<Desc/Clms Page number 1>
Die Erfindung betrifft eine Aluminiumlegierung.
Weiter betrifft die Erfindung ein Bauteil aus einer Aluminiumlegierung sowie ein Verfahren zur Herstellung eines Bauteiles aus einer Aluminiumlegierung.
Im Fahrzeugbau, insbesondere Automobilbau, strebt man in zunehmenden Masse an, Bauteile aus Stahl durch Bauteile aus leichtgewichtigeren Materialien zu ersetzen, um der Forderung nach einer Gewichtsreduktion von Fahrzeugen und damit einer Treibstoffeinsparung beim Betrieb derselben möglichst nachzukommen.
In diesem Zusammenhang ist das Interesse von Fahrzeugbauern besonders auf leichtgewichtige Bauteile aus Aluminiumlegierungen gerichtet, wobei das intendierte Anwendungsspektrum solcher Legierungen neben Karosserieteilen auch komplex ausgeformte Fahrwerksbauteile umfasst. Damit diese und weitere Anwendungen im Fahrzeugbau für Aluminiumlegierungen langfristig erschlossen werden können, ist es aus Sicht eines Fahrzeugbauers erforderlich, dass aus diesen Legierungen erstellte Bauteile schon aus Sicherheitsgründen hohe mechanischen Eigenschaften sowie gute Korrosionsbeständigkeit aufweisen und dass derartige Bauteile in einfacher Weise und kostengünstig herstellbar sind.
Unter den einschlägigen Werkstoffspezialisten geht ein Ansatz zur Erfüllung dieser Anforderungen in die Richtung, Massen aus Aluminiumlegierungen durch Formgiessen auf direktem Weg in endabmessungsnahe Geometrien zu bringen und in dieser Weise komplexe Fahrzeugbauteile wie Schwenklager oder dergleichen herzustellen.
So ist es bekannt, Bauteile aus einer Aluminiumlegierung, welche in Gewichtsprozent (Gew. -%) 7 % Silicium und 0. 3 % Magnesium enthält, unter einem Druck von 1400 bar langsam in eine Form einzubringen und in dieser unter Aufrechterhaltung des Druckes erstarren zu lassen.
Eine solche Aluminiumlegierung lässt sich unter dem genannten Druck grundsätzlich gut gie- #en. Allerdings, und dies ist bei derart erstellten Bauteilen ein grosser Nachteil, sind die durch eine Ausscheidungshärtung erzielbaren Verbesserungen mechanischer Eigenschaften auf Grund des gegebenen Magnesiumgehaltes begrenzt. Auch eine Korrosionsbeständigkeit erreicht oftmals nicht das gewünschte Ausmass.
Für eine Herstellung von Bauteilen mit hohen mechanischen Eigenschaften, insbesondere hoher Härte und Zugfestigkeit, und guter Korrosionsbeständigkeit ist es gemäss dem Stand der Technik bekannt, sogenannte Aluminium-Magnesium-Gusslegierungen mit bis zu 10 Gew. -% Magnesium und mit 0. 1 Gew. -% bis zu 1.3 Gew.-% Silicium einzusetzen. In diesen Legierungen trägt Magnesium einerseits zur Erhöhung der Korrosionsbeständigkeit bei. Andererseits kann Magnesium zur Steigerung der mechanischen Eigenschaften von Bauteilen, insbesondere durch Ausscheidungshärtung, bei welcher Mg2Si gebildet wird, beitragen. Bei höheren Magnesiumgehalten als 3 Gew. -% ist ein Aushärtungseffekt allerdings praktisch unwirksam.
Als ein bedeutender Nachteil von Aluminium-Magnesium-Gusslegierungen wird von Fachleuten deren unzureichende Giessbarkeit genannt, welche bei einer Bauteilerstellung eine Bildung makroskopischer Fehlstellen wie Poren, Mikrolunker und/oder Warmrisse verursachen kann.
Häufig kann auch ein Kleben der gegossenen und erstarrten Legierungsmasse an einer Formwand beobachtet werden, wodurch eine Entnahme eines erstellten Bauteiles aus der Form erschwert ist und die Oberflächengüte eines Bauteiles beeinträchtigt sein kann.
Den aus dem Stand der Technik bekannten Aluminiumlegierungen ist nachteilig gemein, dass sie nicht gleichzeitig günstige Giesseigenschaften aufweisen und sich zur Herstellung von Bauteilen hoher Güte, insbesondere mit hohen Werten der mechanischen Eigenschaften, eignen, weshalb das Anwendungspotential von Aluminiumlegierungen im Fahrzeugbau nicht vollständig nutzbar erscheint.
Hier setzt die Erfindung an und stellt sich zur Aufgabe, eine Legierung anzugeben, welche günstige Giesseigenschaften aufweist und aus der Bauteile mit hoher Güte, insbesondere mit hohen Werten der mechanischen Eigenschaften, herstellbar sind.
Weiter setzt sich die Erfindung zum Ziel, einen Bauteil aus einer Aluminiumlegierung anzugeben, der in einfacher Weise durch Giessen endabmessungsnah erstellbar ist und hohe Werte der mechanischen Eigenschaften aufweist bzw. auf solche vergütbar ist.
Ferner setzt sich die Erfindung zum Ziel, ein Verfahren zur Herstellung eines Bauteiles aus einer Aluminiumlegierung anzugeben, bei welchem Giessprobleme weitgehend vermieden sind und mit welchem Bauteile hoher Güte in einfacher Weise herstellbar sind.
<Desc/Clms Page number 2>
Die gestellte Aufgabe löst eine Aluminiumlegierung enthaltend (in Gew.-%) 0.3% bis 4.5% Silicium
1.0 % bis 8.0 % Magnesium 0.05% bis 0.5% Scandium weniger als 0.7 % Eisen weniger als 0.1 % Zink weniger als 0. 1 % Kupfer, wahlweise ein oder mehrere Elemente ausgewählt aus einer ersten Gruppe bestehend aus
0.01 % bis 1.0 % Mangan 0.01 % bis 1.0 % Chrom 0.01 % bis 1.0 % Cobalt 0.01% bis 1.0 % Nickel
0. 01 % bis 0.3 % Lanthan
0.01 % bis 0.3 % Cer, sowie wahlweise ein oder mehrere Elemente ausgewählt aus einer zweiten Gruppe bestehend aus
0. 001 % bis 1.0 % Titan
0.001 % bis 1.0 % Zirkon
0.
001 % bis 1.0 % Vanadium
0.001 % bis 1.0 % Niob 0.001 % bis 1.0 % Strontium,
Rest Aluminium und herstellungsbedingte Verunreinigungen.
Die mit der Erfindung erzielten Vorteile sind insbesondere darin zu sehen, dass eine Legierung auf Grund einer abgestimmten chemischen Zusammensetzung leicht giessbar ist und die aus einer solchen Legierung erstellten Bauteile auf hohe mechanische Kennwerte vergütbar sind. Wegen einer geringen Neigung einer erfindungsgemässen Legierung zum Kleben an einer Form nach dem Giessprozess, ist es vorteilhaft leicht möglich, die erstellten Bauteile von der Form zu trennen. Eine gute Giessbarkeit einer erfindungsgemässen Legierung resultiert daher auch in einer hohen Güte der Oberflächen der erstellten Bauteile. Weiter können auf Grund einer guten Giessbarkeit Fehlbzw. Schwachstellen wie Poren, Lunker und/oder Warmrisse im Bauteilinneren weitegehend vermieden werden.
Insbesondere im Hinblick auf die mit der Erfindung erzielbaren hohen mechanischen Kennwerte von Bauteilen und eine vorteilhafte Ausbildung von Ausscheidungen bei einem Aushärten einer erfindungsgemässen Legierung, sind im Folgenden die Wirkungen einzelner Elemente sowie die Wechselwirkungen der Elemente untereinander näher dargestellt.
Silicium trägt ab 0. 3 Gew. -% zur Verbesserung der Giesseigenschaften bei. Ein Mindestgehalt an Silicium von 0. 3 Gew. -% ist auch erforderlich, um bei einem Aushärten einer erfindungsgemä- #en Legierung eine Bildung von Mg2Si sicherzustellen. Um eine Bildung von primären Siliciumausscheidungen zu vermeiden, ist eine obere Grenze des Siliciumgehaltes mit 4. 5 Gew.-% festgesetzt.
Magnesium ist in einem Anteil von zumindest 1.0 Gew.-% vorgesehen, um allgemein eine hohe Festigkeit von Bauteilen zu erzielen. Ausserdem ist Magnesium im Anteil von zumindest 1.0 Gew. -% vorgesehen, um eine Bildung von Mg2Si-Ausscheidungen bei einem Aushärten zu ermöglichen. Bei Magnesiumgehalten von über 8. 0 Gew. -% ergeben sich Giessprobleme, welche auch durch hohe Silicumgehalte, beispielsweise 4,2 Gew. -%, nicht kompensierbar sind. Ferner erweist sich auch im Hinblick auf eine Korrosionsbeständigkeit ein Magnesiumanteil von 1.0 Gew.-% bis 8. 0 Gew.-% als günstig.
Scandium ist ein weiteres erfindungswesentliches Element und zumindest in einem Anteil von 0. 05 Gew. -% vorgesehen. Ab diesem Gewichtsanteil ist Scandium hinsichtlich einer Ausbildung von vorteilhaften AI3Sc-Ausscheidungen wirksam. Als obere Grenze für den Scandiumgehalt ist 0. 5 Gew.-% festgesetzt. Höhere Gewichtsanteile als 0. 5 Gew.-% Scandium bewirken keine wesentliche Festigkeitssteigerung mehr, erhöhen jedoch die Kosten für die Legierung und können zu unerwünscht groben AI3Sc-Ausscheidungen führen.
In Bezug auf eine Bildung von AI3Sc ist in ein synergetisches Zusammenspiel der Elemente Silicium, Magnesium und Scandium bei der Herstellung eines Teiles aus einer erfindungsgemässen Aluminiumlegierung gegeben : Während eines Giessens bewirkt ein erfindungsgemässer Siliciuman-
<Desc/Clms Page number 3>
teil eine gute Giessbarkeit der geschmolzenen Legierungsmasse. Anschliessend, bei einem verstärkten Abkühlen der gegossenen Masse von Giesstemperatur oder bei einem Abkühlen eines Bauteiles von einer Aushärtetemperatur, kommt es durch das vorhandene Magnesium zur Bildung von festigkeitssteigernden Mg2Si-Ausscheidungen. Da Silicium zusammen mit Magnesium Mg2Si ausbildet, kann Scandium nunmehr zumindest vorwiegend in Form einer ebenfalls festigkeitssteigernden AI3Sc-Phase gebunden werden.
Daneben bewirkt Scandium gleichzeitig eine Bildung feiner Mg2Si-Ausscheidungen auch bei hohen Magnesiumgehalten bzw. verhindert Scandium eine Koagulation von Mg2Si-Phasenanteilen während eines Ausscheidungsprozesses.
Bei einer erfindungsgemässen Legierung ist es weiter wichtig, dass Eisen, Zink und Kupfer auf bestimmte Höchstwerte begrenzt werden.
Eisen kann in Gehalten von weniger als 0. 7 Gew. -% vorgesehen werden, weshalb es auch möglich ist, Recycling-Aluminium zur Herstellung einer erfindungsgemässen Legierung einzusetzen.
Gehalte von 0.7 Gew.-% Eisen oder mehr wirken sich allerdings sehr nachteilig auf die mechanischen Eigenschaften aus, weil sich in diesem Fall AI3Fe-Phasen mit einer ungünstigen, verzweigten Morphologie ausbilden.
Ein Zinkgehalt ist jedenfalls auf weniger als 0. 1 Gew.-% zu beschränken, da sich Zink äusserst nachteilig auf die Festigkeit erstellter Bauteile auswirkt und zudem, wie festgestellt wurde, für eine Sprödigkeit von Bauteilen verantwortlich sein kann.
Ebenso ist es erforderlich, einen Kupfergehalt auf weniger als 0. 1 Gew.-% zu begrenzen. In einem Anteil von weniger als 0. 1 Gew. -% wird ein günstiger Einfluss von Kupfer auf die Festigkeit festgestellt; Kupfergehalte ab 0.1 Gew.-% wirken sich allerdings derart nachteilig auf die Korrosionsbeständigkeit von Bauteilen aus, dass Kupfer in Summe betrachtet nachteilig wirkt.
Wahlweise können in einer erfindungsgemässen Legierung die Elemente Mangan, Chrom, Cobalt, Nickel, Lanthan und Cer vorgesehen sein. Diese Elemente können sowohl einzeln als auch in Kombination bei Anwesenheit von Eisen eine vorteilhafte Morphologie von eisenhaltigen Ausscheidungen in zweifacher Weise bewirken. Einerseits kann durch ein Zulegieren der genannten Elemente eine günstige globulare Morphologie von AI3Fe-Ausscheidungen erzielt werden. Andererseits sind diese Elemente im Stande mit Eisen und weiteren Elementen beispielsweise (FeMn)AI6, (FeCr)Al7, CeFe2Al10 oder LaFe2Al10 auszubilden und Eisen derart als Bestandteil komplexer Phasen, welche ihrerseits positiv zur Festigkeit beitragen, abzubinden.
Zur Bildung solcher bevorzugter Ausscheidungen kann Mangan, Chrom, Cobalt und Nickel in Grenzen von 0.01 Gew.-% bis 1.0 Gew.-% vorgesehen sein. Bei den Elementen Lanthan und Cer ist es zweckmässig, den oberen Gehalt mit jeweils 0.3 Gew.-% zu begrenzen, weil diese Elemente in Aluminium und Aluminiumlegierungen schwerer löslich sind als Mangan, Chrom, Cobalt und Nickel.
Wahlweise kann eine erfindungsgemässe Legierung ein oder mehrere Elemente ausgewählt aus der Gruppe Titan, Zirkon, Vanadium, Niob und Strontium aufweisen. Diese Elemente können in Gehalten ab jeweils 0. 001 Gew. -% zur Ausbildung eines feinen Gefüges beitragen, weisen also kornfeinende Wirkung auf.
In einer bevorzugten Zusammensetzung enthält eine erfindungsgemässe Aluminiumlegierung 1. 55 Gew. -% bis 4.2 Gew.-% Silicium. In diesem Gehaltsbereich von Silicium sind einerseits besonders gute Giesseigenschaften einer erfindungsgemässen Legierung beobachtbar und andererseits ist eine Bildung von festigkeitssteigernden Mg2Si-Ausscheidungen in einem günstig hohen Ausmass gegeben.
Um eine vorteilhaft hohe Festigkeit zu erzielen, ist der Magnesiumgehalt zumindest mit 4. 3 Gew. -% und bis zu 7.45 Gew.-% vorgesehen, weil in diesem Gehaltsbereich ausreichend Magnesium vorhanden ist, um Silicium möglichst vollständig in der Form von Mg2Si zu binden.
Als insbesondere vorteilhaft hat es sich erwiesen, wenn das Gewichtsverhältnis von Magnesium zu Silicium grösser als 1.73 ist, weil dann Silicium im Wesentlichen zur Gänze als Mg2Si gebunden werden kann. Nachteilige ternäre Phasen wie AISc2Si2, welche beispielsweise bei AluminiumSilicium-Legierungen durch Zulegieren von Scandium erhalten werden und welche eine Brüchigkeit von Bauteilen verursachen können, sind somit im Wesentlichen vollständig vermeidbar.
Scandium entfaltet seine Wirkungen in einer erfindungsgemässen Legierung am besten bei einem Anteil von 0. 08 Gew. -% bis 0.35 Gew.-%. In diesem Konzentrationsbereich können durch Aushärten vorteilhaft feine AI3Sc-Ausscheidungen erhalten werden.
<Desc/Clms Page number 4>
Hinsichtlich einer möglichst feinen Kornausbildung eines Aluminiumkornes ist ein Zulegieren von Titan in einem Gehaltsbereich von 0.02 Gew.-% bis 0.15 Gew.-% bevorzugt.
Zirkon im Gehaltsbereich von 0.03 Gew.-% bis 0. 10 Gew. -% wirkt sich ebenfalls günstig auf eine feine Ausbildung des Aluminiumkornes aus.
Zirkon kann im AI3Sc-Gitter Scandium substituieren und wirkt dabei keimfördernd bzw. stabilisierend hinsichtlich einer Ausbildung bzw. eines Bestandes einer AI3Sc-Phase. Eine unumstrittene wissenschaftliche Erklärung dieses Effektes steht zwar noch aus, in der Praxis hat es sich aber im Hinblick auf eine erwünschte Ausbildung und Stabilisierung von AI3Sc als äusserst vorteilhaft erwiesen, wenn das Gewichtsverhältnis von Zirkon zu Scandium 0. 4 bis 0. 6 beträgt.
In einer Variation der Erfindung ist Strontium in Gehalten von 0. 005 Gew. -% bis 0.09 Gew.-% vorgesehen, welche Gehalte sich günstig auf eine globulare Ausbildung von allfällig vorhandenen Aluminium-Silicium-Phasenanteilen auswirken.
Zu einer vorteilhaften morphologischen Ausbildung von eisenhältigen Ausscheidungen kann bzw. können, wie erwähnt, ein oder mehrere der Elemente Mangan, Chrom, Cobalt und Nickel in Grenzen vorgesehen sein. Als besonders günstige Variante hat sich erwiesen, zumindest zwei dieser Elemente mit der Massgabe vorzusehen, dass die gewählten Elemente zusammen maximal im Ausmass von 0. 65 Gew.-% vorliegen.
Das Ziel der Erfindung, einen Bauteil aus einer Aluminiumlegierung anzugeben, der in einfacher Weise durch Giessen endabmessungsnah erstellbar ist und hohe Werte der mechanischen Eigenschaften aufweist, wird durch einen Bauteil aus einer Aluminiumlegierung enthaltend (in Gew. -%) 0.3% bis 4.5% Silicium
1.0 % bis 8.0 % Magnesium
0.05 % bis 0.5 % Scandium weniger als 0.7 % Eisen weniger als 0. 1 % Zink weniger als 0. 1 % Kupfer, wahlweise ein oder mehrere Elemente ausgewählt aus einer ersten Gruppe bestehend aus
0. 01 % bis 1.0 % Mangan
0. 01 % bis 1.0 % Chrom
0. 01 % bis 1.0 % Cobalt
0. 01 % bis 1.0 % Nickel
0. 01 % bis 0.3 % Lanthan
0.
01 % bis 0.3 % Cer, sowie wahlweise ein oder mehrere Elemente ausgewählt aus einer zweiten Gruppe bestehend aus 0.001 % bis 1.0 % Titan 0.001 % bis 1.0 % Zirkon 0.001 % bis 1.0 % Vanadium
0. 001 % bis 1.0 % Niob 0.001 % bis 1.0 % Strontium,
Rest Aluminium und herstellungsbedingte Verunreinigungen, wobei das Gefüge des Bauteiles globular ausgebildete a-Aluminium-Mischkristalle aufweist, erreicht.
Ein erfindungsgemässer Bauteil kann in vorteilhafter Weise durch Giessen in endabmessungsnaher Form erstellt werden, so dass weitere werkzeugbelastende und kostenintensive Arbeitsschritte wie eine spanabhebende Bearbeitung des Bauteiles entbehrlich sind. Auf Grund einer ausgewogenen Legierungszusammensetzung weist ein gegossener Bauteil nach Erstellung eine geringe Neigung zum Kleben an einer Gussform auf, weshalb der Bauteil vorteilhaft einfach aus einer Form entnehmbar ist und mit einer hohen Oberflächengüte herstellbar ist. Ausserdem sind erfindungsgemässe Bauteile weitgehend frei von Poren, Mikrolunkern, Warmrissen oder anderen makroskopischen Mängeln herstellbar.
Mikroskopisch betrachtet, wirkt sich eine Gefügeausbildung der Matrix mit globularen a-Aluminium-Mischkristallen günstig auf eine Isotropie mechanischer Eigenschaften aus, weshalb verglichen mit Bauteilen gleicher Zusammensetzung jedoch mit dendritischem Gefügeaufbau signifikant höhere Festigkeitswerte in Querrichtung erreichbar sind.
Mit Bezug auf eine chemische Zusammensetzung der Legierung kann es vorteilhaft sein, wie
<Desc/Clms Page number 5>
bereits dargelegt, dass ein oder mehrere Elemente innerhalb bestimmter Grenzen vorgesehen sind.
Mit Bezug auf eine Gefügeausbildung ist es von Vorteil, wenn a-Aluminium-Mischkristalle mit einer durchschnittlichen Korngrösse von 35 um bis 150 um ausgebildet sind. Durchschnittliche Korngrössen von mehr als 150 um bewirken eine nachteilige Sprödigkeit eines Bauteiles. Wenn die durchschnittlichen Korngrössen unter 35 um fallen, nimmt die Festigkeit von Bauteilen ab.
Ein besonders bevorzugter Bereich für eine durchschnittliche Korngrösse ist 70 um bis 100 um, in welchem Bereich hohe Festigkeit und ausreichende Zähigkeit erzielbar sind.
Das weitere Ziel der Erfindung, ein Verfahren zur Herstellung eines Bauteiles aus einer Aluminiumlegierung anzugeben, bei welchem Giessprobleme weitgehend vermieden sind und mit welchem Bauteile hoher Güte in einfacher Weise herstellbar sind, wird dadurch erreicht, dass bei einem gattungsgemässen Verfahren eine Schmelze enthaltend (in Gew.-%) 0.3% bis 4.5% Silicium
1.0 % bis 8.0 % Magnesium 0.05% bis 0.5% Scandium weniger als 0.7 % Eisen weniger als 0. 1 % Zink weniger als 0.1 % Kupfer, wahlweise ein oder mehrere Elemente ausgewählt aus einer ersten Gruppe bestehend aus
0. 01 % bis 1.0 % Mangan 0.01 % bis 1.0 % Chrom 0.01 % bis 1.0 % Cobalt 0.01 % bis 1.0 % Nickel
0. 01 % bis 0.3 % Lanthan
0.
01 % bis 0.3 % Cer, sowie wahlweise ein oder mehrere Elemente ausgewählt aus einer zweiten Gruppe bestehend aus 0.001 % bis 1.0 % Titan
0. 001 % bis 1.0 % Zirkon
0.001 % bis 1.0 % Vanadium 0.001 % bis 1.0 % Niob 0.001 % bis 1.0 % Strontium,
Rest Aluminium und Verunreinigungselemente, erstellt wird, worauf die Schmelze auf eine Temperatur zwischen Liquidustemperatur und Solidustemperatur abgekühlt und Kristallite mit homogener Verteilung in der Restschmelze gebildet werden, wonach aus der derart erstellten Giessmasse ein Bauteil geformt wird.
Die Vorteile eines erfindungsgemässen Verfahren sind insbesondere darin zu sehen, dass auf Grund einer chemischen Zusammensetzung der Schmelze Bauteile in vorteilhafter Güte und mit wenigen Verfahrensschritten herstellbar sind. Eine erfindungsgemäss erstellte Schmelze weist günstige Giesseigenschaften auf und kann ohne nennenswerte Probleme von einem ersten Behältnis wie einem Schmelztiegel in ein zweites Gefäss wie eine Giessform transportiert werden. Dies ist insbesondere auch dann wichtig, wenn durch Abkühlen einer Schmelze auf eine Temperatur zwischen Liquidustemperatur und Solidustemperatur keine reine Schmelze sondern eine halb-feste Giessmasse vorliegt, weil dann eine Verarbeitbarkeit der Giessmasse im Wesentlichen durch eine anteilsmässig verbleibende Restschmelze bestimmt wird.
Eine Bauteilerstellung aus einer halb-festen Giessmasse bringt den Vorteil einer hohen Formgenauigkeit mit sich. Da nämlich eine Giessmasse vor bzw. bei einer Formfüllung anteilsmässig bereits teilweise als feste Phase vorliegt, verfestigt in der Form nur mehr die Restschmelze und eine Schwindung bzw. Volumenkontraktion durch Verfestigung ist entsprechend vermindert.
Ausserdem bringt ein erfindungsgemässes Verfahren den Vorteil mit sich, dass durch eine Giessmasse mit einer homogenen Verteilung von Kristalliten ein homogenes Gefüge des Bauteiles gleichsam vorgeprägt ist und infolge anwesender Kristallite eine Grobkornausbildung reduziert ist.
Es kann daher ein feines Gefüge in einem Bauteil eingestellt werden.
In Variationen des Verfahrens kann es zur Herstellung von Bauteilen höchster Güte zweckmä- #ig sein, einzelne oder mehrere Legierungsbestandteile wie bereits beschrieben konzentrationsmässig innerhalb bestimmter Grenzen vorzusehen.
<Desc/Clms Page number 6>
Es ist für den Fachmann im Zusammenhang mit der gegenständlichen Erfindung selbstverständlich, dass die Giessmasse vor Erstellung des Bauteiles bei Bedarf noch weiteren Verfahrensschritten unterworfen werden kann. Insbesondere ist es möglich, dass die Giessmasse auf Raumtemperatur abgekühlt und anschliessend gelagert wird, wonach bei Bedarf eine Erwärmung der Giessmasse auf eine Temperatur zwischen Liquidustemperatur und Solidustemperatur erfolgt und aus der Giessmasse ein Bauteil erstellt wird.
Bevorzugt wird eine Schmelze mit einer Schmelzentemperatur von maximal 20 C über Liquidustemperatur in einen auf einer Temperatur von 10 C bis 50 C unterhalb der Liquidustemperatur befindlichen Tiegel eingebracht und im Tiegel die Giessmasse erstellt. Bei einer nur geringen Überhitzung der Schmelze kann die Schmelze rasch eine Tiegeltemperatur annehmen, wobei im bevorzugten Tiegeltemperaturbereich ein günstiges Verhältnis von Keimbildungsgeschwindigkeit zu Keimwachstum gegeben ist.
Dabei hat es sich als besonders vorteilhaft erwiesen, wenn der Tiegel vor einem Einbringen der Schmelze geneigt wird, um ein Einfliessen der Schmelze über eine Tiegelwand zu ermöglichen. In diesem Fall werden in der Schmelze durch Berührung mit der kälteren Tiegelwand Keime gebildet.
Die gebildeten Keime verbleiben jedoch nicht an der Tiegelwand und wachsen zu Dendriten, sondern werden durch nachfliessende Schmelze abtransportiert, so dass eine Ausbildung grober dendritscher Kristallite unterbleibt. Die Tiegelwand also wirkt gleichsam als flächiger Keimbildungsförderer.
Als eine weitere bevorzugte Massnahme im Hinblick auf eine günstige Morphologie der gebildeten Kristallite sowie deren Gewichtsanteil an der Giessmasse hat sich erwiesen, wenn die in den Tiegel eingebrachte Schmelze auf eine Temperatur von 580 C bis 590 C gebracht wird und bis zu 7 Minuten bei dieser Temperatur gehalten wird.
Um makroskopische Fehlstellen wie Poren möglichst auszuschliessen, hat es sich als sehr zweckmässig herausgestellt, wenn das Bauteil durch Einpressen der Giessmasse in eine Kokille und Erstarren der Giessmasse in der Kokille unter Druck geformt wird.
Das erstellte Bauteil kann zur Verbesserung mechanischer Eigenschaften einer Wärmebehandlung unterworfen werden.
Dabei kann eine Wärmebehandlung durch Erwärmen des Bauteiles auf eine Temperatur von 280 C bis 320 C und ein Halten des Bauteiles bei dieser Temperatur für 2 bis 5 Stunden erfolgen, wobei es günstig ist, wenn das Bauteil nach einer Wärmebehandlung und Abkühlung einer Warmauslagerung bei einer Temperatur von 150 C bis 250 C unterworfen wird.
Im Folgenden wird die Erfindung anhand von Beispielen noch weiter erläutert.
In Tabelle 1 sind chemische Zusammensetzungen einiger Aluminiumlegierungen gemäss der Erfindung angegeben. Die Zusammensetzungen wurden nasschemisch ermittelt und mittels spektroskopischer Methoden wie Atomabsorptionsspektroskopie und ICP-(Inductive-Coupled-Plasma)- Spektroskopie überprüft.
Tabelle 1: Zusammensetzungen beispielhafter Legierungen gemäss der Erfindung (alle Werte in Gew. -%)
EMI6.1
<tb>
<tb> Si <SEP> Mg <SEP> Sc <SEP> Zr <SEP> Mn <SEP> Fe <SEP> sonstige <SEP> AI
<tb> Legierung <SEP> A <SEP> 1.40 <SEP> 3.20 <SEP> 0.24 <SEP> 0.09 <SEP> 0.28 <SEP> 0.10 <SEP> Rest
<tb> Legierung <SEP> B <SEP> 1.21 <SEP> 4.31 <SEP> 0.23 <SEP> 0.08 <SEP> 0.29 <SEP> 0.11 <SEP> Rest
<tb> Legierung <SEP> C <SEP> 1.50 <SEP> 5.99 <SEP> 0.18 <SEP> 0.07 <SEP> 0.31 <SEP> 0.10 <SEP> Rest
<tb> Legierung <SEP> D <SEP> 1.65 <SEP> 6.03 <SEP> 0.16 <SEP> 0.07 <SEP> 0.30 <SEP> 0.10 <SEP> Rest
<tb> Legierung <SEP> E <SEP> 3.45 <SEP> 4.22 <SEP> 0.22 <SEP> 0.06 <SEP> 0.16 <SEP> 0.05 <SEP> Ti <SEP> :
<SEP> 0. <SEP> 005 <SEP> Rest
<tb>
In einem beispielhaften Weg zur Ausführung der Erfindung wird eine Schmelze mit einer chemischen Zusammensetzung entsprechend einer der Legierungen A bis E in Tabelle 1 in einem ersten Tiegel erstellt und auf eine Temperatur von 650 C gebracht. Anschliessend wird die
<Desc/Clms Page number 7>
Schmelze mit dieser Schmelzentemperatur in einen zweiten Tiegel übergeführt. Dabei ist der zweite Tiegel so geneigt, dass die Schmelze entlang einer Tiegelwand desselben einfliessen kann.
Die Tiegelwand weist eine geringere Temperatur als die Schmelze auf, weshalb in dieser bei Kontakt mit der Tiegelwand Kristallite ausgebildet werden. Nach Einbringen in den zweiten Tiegel wird die Schmelze auf eine Temperatur von 585 C gebracht und bei dieser Temperatur gehalten, bis entsprechend einem Phasendiagramm ein Anteil von ca. 50 Gew.-% fester Phase vorliegt. Danach wird die so erstellte Giessmasse beispielsweise unter einem Druck von 1550 bar unmittelbar oder nach einem Abschrecken, Lagern und Wiedererwärmen auf eine Temperatur zwischen Liquidus- und Solidustemperatur, gegossen.
Makroskopische und mikroskopische Untersuchungen von in dieser Weise gefertigten Bauteilen zeigen im Querschnitt betrachtet das Vorliegen einer Porenfreiheit sowie eine Gefügeausbildung mit globularem bzw. sphärischem Aluminiumkorn mit einer durchschnittlichen Korngrösse zwischen 70 und 100 um.
Nach einer Wärmebehandlung von 5 Stunden bei 300 C und nachfolgender Abschreckung weisen Bauteile aus Legierungen A bis E gemäss Tabelle 1 die in Tabelle 2 ersichtlichen mechanischen Kennwerte auf.
Tabelle 2 : Ausgewählte mechanische Kennwerte von Bauteilen aus Legierungen A bis E gemäss Tabelle 1
EMI7.1
<tb>
<tb> HB5/125-10 <SEP> Rm <SEP> [MPa] <SEP> Rp0 <SEP> 2 <SEP> [MPa] <SEP> A <SEP> [%] <SEP>
<tb> Legierung <SEP> A <SEP> 133 <SEP> 278 <SEP> 209 <SEP> 5
<tb> Legierung <SEP> B <SEP> 145 <SEP> 310 <SEP> 222 <SEP> 7 <SEP>
<tb> Legierung <SEP> C <SEP> 138 <SEP> 295 <SEP> 217 <SEP> 4
<tb> Legierung <SEP> D <SEP> 109 <SEP> 221 <SEP> 184 <SEP> 4 <SEP>
<tb> Legierung <SEP> E <SEP> 101 <SEP> 205 <SEP> 175 <SEP> 2
<tb>
In Tabelle 2 entsprechen
HB5/125-10 der Brinell Härte,
Rm der Zugfestigkeit,
Rp02 der 0. 2 %-Dehngrenze, und
A der Bruchdehnung.
Wärmebehandlungen der Bauteile bei 300 C, 350 C und 400 C für jeweils 2,5, und 8 Stunden mit nachfolgender Abschreckung sowie einer jeweils anschliessenden Warmauslagerung bei 200 C für 2 Stunden zeigen, dass höchste mechanische Eigenschaften bei 300 C und einer Wärmebehandlungszeit von 2 Stunden erreicht werden. Wärmebehandlungszeiten länger als 5 Stunden bringen keine weitere Festigkeitssteigerung.
In vergleichenden Untersuchungen wiesen erfindungsgemässe Legierungen deutlich bessere Korrosionsbeständigkeit als AI-Si-Gusslegierungen auf.
**WARNUNG** Ende DESC Feld kannt Anfang CLMS uberlappen**.
<Desc / Clms Page number 1>
The invention relates to an aluminum alloy.
Furthermore, the invention relates to a component made of an aluminum alloy and a method for producing a component from an aluminum alloy.
In the automotive industry, especially automotive, one seeks increasingly to replace steel components with components made of lightweight materials in order to meet the demand for a weight reduction of vehicles and thus a fuel saving in the operation of the same as possible.
In this context, the interest of vehicle manufacturers is directed particularly to lightweight components made of aluminum alloys, wherein the intended range of applications such alloys in addition to body parts also includes complex molded suspension components. In order for these and other applications in vehicle construction for aluminum alloys to be developed on a long-term basis, it is necessary from the perspective of a vehicle manufacturer that components made from these alloys already have high mechanical properties and good corrosion resistance for safety reasons and that such components can be produced in a simple and cost-effective manner.
Among the relevant material specialists, an approach to meeting these requirements in the direction to bring masses of aluminum alloys by molding directly on close to near-dimension geometries and in this way complex vehicle components such as pivot bearings or the like.
Thus, it is known to slowly introduce aluminum alloy components containing 7% silicon and 0. 3% magnesium by weight (% by weight) under a pressure of 1400 bar and to solidify them while maintaining the pressure to let.
Such an aluminum alloy can generally be poured well under the pressure mentioned. However, and this is a major drawback with components made in this way, the improvements in mechanical properties that can be achieved by means of precipitation hardening are limited on account of the magnesium content given. A corrosion resistance often does not reach the desired extent.
For a production of components with high mechanical properties, in particular high hardness and tensile strength, and good corrosion resistance, it is known in the prior art, so-called aluminum-magnesium casting alloys with up to 10 wt -.% Magnesium and 0. 1 wt. - Use% up to 1.3 wt .-% silicon. On the one hand, magnesium contributes to increasing corrosion resistance in these alloys. On the other hand, magnesium can contribute to increasing the mechanical properties of components, especially precipitation hardening, in which Mg 2 Si is formed. At higher magnesium contents than 3% by weight, however, a curing effect is practically ineffective.
As a major drawback of aluminum-magnesium casting alloys, those skilled in the art call their insufficient castability, which can cause formation of macroscopic voids such as pores, micro-hollows, and / or hot cracks during component placement.
Often, gluing of the cast and solidified alloy mass can be observed on a mold wall, whereby a removal of a created component from the mold is difficult and the surface quality of a component may be impaired.
The aluminum alloys known from the prior art have the disadvantage in common that they do not simultaneously have favorable casting properties and are suitable for producing components of high quality, in particular with high mechanical properties, which is why the application potential of aluminum alloys in vehicle construction does not appear to be fully usable.
This is where the invention comes in and sets itself the task of specifying an alloy which has favorable casting properties and from which components of high quality, in particular with high mechanical properties, can be produced.
Furthermore, the invention has the object of specifying a component made of an aluminum alloy, which can be produced in a simple manner by casting close to the final dimensions and has high mechanical properties or can be heat-treated.
Furthermore, the invention has the object to provide a method for producing a component of an aluminum alloy, in which casting problems are largely avoided and with which high-quality components can be produced in a simple manner.
<Desc / Clms Page number 2>
The stated object solves an aluminum alloy containing (in wt .-%) 0.3% to 4.5% silicon
1.0% to 8.0% Magnesium 0.05% to 0.5% Scandium less than 0.7% Iron less than 0.1% Zinc less than 0. 1% Copper, optionally one or more elements selected from a first group consisting of
0.01% to 1.0% Manganese 0.01% to 1.0% Chromium 0.01% to 1.0% Cobalt 0.01% to 1.0% Nickel
0. 01% to 0.3% lanthanum
0.01% to 0.3% cerium, and optionally one or more elements selected from a second group consisting of
0.001% to 1.0% titanium
0.001% to 1.0% zircon
0th
001% to 1.0% vanadium
0.001% to 1.0% niobium 0.001% to 1.0% strontium,
Remaining aluminum and production-related impurities.
The advantages achieved by the invention are to be seen in particular in the fact that an alloy can be easily cast on the basis of a coordinated chemical composition and the components produced from such an alloy can be rendered suitable for high mechanical characteristics. Because of a low tendency of an inventive alloy for bonding to a mold after the casting process, it is advantageously easily possible to separate the created components from the mold. Good castability of an alloy according to the invention therefore also results in a high quality of the surfaces of the components produced. Further, due to a good castability Fehlbzw. Weak points such as pores, voids and / or hot cracks in the component interior are largely avoided.
In particular, with regard to the achievable with the invention high mechanical characteristics of components and an advantageous formation of precipitates in a curing of an alloy according to the invention, the effects of individual elements and the interactions of the elements with each other are shown in more detail below.
Silicon contributes from 0. 3% by weight to improve the casting properties. A minimum content of silicon of 0. 3% by weight is also necessary in order to ensure the formation of Mg.sub.2S.sub.i when a novel alloy is cured. In order to avoid formation of primary silicon precipitates, an upper limit of the silicon content is set at 4.5% by weight.
Magnesium is provided in an amount of at least 1.0% by weight in order to generally obtain a high strength of components. In addition, magnesium is provided in an amount of at least 1.0% by weight to allow formation of Mg2Si precipitates upon curing. Magnesium contents of more than 8. 0% by weight result in casting problems which can not be compensated by high silicon contents, for example 4.2% by weight. Furthermore, a magnesium content of 1.0 wt .-% to 8 0 wt .-% proves to be favorable in terms of corrosion resistance.
Scandium is a further element essential to the invention and is provided at least in a proportion of 0. 05% by weight. From this weight fraction scandium is effective in forming beneficial AI3Sc precipitates. The upper limit for the scandium content is set at 0.5% by weight. Higher than 0.5 weight percent scandium no longer significantly increases the strength, but adds to the cost of the alloy and can lead to undesirably coarse Al3Sc precipitates.
With regard to the formation of Al3Sc, a synergetic interaction of the elements silicon, magnesium and scandium in the production of a part from an aluminum alloy according to the invention is given: During casting, a silicon anode according to the invention causes
<Desc / Clms Page 3>
part of a good castability of the molten alloy mass. Subsequently, with increased cooling of the cast mass of the casting temperature or with cooling of a component from a hardening temperature, the presence of magnesium results in the formation of strength-increasing Mg 2 Si precipitates. Since silicon together with magnesium forms Mg2Si, scandium can now be bound at least predominantly in the form of a likewise strength-increasing AI3Sc phase.
In addition, scandium simultaneously causes a formation of fine Mg2Si precipitates even at high magnesium levels or prevents scandium from coagulating Mg2Si phase fractions during a precipitation process.
In an alloy according to the invention, it is further important that iron, zinc and copper are limited to certain maximum values.
Iron can be provided in contents of less than 0.7% by weight, which is why it is also possible to use recycled aluminum for producing an alloy according to the invention.
Contents of 0.7 wt .-% iron or more, however, have a very adverse effect on the mechanical properties, because in this case form AI3Fe phases with an unfavorable, branched morphology.
In any case, a zinc content is to be limited to less than 0.1% by weight, since zinc has an extremely adverse effect on the strength of produced components and, in addition, has been found to be responsible for brittleness of components.
It is also necessary to limit a copper content to less than 0.1% by weight. In a proportion of less than 0.1% by weight, a favorable influence of copper on the strength is noted; However, copper contents from 0.1% by weight have such a disadvantageous effect on the corrosion resistance of components that copper, viewed in total, has a disadvantageous effect.
Optionally, the elements manganese, chromium, cobalt, nickel, lanthanum and cerium can be provided in an alloy according to the invention. These elements, both individually and in combination in the presence of iron, can provide a beneficial morphology of ferrous precipitates in two ways. On the one hand, a favorable globular morphology of Al3Fe precipitates can be achieved by alloying said elements. On the other hand, these elements are capable of forming with iron and other elements, for example, (FeMn) Al6, (FeCr) Al7, CeFe2Al10 or LaFe2Al10 and thus ironing off iron as a constituent of complex phases which in turn contribute positively to strength.
To form such preferred precipitates, manganese, chromium, cobalt and nickel can be provided within limits of 0.01% by weight to 1.0% by weight. For the elements lanthanum and cerium, it is expedient to limit the upper content by 0.3% by weight each, because these elements are less soluble in aluminum and aluminum alloys than manganese, chromium, cobalt and nickel.
Optionally, an alloy according to the invention may have one or more elements selected from the group consisting of titanium, zirconium, vanadium, niobium and strontium. These elements can contribute to the formation of a fine microstructure from 0.001% by weight in each case, thus having a grain-refining effect.
In a preferred composition, an aluminum alloy according to the invention contains 1. 55% by weight to 4.2% by weight of silicon. In this content range of silicon, on the one hand, particularly good casting properties of an alloy according to the invention are observable and, on the other hand, a formation of strength-increasing Mg 2 Si precipitates is given to a comparatively high extent.
In order to achieve an advantageously high strength, the magnesium content is at least 4. 3% by weight and up to 7.45% by weight, because in this content range there is sufficient magnesium to bind silicon as completely as possible in the form of Mg 2 Si ,
It has proven to be particularly advantageous if the weight ratio of magnesium to silicon is greater than 1.73, because then silicon can be bound substantially entirely as Mg 2 Si. Adverse ternary phases such as AISc2Si2, which are obtained, for example, in aluminum-silicon alloys by alloying in scandium and which can cause brittleness of components, are thus substantially completely avoidable.
Scandium unfolds its effects in an alloy according to the invention best at a level of from 0. 08% by weight to 0.35% by weight. In this concentration range can be obtained by curing advantageously fine Al3Sc precipitates.
<Desc / Clms Page number 4>
With regard to the finest possible grain formation of an aluminum grain, preference is given to alloying titanium in a content range from 0.02% by weight to 0.15% by weight.
Zirconium in the content range from 0.03% by weight to 0.10% by weight also has a favorable effect on a fine formation of the aluminum grain.
Zirconium can substitute scandium in the Al3Sc lattice and has a germ-promoting or stabilizing effect with regard to the formation or a structure of an Al3Sc phase. An undisputed scientific explanation of this effect is still pending, but in practice it has proven to be extremely advantageous in view of a desired formation and stabilization of Al3Sc if the weight ratio of zirconium to scandium is 0. 4 to 0.6.
In a variation of the invention, strontium is provided at levels of from 0. 005 wt.% To 0.09 wt.%, Which levels have a favorable effect on the globular formation of any existing aluminum-silicon phase fractions.
For an advantageous morphological formation of iron-containing precipitations, one or more of the elements manganese, chromium, cobalt and nickel may, as mentioned, be provided within limits. As a particularly favorable variant has proven to provide at least two of these elements with the proviso that the selected elements together maximally in the amount of 0.65 wt .-% present.
The object of the invention to provide a component of an aluminum alloy, which can be produced in a simple manner by casting close to the final dimensions and has high mechanical properties is, by a component of an aluminum alloy containing (in wt. -%) 0.3% to 4.5% silicon
1.0% to 8.0% magnesium
0.05% to 0.5% scandium less than 0.7% iron less than 0. 1% zinc less than 0. 1% copper, optionally one or more elements selected from a first group consisting of
0. 01% to 1.0% manganese
0. 01% to 1.0% chromium
0. 01% to 1.0% cobalt
0. 01% to 1.0% nickel
0. 01% to 0.3% lanthanum
0th
01% to 0.3% cerium, and optionally one or more elements selected from a second group consisting of 0.001% to 1.0% titanium 0.001% to 1.0% zircon 0.001% to 1.0% vanadium
0.001% to 1.0% niobium 0.001% to 1.0% strontium,
Remainder of aluminum and production-related impurities, the structure of the component having globular a-aluminum mixed crystals achieved.
An inventive component can be created in an advantageous manner by casting in close to final shape, so that more tool-loading and cost-intensive operations such as a machining of the component are unnecessary. Due to a balanced alloy composition, a cast component after preparation has a low tendency to stick to a mold, which is why the component advantageously can be easily removed from a mold and can be produced with a high surface quality. In addition, components according to the invention can be produced largely free from pores, micro-shrinkage, hot cracks or other macroscopic defects.
From a microscopic point of view, microstructural formation of the matrix with globular a-aluminum mixed crystals has a favorable effect on isotropy of mechanical properties, which means that significantly higher transverse strength values can be achieved compared with components of the same composition but with dendritic microstructure.
With respect to a chemical composition of the alloy, it may be advantageous how
<Desc / Clms Page number 5>
already stated that one or more elements are provided within certain limits.
With respect to a microstructure, it is advantageous when a-aluminum mixed crystals having an average grain size of 35 μm to 150 μm are formed. Average grain sizes of more than 150 μm cause a disadvantageous brittleness of a component. When the average grain sizes fall below 35 μm, the strength of components decreases.
A particularly preferable range for an average grain size is 70 μm to 100 μm, in which range high strength and sufficient toughness are achievable.
The further object of the invention to provide a method for producing a component of an aluminum alloy, wherein casting problems are largely avoided and with which components of high quality can be produced in a simple manner, is achieved in that in a generic method, a melt containing (in wt %) 0.3% to 4.5% silicon
1.0% to 8.0% Magnesium 0.05% to 0.5% Scandium less than 0.7% Iron less than 0. 1% Zinc less than 0.1% Copper, optionally one or more elements selected from a first group consisting of
0. 01% to 1.0% manganese 0.01% to 1.0% chromium 0.01% to 1.0% cobalt 0.01% to 1.0% nickel
0. 01% to 0.3% lanthanum
0th
01% to 0.3% cerium, and optionally one or more elements selected from a second group consisting of 0.001% to 1.0% titanium
0.001% to 1.0% zircon
0.001% to 1.0% vanadium 0.001% to 1.0% niobium 0.001% to 1.0% strontium,
Residual aluminum and impurity elements is created, whereupon the melt is cooled to a temperature between liquidus temperature and solidus temperature and crystallites are formed with homogeneous distribution in the residual melt, after which from the thus prepared casting material, a component is formed.
The advantages of a method according to the invention can be seen, in particular, in the fact that, owing to a chemical composition of the melt, components can be produced in an advantageous quality and with a few method steps. A melt produced according to the invention has favorable casting properties and can be transported without appreciable problems from a first container, such as a crucible, into a second vessel, such as a casting mold. This is particularly important when cooling a melt to a temperature between the liquidus and the solidus is not a pure melt but a semi-solid casting, because then a workability of the casting is essentially determined by a proportionate remaining residual melt.
A component made of a semi-solid casting compound brings the advantage of a high dimensional accuracy with it. Since a casting material before or at a mold filling proportionately already partially exists as a solid phase, solidified in the form only the residual melt and a shrinkage or volume contraction by solidification is reduced accordingly.
In addition, a process according to the invention has the advantage that a homogenous microstructure of the component is as it were pre-stamped by a casting compound with a homogeneous distribution of crystallites and coarse grain formation is reduced as a result of present crystallites.
It can therefore be set a fine microstructure in a component.
In variations of the method, it may be expedient for the production of components of the highest quality to provide single or multiple alloy components as already described in terms of concentration within certain limits.
<Desc / Clms Page number 6>
It is obvious for a person skilled in the art in connection with the subject invention that the casting material can be subjected to further process steps before the component is produced if necessary. In particular, it is possible for the casting material to be cooled to room temperature and then stored, after which, if required, the casting material is heated to a temperature between the liquidus temperature and the solidus temperature and a component is produced from the casting composition.
Preferably, a melt having a melt temperature of at most 20 C above the liquidus temperature is introduced into a crucible located at a temperature of from 10 C to 50 C below the liquidus temperature and the casting material is prepared in the crucible. With only a slight overheating of the melt, the melt can quickly assume a crucible temperature, wherein in the preferred crucible temperature range is given a favorable ratio of nucleation rate to seed growth.
It has proved to be particularly advantageous if the crucible is tilted prior to introduction of the melt to allow inflow of the melt through a crucible wall. In this case, nuclei are formed in the melt by contact with the colder crucible wall.
However, the nuclei formed do not remain on the crucible wall and grow to dendrites, but are transported away by flowing melt, so that a formation of coarse dendritic crystallites is omitted. The crucible wall thus acts as a planar nucleation promoter.
As a further preferred measure in view of a favorable morphology of the crystallites formed and their weight fraction of the casting material has been found when the introduced into the crucible melt is brought to a temperature of 580 C to 590 C and up to 7 minutes at this temperature is held.
In order to exclude macroscopic defects such as pores as possible, it has proven to be very useful when the component is formed by pressing the casting material into a mold and solidification of the casting material in the mold under pressure.
The produced component can be subjected to a heat treatment to improve mechanical properties.
In this case, a heat treatment by heating the component to a temperature of 280 C to 320 C and holding the component at this temperature for 2 to 5 hours, wherein it is advantageous if the component after a heat treatment and cooling of a thermal aging at a temperature from 150 C to 250 C is subjected.
In the following the invention will be further explained by means of examples.
Table 1 shows chemical compositions of some aluminum alloys according to the invention. The compositions were determined wet-chemically and checked by means of spectroscopic methods such as atomic absorption spectroscopy and ICP (Inductive Coupled Plasma) spectroscopy.
Table 1: Compositions of exemplary alloys according to the invention (all values in% by weight)
EMI6.1
<Tb>
<tb> Si <SEP> Mg <SEP> Sc <SEP> Zr <SEP> Mn <SEP> Fe <SEP> others <SEP> AI
<tb> Alloy <SEP> A <SEP> 1.40 <SEP> 3.20 <SEP> 0.24 <SEP> 0.09 <SEP> 0.28 <SEP> 0.10 <SEP> Remainder
<tb> Alloy <SEP> B <SEP> 1.21 <SEP> 4.31 <SEP> 0.23 <SEP> 0.08 <SEP> 0.29 <SEP> 0.11 <SEP> Remainder
<tb> Alloy <SEP> C <SEP> 1.50 <SEP> 5.99 <SEP> 0.18 <SEP> 0.07 <SEP> 0.31 <SEP> 0.10 <SEP> Remainder
<tb> Alloy <SEP> D <SEP> 1.65 <SEP> 6.03 <SEP> 0.16 <SEP> 0.07 <SEP> 0.30 <SEP> 0.10 <SEP> Remainder
<tb> Alloy <SEP> E <SEP> 3.45 <SEP> 4.22 <SEP> 0.22 <SEP> 0.06 <SEP> 0.16 <SEP> 0.05 <SEP> Ti <SEP>:
<SEP> 0. <SEP> 005 <SEP> Remainder
<Tb>
In an exemplary way of carrying out the invention, a melt having a chemical composition corresponding to one of the alloys A to E in Table 1 is prepared in a first crucible and brought to a temperature of 650 ° C. Subsequently, the
<Desc / Clms Page number 7>
Melt at this melt temperature in a second crucible transferred. In this case, the second crucible is inclined so that the melt can flow along a crucible wall thereof.
The crucible wall has a lower temperature than the melt, which is why crystallites are formed in this contact with the crucible wall. After introduction into the second crucible, the melt is brought to a temperature of 585 C and held at this temperature until according to a phase diagram, a proportion of about 50 wt .-% solid phase is present. Thereafter, the casting material thus prepared is poured, for example, under a pressure of 1550 bar immediately or after quenching, storage and reheating to a temperature between liquidus and solidus temperature.
Macroscopic and microscopic examinations of components produced in this way show, viewed in cross section, the presence of a lack of pores as well as a microstructure with globular or spherical aluminum grain having an average grain size between 70 and 100 μm.
After a heat treatment of 5 hours at 300 ° C. and subsequent quenching, components of alloys A to E according to Table 1 have the mechanical characteristics shown in Table 2.
Table 2: Selected mechanical characteristics of components made of alloys A to E according to Table 1
EMI7.1
<Tb>
<tb> HB5 / 125-10 <SEP> Rm <SEP> [MPa] <SEP> Rp0 <SEP> 2 <SEP> [MPa] <SEP> A <SEP> [%] <SEP>
<tb> Alloy <SEP> A <SEP> 133 <SEP> 278 <SEP> 209 <SEP> 5
<tb> Alloy <SEP> B <SEP> 145 <SEP> 310 <SEP> 222 <SEP> 7 <SEP>
<tb> Alloy <SEP> C <SEP> 138 <SEP> 295 <SEP> 217 <SEP> 4
<tb> Alloy <SEP> D <SEP> 109 <SEP> 221 <SEP> 184 <SEP> 4 <SEP>
<tb> Alloy <SEP> E <SEP> 101 <SEP> 205 <SEP> 175 <SEP> 2
<Tb>
In Table 2
HB5 / 125-10 of Brinell hardness,
Rm of tensile strength,
Rp02 of the 0.2% yield strength, and
A of the elongation at break.
Heat treatment of the components at 300 C, 350 C and 400 C for 2.5, and 8 hours with subsequent quenching and a subsequent thermal aging at 200 C for 2 hours show that highest mechanical properties at 300 C and a heat treatment time of 2 hours be achieved. Heat treatment times longer than 5 hours bring no further increase in strength.
In comparative investigations, alloys according to the invention exhibited significantly better corrosion resistance than Al-Si cast alloys.
** WARNING ** End of DESC field may overlap CLMS beginning **.