BESCHREIBUNG
Die vorliegende Erfindung bezieht sich auf durch Strangpressung hergestellte Aluminiumlegierungen und speziell auf stranggepresste Al-Si-Cu-Legierungen sowie Al-Si-Cu-Mg Legierungen mit hohem Siliziumgehalt und hervorragender Verschleissfestigkeit und Schneidbarkeit.
Alle Prozentangaben für die Legierungskomponenten sind als Gewichtsprozente zu lesen.
Aluminiumlegierungen mit hoher Festigkeit, insbesondere hoher Verschleissresistenz eignen sich für verschiedene mechanische Teile, welche starken Reibungskräften ausgesetzt sind, wie zum Beispiel Pleuelstangen von Fahrzeugmotoren, Kraftübertragungsrollen, Bremsklötze, Flügel und Kolben von Kompressoren, Zylinderbeläge für Maschinen, Bandführungen für Bandrekorder, Synchronisierringe für Schaltgetriebe usw., weil Aluminiumlegierungen viel leichter sind als andere abnutzungsresistente Metalle und daher verschiedene Vorzüge aufweisen.
Eine A4032-Legierung mit 11,0 bis 13,5% Si ist bereits als geknetete Aluminiumlegierung mit einer ausgezeichneten Hitzebeständigkeit bekannt. Obwohl durch eine hohe Resistenz gegen Hitze und Abnutzung sowie durch einen geringen Ausdehnungskoeffizienten gekennzeichnet, ist diese geknetete Legierung ursprünglich dafür bestimmt, geschmiedet zu werden und weist die erwähnten Eigenschaften nicht auf, bevor sie geschmiedet ist. Das Legierungsmaterial selbst weist somit die obigen Eigenschaften nicht auf und ist zudem nicht gut schneidfähig. Aus diesen Gründen hat diese bekannte Legierung auch nur eine begrenzte Anwendung gefunden, so zum Beispiel für Kolben oder Zylinderköpfe.
In herkömmlicher Art gegossene Aluminiumlegierungen finden im allgemeinen dort Anwendung, wo eine speziell hohe Abnutzungsresistenz essentiell ist. Als solche abnutzungsresistente, gegossene Aluminiumlegierungen sind Al-Si Legierungen bekannt, welche ca. 10 bis ca. 24% Si enthalten und welche zum Beispiel JIS-AC3A, -AC8A-C, -AC9A-B usw. enthalten. Die Verwendung dieser Legierungen, welche gegossen werden, ist aber bezüglich der Form der Erzeugnisse begrenzt, und es ist schwierig, gewünschte Erzeugnisformen zu erhalten, die von gekneteten Legierungen abweichen.
Dazu kommt, dass dadurch, dass diese Legierungsmaterialien durch Giessen hergestellt werden, die primären Si-Kristalle und die eutektischen Si-Kristalle, welche darin enthalten sind und als Hauptkomponenten zur Abnutzungsresistenz beitragen, sehr grob sowie unregelmässiger Form und ebensolcher Verteilung sind. Zum Beispiel sind die primären Si-Kristalle im allgemeinen grob und enthalten bis zu 150 Mikrometer grosse Teilchen, während die eutektischen Si-Kristalle nadel förmig und teilweise bis zu ca. 30 Mikrometer lang sind.
Diese Kristalle sind alle unregelmässig verteilt. Wegen dieser Nachteile können die gegossenen Legierungen hinsichtlich Abnutzungsresistenz sowie Schneideigenschaften nicht vollständig befriedigen. Obwohl die Teilchengrösse der primären Si-Kristalle durch eine verbessernde Behandlung geringfügig reduziert werden kann, sind die kleinstmöglichen dadurch erzielbaren Teilchen immer noch ca. 100 Mikrometer gross.
Dagegen ist es unmöglich, die eutektischen Si-Kristalle zu verfeinern. Vor allem ist es aber nicht möglich, die unregelmässige Verteilung zu korrigieren, so dass die Abnutzungsresistenz der Legierung unweigerlich stark variiert.
Im Hinblick auf die obigen Probleme wurde die Forschung zur Erzielung feiner primärer und eutektischer Si-Kristalle verstärkt vorangetrieben. So ist beispielsweise in der JP AS 53-20242 vorgeschlagen, die geschmolzene zu giessende Legierung schnell, insbesondere mit einer Rate von 50"C/ Sek. abzukühlen und dadurch das Kristallwachstum zu hemmen und so primäre und eutektische Si-Kristalle von stark reduzierter Grösse zu erhalten. Dieses bekannte Verfahren soll primäre Si-Kristalle von höchstens 40 Mikometer Grösse sowie eutektische Si-Kristalle von denen eine Mehrheit höchstens 20 Mikrometer Länge aufweisen ergeben.
Eine ähnliche Technik, welche auf demselben Konzept basiert, offenbart die US-PS 4 077 810.
Die Anmelderin hat aber festgestellt, dass selbst die grösstmögliche Reduktion der Grösse von Si-Teilchen speziell von primären Si-Kristallen in der Legierungsstruktur nicht immer zu einer proportionalen Verbesserung der Verschleissresistenz der Legierung führt. Während die Verschleissresistenz der Legierung von den Si-Kristallen abhängig ist, welche individuell dem durch Reibung entstehenden Oberflächendruck widerstehen, haben Versuche der Anmel derin gezeigt, dass die Si-Teilchen in der Aluminiummasse, wenn sie ausgesprochen fein sind, eine eher geringere Widerstandfähigkeit gegen auf Reibung beruhenden Oberflächendruck zeigen, folglich in bezug auf die beabsichtigte verbesserte Verschleissresistenz versagen.
Die Anmelderin hat deshalb Untersuchungen über Verteilungen der Teilchengrössen primärer und eutektischer Si-Kristalle angestellt, welche optimal zu einer Verbesserung der Verschleissresistenz beitragen und zur Verwirklichung der vorliegenden Erfindung solche Verteilungen gefunden.
Aus dem Vorstehenden ist ersichtlich, dass die Erfindungsaufgabe primär darin besteht, ein Aluminiumlegierungsmaterial zu schaffen, welches eine überlegene Abnutzungsresistenz sowie eine ebensolche mechanische Schneidbarkeit aufweist, insbesondere eine stranggepresste hochsilizierte Aluminiumlegierung, welche Si in einem hypereutektischen Bereich enthält und welche durch Kontrolle der Komponenten und der Struktur der Legierung sehr hohe Verschleissresistenz, gute Schneidbarkeit und ausgezeichnete Belastbarkeit aufweist.
Eine weitere Aufgabe der Erfindung ist es, ein Verfahren zur Herstellung einer hochsilizierten Aluminiumlegierung zu schaffen, worin primäre Si-Kristalle und eutektische Si-Kristalle so kontrolliert werden, dass die obengenannten gewünschten Eigenschaften erhalten werden.
Eine stranggepresste Aluminiumlegierung mit hoher Abnutzungsresistenz und ausgezeichneter Schneidbarkeit enthält hierzu erfindungsgemäss 12 bis 30% Si und 0,3 bis 7,0% Cu, mit oder ohne 0,3 bis 2,0% Mg der Rest Aluminium sowie unvermeidbare Verunreinigungen, wobei diese Legierung eine Struktur aufweist, worin primäre Si-Kristalle in Teilchengrössen von 40-80 Mikrometer mindestens 60% des von allen primären Si-Kristallen in der Aluminiummasse eingenommenen Bereichs ausmachen und eutektische Si-Kristalle in Teilchengrössen bis zu 10 Mikrometer ebenfalls mindestens 60% des von allen eutektischen Si-Kristallen in der Aluminiummasse eingenommenen Bereichs ausmachen, wobei die. primären Si-Kristalle und die eutektischen Si-Kristalle in der gesamten Legierungsstruktur gleichmässig verteilt sind.
Die Erfindung betrifft.weiter ein Verfahren zur Herstellung einer extrudierten Aluminiumlegierung mit hoher Verschleissresistenz.
Allgemein war bisher die Meinung vorherrschend, dass es ausserordentlich schwierig und unzweckmässig sei, hochsilizierte Aluminiumlegierungen zu extrudieren, weil diese Legierungen für sich schon sehr resistent gegen Deformationen sind. Zudem hielt man es für erforderlich, beim Strang pressen einer solchen Legierung die Strangpressgeschwindigkeit zu reduzieren und die Strangpresstemperatur auf den höchstmöglichen Wert anzuheben, um den Flüssigkeitsgrad der Legierung zu steigern. Wenn aber die Legierung unter solchen herkömmlichen Bedingungen extrudiert wird, ist es unmöglich, die primären und eutektischen Si-Kristalle in der Aluminiumlegierung in der gewünschten Weise zu beeinflussen und das erhaltene Produkt weist deutliche Oberflächenrisse, eine rauhe Oberfläche und weitere Defekte auf und ist daher in der Regel unbrauchbar.
Das im Anspruch 8 gekennzeichnete Verfahren vermittelt optimale Bedingungen zum Strangpressen von Knüppeln zum Erhalt eines hochsilizierten Aluminiumlegierungsmaterials mit aussergewöhnlicher Verschleissresistenz und Schneidbarkeit. Im Gegensatz zum herkömmlichen Vorgehen kann hierbei mit tiefen Strangpresstemperaturen und einer hohen Strangpressgeschwindigkeit gefahren werden. Z.B. kann gemäss Anspruch 9 der Knüppel unter folgenden Bedingungen extrudiert werden: - Temperatur des Knüppels; 350420 "C - Geschwindigkeit des Strangpressplungers: 0,03-0,2 m/min - Strangpressverhältnis: 00
Weitere Details und Vorteile der vorliegenden Erfindung ergeben sich aus der folgenden detaillierten Beschreibung.
Die stranggepresste Aluminiumlegierung der vorliegenden Erfindung sticht durch ihre aussergewöhnliche Schneidbarkeit hervor und enthält Si in einem hypereutektischen Bereich, indem sie 12 bis 30% Si und 0,3 bis 7,0% Cu mit oder ohne 0,3 bis 2,0% Mg enthält, wobei der Rest aus Aluminium und unvermeidbaren Verunreinigungen gebildet ist.
Die Beschränkung der Legierungskomponenten auf die oben angegebenen Bereiche hat folgende Gründe.
Es ist bekannt, dass Si die Verschleissresistenz verbessert.
Ein Si-Gehalt von weniger als 12% ergibt eine schlechte Abnutzungsresistenz, während ein 30% übersteigender Si Gehalt zu Schwierigkeiten beim Giessen führt. Die vorliegende Erfindung ist auf hochsilizierte Aluminiumlegierungen gerichtet, welche Si in einem hypereutektischen Bereich enthalten. Während der Eutetikpunkt von Aluminium-Silizium Legierungen bei 11,7% Silizium liegt, ändert sich dieser Punkt, wenn die Legierung ein drittes Element enthält. Die Legierung der vorliegenden Erfindung muss Si in einem hypereutektischen Bereich von mindestens 12%, am besten in einem Bereich von ca. 16% bis ca. 20% aufweisen.
Cu und Mg verbessern die Festigkeit der Legierung. Bei einem Gehalt dieser beiden Elemente unter 0,3% wird der erzielte Effekt ungenügend. Überschreitet dagegen der Cu Gehalt 7%, führt dies zu einer erheblich beeinträchtigten Verschleissresistenz. Übersteigt zudem der Mg-Gehalt 2%, wird die Festigkeit nicht grösser, hingegen werden grobe Kristalle gebildet, welche die mechanischen Eigenschaften der Legierung negativ beeinflussen. Experimentell erzielte Resultate zeigen, dass der Cu-Gehalt bevorzugt zwischen ca. 3 und ca.
6% und der Mg-Gehalt vorteilhaft zwischen ca. 0,45 bis 0,65% liegen sollten.
Die erfindungsgemässe Legierung kann zusätzlich als nicht notwendige, aber nützliche Elemente Sr und/oder P enthalten. Diese Elemente verfeinern die primären Si-Kristalle, wenn die Aluminiumlegierung geschmolzen bzw. zu Knüppeln gegossen wird. Sr und P entfalten diesbezüglich die gleiche Wirkung, so dass mindestens eines davon der Legierung beigegeben werden kann. Bei einem Sr- bzw. P-Gehalt der, einzeln oder kombiniert, weniger beträgt als 0,005% kommt der obige Effekt nicht voll zur Geltung. Bei einem Gehalt über 0,1% kann keine merkbare Steigerung der Wirkung ausgemacht werden. Demzufolge sollten Sr und/oder P zweckmässig in Mengen von 0,005 bis 0,1% vorzugsweise zwischen 0,01 und 0,06% beigegeben werden.
Die erfindungsgemässe Legierung kann zudem eines oder mindestens zwei der Elemente Sn, Pb und Bi enthalten, einzeln oder kombiniert in Mengen von 0,1 bis 1,0%. Diese Elemente verbessern die Schneidbarkeit der Legierung und sind in dieser Hinsicht gleichwertig. Gute Resultate werden erreicht mit einem Gehalt von 0,1 bis 1,0% mindestens eines dieser Elemente. Sinkt der Gehalt des Elementes bzw. der Gehalt der Summe dieser Elemente unter 0,1%, ist die Schneidbarkeit nicht mehr zufriedenstellend verbessert, während bei einem Gehalt eines oder der Summe mehrerer dieser Elemente über 1,0% im gegossenen Knüppel Risse auftreten.
Am zweckmässigsten ist ein Gehalt zwischen 0,4 und 0,6%.
Die erfindungsgemässe Legierung kann ferner eines oder mindestens zwei der Elemente Ni, Fe und Mn als weitere fakultative Zusätze enthalten, in Mengen von 0,5 bis 3,0% einzeln oder kombiniert. Diese Elemente, welche die Hitzebeständigkeit steigern, entwickeln ihre volle Wirkung bei einem Gehalt einzeln oder zusammen zwischen 0,5 und 3%. Darüber beeinträchtigen sie die Schneidbarkeit.
Die extrudierte Legierung gemäss der Erfindung wird durch Giessen und darauffolgendem Strangpressen derart hergestellt, dass sie eine spezifisch kontrollierte Struktur aufweist. Zuerst wird eine Mischung mit der oben angeführten Zusammensetzung geschmolzen und in herkömmlicher Weise zu einem Knüppel gegossen. Die primären Si-Kristalle im so erzeugten Knüppel sind je nach Vorhandensein von Sr und/ oder P in ihrer Grösse etwas reduziert, im allgemeinen aber immer noch vergleichsweise gross mit einzelnen Kristallen von bis zu 100 Mikrometer. Ferner sind die eutektischen Si Kristalle im allgemeinen nadelförmig und teils bis ca. 30 Mikrometer gross.
Der Knüppel mit diesen relativ groben primären und eutektischen Si-Kristallen wird heiss bei Temperaturen zwischen 350 und 420" extrudiert. Dieser heisse Strangpressprozess bricht einige der groben primären Si-Kristalle in der Legierung, so dass danach praktisch alle primären Si-Kristalle Grössen zwischen 10 und 80 Mikrometer aufweisen.
Damit sind mindestens 60% des Bereichs aller primären Si Kristalle solche primäre Si-Knstalle, die nicht kleiner als 40 Mikrometer sind. Die nadelförmigen eutektischen Si-Teilchen in der Legierung werden in ihre Längsrichtung gespalten, so dass nachher praktisch alle Teilchen höchstens 15 Mikrometer gross sind. Dadurch werden die eutektischen Si-Kristalle so in ihrer Grösse reduziert, dass die Teilchen mit einer Grösse von höchstens 10 Mikrometer mindestens 60% des Bereichs aller eutektischen Si-Kristalle ausmachen. Die primären und eutektischen Si-Kristalle sind in der Legierungsstruktur gleichmässig verteilt. Der hier verwendete Begriff praktisch alle bedeutet, dass die Legierung ebenfalls Teilchen ausserhalb der erwähnten Grössenbereiche enthalten kann.
Bei optimal gehaltenen Strangpressbedingungen ergeben sich jedoch Legierungen, die praktisch frei sind von primären und eutektischen Si-Kristallen, welche den spezifizierten Grössenbereichen nicht entsprechen.
Die primären Si-Kristalle mit Teilchengrössen zwischen 40 und 80 Mikrometer sind deshalb, wie oben erwähnt, auf einen Anteil von mindestens 60% der Legierungsstruktur begrenzt, weil beim Vorhandensein eines grösseren Verhältnisses von primären Si-Kristallen mit einer Grösse unter 40 Mikrometer der Legierung die gewünschte hohe Verschleissresistenz fehlt, wogegen beim Vorhandensein einer grösseren Menge von primären Si-Kristallen mit einer Grösse über 80 Mikrometer die Legierung grobe Teilchen in ungleichmässiger Verteilung aufweist, was zu grossen Schwankungen der Abnutzungsresistenz und einer verschlechterten Schneidbarkeit führt.
Die Einschränkung, dass praktisch alle eutektischen Si-Kristalle eine Grösse von höchstens bis 15 Mikrometer aufweisen, wobei jene bis zu 10 Mikrometer Grösse mehr als 60% aller eutektischen Si-Kristalle ausmachen, resultiert aus der vorerwähnten Einschränkung der Grösse der primären Si-Kristalle. Die Einschränkung bei den eutektischen Si Kristallen verhilft zu einer verbesserten Schneidbarkeit, weil mindestens eine schlechtere Schneidbarkeit die Folge wäre, wenn zum Beispiel eutektische Si-Kristalle in Grössen über 15 Mikrometer in grossen Mengen vorhanden wären.
Um eine Legierung der derart kontrollierten Zusammensetzung zu erhalten, wird der Knüppel unter folgenden Bedingungen extrudiert:
Temperatur des Knüppels: 350420 "C
Geschwindigkeit des Strangpressplungers: 0,03 bis 0,2 m/ min
Strangpressverhältnis: 10-40
Zudem wird vorzugsweise die Auflagelänge der Strangpressmatrize auf 5 bis 15 Millimeter festgesetzt.
Diese Strangpressbedingungen haben folgende technische Bedeutung.
Wenn die Knüppeltemperatur unter 350" liegt, lässt sich der Knüppel nur schlecht extrudieren, da erhebliche Deformationsresistenz auftritt, wogegen bei Temperaturen über 420 "C Risse in der Oberfläche des Extrudats entstehen. Die bevorzugte Knüppeltemperatur liegt zwischen 380 und 400 0C.
Obwohl die Plungergeschwindigkeit in Übereinstimmung mit der Extrudiergeschwindigkeit veränderlich ist, können primäre und eutektische Si-Kristalle von gewünschter Feinheit bei Geschwindigkeiten unter 0,03 m/min nicht mehr zuverlässig gebildet werden. Hingegen bewirken Geschwindigkeiten über 0,2 m/min deutliche Risse im Extrudat. Optimal ist eine Plungergeschwindigkeit zwischen 0,05 und 0,15 m/min.
Bei einem Strangpressverhältnis unter 10 wird der Knüppel nicht wirksam extrudiert, so dass keine Legierung von verbesserter Struktur entsteht, wogegen bei Strangpressverhältnissen über 40 der Knüppel, zum Teil wegen der verstärkten Deformationsresistenz der Legierung, nicht mehr glatt extrudierbar ist. Das bevorzugte Strangpressverhältnis liegt allgemein zwischen 20 und 30.
Anderseits hat die Form der für das Strangpressen benötigten Matrize einen grossen Einfluss auf die Brauchbarkeit des Extrudats. Matrizen, welche üblicherweise für geknetete Aluminiumlegierungen verwendet werden, weisen jeweils eine Auflagelänge von 3 mm auf und führen oft zu deutlichen Oberflächenschäden, so dass die Herstellung eines Produktes von guter Qualität nicht möglich ist, wenn hochsilizierte Aluminiumlegierungen, von denen hier die Rede ist, zur Anwendung kommen. Demzufolge ist es zweckmässig, eine Matrize mit einer Auflagelänge von mindestens 5 mm zu benutzen.
Übersteigt jedoch die Auflagelänge 15 mm, bringt das keine nennenswerten Vorteile mehr, hingegen den Nachteil des höheren Extrudierwiderstandes. Folglich sollte die benützte Matrize eine Auflagelänge von 5 bis 15 mm, vorzugsweise von 6 bis 12 mm aufweisen.
Das beschriebene Verfahren ergibt eine extrudierte Alu miniumlegierung mit einer besseren Abnutzungsresistenz, Schneidbarkeit und Bearbeitbarkeit als bekannte verschleissresistente, geknetete Legierungen wie JIS-A4032 und auch als die vorerwähnten verschleissresistenten, gegossenen Legierungen, und welche zudem geringere Schwankungen der Abnutzungsresistenz aufweist. Da überdies die vorliegende Legierung durch Strangpressen hergestellt wird, kann sie problemlos in Formen gebracht werden, welche mit gegossenen Legierungen schwer zu erreichen sind. Im Gegensatz zu einer gegossenen Legierung ist die extrudierte Legierung streckbar, weist deshalb eine bessere Bearbeitbarkeit und Verformbarkeit und damit diverse Vorteile auf.
Im folgenden sind Beispiele der Erfindung beschrieben.
Beispiel 1
Zur Herstellung der Legierungen Nr. 1 bis 6 wurde jede der Zusammensetzungen aus Tabelle 1 durch den üblichen, halbkontinuierlichen Giessprozess zu Knüppeln von 120 mm Durchmesser gegossen. Die Knüppel wurden durch Strangpressung bei einer Temperatur von 415 "C und einer Plungergeschwindigkeit von 0,1 m/min zu einem runden Strang von 30 mm Durchmesser verarbeitet. Die Auflagelänge der Strangpressmatrize betrug 10 mm.
Tabelle 1 Legie- Auf Aluminium basierende Zusammensetzung (%) rung Nr.
Si Cu Mg Sr P Al 1 18 5 0,5 0,02 - Rest 2 20 4 1 0,03 - Rest 3 20 4 - - 0,02 Rest 4 16 6 0,6 - 0,02 Rest 5 25 2 0,5 - 0,03 Rest 6 15 4 0,5 0,04 - Rest 7 15 4 1,8 - - Rest 8 12 1,1 1,0 - - Rest
Stranggepresste Aluminiumlegierungen, welche gemäss der Erfindung hergestellt werden (Legierungen 1-6) wurden auf ihre Zusammensetzung hin überprüft. Alle primären Si Kristalle jeder Legierung bewegten sich in der Grössenordnung von 10 bis 80 Mikrometer. Von diesen Kristallen wiesen mindestens 60% Grössen zwischen 40 und 80 Mikrometer auf.
Die eutektischen Si-Kristalle, welche als fein verteilt vorgefunden wurden, waren alle höchstens 15 Mikrometer gross, und davon waren mindestens 60% höchstens 10 Mikrometer gross.
Die Legierung Nr. 7 aus Tabelle 1 wurde durch Giessen der aufgeführten Zusammensetzung gemäss dem aus der JP AS 53-20242 bekannten Verfahren hergestellt mit einer Abkühlrate von 90 "C/sek und darauffolgender T6-Behand- lung (510 "C x 5 Std., Härtung mit heissem Wasser bei 80 "C gefolgt von Vergütung bei 170 "C während 10 Std.).
Praktisch alle in der gegossenen Legierung (Vergleichslegierung Nr. 7) enthaltenen primären Si-Kristallen waren sehr feine Teilchen von höchstens 40 Mikrometer Grösse.
Legierung Nr. 8 war eine bekannte AC8A-Legierung. Die Teststücke waren aus einem handelsüblichen Stück dieser Legierung entnommen worden (Vergleichslegierung Nr. 8).
Die Legierungen Nr. 1 bis 8 wurden auf Verschleissresistenz sowie Schneidbarkeit untersucht. Die Legierungen Nr. 1 und 4 wurden zudem noch gegossen und auf diese Eigenschaften überprüft. Tabelle 2 zeigt die Ergebnisse.
Die Teststücke wurden mit einem Ohkoshi Abriebfestigkeitsprüfer mit Drehscheibe unter folgenden Bedingungen untersucht: Reibungsstrecke 600 m, Reibungsgeschwindigkeit 2 m/sek, reibendes Material (Scheibenkörper) FC-30(JIS).
Die Abnutzungsresistenz ist durch die spezifische Abriebmenge am gemessenen Stück angegeben.
Die Schneidbarkeit wurde mittels der Lebensdauer des Schneidwerkzeuges überprüft, welche einen wichtigen Faktor zur Beurteilung der Schneidbarkeit darstellt. Zu diesem Zweck wurde ein Schneidwerkzeug aus Hartmetall eingesetzt mit den Werten: Frontspannwinkel 0 Grad, seitlicher Spannwinkel 10 Grad, vorderer Hinterdrehwinkel 7 Grad, seitlicher Hinterdrehwinkel 7 Grad, vorderer Schneidkantenwinkel 8 Grad, seitlicher Schneidkantenwinkel 0 Grad und Nasenradius 0 Grad. Das Teststück wurde unter den folgenden Bedingungen geschnitten: Schnittiefe 0,1 mm, Führungsgeschwindigkeit 0,05 mm, Rotationsgeschwindigkeit 500 upm, Petrolschmierung und Schneidstrecke 200 m. Es wurde die Breite der resultierenden Abnützung an der Hinterdrehkante des Werkzeuges gemessen.
Tabelle 2 Teststück Legie- Abnutzungsresistenz Lebensdauer des rung Schneidwerkezuges
Nr.
Spezifische Grösse der Abriebmenge ( x 10-6 Abnutzung des mm2/kg) Schneiders ,em) Erfindungs- 1 0,9-1,1 34 gemässe 2 0,9-1,0 35 Legierung 3 1,0-1,1 35
4 1,1-1,2 33
5 0,6-0,7 36
6 1,3-1,4 30 Gegossene 1 1,0-1,9 110 Legierung 4 1,2-1,8 130 Vergl. 7 1,7-1,8 30 Legierung 8 1,8-1,9 25
In den Tabellen 1 und 2 sind gleiche Legierungen durchwegs mit gleichen Referenzen bezeichnet.
Die Resultate des Abnutzungsresistenztestes aus Tabelle 2 zeigen, dass die erfindungsgemässen Aluminiumlegierungen offensichtlich eine bessere und weniger schwankende Abnutzungsresisenz aufweisen als die gegossenen und bedeutend höhere Abnutzungsresistenzen als die Vergleichslegierungen.
Die erfindungsgemässen Legierungen ergeben in bezug auf die Lebensdauer der Schneidwerkzeuge weit bessere Resultate als die getesteten gegossenen Legierungen und vergleichbare bis bessere Resultate als die Vergleichslegierungen.
Beispiel 2
Tabelle 3 zeigt die verwendeten Zusammensetzungen der Legierungen.
Tabelle 3 Legierung Zusammensetzung der Aluminiumlegierung (O/o) Nr. Si Cu Mg Sn Pb Bi Al
9 15 3 0,5 0,4 - - Rest
10 16 6 1 - 0,4 0,2 Rest
11 18 5 0,5 - 0,5 - Rest
12 20 4 1 0,6 - - Rest
Legierung Zusammensetzung der Aluminiumlegierung (0/0)
Nr. Si Cu Mg Sn Pb Bi Al
13 20 4 - - 0,5 - Rest
14 25 3 0,5 - - 0,5 Rest
15 25 4 1 0,5 - - Rest
16 15 2 0,5 - - - Rest
17 20 2 0,5 - - - Rest
18 25 2 0,5 - - - Rest
Jede der oben aufgeführten Zusammensetzungen wurde durch halbkontinuierliches Giessen (unter Beigabe von 0,03%
Sr zur Bildung feiner primärer Si-Kristalle während des Gies sens) in Knüppel von 120 mm Durchmesser gegossen. Die primären Si-Kristalle im Knüppel waren im allgemeinen 10 bis 100 Mikrometer gross, während die eutektischen Si-Kristalle nadelförmig und bis zu 30 Mikrometer gross waren.
Die aus den verschiedenen Zusammensetzungen erzeugten Knüppel wurden tauchbehandelt und danach bei folgen den Bedingungen zu runden Strängen von 30 mm Durchmes ser extrudiert: Knüppeltemperatur 400 "C, Plungergeschwindigkeit 0,1 m/min und Strangpressverhältnis 16, hernach T6
Behandlung um Teststücke zu erhalten.
Die Teststücke wurden auf ihre Struktur untersucht. Die primären Si-Kristalle in jeder der Legierungen Nr. 9 bis 18 hatten alle Grössen zwischen 10 und 80 Mikrometer, wobei mindestens 60% aller primären Si-Kristalle Grössen zwischen 40 und 80 Mikrometer aufweisen. Die eutektischen Si-Kristalle fanden sich als fein verteilt und waren alle in der Grössenordnung von höchstens 10 Mikrometer. Von diesen waren mindestens 60% bis zu 10 Mikrometer gross.
Die Teststücke wurden in der gleichen Weise wie in Beispiel 1 auf Schneidbarkeit und Abnutzungsresistenz untersucht. Tabelle 4 zeigt die Resultate.
Tabelle 4 Teststück Legie- Abnutzungsresistenz Lebensdauer des rung Spez. Abriebmenge Schneidwerkzeuges,
Nr. (x l0-6mm2/kg) Grösse der
Werkzeugabnutzung zum Erfindungs- 09 1,3-1,4 27 gemässe 10 1,1-1,2 26 Legierun- 11 0,9-1,1 29 gen 12 0,9-1,0 30
13 1,0-1,1 30
14 0,6-0,7 32
15 0,6-0,8 32
16 1,3-1,4 30
17 0,9-1,0 35
18 0,6-0,8 36
Tabelle 4 zeigt, dass alle Legierungen 9 bis 18 eine hohe Abnutzungsresistenz haben. Dabei verschleissen die Legierungen 9 bis 15, welche mindestens eines der Elemente Sn, Pb und Bi enthalten, das Sch'neidwerkzeug weniger ab, als die Legierungen 16 bis 18, welche diese Elemente nicht enthalten.
Dies zeigt, dass die Zugabe dieser Elemente eine sichtbar bessere Schneidbarkeit ergibt.
Beispiel 3
Tabelle 5 zeigt die verwendeten Zusammensetzungen.
Tabelle 5
Legie- Zusammensetzung der Aluminiumlegierung (%) rung
Nr. Si Cu Mg Mn Fe Ni Sr P Al
19 20 2 0,5 - - - 0,02 - Rest 20 20 4 1 - - 1,5 0,03 - Rest 21 20 4 - - - 1,5 - 0,02 Rest 22 25 2 1 - ,5 - - 0,02 Rest 23 25 2 0,5 - 2 - - 0,03 Rest
24 15 4 0,5 0,5 0,5 2,5 0,04 - Rest
Jede der aufgeführten Zusammensetzungen wurde halbkontinuierlich in Knüppeln von 120 mm Durchmesser gegossen, welche danach zu einem runden Aluminiumlegierungsstrang von 30 mm Durchmesser extrudiert wurden, und zwar unter den folgenden Bedingungen: Strangpresstemperatur 420 "C und Plungergeschwindigkeit 0,04 m/min.
Die so hergestellten Aluminiumlegierungen wurden auf Verschleissresistenz und Schneidbarkeit untersucht. Zum Vergleich wurden die Legierungen 19 und 22 auch gegossen auf diese Eigenschaften untersucht. Tabelle 6 zeigt die Resultate.
Tabelle 6 Teststück Legie- Verschleissresistenz Lebensdauer des rung spezifische Schneidwerkzeuges,
Nr. Abriebmenge Grösse der x l0-6 mm2/kg) Werkzeugabnutzung (pm) Erfindungs- 19 0,8 38 gemässe 20 0,9 36 Legierung 21 1,0 36
22 0,6 40
23 1,2 35
24 1,4 30 Gegossene 19 0,8-1,8 110 Legierung 20 0,7-1,3 130
Die aus Tabelle 6 hervorgehenden Resultate zeigen, dass die extrudierten Aluminiumlegierungen nach der Erfindung die Abnutzung an der Hinterdrehfläche des Schneidwerkzeuges erheblich zu verringern und damit die Lebensdauer des Schneidwerkzeuges zu erhöhen vermögen.
Ein Vergleich zwischen den Resultaten aus Tabelle 6 und denjenigen aus Tabelle 2 zeigt, dass die erfindungsgemässe Legierung ihre hohe Abnutzungsresistenz und Schneidbarkeit selbst dann praktisch unverändert beibehält, wenn sie mindestens eines der Elemente Mn, Fe und Ni enthält, welche zur Erhöhung der Hitzebeständigkeit der Legierungen beitragen.
Beispiel 4
Knüppel von 120 mm Durchmesser wurden durch halbkontinuierliches Giessen aus einer Aluminiumlegierungszusammensetzung hergestellt, welche 18% Si, 4,5% Cu, 0,5% Mg und 0,04% Sr enthielt, Rest Aluminium und unvermeidbare Verunreinigungen. Die primären Si-Kristalle im gegossenen Knüppel wiesen im allgemeinen Grössen von 10 bis 100 Mikrometer auf, und die eutektischen Si-Kristalle waren nadelförmig und höchstens 30 Mikrometer gross.
Die Knüppel wurden während 8 Stunden bei 495 "C homogenisiert, dann auf Zimmertemperatur an der Luft abgekühlt und danach zu runden Strängen mit Durchmesser von 30 mm extrudiert unter verschiedenen Bedingungen, wie sie aus der Tabelle 7 hervorgehen.
Tabelle 7 Legierung Knüppel- Plungerge- Strangpress- Auflagelänge temp. schwindigkeit verhältnis der Matrize ( C) (m/min) (mm) Erfindungsgemässe Legierung A 380 0,1 20 6 B 400 0,1 20 9 C 420 0,15 20 12 D 390 0,07 30 5 E 360 0,1 30 7 F 390 0,1 30 10 Vergleichslegierung G 480 0,1 20 5 H 450 0,01 30 5 I 420 0,25 10 3 J 410 0,02 20 3
Die Untersuchung der Struktur der Teststücke aus den Legierungen A bis F ergab, dass die primären Si-Kristalle in allen Legierungen Grössen von 10 bis 80 Mikrometer aufwiesen, wobei diejenigen zwischen 49 und 80 Mikrometer mindestens 60% aller primären Si-Kristalle darstellten. Die eutektischen Si-Kristalle wurden als fein verteilt gefunden und waren höchstens 15 Mikrometer gross. Der Anteil derjenigen bis 10 Mikrometer Grösse betrug dabei ebenfalls mindestens 60% aller eutektischen Si-Kristalle.
Die Untersuchung der Verschleissresistenz in der gleichen Weise wie oben ergab für die Legierungen A bis F 0,9 bis 1,1 x 10-6 mm2/kg spezifischen Abriebs.
Die Vergleichslegierungen G bis J hatten eine deutlich rauhe Oberfläche oder wiesen Oberflächenrisse auf und waren in keiner Weise brauchbar, weil die Knüppeltemperatur extrem hoch oder die Strangpressgeschwindigkeit zu tief oder zu hoch war. Insbesondere wiesen die Vergleichslegierungen G und I Risse auf, während die Vergleichslegierungen H und J deutlich rauhe Oberflächen aufwiesen, so dass keine der Vergleichslegierungen brauchbar war.
DESCRIPTION
The present invention relates to aluminum alloys produced by extrusion and in particular to extruded Al-Si-Cu alloys and Al-Si-Cu-Mg alloys with a high silicon content and excellent wear resistance and cutability.
All percentages for the alloy components are to be read as percentages by weight.
Aluminum alloys with high strength, in particular high wear resistance, are suitable for various mechanical parts that are exposed to high frictional forces, such as connecting rods for vehicle engines, power transmission rollers, brake blocks, wings and pistons for compressors, cylinder linings for machines, tape guides for tape recorders, synchronizing rings for manual transmissions, etc. . because aluminum alloys are much lighter than other wear-resistant metals and therefore have different advantages.
An A4032 alloy with 11.0 to 13.5% Si is already known as a kneaded aluminum alloy with excellent heat resistance. Although characterized by a high resistance to heat and wear and by a low coefficient of expansion, this kneaded alloy was originally intended to be forged and does not have the properties mentioned before it is forged. The alloy material itself therefore does not have the above properties and is also not easy to cut. For these reasons, this known alloy has found only limited use, for example for pistons or cylinder heads.
Aluminum alloys cast in a conventional manner are generally used where particularly high resistance to wear is essential. As such wear-resistant cast aluminum alloys, Al-Si alloys are known which contain approx. 10 to approx. 24% Si and which contain, for example, JIS-AC3A, -AC8A-C, -AC9A-B etc. However, the use of these alloys, which are cast, is limited in the shape of the products, and it is difficult to obtain desired product shapes that differ from kneaded alloys.
In addition, the fact that these alloy materials are produced by casting means that the primary Si crystals and the eutectic Si crystals which are contained therein and which contribute to wear resistance as main components are very coarse and have an irregular shape and distribution. For example, the primary Si crystals are generally coarse and contain particles up to 150 micrometers in size, while the eutectic Si crystals are needle-shaped and sometimes up to about 30 micrometers long.
These crystals are all distributed irregularly. Because of these disadvantages, the cast alloys cannot be completely satisfactory in terms of wear resistance and cutting properties. Although the particle size of the primary Si crystals can be slightly reduced by an improving treatment, the smallest possible particles that can be achieved thereby are still approximately 100 micrometers in size.
On the other hand, it is impossible to refine the eutectic Si crystals. Above all, it is not possible to correct the irregular distribution, so that the wear resistance of the alloy inevitably varies greatly.
In view of the above problems, research to obtain fine primary and eutectic Si crystals has been intensified. For example, JP AS 53-20242 proposes to cool the molten alloy to be cast quickly, in particular at a rate of 50 ° C./sec. And thereby to inhibit crystal growth and thus to reduce primary and eutectic Si crystals of greatly reduced size This known method is said to give primary Si crystals of at most 40 microns in size and eutectic Si crystals, the majority of which are at most 20 microns in length.
A similar technique based on the same concept is disclosed in U.S. Patent No. 4,077,810.
However, the applicant has determined that even the greatest possible reduction in the size of Si particles, especially primary Si crystals, does not always lead to a proportional improvement in the wear resistance of the alloy in the alloy structure. While the wear resistance of the alloy depends on the Si crystals, which individually resist the surface pressure caused by friction, attempts by the applicant have shown that the Si particles in the aluminum mass, if they are extremely fine, have a rather lower resistance to Show friction-based surface pressure, consequently fail in terms of the intended improved wear resistance.
The applicant has therefore carried out studies on distributions of the particle sizes of primary and eutectic Si crystals which optimally contribute to an improvement in wear resistance and found such distributions for realizing the present invention.
From the foregoing, it can be seen that the primary object of the invention is to create an aluminum alloy material which has superior wear resistance and mechanical cutability, in particular an extruded, highly silicified aluminum alloy which contains Si in a hypereutectic range and which is controlled by the components and the like Structure of the alloy has very high wear resistance, good cutability and excellent resilience.
Another object of the invention is to provide a method for producing a highly silicified aluminum alloy, in which primary Si crystals and eutectic Si crystals are controlled so that the above-mentioned desired properties are obtained.
According to the invention, an extruded aluminum alloy with high wear resistance and excellent cutability contains 12 to 30% Si and 0.3 to 7.0% Cu, with or without 0.3 to 2.0% Mg the rest aluminum and inevitable impurities, this alloy has a structure in which primary Si crystals in particle sizes of 40-80 micrometers make up at least 60% of the area occupied by all primary Si crystals in the aluminum mass and eutectic Si crystals in particle sizes up to 10 micrometers also make up at least 60% of all eutectic Si crystals in the area occupied by the aluminum mass, the. primary Si crystals and the eutectic Si crystals are evenly distributed throughout the alloy structure.
The invention further relates to a method for producing an extruded aluminum alloy with high wear resistance.
In general, the prevailing opinion up to now has been that it is extremely difficult and unsuitable to extrude highly siliconized aluminum alloys because these alloys are themselves very resistant to deformation. In addition, it was considered necessary to reduce the extrusion speed when extruding such an alloy and to raise the extrusion temperature to the highest possible value in order to increase the fluidity of the alloy. However, when the alloy is extruded under such conventional conditions, it is impossible to influence the primary and eutectic Si crystals in the aluminum alloy in the desired manner, and the product obtained has clear surface cracks, a rough surface and other defects and is therefore in usually unusable.
The method characterized in claim 8 provides optimal conditions for the extrusion of billets to obtain a highly silicified aluminum alloy material with exceptional wear resistance and cutability. In contrast to the conventional procedure, low extrusion temperatures and a high extrusion speed can be used. E.g. can be extruded according to claim 9 of the billet under the following conditions: - temperature of the billet; 350420 "C - Speed of the extrusion press: 0.03-0.2 m / min - Extrusion ratio: 00
Further details and advantages of the present invention will become apparent from the detailed description that follows.
The extruded aluminum alloy of the present invention stands out for its exceptional cutability and contains Si in a hypereutectic range by containing 12 to 30% Si and 0.3 to 7.0% Cu with or without 0.3 to 2.0% Mg , the rest of which is made of aluminum and unavoidable impurities.
The limitation of the alloy components to the ranges specified above has the following reasons.
It is known that Si improves wear resistance.
A Si content of less than 12% results in poor wear resistance, while a Si content exceeding 30% leads to casting difficulties. The present invention is directed to highly silicided aluminum alloys containing Si in a hypereutectic range. While the eutetic point of aluminum-silicon alloys is 11.7% silicon, this point changes when the alloy contains a third element. The alloy of the present invention must have Si in a hypereutectic range of at least 12%, most preferably in a range from about 16% to about 20%.
Cu and Mg improve the strength of the alloy. If these two elements are less than 0.3%, the effect achieved is insufficient. On the other hand, if the Cu content exceeds 7%, this leads to considerably impaired wear resistance. If the Mg content exceeds 2%, the strength is not increased, but coarse crystals are formed, which negatively influence the mechanical properties of the alloy. Results obtained experimentally show that the Cu content is preferably between approx. 3 and approx.
6% and the Mg content should advantageously be between about 0.45 to 0.65%.
The alloy according to the invention can additionally contain Sr and / or P as unnecessary but useful elements. These elements refine the primary Si crystals when the aluminum alloy is melted or cast into billets. Sr and P have the same effect in this regard, so that at least one of them can be added to the alloy. If the Sr or P content, individually or in combination, is less than 0.005%, the above effect will not be fully effective. If the content is above 0.1%, there is no noticeable increase in the effect. Accordingly, Sr and / or P should suitably be added in amounts of 0.005 to 0.1%, preferably between 0.01 and 0.06%.
The alloy according to the invention can also contain one or at least two of the elements Sn, Pb and Bi, individually or combined in amounts of 0.1 to 1.0%. These elements improve the alloy's cuttability and are equivalent in this regard. Good results are achieved with a content of 0.1 to 1.0% of at least one of these elements. If the content of the element or the content of the sum of these elements drops below 0.1%, the cuttability is no longer satisfactorily improved, whereas if one or the sum of several of these elements exceeds 1.0%, cracks occur in the cast billet.
A content between 0.4 and 0.6% is most appropriate.
The alloy according to the invention can further contain one or at least two of the elements Ni, Fe and Mn as further optional additives, in amounts of 0.5 to 3.0% individually or in combination. These elements, which increase the heat resistance, develop their full effect with a content individually or together between 0.5 and 3%. In addition, they affect the cutability.
The extruded alloy according to the invention is produced by casting and subsequent extrusion in such a way that it has a specifically controlled structure. First, a mixture having the above composition is melted and poured into a stick in a conventional manner. Depending on the presence of Sr and / or P, the size of the primary Si crystals in the billet produced in this way is somewhat reduced in size, but is generally still comparatively large with individual crystals of up to 100 micrometers. Furthermore, the eutectic Si crystals are generally needle-shaped and sometimes up to approximately 30 micrometers in size.
The billet with these relatively coarse primary and eutectic Si crystals is hot extruded at temperatures between 350 and 420 ". This hot extrusion process breaks some of the coarse primary Si crystals in the alloy, so that practically all primary Si crystals have sizes between 10 and have 80 microns.
This means that at least 60% of the range of all primary Si crystals are those primary Si crystals that are not smaller than 40 micrometers. The needle-shaped eutectic Si particles in the alloy are split in their longitudinal direction, so that afterwards practically all particles are at most 15 micrometers in size. As a result, the size of the eutectic Si crystals is reduced in such a way that the particles with a size of at most 10 micrometers make up at least 60% of the range of all eutectic Si crystals. The primary and eutectic Si crystals are evenly distributed in the alloy structure. The term practically all used here means that the alloy can also contain particles outside the size ranges mentioned.
With optimally kept extrusion conditions, however, alloys result that are practically free of primary and eutectic Si crystals, which do not correspond to the specified size ranges.
The primary Si crystals with particle sizes between 40 and 80 micrometers are, as mentioned above, limited to a proportion of at least 60% of the alloy structure, because in the presence of a larger ratio of primary Si crystals with a size below 40 micrometers of the alloy Desired high wear resistance is missing, whereas if there is a large amount of primary Si crystals larger than 80 microns, the alloy has coarse particles in an uneven distribution, which leads to large fluctuations in wear resistance and poorer cutability.
The restriction that practically all eutectic Si crystals have a size of at most up to 15 micrometers, with those up to 10 micrometers in size making up more than 60% of all eutectic Si crystals results from the aforementioned restriction of the size of the primary Si crystals. The restriction in the eutectic Si crystals helps to improve the cutability, because at least the cutability would be worse if, for example, eutectic Si crystals larger than 15 micrometers were present in large quantities.
In order to obtain an alloy of the composition controlled in this way, the billet is extruded under the following conditions:
Stick temperature: 350420 "C
Speed of the extrusion press: 0.03 to 0.2 m / min
Extrusion ratio: 10-40
In addition, the support length of the extrusion die is preferably set at 5 to 15 millimeters.
These extrusion conditions have the following technical meaning.
If the billet temperature is below 350 ", the billet is difficult to extrude because considerable resistance to deformation occurs, whereas at temperatures above 420" C there are cracks in the surface of the extrudate. The preferred stick temperature is between 380 and 400 0C.
Although the plunger speed varies in accordance with the extrusion speed, primary and eutectic Si crystals of desired fineness can no longer be reliably formed at speeds below 0.03 m / min. In contrast, speeds above 0.2 m / min cause significant cracks in the extrudate. A plunger speed between 0.05 and 0.15 m / min is optimal.
If the extrusion ratio is less than 10, the billet is not effectively extruded, so that no alloy with an improved structure is formed, whereas if the extrusion ratio is above 40, the billet can no longer be extruded smoothly, in part because of the alloy's increased resistance to deformation. The preferred extrusion ratio is generally between 20 and 30.
On the other hand, the shape of the die required for extrusion has a major impact on the usability of the extrudate. Matrices, which are usually used for kneaded aluminum alloys, each have a contact length of 3 mm and often lead to significant surface damage, so that it is not possible to produce a product of good quality if highly silicated aluminum alloys, of which we are talking here Application come. It is therefore advisable to use a die with a support length of at least 5 mm.
However, if the support length exceeds 15 mm, this no longer brings any noteworthy advantages, but instead the disadvantage of the higher extrusion resistance. Consequently, the die used should have a contact length of 5 to 15 mm, preferably 6 to 12 mm.
The described method results in an extruded aluminum alloy with a better wear resistance, cutability and machinability than known wear-resistant, kneaded alloys such as JIS-A4032 and also as the aforementioned wear-resistant, cast alloys, and which also has less fluctuations in wear resistance. Moreover, since the present alloy is made by extrusion, it can be easily molded into shapes which are difficult to achieve with cast alloys. In contrast to a cast alloy, the extruded alloy is stretchable and therefore has better machinability and formability and thus various advantages.
Examples of the invention are described below.
example 1
To prepare alloys Nos. 1 to 6, each of the compositions in Table 1 was cast into billets 120 mm in diameter by the conventional semi-continuous casting process. The billets were processed by extrusion at a temperature of 415 ° C. and a plunger speed of 0.1 m / min to form a round strand of 30 mm in diameter. The support length of the extrusion die was 10 mm.
Table 1 Alloy-based composition (%) No.
Si Cu Mg Sr P Al 1 18 5 0.5 0.02 - balance 2 20 4 1 0.03 - balance 3 20 4 - - 0.02 balance 4 16 6 0.6 - 0.02 balance 5 25 2 0 , 5 - 0.03 balance 6 15 4 0.5 0.04 - balance 7 15 4 1.8 - - balance 8 12 1.1 1.0 - - balance
Extruded aluminum alloys which are produced according to the invention (alloys 1-6) were checked for their composition. All primary Si crystals of each alloy ranged from 10 to 80 microns. At least 60% of these crystals were between 40 and 80 microns in size.
The eutectic Si crystals, which were found to be finely divided, were all at most 15 micrometers in size, and at least 60% of them were at most 10 micrometers in size.
Alloy no. 7 from table 1 was produced by casting the listed composition in accordance with the method known from JP AS 53-20242 with a cooling rate of 90 "C / sec and subsequent T6 treatment (510" C x 5 hours. , Hardening with hot water at 80 "C followed by tempering at 170" C for 10 hours).
Virtually all of the primary Si crystals contained in the cast alloy (Comparative Alloy No. 7) were very fine particles no larger than 40 microns in size.
Alloy # 8 was a well known AC8A alloy. The test pieces were taken from a commercially available piece of this alloy (comparative alloy No. 8).
Alloys 1 to 8 were tested for wear resistance and cutability. Alloys 1 and 4 were also cast and checked for these properties. Table 2 shows the results.
The test pieces were examined with an Ohkoshi abrasion resistance tester with a turntable under the following conditions: friction distance 600 m, friction speed 2 m / sec, rubbing material (disk body) FC-30 (JIS).
The wear resistance is indicated by the specific amount of abrasion on the measured piece.
The cuttability was checked by means of the life of the cutting tool, which is an important factor for assessing the cuttability. For this purpose, a cutting tool made of hard metal was used with the values: front clamping angle 0 degrees, lateral clamping angle 10 degrees, front rear turning angle 7 degrees, lateral rear turning angle 7 degrees, front cutting edge angle 8 degrees, lateral cutting edge angle 0 degrees and nose radius 0 degrees. The test piece was cut under the following conditions: cutting depth 0.1 mm, guide speed 0.05 mm, rotation speed 500 rpm, petroleum lubrication and cutting distance 200 m. The width of the resulting wear on the trailing edge of the tool was measured.
Table 2 Test piece alloy wear resistance Lifetime of the cutting tool train
No.
Specific size of the amount of abrasion (x 10-6 wear of the mm2 / kg) cutter, em) invention 1 0.9-1.1 34 according to 2 0.9-1.0 35 alloy 3 1.0-1.1 35
4 1.1-1.2 33
5 0.6-0.7 36
6 1.3-1.4 30 Cast 1 1.0-1.9 110 Alloy 4 1.2-1.8 130 Comp. 7 1.7-1.8 30 alloy 8 1.8-1.9 25
Tables 1 and 2 denote the same alloys throughout with the same references.
The results of the wear resistance test from Table 2 show that the aluminum alloys according to the invention obviously have better and less fluctuating wear resistance than the cast and significantly higher wear resistance than the comparison alloys.
With regard to the service life of the cutting tools, the alloys according to the invention give far better results than the cast alloys tested and comparable to better results than the comparative alloys.
Example 2
Table 3 shows the compositions of the alloys used.
Table 3 Alloy Composition of the aluminum alloy (O / o) No. Si Cu Mg Sn Pb Bi Al
9 15 3 0.5 0.4 - - rest
10 16 6 1 - 0.4 0.2 rest
11 18 5 0.5 - 0.5 - rest
12 20 4 1 0.6 - - rest
Alloy composition of aluminum alloy (0/0)
No. Si Cu Mg Sn Pb Bi Al
13 20 4 - - 0.5 - rest
14 25 3 0.5 - - 0.5 rest
15 25 4 1 0.5 - - rest
16 15 2 0.5 - - - rest
17 20 2 0.5 - - - rest
18 25 2 0.5 - - - rest
Each of the above compositions was made by semi-continuous casting (with the addition of 0.03%
Sr to form fine primary Si crystals during casting) poured into 120 mm diameter billets. The primary billet Si crystals were generally 10 to 100 microns in size, while the eutectic Si crystals were acicular and up to 30 microns in size.
The billets produced from the various compositions were dip-treated and then extruded to round strands of 30 mm diameter under the following conditions: billet temperature 400 ° C., plunger speed 0.1 m / min and extrusion ratio 16, afterwards T6
Treatment to receive test pieces.
The structure of the test pieces was examined. The primary Si crystals in each of alloys Nos. 9 to 18 were all sizes between 10 and 80 microns, with at least 60% of all primary Si crystals being sizes between 40 and 80 microns. The eutectic Si crystals were found to be finely divided and were all of the order of magnitude of at most 10 micrometers. At least 60% of these were up to 10 micrometers in size.
The test pieces were examined for cuttability and wear resistance in the same manner as in Example 1. Table 4 shows the results.
Table 4 Test piece alloy wear resistance Service life of the specific abrasion quantity of cutting tool,
No. (x l0-6mm2 / kg) size of the
Tool wear for the invention 09 1.3-1.4 27 in accordance with 10 1.1-1.2 26 alloys 11 0.9-1.1 29 gen 12 0.9-1.0 30
13 1.0-1.1 30
14 0.6-0.7 32
15 0.6-0.8 32
16 1.3-1.4 30
17 0.9-1.0 35
18 0.6-0.8 36
Table 4 shows that all alloys 9 to 18 have a high resistance to wear. Alloys 9 to 15, which contain at least one of the elements Sn, Pb and Bi, wear out the cutting tool less than alloys 16 to 18, which do not contain these elements.
This shows that the addition of these elements results in a visibly better cutability.
Example 3
Table 5 shows the compositions used.
Table 5
Alloy composition of the aluminum alloy (%)
No. Si Cu Mg Mn Fe Ni Sr P Al
19 20 2 0.5 - - - 0.02 - rest 20 20 4 1 - - 1.5 0.03 - rest 21 20 4 - - - 1.5 - 0.02 rest 22 25 2 1 -, 5 - - 0.02 remainder 23 25 2 0.5 - 2 - - 0.03 remainder
24 15 4 0.5 0.5 0.5 2.5 0.04 - rest
Each of the listed compositions was cast semi-continuously into billets of 120 mm in diameter, which were then extruded into a round aluminum alloy strand of 30 mm in diameter under the following conditions: extrusion temperature 420 ° C. and plunger speed 0.04 m / min.
The aluminum alloys produced in this way were examined for wear resistance and cutability. For comparison, alloys 19 and 22 were also examined for these properties when cast. Table 6 shows the results.
Table 6 test piece alloy wear resistance service life of the specific cutting tool,
No. abrasion quantity size of the x l0-6 mm2 / kg) tool wear (pm) invention 19 0.8 38 according to 20 0.9 36 alloy 21 1.0 36
22 0.6 40
23 1.2 35
24 1.4 30 cast 19 0.8-1.8 110 alloy 20 0.7-1.3 130
The results shown in Table 6 show that the extruded aluminum alloys according to the invention can significantly reduce wear on the rear rotary surface of the cutting tool and thus increase the service life of the cutting tool.
A comparison between the results from Table 6 and those from Table 2 shows that the alloy according to the invention retains its high wear resistance and cuttability practically unchanged even if it contains at least one of the elements Mn, Fe and Ni, which increase the heat resistance of the alloys contribute.
Example 4
Billets of 120 mm diameter were made by semi-continuous casting from an aluminum alloy composition containing 18% Si, 4.5% Cu, 0.5% Mg and 0.04% Sr, balance aluminum and inevitable impurities. The primary Si crystals in the cast billet were generally from 10 to 100 micrometers in size, and the eutectic Si crystals were acicular and at most 30 micrometers in size.
The billets were homogenized at 495 ° C. for 8 hours, then air-cooled to room temperature and then extruded into round strands with a diameter of 30 mm under various conditions, as shown in Table 7.
Table 7 Alloy billet plunger extrusion support length temp. Speed ratio of the die (C) (m / min) (mm) Alloy according to the invention A 380 0.1 20 6 B 400 0.1 20 9 C 420 0.15 20 12 D 390 0.07 30 5 E 360 0.1 30 7 F 390 0.1 30 10 comparative alloy G 480 0.1 20 5 H 450 0.01 30 5 I 420 0.25 10 3 J 410 0.02 20 3
Examination of the structure of the test pieces from alloys A to F showed that the primary Si crystals in all alloys had sizes of 10 to 80 micrometers, those between 49 and 80 micrometers representing at least 60% of all primary Si crystals. The eutectic Si crystals were found to be finely divided and were at most 15 micrometers in size. The proportion of those up to 10 micrometers in size was also at least 60% of all eutectic Si crystals.
Examination of the wear resistance in the same way as above showed for the alloys A to F 0.9 to 1.1 x 10-6 mm 2 / kg specific abrasion.
The comparative alloys G to J had a clearly rough surface or surface cracks and were in no way usable because the billet temperature was extremely high or the extrusion speed was too low or too high. In particular, the comparative alloys G and I had cracks, while the comparative alloys H and J had clearly rough surfaces, so that none of the comparative alloys could be used.