SE514234C2

SE514234C2 - Aluminium@ alloy used as header material for e.g. radiators by controlled atmosphere brazing

Info

Publication number: SE514234C2
Application number: SE9600764A
Authority: SE
Inventors: Kent Schoelin; Torkel Stenqvist; Bo Mannerskog
Original assignee: Sapa Heat Transfer Ab
Priority date: 1996-02-27
Filing date: 1996-02-27
Publication date: 2001-01-29
Also published as: SE9600764D0; SE9600764L

Abstract

Aluminium alloy for brazed products with high strength and corrosion resistance contains 0.5-1 % silicon, 0.3-0.5 % magnesium, 0.05-3 % titanium, 0.2-0.5 % copper, etc. Also claimed are (i) plated materials for brazed products comprising a core made from the above alloy and an outer layer with a lower melting point than the core and (ii) the preparation of these products by homogenising the cast brazed alloy for more than 10 hours at a temperature greater than 600 deg C, then hot and cold rolling the material and then tempering the rolled material.

Description

i' 514 234 ä* Figur 9 visar medeldjupet av de tio djupaste korrosionsangreppen hos efter SWAAT- prov av de olika materialen Figur 10 visar utseendet hos korrosionsangreppen i ettt snitt efter SWAAT-prov av tvärsnitt av materialen, a) material A enligt föreliggande uppfinning, naturligt åldrade prover. 21 dagars exponering, b) material A enligt föreliggande uppfinning, prover utsatta för accelererad åldring, 21 dagars exponering, c) referensmaterial B, naturligt åldrade prover. 28 dagars exponering, d) referensmaterial B, prover utsatta för accelererad åldring, 2l dagars exponering, e) referensmaterial C, naturligt åldrade prover, 21 dagars exponering, f) referensmaterial C, prover utsatta för accelererad åldring, 21 dagars exponering. Figure 9 shows the mean depth of the ten deepest corrosion attacks of after SWAAT tests of the various materials Figure 10 shows the appearance of the corrosion attacks in a section after SWAAT tests of cross sections of the materials, a) material A according to the present invention, naturally aged samples. 21 days exposure, b) material A according to the present invention, samples subjected to accelerated aging, 21 days exposure, c) reference material B, naturally aged samples. 28 days exposure, d) reference material B, samples exposed to accelerated aging, 2l days exposure, e) reference material C, naturally aged samples, 21 days exposure, f) reference material C, samples exposed to accelerated aging, 21 days exposure.

Skälet att begränsa sammansättningen hos legeiingen enligt uppﬁnningen och dess omfång kommer nu att beskrivas (hädanefter används tecknet % för halten i viktsprocent).The reason for limiting the composition of the alloy according to the invention and its scope will now be described (hereinafter the sign% is used for the content in percentage by weight).

Halten av kisel ska vara 0,5-1,0 %, företrädesvis 0,5-0,8 %. Under 0,5 % erhålles ingen märkbar utskiljningshärdning, över 1,0 % sjunker solidustemperaturen markant.The content of silicon should be 0.5-1.0%, preferably 0.5-0.8%. Below 0.5% no noticeable precipitation hardening is obtained, above 1.0% the solidus temperature drops markedly.

Ett överskott av Si i fast lösning i förhållande till Mg halten ökar benägenheten till utskiljning av MgQSi, vilket ökar hållfastheten. Principen för att beräkna överskottet Si kan exempliﬁeras av följande formel: Överskott Si = %Si - (molvikt(Si) x %Mg / 2Molvikt(Mg)) under antagandet att allt Mg reagerar med Si och bildar MgzSi d v s 2 Mg + Si => MgzSi Detta ger en grov uppskattning av överskottet Si, utan att hänsyn tas till andra utskiljningar innehållande Si. En mer exakt beräkning kan göras genom att hänsyn tas till halterna Mn och Fe som reagerar med Si och alltså reducerar överskottet av Si. Överskottet av Si ska vara högre än 0,2 %, helst högre än 0,3 % för att ge ett betydande bidrag till hållfastheten.An excess of Si in solid solution relative to the Mg content increases the tendency to precipitate MgQSi, which increases the strength. The principle for calculating the excess Si can be exemplified by the following formula: Excess Si =% Si - (molecular weight (Si) x% Mg / 2 Molecular weight (Mg)) under the assumption that all Mg reacts with Si and forms MgzSi ie 2 Mg + Si => MgzSi This gives a rough estimate of the excess Si, without taking into account other precipitates containing Si. A more accurate calculation can be made by taking into account the levels Mn and Fe that react with Si and thus reduce the excess of Si. The excess Si should be higher than 0.2%, preferably higher than 0.3% to make a significant contribution to strength.

Mg ökar hållfastheten genom att bilda MgzSi-utskiljningar under åldringen, men säker lödbarheten genom att reagera med ﬂusset. Halten Mg ska vara 0,3-0,5 %, helst 0,4-0,5 % Under 0,3 % är effekten på hållfastheten försumbar och över 0,5 % är det svårt att löda, även då speciella ﬂussappliceringstekniker används. 0,2-0,5 %, helst 0,25-0,35 % koppar tillsätts för att ytterligare öka hållfastheten. Cu ökar kärnbildningen av MgzSi, men är också en känd lösningshärdande tillsats för aluminium.Mg increases strength by forming MgzSi precipitates during aging, but ensures solderability by reacting with ﬂ usset. The Mg content should be 0.3-0.5%, preferably 0.4-0.5% Below 0.3%, the effect on the strength is negligible and above 0.5% it is difficult to solder, even when special application techniques are used. 0.2-0.5%, preferably 0.25-0.35% copper is added to further increase the strength. Cu increases the nucleation of MgzSi, but is also a known solution-curing additive for aluminum.

Korrosionsmotståndet minskar dock med ökande kopparhalt och solidustemperaturen sjunker.However, the corrosion resistance decreases with increasing copper content and the solidus temperature drops.

För att öka korrosionsmotståndet har 0,05-0,3 % titan, företrädesvis 0, l -0,2S %, tillsätts. Ti är fördelat i skikt i materialet. De Ti-rika skikten har en korrosionspotential som skiljer sig från de Ti-fattiga. Under 0,05 % är effekten på korrosionsmotståndet försumbar, över 0,3 % bildas grova utskiljningar som kan reducera korrosionsmotståndet och som sänker bearbetbarheten hos materialet.To increase the corrosion resistance, 0.05-0.3% titanium, preferably 0.1-0.2%, has been added. Ti is distributed in layers in the material. The Ti-rich layers have a corrosion potential that differs from the Ti-poor. Below 0.05% the effect on the corrosion resistance is negligible, above 0.3% coarse precipitates are formed which can reduce the corrosion resistance and which lowers the machinability of the material.

Manganhalten har begränsats till 0,10 % eftersom Mn oftast ökar kylkänsligheten.The manganese content has been limited to 0.10% because Mn usually increases the cooling sensitivity.

Framställning av materialet Den kemiska sammansättningen hos materialet som inkluderats i undersökningarna visas i tabell 1. Band 1 består av en kärna av material enligt föreliggande uppfinning och är pläterat med en lodmetall på en sidan. De andra två banden, 2 och 3, med kärnlegeringarna AA6060 respektive AA6063, har använts som referensmaterial. De tre kärnmaterialen betecknas härefter med bokstäverna A, B och C. Tillverkningen av materialen är beskriven i tabell 2. Referensmaterialen B och C har producerats utan homogenisering. 514' 234 Tabell 1 i Rulle Tjockl. Del Legering Sammansättriing, viktsprocent nr (mm) Si Fe Cu Mn Mg v Ti Zn l 1,2 Lodmetall ~AA4045 9,59 0,16 <0,01 <0,01 <0,01 <0,01 0,02 (10 %) Kärna MaterialA 0,61 0,22 0,26 0,01 0,44 0,16 0,09 2 1,5 Loainemn M4o4s 9,s o',29 - om o,o1 o,o1 o,o1 (10 %) ' Kärna MateriaIB 0,48 0,20 0,01 0,01 0,42 0,01 0,01 3 1,2 Lodmetall AA4l04 9,8 0,31 <0,01 <0,01 1,24 <0,01 0,01 (5 °/°) ' Kärna Material C 0,50 0,24 0,03 0,07 0,64 0,01 0,02 Lodplätering AA4l04 9,7 0,37 <0,01 0,01 1,26 0,01 0,02 baksida (2,5 %) Tabell Tillverkning av kärnmaterialen Homogenisering 590 °C i 10 timmar (bara för material A) Uppvännziíng före valsning Varmvalsníxig Kallvalsning Ner til1l,2 mm tjocklek Värmebehandling 0,5 hvid 380 °C Materialen utsattes för lödsimulering i vakuumugn med användande av följande temperaturcykel: uppvärmning till 600 °C i 45 minuter, 5 minuters hâlltid, snabbkylning med öppen lucka ca en halv minut (550 °C). Sedan togs provema ut och ﬁck kallna till rumstemperatur utanför ugnen.Preparation of the material The chemical composition of the material included in the studies is shown in Table 1. Band 1 consists of a core of material according to the present invention and is plated with a solder on one side. The other two bands, 2 and 3, with the core alloys AA6060 and AA6063, respectively, have been used as reference material. The three core materials are hereinafter referred to by the letters A, B and C. The manufacture of the materials is described in Table 2. The reference materials B and C have been produced without homogenization. 514 '234 Table 1 in Roll Thick. Part Alloy Composition, weight percent no (mm) Si Fe Cu Mn Mg v Ti Zn l 1.2 Solder ~ AA4045 9.59 0.16 <0.01 <0.01 <0.01 <0.01 0.02 ( 10%) Core MaterialA 0.61 0.22 0.26 0.01 0.44 0.16 0.09 2 1.5 Loainemn M4o4s 9, s o ', 29 - om o, o1 o, o1 o, o1 (10%) 'Core MateriaIB 0.48 0.20 0.01 0.01 0.42 0.01 0.01 3 1.2 Solder AA4l04 9.8 0.31 <0.01 <0.01 1, 24 <0.01 0.01 (5 ° / °) 'Core Material C 0.50 0.24 0.03 0.07 0.64 0.01 0.02 Solder plating AA4104 9.7 0.37 <0, 01 0.01 1.26 0.01 0.02 back (2.5%) Table Manufacture of core materials Homogenisation 590 ° C for 10 hours (only for material A) Pre-rolling Pre-rolling Hot-rolling Cold rolling Down to 1l, 2 mm thickness Heat treatment 0 .5 white 380 ° C The materials were subjected to solder simulation in a vacuum oven using the following temperature cycle: heating to 600 ° C for 45 minutes, holding time for 5 minutes, rapid cooling with an open door for about half a minute (550 ° C). Then the samples were taken out and kallc cooled to room temperature outside the oven.

Kylhastigheten är med denna metod ca 1 °C/s. Provbitarna, med ca 200x300 mm storlek, ställdes vertikalt i ugnen och lodet samlades på den lägsta delen av plattorna. Denna del skärs av och skrotades.With this method, the cooling rate is about 1 ° C / s. The test pieces, about 200x300 mm in size, were placed vertically in the oven and the solder was collected on the lowest part of the plates. This part was cut off and scrapped.

Exempel 1 Mikrostruktur Partikelstorlekensfördelningen och kornstrukturen undersöktes på lödsimulerade och naturligt åldrade prov. Vissa partiklar undersöktes i svepelektronrnikroskop.Example 1 Microstructure The particle size distribution and grain structure were examined on solder-simulated and naturally aged samples. Some particles were examined in a scanning electron microscope.

Partikelstrukturen hos material A enligt föreliggande uppfinning och referensmaterial B visas i ﬁgur l. Strukturerna är mycket lika, övervägande primärt utskiljda partiklar och knappast några dispersoider syns i ljusoptiskt mikroskop. Undersökningen i SEM visade att primärt utskiljda partiklar var av alfa-fas, men dessa hade en hög halt av Cu för material A. När Cu finns i legeringen förväntas det lösa sig i partiklarna. Vissa dispersoider hittades med SEM, Ti-haltiga partiklar i stråk, se ﬁgur 2. - _ Figur 3 visar kornstrukturen i det värmebehandlade leveranstillståndet hos material A och ﬁgur 4 visar kornstrukturen hos material A och B efter lödsimulering. De likformiga kornen hos material B är typiska för denna legering. De utsträckta komen hos material A är troligtvis en följd av Ti-tillsatsen. Ti segrar under gjutningen vilket ger stråk under valsníngen och dessa stråk kan hålla tillbaka korntillväxten i normalrilttningen hos bandet. 4 514 234 Exempel 2 Draghållfasthet och åldring Draghållfastheten mättes på dubbla prover efter ﬂera olika åldringscykler: Naturlig åldring upp till 61 dagar Accelererad åldring vid 177 °C, 90 min.The particle structure of material A according to the present invention and reference material B is shown in Figure 1. The structures are very similar, predominantly primarily separated particles and hardly any dispersoids are visible in a light optical microscope. The study in SEM showed that primarily precipitated particles were of alpha phase, but these had a high content of Cu for material A. When Cu is present in the alloy, it is expected to dissolve in the particles. Some dispersoids were found with SEM, Ti-containing particles in lanes, see Figure 2. Figure 3 shows the grain structure in the heat-treated delivery state of material A and Figure 4 shows the grain structure of materials A and B after solder simulation. The uniform grains of material B are typical of this alloy. The elongated grains of material A are probably a consequence of the Ti addition. Ti wins during casting, which gives streaks during rolling and these streaks can hold back the grain growth in the normal direction of the strip. 4,514,234 Example 2 Tensile strength and aging Tensile strength was measured on duplicate samples after olika your different aging cycles: Natural aging up to 61 days Accelerated aging at 177 ° C, 90 min.

Accelererad åldring vid 200 °C, upp till 6 timmar Accelererad åldring vid 225° C, upp till 60 min.Accelerated aging at 200 ° C, up to 6 hours Accelerated aging at 225 ° C, up to 60 min.

Den accelererade åldringen startade en dag efter lödsimulering. Den uppmätta draghållfastheten visas i tabell 3 och figur 5 och 6.The accelerated aging started one day after soldering simulation. The measured tensile strength is shown in Table 3 and Figures 5 and 6.

Tabell 3 Draghållfasthet hos pläterad ändplåt Kärna Material B Kärna Material A Rp0.Z Rm A50 Rp0.2 Rm A50 (IVIPR) (IVIPa) (°/°) (NIPZ) (NIPﬂ) (%) 53 9 56 RT 1 dag 139 1 153 25 2 dagar 54 140 18 63 164 25 4 dagar 58 146 19 67 168 26 sdagar 59 150 15 71 173 24 15 dagar 62 152 20 78 183 24 30 dagar 83 189 20 61 dagar 87 194 23 177°C 90 min 86 158 16 132 202 17 200°C 1 h 94 158 14 188 224 13 2 h 124 175 12 207 239 10 3 h 156 192 10 212 241 10 6 h 186 210 9 216 244 9 225°C 7.5 min 74 136 13 128 191 15 15 min 94 147 (8) 168 214 11 30 min 126 162 (6) 190 226 10 60 min 162 192 (8) 200 230 9 Parentes indikerar minimumvärden (brott utanför extensiometerannen) Det nya materialet A har ökad hållfasthet jämfört med material B, vilket idag används för ändplåtskärnor av tillverkare av radiatorer. Med samma halt Mg, d v s samma lödbarhet, har hållfastheten hos accelererat åldrade prover ökats med ca 35 MPa, ﬁgur 6.Table 3 Tensile strength of plated end plate Core Material B Core Material A Rp0.Z Rm A50 Rp0.2 Rm A50 (IVIPR) (IVIPa) (° / °) (NIPZ) (NIP ﬂ) (%) 53 9 56 RT 1 day 139 1 153 25 2 days 54 140 18 63 164 25 4 days 58 146 19 67 168 26 days 59 150 15 71 173 24 15 days 62 152 20 78 183 24 30 days 83 189 20 61 days 87 194 23 177 ° C 90 min 86 158 16 132 202 17 200 ° C 1 h 94 158 14 188 224 13 2 h 124 175 12 207 239 10 3 h 156 192 10 212 241 10 6 h 186 210 9 216 244 9 225 ° C 7.5 min 74 136 13 128 191 15 15 min 94 147 (8) 168 214 11 30 min 126 162 (6) 190 226 10 60 min 162 192 (8) 200 230 9 Parentheses indicate minimum values (fracture outside the extensiometer) The new material A has increased strength compared to material B, which is currently used for end plate cores by radiator manufacturers. With the same Mg content, i.e. the same solderability, the strength of accelerated aged samples has been increased by about 35 MPa, ﬁ gur 6.

Exempel 3 Korrosionsegenskaper Korrosionsmotståndet hos lödsimulerade och naturligt åldrade (3-4 veckor) prover, liksom hos artiﬁciellt åldrade (177 °C, 90 min) prover av materialen i tabell 1 testades i SWAAT enligt ASTM G 85. Syntetiskt havsvatten (ASTM D 1141 utan tungmetaller, pH=3) sprayades interrnittent på proverna. En saltdimkanirnare (Weiss SSC 450) användes för testerna. 5 514234 Prover om ca 130x60 mm klipptes ut för SWAAT-provningen. Provema vakuumavfettades i trikloretylen (2x3 min) maskades med en plastﬁlm på vattensidan och kanterna lackerades. Proverna exponerades i SWAAT-kamrnaren med 15 graders lutning mot verktikalplanet. Prover av varje variant togs ut efter 7, 13, 21 och 28 dagars exponering. Efter exponeringen avlägsnades korrosionsprodukterna genom doppning i koncentrerad HNO3.Example 3 Corrosion properties The corrosion resistance of soldered and naturally aged (3-4 weeks) samples, as well as of artificially aged (177 ° C, 90 min) samples of the materials in Table 1 was tested in SWAAT according to ASTM G 85. Synthetic seawater (ASTM D 1141 without heavy metals, pH = 3) were sprayed intermittently on the samples. A salt mist canister (Weiss SSC 450) was used for the tests. 5 514234 Samples of approx. 130x60 mm were cut out for the SWAAT test. The samples were vacuum degreased in trichlorethylene (2x3 min), masked with a plastic film on the water side and the edges were varnished. The samples were exposed in the SWAAT chamber with a 15 degree inclination towards the vertical plane. Samples of each variant were taken after 7, 13, 21 and 28 days of exposure. After exposure, the corrosion products were removed by dipping in concentrated HNO 3.

Resultaten från SWAAT-provningen utvärderades manuellt genom att antalet perforeringar räknades och genom att angreppens djup mättes. Djupet hos angreppen mättes med fokuseringsmetoden i ljusoptiskt mikroskop. De femton djupaste attackerna, där materialet inte perforerats, mättes för varje prov. För varje material och exponeringstid användes djupet hos de tio djupaste angreppen i den fortsatta utvärderingen. (De utvalda angreppen for ett givet material är ofta tagna från mer än ett prov).The results of the SWAAT test were evaluated manually by counting the number of perforations and by measuring the depth of the attack. The depth of the attacks was measured with the focusing method in a light optical microscope. The fifteen deepest attacks, where the material was not perforated, were measured for each sample. For each material and exposure time, the depth of the ten deepest attacks was used in the further evaluation. (The selected attacks for a given material are often taken from more than one sample).

Utseendet hos ytan hos provet efter 7 och 28 dagars SWAAT-provning visas i ﬁgur 7.The appearance of the surface of the sample after 7 and 28 days of SWAAT testing is shown in Figure 7.

För blotta ögat visar material B och C djupa gropar, medan angreppen i material A är vidare.To the naked eye, materials B and C show deep pits, while the attacks in material A are further.

Kantema hos gropama i material C står ofta upp från ytan, vilket tyder på tryck ﬁån interna korrosionsprodukter på ett icke-korroderat ytskikt. Även förekomsten av blåsor på ytan av baksidan (den maskerade vattensidan) indikerar samma fenomen. Blåsor är vanligast efter accelererad åldring av materialC efter 21 och 28 dagars SWAAT-provning, men ibland har blåsor observerats även hos de andra varianterna. Djupet hos korrosionsangreppen mätt med fokuseringsmetoden visas i tabell 4 och ﬁgur 8 och 9. Prover av legering A enligt föreliggande uppﬁnning visar oftast mindre gropdjup eﬁer SWAAT-prov än referensmaterialen. Det ﬁnns djupa angrepp efter 21 och 28 dagars exponering, men inga perforeringar har upptäckts. Det maximalt uppmätta djupet efter 28 dagar var 860 um i det naturligt åldrade materialet och 960 um efter accelererad åldring, vilket motsvarar 70-80 procent av materialtjockleken. Material B uppvisar perforeringar i båda fallen efter 28 dagars provning (materialtjocklek 1.5 mm). Efter 21 dagar var det maximalt uppmätta gropdjupet 1160 um i det naturligt åldrade materialet och 1190 um efter accelererad åldring. Material C som åldrats accelererat perforerades efter 28 dagar medan det maximalt uppmätta djupet hos naturligt åldrade prover var 1080 um (materialtjocklek 1.2 mm). Vanligtvis är det maximala djupet hos angreppen, liksom medeldjupet for alla de testade legeringama större efter accelererad åldring än eñer naturlig åldring, se tabell 4. Ur korrosionssynpunkt verkar alltså naturlig åldring vara ett bättre val än accelererad åldring.The edges of the pits in material C often protrude from the surface, indicating pressure from internal corrosion products on a non-corroded surface layer. The presence of blisters on the surface of the back (the masked water side) also indicates the same phenomenon. Blisters are most common after accelerated aging of materialC after 21 and 28 days of SWAAT testing, but sometimes blisters have also been observed in the other variants. The depth of the corrosion attacks measured by the focusing method is shown in Tables 4 and Figures 8 and 9. Samples of alloy A according to the present invention usually show smaller pit depths or SWAAT samples than the reference materials. There are deep attacks after 21 and 28 days of exposure, but no perforations have been detected. The maximum measured depth after 28 days was 860 μm in the naturally aged material and 960 μm after accelerated aging, which corresponds to 70-80 percent of the material thickness. Material B shows perforations in both cases after 28 days of testing (material thickness 1.5 mm). After 21 days, the maximum measured pit depth was 1160 μm in the naturally aged material and 1190 μm after accelerated aging. Material C that accelerated aging was perforated after 28 days while the maximum measured depth of naturally aged samples was 1080 μm (material thickness 1.2 mm). Usually, the maximum depth of the attacks, as well as the average depth of all the tested alloys, is greater after accelerated aging than natural aging, see Table 4. Thus, from a corrosion point of view, natural aging seems to be a better choice than accelerated aging.

Utseendet hos korrosionsangreppen i tvärsnitt visas i ﬁgur 10. Material B (ﬁg. 10 c, d) uppvisar gropfrätning och material C (ﬁgur 10 e, i) grop- och interkristallin korrosion. I materialet enligt den föreliggande uppﬁnningen (material A, ﬁg. 10 a, b) verkar korrosions- angreppet löpa lamellärt samt i riktningen vinkelrätt mot metallytan, medan korrosionen i material B och C löper mer vinkelrätt mot ytan. 514 234 m.u._uu:_._=_ ä.. .mmczmzøtom ..The appearance of the corrosion attacks in cross section is shown in ﬁ gur 10. Material B (ﬁ g. 10 c, d) shows pitting and material C (ﬁ gur 10 e, i) pit and intercrystalline corrosion. In the material according to the present invention (material A, ﬁ g. 10 a, b) the corrosion attack seems to run lamellarly and in the direction perpendicular to the metal surface, while the corrosion in materials B and C runs more perpendicular to the surface. 514 234 m.u._uu: _._ = _ ä .. .mmczmzøtom ..

E NN E ...ä E ...ä E ...N . E 0.0. E ...ä E 00. E 000 E 0? E 00... 000.... 020.208... N.. 0 o E 000 E 000. E 000 E 000 . E 000 E 000 . E 00.. E 05 ...så ..._2002 w.. 0 o E 0.0 . E 08. E ...å E 000 .Q 00.. E 0... E 0% E 000 E 00.. 0.._..._..,..~.e~_~00< 0.. N m E 0 . E 00... E ...ä E 000 E 00.. E 000 E 00. E 000 E 03 ...maa ..._0052 m.. N 0 E 00.. E 000 E 000 E 08. - - E 0. v E 0. v 05.2. 3.220,0... N.. . < E 00. E 000 E 03 E 00. E 0. v E 0. v . E 0. v E 0. v saa.. ...E32 N.. . < ...ä a... .se .se :Evas .se ...ä .se ...ä .sa .se ...mm få _25. ...E >_>_ 00... .az .så .0: š 00.... .så .0E >_>_ 00.010: ...E >2 å... .æä .så .âmmu mm _ _59... .m .mmmu n. .ännu w xm. .E mccom! .mwëmzmn _ ä... 022m... .w_m.=>w 3:a ...außxw ...ooC ...öm Emv. v :washE NN E ... ä E ... ä E ... N. E 0.0. E ... ä E 00. E 000 E 0? E 00 ... 000 .... 020.208 ... N .. 0 o E 000 E 000. E 000 E 000. E 000 E 000. E 00 .. E 05 ... so ..._ 2002 w .. 0 o E 0.0. E 08. E ... å E 000 .Q 00 .. E 0 ... E 0% E 000 E 00 .. 0 .._..._ .., .. ~ .e ~ _ ~ 00 < 0 .. N m E 0. E 00 ... E ... ä E 000 E 00 .. E 000 E 00. E 000 E 03 ... maa ..._ 0052 m .. N 0 E 00 .. E 000 E 000 E 08. - - E 0. v E 0. v 05.2. 3,220.0 ... N ... <E 00. E 000 E 03 E 00. E 0. v E 0. v. E 0. v E 0. v saa .. ... E32 N ... <... ä a ... .se .se: Evas .se ... ä .se ... ä .sa .se ... mm få _25. ... E> _> _ 00 .... .az .så .0: š 00 .... .så .0E> _> _ 00.010: ... E> 2 å .... .æä .så. âmmu mm _ _59 .... .m .mmmu n. .ännu w xm. .E mccom! .mwëmzmn _ ä ... 022m .... .w_m. => w 3: a ... außxw ... ooC ... öm Emv. v: wash

Claims

514 234 PATENT REQUIREMENTS

1. Aluminum alloy for brazed products with high strength and high corrosion resistance, characterized in that the alloy contains 0.5-1.0% silicon, 0.3-0.5% magnesium, 0.05-0.3 % titanium and 0.2-0.5% copper, the remainder consisting of aluminum and unavoidable impurities.

Aluminum alloy according to Claim 1, characterized in that the alloy contains 0.5-0.8% silicon, 0.4-0.5% magnesium, 0.1-0.25% titanium and 0.25-0. 35% copper, the remainder consisting of aluminum and unavoidable impurities.

Aluminum alloy according to claims 1 and 2, characterized in that the alloy contains less than 0.1% manganese.

4. Aluminum alloying according to claim 1, characterized in that the excess silicon in relation to the magnesium content is greater than 0.2%.

Aluminum alloy according to claim 1, characterized in that the excess silicon in relation to the magnesium content is greater than 0.3%.

Plated material for soldered products, characterized in that the core of an alloy contains 0.5-1.0% silicon, 0.3-0.5% magnesium, 0.05-0.3% titanium and 0, 2-0.5% copper, the remainder consisting of aluminum and unavoidable impurities, has at least one additional layer of vertical pine with a melting temperature lower than that of said core.

Material according to claim 6, characterized in that the core contains 0.5-0.8% silicon, 0.4-0.5% magnesium, 0.1-0.25% titanium and 0.25-0, 35% copper, the remainder consisting of aluminum and unavoidable impurities.

Material according to claim 4 or 5, characterized in that the alloy contains less than 0.1% manganese.

Aluminum aluminization according to claims 4 to 6, characterized in that the material in the core consists of elongated grains.

Method for producing a material in the alloy according to any one of claims 1 to 5, characterized by the steps - exposing said alloy to a casting process, - homogenizing the cast alloy at a temperature not exceeding 600 ° C and below a residence time not exceeding 10 hours, - to subject the obtained material to a hot rolling process, - to subject the obtained material to a cold rolling process, - to anneal the rolled / processed material,

11. A method according to claim 10, characterized in that the material is plated with at least one further layer of solder after said homogenization process.