 % Mangan, 0,05 bis 0,4 % Chrom, bis zu 0,2 % Eisen und bis zu 0,1 %
Silizium.

Die besonders für die Herstellung grosser, gelöteter Bauteile geeignete Legierung kann unplattiert oder auch mit einer aufplattierten Lotlegierung verwendet werden.

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Claims

Patentansprüche

1.. Korrosionsbeständige Aluminiumlegierung mit verbesserter Widerstansfähigkeit gegen Durchhang bei Verwendung in gelöteten Bauteilen, dadurch gekennzeichnet, dass die Legierung aus 0,2 - 0,9 % Mangan, 0,05 - 0,4 % Chrom, 0 0,2 % Eisen, 0 - 0,1 % Silizium, Rest im wesentlichen Aluminium, besteht.

2. Aluminiumlegierung nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, dass die Legierung 0,3 - 0,6 % Mangan, 0,15 - 0,30 % Chrom, 0,02 - 0,08 % Eisen und 0,02 - 0,08 % Silizium enthält.

3. Aluminiumlegierung nach einem der Ansprüche 1 oder 2, dadurch gekennzeichnet, dass die eisenhaltigen Partikel der Sekundärphase in der Legierung eine verminderte Grösse und Besetzungsdichte aufweisen.

4. Aluminiumlegierung nach einem der Ansprüche 1 bis 3, dadurch gekennzeichnet, dass die Legierung im wesentlichen frei von stark kathodischer FeAl -Phase ist.

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