SE510272C2

SE510272C2 - High strength aluminium alloys for brazed heat exchangers

Info

Publication number: SE510272C2
Application number: SE9600154A
Authority: SE
Inventors: Bo Mannerskog; Anna Oertnaes; Kent Schoelin
Original assignee: Finspong Heat Transfer Ab
Priority date: 1996-01-17
Filing date: 1996-01-17
Publication date: 1999-05-10
Also published as: SE9600154D0; SE9600154L

Abstract

Aluminium alloys (A) for brazed products having high strength at brazing temperatures and after brazing, as well as having good corrosion resistance comprise 0.5-1.5 wt.% silicon, 1-2 wt.% manganese, 0.05-0.3 wt.% zirconium, less than 0.7 wt.% iron, up to 0.6 wt.% copper and the balance aluminium and usual impurities. Also claimed are: (i) plated materials for brazed products, comprising a core made of (A) and at least one outer layer with a lower melting point than the core; and (ii) methods for the preparation of the cores for these materials.

Description

10 Ü 20 25 30 härdighet och lödbarhet. Då materialet till exempel an- förväntas det ge ett gott katodiskt skydd åt ett rörmaterial och sålunda skydda röret från att perforeras. Det katodiska skyddet får vändes som ett zinkinnehàllande rankmaterial, emellertid inte vara alltför stort, eftersom detta torde medföra kraftig korrosion av rankan samt minskad kylfunktion och livslängd. 10 Ü 20 25 30 hardness and solderability. When the material, for example, it is expected give a good cathodic protection to a pipe material and thus protect the pipe from being perforated. The cathodic protection gets was used as a zinc-containing vine material, however, do not be too large, as this should cause severe corrosion of the vine and reduced cooling function and service life.

Ett ytterligare syfte med föreliggande uppfinning är att tillhandahålla processparametrar för vármebehandling samt valsning av ett sådant material och att karaktärisera materialet med avseende på mikrostruktur, mekaniska egen- skaper, lödbarhet, nedböjningsmotstànd samt korrosionshär- dighet.A further object of the present invention is to provide process parameters for heat treatment as well as rolling of such material and to characterize the material with respect to microstructure, mechanical properties solderability, solderability, deflection resistance and corrosion resistance density.

Uppfinningen kommer nu att beskrivas mer detaljerat nedan med hänvisning till bifogade ritningar, pà vilka FIG 1 visar elektronmikroskopiska bilder (TEM, ljus- fältsbild, x 36.600), vilka illustrerar dispersoider i homogeniserat rankmaterial A enligt uppfinningen: a) dispersoider, b) primärpartiklar; FIG 2 visar elektronmikroskopiska bilder (TEM, ljus- fältsbilder, X 36.600), vilka illustrerar dispersoider i ej homogeniserat rankmaterial A enligt uppfinningen, a) dis- persoider, b) primärpartiklar; FIG 3 visar en uppställning för nedböjningstest, var- vid utrustningen har fyra monterade prov; FIG 4 visar en uppställning för lödbarhetstest i en CAB-ugn med den klämma som håller provbitarna samman under lödningen; FIG 5 visar optiska mikrofotografier av mikro- strukturen i polerat rankmaterial före simulerad lödning, a) ohomogeniserat rankmaterial A, b) homogeniserat rank- material A; FIG 6 visar optiska mikrofotografier med polariserat ljus av kornstrukturen i ett oxiderat prov av ohomogeni- 20 25 990113 P;\147ooosó.1>oc.sN 510 272 serat rankmaterial A, a) före simulerad lödning, b) efter simulerad lödning; FIG 7 visar optiska mikrofotografier med polariserat ljus av kornstrukturen i ett oxiderat prov av homogeniserat rankmaterial A, a) före simulerad lödning, b) efter simu- lerad lödning; FIG 8 visar polerade lödfogar efter lödning av rank- material A till en AA3003-kärna som pläterats med 2x1O % AA4343, homogeniserat material A; 1,0 mm tjocklek, a) ohomogeniserat material A, b) FIG 9 visar en fog mellan rör och ranka i en kylare av rörmaterial C lött till en ranka av material A; FIG 10 visar viktförluster efter korrosionstester (SWAAT); FIG 11 visar perforerade områden efter SWAAT-test; FIG 12 visar ytans utseende hos homogeniserat (a) och ohomogeniserat (b) rankmaterial A efter 5,7 dagars SWAAT- test; FIG 13 visar korrosionsangrepp i homogeniserat rank- material A efter 2,7 dagars SWAAT-test; FIG 14 visar korrosionsangrepp i ohomogeniserat rank- material A efter 2,7 dagars SWAAT-test; FIG 15 visar ytans utseende hos uppåtriktade ytor efter 12 respektive 24 dagars SWAAT-test i a) en kylare av (AA3003 + en kylare av rörmaterial C lött till rörmaterial C lött till en ranka av material B 1,5 vikt% Zn), och b) en ranka av material A; FIG 16 visar ytans utseende hos nedàtriktade ytor efter 12 respektive 24 dagars SWAAT-test i a) en kylare av (AA3003 + och b) en kylare av rörmaterial C lött till rörmaterial C lött till en ranka av material B 1,5 vikﬂf zn), en ranka av material A; FIG 17 visar korrosion hos rör efter 12 dagars SWAAT- test för a) kylare av rörmaterial C lött till en ranka av 10 IS 20 25 99011: Pzuuooosópocßu ”IG 272 (AA3003 + 1,5 vikt% Zn) och b) material C lött till en ranka av material A; material B kylare av rör- FIG 18 visar den använda mätlinjen vid studium av korrosion hos fogar mellan rör och ranka enligt Tabell 10; och FIG 19 visar korrosionsangrepp efter 24 dagars SWAAT- test för a) fog mellan rör och ranka i en kylare av rör- (AA3003 + fog mellan rör och ranka i en kylare material C lött till en ranka av material B 1,5 vikt% Zn) och b) av rörmaterial C lött till en ranka av material A.The invention will now be described in more detail below with reference to the accompanying drawings, in which Fig. 1 shows electron microscopic images (TEM, light field image, x 36,600), which illustrate dispersoids in homogenized rank material A according to the invention: a) dispersoids, b) primary particles; Fig. 2 shows electron microscopic images (TEM, light field images, X 36,600), which illustrate dispersoids in ej homogenized rank material A according to the invention, a) dis- persoids, b) primary particles; Fig. 3 shows an arrangement for deflection tests, where at the equipment has four mounted samples; Fig. 4 shows an arrangement for solderability tests in a CAB oven with the clamp that holds the test pieces together underneath the soldering; Fig. 5 shows optical photomicrographs of the structure of polished creeper material before simulated soldering, a) homogenized rank material A, b) homogenized rank material material A; Fig. 6 shows optical photomicrographs with polarized light of the grain structure in an oxidized sample of ohomogenic 20 25 990113 P; \ 147ooosó.1> oc.sN 510 272 ranked material A, a) before simulated soldering, b) after simulated soldering; Fig. 7 shows optical photomicrographs with polarized light of the grain structure in an oxidized sample of homogenized rank material A, a) before simulated soldering, b) after sim- clay soldering; Fig. 8 shows polished solder joints after soldering of rank material A for an AA3003 core plated with 2x10% AA4343, homogenized material A; 1.0 mm thickness, a) non-homogenized material A, b) Fig. 9 shows a joint between pipe and vine in a cooler of pipe material C soldered to a rank of material A; Fig. 10 shows weight losses after corrosion tests (SWAAT); Fig. 11 shows perforated areas after SWAAT testing; Fig. 12 shows the appearance of the surface of homogenized (a) and homogenized (b) rank material A after 5.7 days SWAAT Test; Fig. 13 shows corrosion attack in homogenized rank material A after 2.7 days SWAAT test; Fig. 14 shows corrosion attack in non-homogenized rank material A after 2.7 days SWAAT test; Fig. 15 shows the appearance of the surface of upwardly facing surfaces after 12 and 24 days SWAAT test respectively in a) a cooler of (AA3003 + a cooler of pipe material C soldered to pipe material C soldered to a rank of material B 1.5% by weight of Zn), and b) a rank of material A; Fig. 16 shows the appearance of the surface of downward facing surfaces after 12 and 24 days SWAAT test respectively in a) a cooler of (AA3003 + and b) a cooler of tubular material C soldered to pipe material C soldered to a rank of material B 1.5 vik ﬂ f zn), a rank of material A; Fig. 17 shows corrosion of pipes after 12 days of SWAAT test for a) cooler of pipe material C soldered to a rank of 10 IS 20 25 99011: Pzuuooosópocßu ”IG 272 (AA3003 + 1.5 wt% Zn) and b) material C soldered to a rank of material A; material B cooler of tubular Fig. 18 shows the measurement line used in the study of corrosion of joints between pipes and vines according to Table 10; and Fig. 19 shows corrosion attack after 24 days of SWAAT test for a) joints between pipes and ranks in a cooler of pipes (AA3003 + joint between pipe and creeper in a cooler material C soldered to a rank of material B 1.5% by weight of Zn) and b) of pipe material C soldered to a rank of material A.

Skälet för att begränsa sammansättningen hos lege- ringen enligt uppfinningen samt dess omfång kommer nu att beskrivas.The reason for limiting the composition of the the ring according to the invention and its scope will now be described.

De höga koncentrationerna av kisel och mangan ger upphov till den höga hàllfastheten efter lödning. Kisel- halten bör vara 0,5 till 1,5 vikt%, företrädesvis 0,5 till 1,0 vikt%. Under 0,5 vikt% är hàllfastheten efter lödning låg, och över 1,5 vikt% Si är solidustemperaturen så låg, att en partiell smältning kan inträffa under lödningen.The high concentrations of silicon and manganese give gives rise to the high strength after soldering. Silicon- the content should be 0.5 to 1.5% by weight, preferably 0.5 to 1.0% by weight. Below 0.5% by weight is the strength after soldering low, and above 1.5% by weight Si, the solidus temperature is so low, that a partial melting may occur during soldering.

Manganhalten bör vara 1,0 till 2,0 vikt%, företrädes- vis 1,4 till 1,8 vikt%. Under 1,0 vikt% Mn är hàllfastheten efter lödning låg, och över 2,0 vikt% Mn kan grova primär- partiklar bildas under gjutningen, vilket minskar formbar- heten vid bearbetning.The manganese content should be 1.0 to 2.0% by weight, preferably 1.4 to 1.8% by weight. Below 1.0 wt% Mn is the strength after soldering was low, and over 2.0% by weight Mn can coarse primary particles are formed during casting, which reduces moldability. processing.

Koppar tillsättes upp till 0,6 vikt% i syfte att öka hàllfastheten efter lödning, men för vissa applikationer, såsom offeranodeffekt hos rankmaterialet, minskar korro- sionshärdigheten med ökad Cu-halt. Kopparhalten bör i sådana tillämpningar således vara 0,10 vikt% eller mindre.Copper is added up to 0.6% by weight in order to increase the strength after soldering, but for some applications, such as sacrificial anode effect of the rank material, reduces toughness with increased Cu content. The copper content should i such applications thus be 0.10% by weight or less.

Magnesiumhalten bör hållas låg om materialet är av- sett för CAB-metoden. Den bör vara mindre än 0,10 vikt%, företrädesvis mindre än 0,05 vikt%. Om en lägre lödbarhet kan tolereras eller om en annan lödning användes, kan halten ökas upp till 0,5 vikt% för att förbättra hàllfast- heten efter lödning.The magnesium content should be kept low if the material is seen for the CAB method. It should be less than 0.10% by weight, preferably less than 0.05% by weight. About a lower solderability can be tolerated or if another solder was used, can the content is increased up to 0.5% by weight to improve the heat after soldering.

Y 990113 Pﬂlncocsölt-ocau Zink tillsättes upp till 2,5 vikt%, företrädesvis 1,2 till 1,8 vikt%, med en adekvat offeranodeffekt skall kunna erhållas. till legeringen för att ett rankmaterial Ran- kornas offeranodeffekt kan även ökas genom tillsats av 0,01 till 0,20 vikt% tenn eller 0,01 till 0,20 vikt% indium.Y 990113 P ﬂ lncocsölt-ocau Zinc is added up to 2.5% by weight, preferably 1.2 to 1.8% by weight, with an adequate sacrificial anode effect must be obtainable. to the alloy to a rank material Ran- the sacrificial anode effect of the cows can also be increased by adding 0.01 to 0.20% by weight of tin or 0.01 to 0.20% by weight of indium.

En tillsats av zirkonium med 0,05 till 0,30 vikt%, företrädesvis 0,05 till 0,20 vikt%, nedböjningsmotstánd hos materialet. resulterar i ett bättre Järn kan i form av en normal förorening förekomma upp till 0,7 vikt%, Andra legeringselement, såsom upp till 0,5 vikt% krom företrädesvis 0,30 vikt%. och/eller upp till 0,3 vikt% titan, kan tillsättas i syfte att öka hållfastheten efter lödning. I exemplen användes legeringen enligt uppfinningen som ett opläterat rank- material. Legeringen kan emellertid användas för andra tillämpningar där t ex hög hàllfasthet efter lödning och högt nedböjningsmotstánd är önskvärt.An addition of zirconium by 0.05 to 0.30% by weight, preferably 0.05 to 0.20% by weight, deflection resistance of the material. results in a better Iron can occur in the form of a normal contaminant to 0.7% by weight, Other alloying elements, such as up to 0.5% by weight of chromium preferably 0.30% by weight. and / or up to 0.3% by weight of titanium, may be added for purposes to increase the strength after soldering. In the examples were used the alloy of the invention as an unplated material. However, the alloy can be used for others applications where, for example, high strength after soldering and high deflection resistance is desirable.

Bearbetning av legeringen enligt uppfinningen Olika sekvenser för bearbetning kan användas vid behandling av legeringen enligt uppfinningen i syfte att åstadkomma olika materialtillstànd. Med legeringen enligt och hård- (beteckning H) produkter. Mest föredraget bear- uppfinningen föredrages glödgade (beteckning O) bearbetade betas legeringen till ett tillstànd H16 eller H14 för att bästa möjliga nedböjningsmotstánd skall kunna erhållas.Processing of the alloy according to the invention Different sequences for processing can be used at treatment of the alloy according to the invention in order to create different material conditions. With the alloy according to and hard- (designation H) products. Most preferably the invention is preferred annealed (designation O) processed the alloy is grazed to a state H16 or H14 to it must be possible to obtain the best possible deflection resistance.

Bearbetningen av det material som innehåller lege- ringen enligt uppfinningen (material A) startar med ett gjutningsförfarande. Företrädesvis utföres DC-gjutning (direct chill casting) eller bandgjutning (strip casting).The processing of the material containing the the ring according to the invention (material A) starts with a casting procedure. Preferably, DC casting is performed (direct chill casting) or strip casting.

Efter en DC-gjutning av legeringen till ett göt kan ett homogeniseringssteg tillgripas. Företrädesvis undvikes ett sådant steg, eftersom det försämrar materialets slutliga egenskaper. Enligt vad som visats ovan, utskiljs och växer sekundärpartiklar under homogeniseringen, vilket efter lödningen resulterar i en minskning i hàllfasthet och 20 990113 P;\147ooos6.t>oc.BN 'l Û 272 nedböjningsmotstånd. Om ett homogeniseringssteg tillämpas, får ett separat föruppvärmningssteg inte användas.After a DC casting of the alloy into an ingot can a homogenization step is resorted to. Preferably avoided such a step, as it degrades the material final properties. As shown above, is excreted and secondary particles grow during the homogenization, which after soldering results in a decrease in strength and 20 990113 P; \ 147ooos6.t> oc.BN 'l Û 272 deflection resistance. If a homogenization step is applied, a separate preheating step must not be used.

Materialet utsättes sålunda företrädesvis för ett föruppvärmningssteg efter DC-gjutningen. Eftersom homogeni- seringssteget har utelämnats, kan en värmebehandling av materialet inte utföras vid en temperatur som är högre än cirka 550 °C, och uppehållstiden bör begränsas till 12 timmar. Värmebehandlingen bör inte överstiga 450 °C för att tillväxten av sekundärpartiklar skall minimeras.The material is thus preferably exposed to a preheating step after DC casting. Since homogeneous the heating step has been omitted, a heat treatment of the material is not made at a temperature higher than about 550 ° C, and the residence time should be limited to 12 hours. The heat treatment should not exceed 450 ° C to the growth of secondary particles should be minimized.

Materialet utsättes därefter för ett varmvalsnings- steg och ett efterföljande kallvalsningssteg.The material is then subjected to a hot rolling operation. step and a subsequent cold rolling step.

Ett glödgningssteg kan sedan tillgripas för att full- ständig glödgning till tillstånd O eller partiell glödgning till tillstånd H2X skall kunna erhållas, varvid X är ett tal mellan l och 8 som definierar den under glödgningen erhållna hållfasthetsgraden.An annealing step can then be used to complete continuous annealing to state 0 or partial annealing to state H2X should be obtainable, where X is one numbers between 1 and 8 that define it during annealing obtained the degree of strength.

Slutligen utsättes det fullständigt glödgade mate- rialet för ett ytterligare kallvalsningssteg till tillstånd HlX, varvid X är ett tal mellan 1 och 8 som definierar den efter kallvalsning erhållna hållfasthetsgraden.Finally, the fully annealed material is exposed. material for an additional cold rolling step to state H1X, where X is a number between 1 and 8 that defines it the degree of strength obtained after cold rolling.

Om ett bandgjutningsförfarande användes, utgår upp- hettnings- och varmvalsningsstegen automatiskt. För hårda legeringar kan ett glödgningssteg användas på det gjutna materialet. eftersom de flesta bandvalsningsförfaranden inducerar en deformation i det behandlade materialet. Före- trädesvis undvikes emellertid detta steg, eftersom håll- fastheten efter lödning och nedböjningsmotståndet kan försämras av denna värmebehandling.If a strip casting method is used, the heating and hot rolling steps automatically. Too hard alloys, an annealing step can be used on the cast the material. since most strip rolling processes induces a deformation in the treated material. Before- gradually, however, this step is avoided, as the the strength after soldering and the deflection resistance can deteriorated by this heat treatment.

För att det förutbestämda tillståndet skall kunna ernås, utsättes det erhållna bandet därefter för kallvals- ning samt ovan beskrivna förfaranden för att åstadkomma. _Exem el EXEMPEL 1 Bearbetning och mekaniska egenskaper 970430 lnuavooosóxnoc nu Legeringen enligt uppfinningen utsattes för DC- gjutning till ett göt, se sammansättningen i Tabell 1.In order for the predetermined condition to be able to is obtained, the resulting strip is then subjected to cold rolling and the procedures described above. _Exem el EXAMPLE 1 Machining and mechanical properties 970430 lnuavooosóxnoc nu The alloy of the invention was subjected to DC casting into an ingot, see the composition in Table 1.

N U 20 25 30 35 970430 :Auvooosóboc BN 510 272 Tabell 1.N U 20 25 30 35 970430: Auvooosóboc BN 510 272 Table 1.

Sammansâttning (vikt%) av legering A.Composition (wt%) of alloy A.

Si Fe Cu Mn Mg Ti Zn Zr 0.20 0.02 1.54 <0.0l <0.0l 1.44 0.13 Götet uppdelades i två hälfter, av vilka den ena ut- sattes för homogenisering och den andra enbart för förvärm- ning, dvs den blev ohomogeniserad. Homogeniseringen och/eller förvärmningen till varmvalsningstemperaturen utfördes enligt ordningsföljden nedan. (Temperaturen anger ugnstemperaturen.) Homogeniserat material: Rumstemperatur (RT) till 650°C/9 tim följt av 630°C/9 tim och slutligen 560°C/3 tim. Varmvalsningstemperaturen var 500-540 °C.Si Fe Cu Mn Mg Ti Zn Zr 0.20 0.02 1.54 <0.0l <0.0l 1.44 0.13 The ingot was divided into two halves, one of which was was set for homogenization and the other only for preheating. ie homogenized. The homogenization and / or the preheating to the hot rolling temperature performed according to the order below. (The temperature indicates oven temperature.) Homogenized material: Room temperature (RT) to 650 ° C / 9 hrs followed by 630 ° C / 9 hrs and finally 560 ° C / 3 hrs. The hot rolling temperature was 500-540 ° C.

Ohomogeniserat material, enbart förvärmning: RT till 590°C/8 tim följt av 545°C/4 tim. Varmvalsnings- temperaturen var 490-530 °C.Non-homogenized material, preheating only: RT to 590 ° C / 8 hrs followed by 545 ° C / 4 hrs. Hot rolling the temperature was 490-530 ° C.

Fránsett homogeniserings/förvärmningsförfarandet utsattes de bägge göthälfterna för samma produktionsväg, dvs varmvalsning till 3,0 mm tjocklek, kallvalsning i flera passager till 0,22 mm, mellanglödgning vid 380 °C och slut- ligen kallvalsning till 0,1 mm tjocklek.Apart from the homogenization / preheating process both halves of the ingot were exposed to the same production path, ie hot rolling to 3.0 mm thickness, cold rolling in several passages to 0.22 mm, intermediate annealing at 380 ° C and final cold rolling to 0.1 mm thickness.

Prov undersöktes i ett transmissionselektronmikroskop (Transmission Electron Microscope, TEM) och i ett avsökande transmissionselektronmikroskop (Scanning Transmission STEM) mikrostruktur mer i detalj. Huvudsyftet var att undersöka Plätmaterialet (0,1 mm tjocklek) vid 325 °C under 1 tim för att avlägsna dislokationer innan Electron Microscope, för att studera rankmaterialets dispersoiderna. glödgades provet preparerades. Denna värmebehandling förändrar inte dispersoiderna signifikant. Energidispersiv spektrometri (EDS) i STEM användes för att bestämma partiklarnas och matrisens sammansättning. Tre analyser utfördes pà varje 10 15 20 25 30 35 svouo P=\:uvooosó.ooc BN 510 272 fas i respektive material. Partiklarnas diameter mättes pá TEM-mikrofotografierna.Samples were examined in a transmission electron microscope (Transmission Electron Microscope, TEM) and in a scan transmission electron microscope (Scanning Transmission STEM) microstructure in more detail. The main purpose was to investigate The plate material (0.1 mm thickness) at 325 ° C for 1 hour to remove dislocations before Electron Microscope, to study the rank material the dispersoids. was annealed the sample was prepared. This heat treatment does not change the dispersoids significantly. Energy dispersive spectrometry (EDS) in STEM was used to determine the particles and the composition of the matrix. Three analyzes were performed on each 10 15 20 25 30 35 svouo P = \: uvooosó.ooc BN 510 272 phase in the respective material. The diameter of the particles was measured The TEM photomicrographs.

TEM-undersökningen uppvisade större dispersoider i homogeniserat än i ohomogeniserat material, FIG 1 och 2.The TEM study showed larger dispersoids in homogenized than in non-homogenized material, FIGS. 1 and 2.

Dispersoidernas diameter visas i Tabell 2.The diameter of the dispersoids is shown in Table 2.

Tabell 2.Table 2.

Dispersoidernas diameter vid mätning från TEM- mikrofotografier. (Medeltal av 20 dispersoider.) Dispersoidernas diameter (pm) Material Medeltal Standard- avvikelse Homogeniserat 0.26 0.09 Ohomogeniserat 0.13 0.02 EDS-analys i STEM antydde att såväl primärpartik- larnas som dispersoidernas sammansättning överensstämde med a-fasen, dvs a-Al2(Fe,Mn)3Si. Primärpartiklarnas järnhalt (3-6 vikt% Fe) var högre än den hos dispersoiderna (0,2-0,5 vikt% Fe).Dispersoid diameter when measured from TEM microphotographs. (Average of 20 dispersoids.) Dispersoid diameter (pm) Material Average Standard deviation Homogenized 0.26 0.09 Unhomogenized 0.13 0.02 EDS analysis in STEM indicated that both primary of which the composition of the dispersoids corresponded α-phases, i.e. α-Al2 (Fe, Mn) 3Si. The iron content of the primary particles (3-6% by weight Fe) was higher than that of the dispersoids (0.2-0.5 weight% Fe).

Primärpartiklarnas sammansättning påverkades inte av homogeniseringsbehandlingen. Sammansättningen överensstämde med a-All2(Fe,Mn)3Si. Detta är ett resultat av den höga kiselhalten i denna legering (0,8 vikt%), eftersom fasen a-Aln(Fe,Mn)3Si stabiliseras av kisel. Under värmebehand- lingen kunde en omvandling av faser med järn, mangan och kisel enbart observeras i material med låg kiselhalt (i storleksordningen 0,1 vikt%), t ex från (Fe,Mn)Al6 till a-Al12(Fe,Mn)3Si.The composition of the primary particles was not affected by the homogenization treatment. The composition matched with a-All2 (Fe, Mn) 3Si. This is a result of the high the silicon content of this alloy (0.8% by weight), because the phase α-Aln (Fe, Mn) 3Si is stabilized by silicon. During heat treatment could be a conversion of phases with iron, manganese and silicon is only observed in materials with a low silicon content (i on the order of 0.1% by weight), for example from (Fe, Mn) Al6 to a-Al12 (Fe, Mn) 3Si.

En jämförande legering B (AA3003 + 1,5 vikt% Zn) behandlades även, och denna homogeniserades pà samma sätt som det homogeniserade götet av legeringen A samt bearbe- tades på samma sätt som materialet A. Sammansättningen visas i Tabell 3.A comparative alloy B (AA3003 + 1.5 wt% Zn) was also treated, and this was homogenized in the same way as the homogenized alloy of the alloy A and processed was taken in the same way as the material A. The composition are shown in Table 3.

W U 20 25 910420 :Auvuoosómoc an 510 272 10 Tabell 3.W U 20 25 910420: Auvuoosómoc an 510 272 10 Table 3.

Sammansättning (vikt%) av legering B.Composition (wt%) of alloy B.

Si Fe Cu Mn Mg Ti Zn Zr 0.12 0.50 0.12 1.13 0.02 <0.0l 1.54 <0.0l Test av de mekaniska egenskaperna utfördes före och efter lödsimulering. Lödsimulering av det valsade mate- rialet utfördes i en laboratorievakuumugn med användande av följande lödningscykel: RT till 600°C/45 min, 600°C/10 min uppehàllstid följt av kylning till RT. Test av materialens nedböjningsmotstànd utfördes enligt följande: Fullständigt plana prov skars i 15 mm breda (vinkelrätt mot valsrikt- ningen) och 100 mm långa (parallellt med valsriktningen) bitar. Proven avfettades i alkohol och monterades i en ställning enligt FIG 3 med provets fria ände med en höjd av 54 mm och med 60 mm hävstángslängd. Ställningen placerades mitt i en vakuumugn med en temperatur under 50 °C innan dörren stängdes. Följande lödningscykel användes: RT till 600°C/45 min, 600°C/10 min uppehàllstid följt av kylning av RT.Si Fe Cu Mn Mg Ti Zn Zr 0.12 0.50 0.12 1.13 0.02 <0.0l 1.54 <0.0l Tests of the mechanical properties were performed before and after solder simulation. Solder simulation of the rolled material The material was performed in a laboratory vacuum oven using following soldering cycle: RT to 600 ° C / 45 min, 600 ° C / 10 min residence time followed by cooling to RT. Test of the materials deflection resistance was performed as follows: Complete flat samples were cut into 15 mm wide (perpendicular to the rolling and 100 mm long (parallel to the rolling direction) pieces. The samples were degreased in alcohol and mounted in one position according to FIG. 3 with the free end of the sample with a height of 54 mm and with 60 mm lever length. The scaffolding was placed in the middle of a vacuum oven with a temperature below 50 ° C before the door was closed. The following soldering cycle was used: RT to 600 ° C / 45 min, 600 ° C / 10 min residence time followed by cooling of RT.

Omedelbart efter cykelns avslutning avlägsnades ställningen från ugnen utan att proven fick lov att svalna i densamma. Nedböjningsvärdena beräknades genom att subtra- hera den uppmätta fria höjden från de ursprungliga 54 mm. Åtminstone tvà prov av varje material testades. 20 990113 P;\147ooosó.r>0c.s1~: 11 510 272 Tabell 4.Immediately after the end of the cycle was removed the position from the oven without allowing the samples to cool in the same. The deflection values were calculated by subtracting hera the measured free height from the original 54 mm. At least two samples of each material were tested. 20 990113 P; \ 147ooosó.r> 0c.s1 ~: 11 510 272 Table 4.

Mekaniska egenskaper och nedböjningsmotstànd Före lödning Efter lödning Nedböjnings- Mat. Hom. R?m2 Rm AW RPL2 Rm Aw motstånd (Mpa) (Mpa) (pm) (Mpa) (Mpa) (%) (mm) A Ja 184 193 1.0 45 126 11 25 A Nej 183 197 1.5 50 127 12 14 B Ja 173 178 1.6 37 105 12 35 (De mekaniska egenskaperna mättes parallellt med valsrikt- ningen.) Sträckgränsen efter lödning (Rpmz) var för det ohomo- geniserade materialet A högre än för det homogeniserade materialet A; 50 Mpa resp 45 Mpa. Skillnaden i sträckgräns mellan de två typerna av material A efter lödning anses vara ett resultat av skillnaden i homogeniseringsbehand- ling. Jämfört med rankmaterialet av standardtyp AA3003 (material B) är sträckgränsen efter lödning mer än 25 s högre.Mechanical properties and deflection resistance Before soldering After soldering Deflection Food. Hom. R? M2 Rm AW RPL2 Rm Aw resistor (Mpa) (Mpa) (pm) (Mpa) (Mpa) (%) (mm) A Ja 184 193 1.0 45 126 11 25 A No 183 197 1.5 50 127 12 14 B Yes 173 178 1.6 37 105 12 35 (The mechanical properties were measured in parallel with the rolling direction. ningen.) The yield strength after soldering (Rpmz) was for the generated material A higher than for the homogenized one material A; 50 Mpa resp 45 Mpa. The difference in yield strength between the two types of material A after soldering is considered be a result of the difference in homogenization treatment ling. Compared with the rank material of standard type AA3003 (material B) the yield strength after soldering is more than 25 s higher.

EXEMPEL 2 Lödbarhet under laboratoriebetingelser Test av lödbarhet utfördes i en CAB-ugn för att simu- lera lödning av rankmaterial till ett lodpläterat rörma- terial. Korrugerade prov av rankmaterial A (homogeniserat och ohomogeniserat) löddes till en AA3003-kärna som pläte- rats med 2x10 procent AA4343 (1,0 mm tjocklek). Under löd- ningen hölls proven samman med användande av ett fastspän- ningsdon, FIG 4. Före monteringen i fastspänningsdonet be- handlades varje prov i ett alkaliskt avfettningsmedel, 0 varefter det doppades i en 10 1 flusslösning, vilket mot- svarar en flusskoncentration av 1,5 g/cmz. Dessutom till- sattes 0,5 % vätmedel till lösningen. Efter montering i fastspänningsdonet torkades enheten i en ugn vid 100 °C. Ü b) Lh 950113 P:\'.470005Ö.DOC.BN 12 5"iO 272 Följande lödningscykel användes: RT -+ 375°C vid 45°C/min 480°C vid 27°C/min 500°C vid 5°C/min 580°C vid 25°C/min 595°C vid 5°C/min 599°C vid 2°C/min 599°C forcerad kylning till 400°C. llllll 2 min uppehållstid följt av Efter lödningen undersöktes proven i ett optiskt mikroskop. Vad beträffar primärpartiklar, observerades liknande mikrostrukturer då proven studerades i optiskt FIG 5.EXAMPLE 2 Solderability under laboratory conditions Solderability tests were performed in a CAB furnace to simulate solder of rank material to a solder-plated pipe material terial. Corrugated samples of vine material A (homogenized and homogenized) was soldered to an AA3003 core as plated rats with 2x10 percent AA4343 (1.0 mm thickness). During soldering The samples were held together using a clamp. FIG. 4. Before mounting in the clamping device, each sample was treated in an alkaline degreaser, 0 after which it was dipped in a 10 L flux solution, which corresponds to a flux concentration of 1.5 g / cm 2. In addition, 0.5% wetting agent was added to the solution. After mounting in the clamp, the unit was dried in an oven at 100 ° C. Ü b) Lh 950113 P: \ '. 470005Ö.DOC.BN 12 5 "iO 272 The following soldering cycle was used: RT - + 375 ° C at 45 ° C / min 480 ° C at 27 ° C / min 500 ° C at 5 ° C / min 580 ° C at 25 ° C / min 595 ° C at 5 ° C / min 599 ° C at 2 ° C / min 599 ° C forced cooling to 400 ° C. llllll 2 min residence time followed by After soldering, the samples were examined in an optical microscope. As for primary particles, it was observed similar microstructures when the samples were studied in optical FIG 5.

De under lödningen bildade kornen är stora och medför mikroskop, en god beständighet mot inträngning av lodmetall. Korn- strukturen resulterar även i ett bättre nedböjnings- motstånd, se Tabell 4.The grains formed during soldering are large and entail microscope, a good resistance to penetration of solder. Grain- the structure also results in a better deflection resistance, see Table 4.

Kornstrukturerna för material A efter lödsimulering visas i FIG 6 och 7. är typiska för ett halvhàrt tillstånd (H16 eller H14). För Kornstrukturerna före lödsimulering det homogeniserade materialet observerades en mindre korn- storlek efter lödning, FIG 7b.The grain structures for material A after solder simulation shown in FIGS. 6 and 7. are typical of a semi-hard condition (H16 or H14). For The grain structures before solder simulation the homogenized material, a smaller grain size was observed. size after soldering, FIG. 7b.

Gedigna lödfogar observerades efter lödning av det korrugerade rankmaterialet till den pläterade plåten, FIG 8. Eftersom lodmetallskiktet var ganska tjockt (10 %, dvs 100 um), vilket resulterade i ganska stora lödfogar. Den betydande förekom ett överskott av fyllmetall, storleken hos lödfogen i FIG 8a är inte typisk för en kommersiell lödning, men trots överskottet av fyllmetall observerades ingen inträngning av lodmetall in i kärnan.Solid solder joints were observed after soldering it corrugated rank material for the plated sheet, FIG. 8. Since the solder layer was quite thick (10%, i.e. 100 μm), which resulted in rather large solder joints. The significant there was an excess of filler metal, the size of the solder joint in FIG. 8a is not typical of one commercial soldering, but despite the excess filler metal no penetration of solder into the core was observed.

EXEMPEL 3 _ﬂödbarhet under fullskalebetingelser Kylare löddes under fullskalebetingelser i en konti- nuerlig CAB-ugn. Rörmaterialet C var ett s k material med läng livslängd, se sammansättningen i Tabell 5, och mate- 30 990113 Pwuvooosfxboosw 13 5'l0 272 rialet enligt uppfinningen (material A, ohomogeniserat) samt ett jämförande material B användes som rankmaterial.EXAMPLE 3 _ﬂ lethality under full-scale conditions Radiators were soldered under full-scale conditions in a modern CAB oven. The pipe material C was a so-called material with long service life, see the composition in Table 5, and 30 990113 Pwuvooosfxboosw 13 5'l0 272 material according to the invention (material A, non-homogenized) and a comparative material B was used as the rank material.

Kylare med rankor av material A uppvisar liknande lödbarhet som kylare av material B.Radiators with tendrils of material A show similar solderability as cooler of material B.

Vid undersökning i optiskt mikroskop (FIG 9) observe- rades fullgoda lödfogar mellan röret och rankan enligt upp- finningen, material A. Det förekom ingen korngränsinträng- ning i kärnan av rörmaterialet C eller rankmaterialet. Dá lödbarheten hos kylarna med rankor enligt uppfinningen jämfördes med kylare med rankor av material B (AA3003 + 1,5 % Zn), observerades lödfogar av liknande storlek.When examined under an optical microscope (FIG. 9), adequate solder joints between the pipe and the vine were finding, material A. There was no grain boundary intrusion in the core of the pipe material C or the rank material. Yes the solderability of the coolers with tendrils according to the invention was compared with coolers with vines of material B (AA3003 + 1.5 % Zn), solder joints of similar size were observed.

Tabell 5.Table 5.

Sammansättning (vikt%) av material C Si Fe Cu Mn Mg Ti Zn Zr Kärna 0.03 0.13 0.26 1.14 0.24 0.02 <0.0l <0.01 Plätering 7.60 0.28 0.02 0.05 <0.0l <0.0l 0.01 <0.0l EXEMPEL 4 Kcrrosionsprovning av plåtmaterial.Composition (wt%) of material C Si Fe Cu Mn Mg Ti Zn Zr Core 0.03 0.13 0.26 1.14 0.24 0.02 <0.0l <0.01 Plating 7.60 0.28 0.02 0.05 <0.0l <0.0l 0.01 <0.0l EXAMPLE 4 Corrosion testing of sheet metal material.

Plàtmaterial utsattes för lödsimulering i CAB-ugnen i och för korrosionsprovning (SWAAT-metoden). Inget fluss- medel applicerades på materialet före lödsimuleringen.Sheet material was subjected to solder simulation in the CAB furnace in and for corrosion testing (SWAAT method). No flow- agent was applied to the material before the solder simulation.

SWAAT-metoden är en test med intermittent saltdims- provning vid 49 °C enligt ASTM G85-85, bilaga A3, med syn- tetiskt havsvatten utan tungmetaller enligt ASTM Dll41-75.The SWAAT method is a test with intermittent salt mist test at 49 ° C according to ASTM G85-85, Annex A3, with seawater without heavy metals according to ASTM Dll41-75.

Tre lödsimulerade prov om cirka 65 X 85 mm av varje slag ångfasavfettades i trikloretylen (2 X l min) och maskerades pâ ena sidan med en plastfilm. Proven monterades i en SWAAT-kammare med en l5° vinkel mot vertikalplanet och med den maskerade sidan riktad nedåt. Under testningen av provet ändrades placeringarna i skåpet varje arbetsdag för att undvika skillnader i exponering för saltdimma. Ett prov av varje slag avlägsnades efter l, 2,7 och 5,7 dagars exponering. Efter exponeringen rengjordes proven i vatten 10 15 20 25 30 35 910430 P=\141ouo5ó.|>oc nu 510 272 14 och nedsänktes i koncentrerad HNO3 i syfte att avlägsna korrosionsprodukter. Korrosionen evaluerades medelst okulärbesiktning samt mätning av viktförlust. Under expo- neringen perforerades vissa prov. För dessa prov uppmättes i ett bildanalyssystem (Kontron Vidas) automatiskt antalet perforeringar, den perforerade ytan samt perforeringarnas maximala storlek. Mätningarna utfördes på cirka 0,2 dmz i mitten av proven (cirka 35 % av provens yta). Perfore- ringarnas maximala storlek anges som en cirkeldiameter med samma yta som perforeringarna.Three solder-simulated samples of approximately 65 X 85 mm of each type vapor phase was degreased in trichlorethylene (2 X 1 min) and masked on one side with a plastic film. The samples were mounted in a SWAAT chamber with a l5 ° angle to the vertical plane and with the masked side facing down. During the testing of the sample changed the placements in the cabinet every working day for to avoid differences in exposure to salt mist. A test of each kind was removed after 1, 2.7 and 5.7 days exposure. After exposure, the samples were cleaned in water 10 15 20 25 30 35 910430 P = \ 141ouo5ó. |> Oc nu 510 272 14 and immersed in concentrated HNO 3 for removal corrosion products. The corrosion was evaluated by ocular inspection and measurement of weight loss. During the expo- certain samples were perforated. For these samples were measured in an image analysis system (Kontron Vidas) automatically the number perforations, the perforated surface and the perforations maximum size. The measurements were performed at about 0.2 dmz in the center of the samples (approximately 35% of the sample area). Perforated the maximum size of the rings is indicated as a circle diameter with the same surface as the perforations.

I syfte att jämföra korrosionshärdigheten hos mate- rialet enligt uppfinningen med andra rankmaterial samman- fattas i Tabell 6 samt FIG 10 och 11 resultaten från SWAAT- test av material, som testades under samma betingelser (samma testkörning). Förutom de två typerna av material A (homogeniserat och ohomogeniserat) innefattas material B samt ett material D, AA3003, Materialen B och D var homogeniserade. se sammansättning i Tabell 7.In order to compare the corrosion resistance of the material according to the invention with other rank materials are taken in Table 6 and FIGS. 10 and 11 the results from the SWAAT testing of materials, which were tested under the same conditions (same test run). In addition to the two types of material A (homogenized and non-homogenized) includes material B and a material D, AA3003, Materials B and D were homogenized. see composition in Table 7.

Tabell 7.Table 7.

Sammansättning (vikt%) av material D.Composition (wt%) of material D.

Si Fe Cu Mn Mg Ti Zn Zr 0.15 0.25 0.13 1.07 0.01 0.02 <0.0l <0.0l Efter exponeringen uppvisar proven korrosionsangrepp, vilka är kraftiga redan efter 2,7 dagars SWAAT-test och mycket kraftiga efter 5,7 dagar (FIG 12). uppvisade de homogeniserade proven fler perforeringar, För material A större perforerad yta och mindre ”allmän” korrosion än de ohomogeniserade proven (Tabell 6 samt FIG 13-14). Det före- faller sålunda som om en homogenisering av material A ökar den lokala korrosionen på bekostnad av ”allmän” korrosion.Si Fe Cu Mn Mg Ti Zn Zr 0.15 0.25 0.13 1.07 0.01 0.02 <0.0l <0.0l After exposure, the samples show corrosion attack, which are strong already after 2.7 days of SWAAT test and very strong after 5.7 days (FIG. 12). the homogenized samples showed more perforations, For material A larger perforated surface and less "general" corrosion than those homogenized samples (Table 6 and FIGS. 13-14). The present thus falls as if a homogenization of material A increases local corrosion at the expense of "general" corrosion.

Viktförlusterna efter exponering var ungefär lika stora för homogeniserat och ohomogeniserat material A, vilket tyder 10 9104:40 mur/ooosﬂknoc an 510 272 på att den totala korrosionen var densamma för de bägge slagen (Tabell 6).The weight losses after exposure were about the same for homogenized and non-homogenized material A, indicating 10 9104: 40 mur / ooos ﬂ knoc an 510 272 that the total corrosion was the same for both strokes (Table 6).

För rankmaterial är såväl viktförlusten som den perforerade ytan goda mått på hur allvarlig korrosionen är.For rank material, both the weight loss and the perforated surface good measure of the severity of corrosion.

Från FIG 10 och 11 framgår att materialet D är överlägset andra material med hänsyn till viktförlust och perforerad yta efter SWAAT-test. Skälet är, att Zn-halten i materialen A och B accelererar korrosionshastigheten, och detta är i själva verket syftet med Zn-tillsatsen eftersom rankan för- väntas ge skyddande offeranodeffekt ät röret i en värme- växlare. En jämförelse mellan materialen A och B tyder på att materialet A har likadan eller något bättre korrosionshärdighet än materialet B. 16 510 272 mcmmcﬁumuoßuma som m»> meemm Uwe Hwxﬁﬁu cm wo; cumpwewﬁo _ cm»>>oHQ >m =_~x__U@= EU ~.o mxH_Q ma __m= * N m~.m »___ oo._ m_.~ ~o.~ ~o._ ~_~m ~_@~ moq mww.@ wm~.o <_Q.o m ßmz m~._ _m_o _n_@ _w__ ~m.o _w.@ m_w _mm w@_ mm_.o mmo.o æ_Q.@ Q _@: .EQI ﬁm æn.~ ~o.o - _@._ nm.@ - qnq o_ Q ~m<.o <_~.o m__.@ < Um: .som wo.w m_.n - _~.n o_.~ - omm Q_m Q @_<_o ﬁ@__@ @o.Q < um: .mmm _.m ﬁamu _.N mmm _ mmm _.m .mwu _.~ anv _ .www __» .www _.~ mmm _ Qmu _.m .wmu _.~ www _ w =_m1__@@= ~E@\_@_c< ~Eu\@ *xm~uOuw *mi umuæuoßpom .àocﬁpwuoßhwa .xwz mcﬁumpouuma Éfå umzïozzxﬁ> mcﬁpmmﬂﬂ umwu|»<<3w Hwuuw MWUCWQQQOMHQQ »Emm uw3außuHXw> .w 44mm<» 20 990113 P= Uwvoousëunocau 17 510 272 EXEMPEL 5 Korrosionstest av kylare.From FIGS. 10 and 11 it can be seen that the material D is superior other materials with respect to weight loss and perforated surface after SWAAT test. The reason is that the Zn content in the materials A and B accelerate the corrosion rate, and this is in in fact the purpose of the Zn additive because the vine is expected to provide a protective sacrificial anode effect on the tube in a changer. A comparison between materials A and B indicates that material A has the same or slightly better corrosion resistance than material B. 16 510 272 mcmmc ﬁ umuoßuma som m »> meemm Uwe Hwx ﬁﬁ u cm wo; cumpwew ﬁ o _ cm »>> oHQ> m = _ ~ x__U @ = EU ~ .o mxH_Q ma __m = * N m ~ .m »___ oo._ m_. ~ ~ o. ~ ~ o._ ~ _ ~ m ~ _ @ ~ moq mww. @ wm ~ .o <_Q.o m ßmz m ~ ._ _m_o _n_ @ _w__ ~ m.o _w. @ m_w _mm w @ _ mm_.o mmo.o æ_Q. @ Q _ @: .EQI ﬁ m æn. ~ ~ o.o - _ @ ._ nm. @ - qnq o_ Q ~ m <.o <_ ~ .o m __. @ <Um: .as wo.w m_.n - _ ~ .n o_. ~ - omm Q_m Q @_ <_ o ﬁ @ __ @ @ o.Q <um: .mmm _.m ﬁ amu _.N mmm _ mmm _.m .mwu _. ~ anv _ .www __ ».www _. ~ mmm _ Qmu _.m .wmu _. ~ www _ w = _m1 __ @@ = ~ E @ \ _ @ _ c <~ Eu \ @ * xm ~ uOuw * mi umuæuoßpom .àoc ﬁ pwuoßhwa .xwz mc ﬁ umpouuma Éfå umzïozzx ﬁ> mc ﬁ pmm ﬂﬂ umwu | »<< 3w Hwuuw MWUCWQQQOMHQQ» Emm uw3außuHXw> .w 44mm <» 20 990113 P = Uwvoousëunocau 17 510 272 EXAMPLE 5 Corrosion test of radiator.

Korrosionshärdigheten testades med användande av det SWAAT-test som beskrivits i exempel 4. I exempel 3 beskrivna kylare användes, dvs med rörmaterial C och rank- material A enligt uppfinningen, jämte det jämförande rank- materialet B.The corrosion resistance was tested using the SWAAT test described in Example 4. In Example 3 described coolers were used, ie with pipe material C and rank material A according to the invention, together with the comparative material B.

Prov, som bestod av 5-6 rör, kapades från varje kylare så att rörens längd blev cirka 135 mm. Rörändarna pà ena sidan av proven förseglades med en epoxiharts för att medge läckagetest före SWAAT-testet. Läckagetestet utfördes under vatten med luft om 1 bar. Proven avfettades efter övertrycksbelastningen i etanol, torkades och förseglades med silikongummi vid rörens öppna ändar för att enbart medge korrosion utifrån. Proven SWAAT-testades under 5, 12 och 24 dagar. Efter exponeringen rengjordes proven i kon- centrerad HNO3, övertrycksbelastades vid 1 bar för detek- tering av läckage samt studerades för att dokumentera korrosionsangreppen.Samples, which consisted of 5-6 tubes, were cut from each cooler so that the length of the pipes was about 135 mm. The pipe ends on one side of the samples was sealed with an epoxy resin to allow leak test before the SWAAT test. The leak test was performed under water with air of 1 bar. The samples were degreased afterwards the overpressure load in ethanol, dried and sealed with silicone rubber at the open ends of the tubes to only allow corrosion from the outside. The SWAAT samples were tested during 5, 12 and 24 days. After exposure, the samples were cleaned in centered HNO3, was pressurized at 1 bar to detect leakage and was studied to document corrosion attacks.

Det utvändiga utseendet hos de uppåt- och nedåt- riktade ytorna (under testet) efter 12 och 24 dagars SWAAT- exponering visas i FIG 15-16. Korrosionen hos rankorna evaluerades enligt en klassificeringsmetod. Rankornas korrosion är mer omfattande i en kylare med rankor av material B än i en kylare med rankor av material A (Tabell 8).The external appearance of the upward and downward targeted surfaces (during the test) after 12 and 24 days of SWAAT exposure is shown in FIGS. 15-16. The corrosion of the vines was evaluated according to a classification method. Rankornas corrosion is more extensive in a radiator with tendrils of material B than in a radiator with tendrils of material A (Table 8).

Inga perforeringar detekterades hos röret i prov från CAB-lödda kylare med rör av material C och rankor av material A eller B. Tidpunkten för den första perforeringen i kylarna är sålunda mer än 24 dagar. Efter 12 och 24 dagars SWAAT-test observerades hos polerade delar av kylarpnoven enbart mindre angrepp (50 pm maximalt djup) i rören (FIG 17), vilket återspeglar den effektiva offeranod- effekten från såväl rankmaterial A som B. 510 272 18 Aooon mooowooooox om; wcpoxcmo >m hmﬁoomo mooom omxo>ev cowwoooox oooomox oo1u>z oo ^~Hoo wowooooooox Hm; mcooxcoo >w owwoooa oooowv coﬁooooox mﬁoomox .u Aoooo mowoæoohoox own ocooxcoo >o ooﬁo~wo memo cowwoooox oﬁﬂoomz No Aoowomco m@H~c>w oomﬁxo coﬂwoooox mcﬁm nu coﬂwoooox mmcﬁpx ~uxu>e owﬁﬁæ cæmcH au o Nio I o o o o N. N .JN fo I ot.. - o o o N. N .JN oo Ü Û o o o o oo o_ Éï io I I - o o o N, N TN. oo É É - o o o o _ .im fo No I - o o o o _ .IW fo moﬁw ooﬁo omuxwooﬂumz oooxﬁooﬂaan cwowäaccm cuowﬁaocm ocwooom Nwoca Nam >ooQ ooooo wncomwo: mcoo>1coo >o Aﬁﬂoco :who se mA owowocﬂo o1co.\ooo M o ocﬁoæowoﬂmwæﬁx omacwowuoooma ~ooc< uno æomhmkooomm ﬁooca -ocoaxo ﬁodowooz uwwunßaæzm umuww ßaøpmcmwcoﬁmoupox w QJwm<9 990113 P=\uvooosö.|:>oc.sN 19 510 272 Den korroderade delen hos fogarna mellan rör och ranka har uppmätts i snitt längs rören. En linje parallell med och nära röret definierades, och lödfogens totala längd samt lödfogens korroderade längd bestämdes pá ömse sidor av rankan, se FIG 18. Förhållandet mellan korroderad foglängd och total foglängd användes som ett mått på korrosionen hos fogen rör/ranka.No perforations were detected in the tube in samples from CAB-soldered coolers with pipes of material C and tendrils of material A or B. The time of the first perforation in the refrigerators is thus more than 24 days. After 12 and 24 days SWAAT test was observed in polished parts of cooler nozzle only minor attack (50 pm maximum depth) in tubes (FIG. 17), reflecting the effective sacrificial anode the effect from both rank material A and B. 510 272 18 Aooon mooowooooox om; wcpoxcmo> m hm ﬁ oomo mooom omxo> ev cowwoooox oooomox oo1u> z oo ^ ~ Hoo wowooooooox Hm; mcooxcoo> w owwoooa oooowv co ﬁ ooooox m ﬁ oomox .u Aoooo mowoæoohoox own ocooxcoo> o oo ﬁ o ~ wo memo cowwoooox o ﬁﬂ oomz No Aoowomco m @ H ~ c> w oom ﬁ xo co ﬂ woooox mc ﬁ m nu co ﬂ woooox mmc ﬁ px ~ uxu> e ow ﬁﬁ æ cæmcH au o Nio I o o o o N. N .JN fo I ot .. - o o o N. N .JN oo Ü Û o o o o o oo o_ Éï io I I - o o o N, N TN. oo É É - o o o o _ .im fo No I - o o o o _ .IW fo mo ﬁ w oo ﬁ o omuxwoo ﬂ umz ooox ﬁ oo ﬂ aan cwowäaccm cuow ﬁ aocm ocwooom Nwoca Nam> ooQ ooooo wncomwo: mcoo> 1coo> o A ﬁﬂ oco: who se mA owowoc ﬂ o o1co. \ ooo M o oc ﬁ oæowo ﬂ mwæ ﬁ x omacwowuoooma ~ ooc <uno æomhmkooomm ﬁ ooca -ocoaxo ﬁ odowooz uwwunßaæzm umuww ßaøpmcmwco ﬁ moupox w QJwm <9 990113 P = \ uvooosö. |:> Oc.sN 19 510 272 The corroded part of the joints between pipes and creeper has been measured in sections along the pipes. A line parallel with and near the tube was defined, and the total length of the solder joint and the corroded length of the solder joint was determined on both sides of the vine, see FIG. 18. The relationship between corroded joint length and total joint length was used as a measure of the corrosion of the joint touches / ranks.

Hos kylare med rankor av material A kunde inga an- grepp alls ses i fogarna, och enbart enstaka mindre angrepp (Tabell 9 och FIG 19). Detta styrker även den effektiva offeranodeffekten hos erhölls i kylare med rankor av material B rankor av material A.In radiators with material A tendrils, no grips at all are seen in the joints, and only occasional minor attacks (Table 9 and FIG 19). This also proves the effective sacrificial anode effect of obtained in coolers with vines of material B vines of material A.

Tabell 10.Table 10.

Korrosion hos fogar mellan rör och ranka Material i Expone- Antal Korrosion rör/ranka ringstid studerade hos fogar (dagar) fogar rör/ranka rör/ranka (%) C/B 12.1 48 C/A 12.1 32 C/B 24.1 47 1.6 C/A 24.1 26 O SWAAT-test av kylare med rör av material C har visat, att materialet enligt uppfinningen ger samma katodiska skydd som materialet AA3003 + 1,5 % hastigheten är långsammare hos själva materialet enligt zink, men korrosions- uppfinningen.Corrosion of joints between pipes and vines Material in Expone- Number of Corrosion pipe / rank ring time studied at joints (days) joins pipes / ranks pipe / creeper (%) C / B 12.1 48 C / A 12.1 32 C / B 24.1 47 1.6 C / A 24.1 26 O SWAAT tests of coolers with pipes of material C have shown, that the material according to the invention gives the same cathodic protection as the material AA3003 + 1.5% the speed is slower in the material itself according to zinc, but corrosion- the invention.

Claims

h.) UI b) 'Jl 961119 I: \ 1470 \ 0O5-X2 .DOC GG 510 272 2 ° PATENTKRAV

Aluminum alloy for brazed products with high strength at the soldering temperature, high strength after soldering and good corrosion resistance, characterized in that the alloy comprises 0.5 to 1.5% by weight of silicon, more than 1.4 and up to 2, 0% by weight of manganese, 0.05 to 0.3% by weight of zirconium, up to 0.7% by weight of iron and up to 0.1% by weight of copper, and optionally up to 2.5% by weight of zinc and up to 0.5 % by weight of magnesium, the remainder consisting of aluminum and unavoidable impurities.

Aluminum alloy according to claim 1, characterized in that the alloy comprises 0.5 to 1.0% by weight of silicon, more than 1.5 and up to 1.8% by weight of manganese, 0.05 to 0.2% by weight. % zirconium, up to 0.3% by weight of iron and up to 0.1% by weight of copper, the remainder consisting of aluminum and unavoidable impurities.

Aluminum alloy according to claim 2, characterized in that 1.2 to 1.8% by weight of zinc is included in said alloy.

Plated material for soldered products, characterized in that the core of an alloy, comprising 0.5 to 1.5% by weight of silicon, more than 1.4 and up to 2.0% by weight of manganese, 0, 05 to 0.3% by weight of zirconium, up to 0.7% by weight of iron and up to 0.1% by weight of copper, and optionally up to 2.5% by weight of zinc and up to 0.5% by weight of magnesium, the remainder being of aluminum and unavoidable impurities, has at least one additional layer having a melting temperature lower than that of said core.

Material according to claim 4, characterized in that the core comprises 0.5 to 1.0% by weight of silicon, more than 1.4 and up to 1.8% by weight of manganese, 0.05 to 0.2% by weight of zirconium , up to 0.3% by weight of iron and up to 0.1% by weight of copper, the remainder consisting of aluminum and unavoidable impurities. Ü 20 25 981119 I: \ 1470 \ D05-K2.DOC GG Ä 510 272

Material according to claim 4 or 5, characterized in that 1.2 to 1.8% by weight of zinc is included in said core.

Method for producing a material to be used in brazed products of the alloy according to any one of claims 1 to 3, - to subject said alloy to a casting characteristic of the steps proceeding without subsequent homogenization, - to heat the cast the alloy at a temperature not exceeding about 550 ° C and for a residence time not exceeding about 12 hours, - exposing the material obtained to a hot rolling process, and - exposing the material obtained to a cold rolling procedure.

8. A method according to claim 7, characterized in that after said casting process said alloy is plated with at least one further layer.

Method according to claim 7 or 8, characterized in that the material obtained after said cold rolling process is completely tempered by means of a tempering process to a state 0 or partially tempered to a state H2X, wherein X is a number between 1 and 8.

10. A method according to claim 9, characterized in that after said tempering process the material obtained is subjected to a cold rolling process in order to obtain a state H12-H16.

11. A method according to claim 7 or 8, characterized in that the casting process is a direct cooling type process.

Method according to claim 7 or 8, characterized in that the heating temperature is not more than 450 ° C.

Method for producing a material to be used in brazed products of the alloy according to any one of the features of steps 1 to 3, Lh W 510 981119 I; \ 1470 \ 305-K2.DOC GG 272 - to expose said alloy for a strip casting process, and - subjecting the obtained material to a cold rolling process.

14. A method according to claim 13, characterized in that the material obtained after said cold rolling process is completely tempered to a state 0 by means of a tempering process or is partially tempered to a state HZX,

A method according to claim 14, the material obtained after said tempering process, wherein X is a number between 1 and 8. characterized by being subjected to a cold rolling process to obtain a state H12-H16.