DE10044630A1 - Verfahren zum Herstellen von Metall mit thixotropem Verhalten und Vorrichtung zur Durchführung des Verfahrens - Google Patents

Abstract

Bei einem Verfahren zum Herstellen von Metall mit thixotropem Verhalten aus einer Legierung aus Legierungskomponenten, bei dem das Metall in einem ersten Schritt auf die oder über die Liquidustemperatur hinaus erhitzt und so verflüssigt und in einem zweiten Schritt abgekühlt wird, sollen vorzugsweise auch solche Legierungen verarbeitet werden können, die für gewöhnlich einer thixotropen Verarbeitung nicht zugänglich sind. Dies geschieht so, daß der zweite Schritt bis in den Bereich der Solidus-Temperatur erfolgt und daß unmittelbar anschließend in einem dritten Schritt eine neuerliche Erhitzung über die Solidus- und unter die Liquidustemperatur erfolgt. Eine Vorrichtung zur Durchführung des Verfahrens weist vorteilhaft einen Zufuhrabschnitt (1, 3) zur Zufuhr flüssigen Metalls und eine Kühlzone (5) zur Abkühlung des flüssigen Metalls am Eingang eines einen Hohlraum umgebenden Gehäuses (8) und einem Formwerkzeug (14) am Ausgang auf. Zusätzlich ist zwischen Kühlzone (5) und Formwerkzeug (14) eine Erhitzungszone (10) vorgesehen.

Description

Die Erfindung bezieht sich auf ein Verfahren nach dem Oberbegriff des Anspruches 1 sowie auf eine Vorrichtung mit den Merkmalen des Oberbegriffs des Anspruches 16.

Das Herstellen von Gegenständen aus thixotropem Material ist in den letzten Jahren im­ mer wieder in den verschiedensten Publikationen behandelt worden. Grund dafür ist, nicht zuletzt, die weitgehende Porenfreiheit der geformten Metallstücke, was eine höhere Festigkeit und eine bessere Schweißbarkeit ergibt. Andere Gründe sind etwa die Verar­ beitbarkeit bei geringerer Temperatur als für eine vollständige Verflüssigung nötig ist, was wiederum die betroffenen Teile der Verarbeitungsmaschinen schont. Dies bezieht sich hauptsächlich auf Gußlegierungen und deren Verarbeitung.

Allerdings ist die Verarbeitung solchen Metalls auf Legierungen beschränkt geblieben, die eine gewisse Duktilität haben sollen oder dürfen. Insbesondere beim Strangpressen wer­ den bisher Knetlegierungen verarbeitet, die eine besonders hohe Duktilität und Festigkeit aufweisen. Knetlegierungen haben Gehalte an einem zweiten oder dritten Element, die geringer als 5 Gew.-% sind, weiche Knetlegierungen sogar geringer als 2 Gew.-%. Ihr Schmelzintervall kann immerhin bis 20 bis 30°C, während er für einige dieser Legierun­ gen unter 10°C liegt. Knetlegierungen werden wegen ihrer guten Umformbarkeit verwen­ det. Diese Legierungen sind stets untereutektische Legierungen.

Für die Verarbeitung in thixotropem Zustand eignen sich anderseits bisher lediglich sol­ che relativ duktilen Legierungen, bei denen mindestens zwei Legierungskomponenten einen relativ großen Temperaturabstand ihrer Schmelzpunkte haben. Je größer das Schmelzintervall, desto einfacher ist natürlich die Einstellung eines thixotropen Zustan­ des.

Nun ist zu erläutern, warum dies überhaupt nötig ist und welches Kristallgefüge eigentlich erst einen thixotropen Zustand ermöglicht. Thixotropes Metall bedeutet, daß sich das Metall in einem Temperaturbereich zwischen Solidus- und Liquidustemperatur im Ruhe­ zustand wie ein fester Körper verhält, unter Druck und Scherwirkung hingegen fließt.

Sieht man sich das Gefüge unter dem Mikroskop an, so sieht man - vorzüglich runde, globulitische - feste Teilchen, zwischen denen sich die flüssige Masse eines Gemenges - bestehend aus mindestens zwei Legierungskomponenten, mit niedrigem Schmelzpunkt - wie ein "Schmiermittel" verhält und es ermöglicht, daß die kleinen festen Partikel in ihr "schwimmen", wenn Druck bzw. Scherung auf das Gefüge ausgeübt werden. Erfolgt dies nicht, so setzen sich die festen Teile auf- und aneinander und bilden somit ein festes Ge­ rüst. Ein solcher thixotroper Zustand ist von zwei Seiten her zu erreichen, nämlich entwe­ der durch Abkühlen des flüssigen Metalls in einen, bei den bekannten, für diese Verarbei­ tung gedachten Legierungen relativ breiten Bereich zwischen Solidus- und Liquidustem­ peratur, oder durch Aufheizen des festen Metalls in diese Temperaturzone. Der erstere Fall wird beim sogenannten Rheocast-Verfahren angewandt, der zweite Fall beim soge­ nannten Thixocast-Verfahren, bei dem erst Stangen des Vormaterials erstarren gelassen und dann, meist nach Versendung und/oder Lagerung, wieder aufgeheizt werden. Das thixotrope Verhalten solcher Legierungen mit großem Schmelzintervall ist also gewisser­ maßen "reversibel", d. h. es geht sowohl aus dem festen Zustand, wie auch aus dem flüs­ sigen Zustand hervor.

Ein gattungsgemäßes Verfahren ist beispielsweise aus der WO 97/21509 oder der JP-A-01-170565 bekannt geworden, bei der flüssiges Metall in ein Extrudergehäuse gespeist und darin abgekühlt wird, bis das Metall thixotrop geworden ist. Unabhängig von der Ver­ wendung eines solchen Extruders ist ein gattungsgemäßes Verfahren aber auch aus der EP-A-0 745 694 bekannt geworden.

Ein anderes Problem betrifft besonders das Strangpressen von Metallprofilen. Es ist be­ kannt, einzelne Preßbolzen aus einer Knetlegierung chargenweise zu erwärmen und mit etwa 400-460°C einzeln in einen beheizten Blockaufnehmer einer Strangpresse einzule­ gen. Dann wird der erwärmte Block durch einen Hydraulikstempel mit hohem Druck durch die Hohlräume einer Matrize gepreßt. Zur Überwindung des hohen Reibungswiderstan­ des in der Matrize und der hohen Umformgrade sind dementsprechend hohe Drücke er­ forderlich. Deshalb müssen die Werkzeuge bzw. Matrizen aus hochfesten Werkstoffen hergestellt werden und unterliegen dennoch hohen Verschleißraten. Dünne Dorne von komplizierten Formen brechen häufig ab, wenn Verunreinigungen oder Einschlüsse an ihnen vorbeifließen oder sich aufstauen. Auch lassen sich hochfeste Legierungen, wie Legierungen der Serie 7000 für den Flugzeugbau oder die Raumfahrt nur sehr schwierig verpressen. Die Austrittsgeschwindigkeiten der Profile liegt bei ca. 2 m/min und erfordern hohe Preßkräfte. Dementsprechend sind die Ausführungen solcher Pressen sehr mate­ rialintensiv und sehr teuer.

Allen diesen bekannten Verfahren haftet aber der Nachteil an, daß sie eben nur auf eine begrenzte Zahl von Legierungen anwendbar sind. Gerade im Bereich des Fahrzeugbaus, sowie im Bereich der Raum- und Luftfahrt, im allgemeinsten Sinn, werden aber auch Le­ gierungen eingesetzt, die selbst eine erheblich höhere Festigkeit und höhere Duktilität aufweisen, als die bisher für die thixotrope Verarbeitung eingesetzten Legierungen. Ver­ suche mit solchen hochfesten und duktilen Legierungen haben gezeigt, daß sie unter den bekannten Bedingungen zu keinem thixotropen Verhalten zu bringen sind.

Der Erfindung liegt deshalb die Aufgabe zugrunde, auch schwierig zu verarbeitende Le­ gierungen zu einem gleichsam thixotropen (quasi-thixotropen) Verhalten zu bringen, um die Vorteile der thixotropen Verarbeitung auch auf sie anwenden zu können. Dies gelingt erfindungsgemäß durch die Merkmale des Anspruches 1. Der Erfindung liegt - nicht zu­ letzt - auch die Erkenntnis zugrunde, daß die Einstellung eines thixotropen Zustandes nicht nur vom Schmelzintervall abhängt, sondern auch von der Schmelzenthalpie der Gefügebestandteile. So kann eine Veränderung der Wärmebilanz, d. h. der Wärmezufuhr bzw. -abfuhr, zu einer zwar minimalen Temperaturänderung, aber zu einer großen Ände­ rung der festen und der flüssigen Anteile führen. Dabei sind diese Vorgänge extrem nicht­ linear.

Daher hat sich bei Versuchen herausgestellt, daß ein thixotropes Verhalten allein durch Erhitzen aus dem festen Zustand nicht zu erreichen ist. Umgekehrt geht es aber auch nicht. Erst durch das unmittelbar auf die (beinahe vollständige) Erstarrung im annähern­ den Bereich der Solidus-Temperatur (oder knapp darüber) folgende neuerliche Erhitzen auf den, wenn auch bei den angezielten Legierungen recht engen, Bereich zwischen So­ lidus- und Liquidus-Temperatur ergibt sich, wie die Versuche gezeigt haben eine Art "thixotropes" Verhalten, das natürlich nicht derart reversibel ist, wie bei den herkömmlich thixotrop verarbeiteten Legierungen. Ohne sich an irgendeine Theorie binden zu wollen, scheint dafür ein besonderer Mechanismus der Kristallbildung verantwortlich zu sein, der unten noch im Detail beschrieben wird.

Wenn im Rahmen der Erfindung im ersten Schritt vorzugsweise eine Temperatur in einem Bereich gewählt wird, der von der Liquidustemperatur bis maximal 10%, insbesondere maximal 10°C bis 15°C (vorzugsweise maximal 10°C) darüber reicht, so wird damit einer­ seits der Vorteil geringeren Energieverbrauchs gesichert, anderseits aber auch die im zweiten Schritt abzuführende Wärmemenge verringert und so das Verfahren effizienter gestaltet. Denn bevorzugt erfolgt der zweite Schritt im Vergleich zum dritten Schritt mit einer höheren Temperaturdifferenz pro Zeiteinheit, d. h. relativ rasch, z. B. mit einer Rate von 40 bis 120°C pro Minute, insbesondere von 50 bis 100°C pro Minute.

Erfindungsgemäß wird im zweiten Schritt bis in den Bereich der Solidus-Temperatur ab­ gekühlt, also nicht nur bis in den Zwischenbereich, in dem sich bei herkömmlichen Legie­ rungen eine Thixotropie ergibt. Dennoch wäre es Unsinn, etwa auf Raumtemperatur ab­ kühlen zu wollen. Bevorzugt erfolgt der zweite Schritt bis zu einem Bereich, in dem maxi­ mal 10 Gew.-% des Metalles flüssig sind. In diesem Bereich wäre auch eine herkömmlich für die thixotrope Verarbeitung an sich geeignete Legierung noch nicht im thixotropen Zu­ stand, weil die geringe Menge an verflüssigter Komponente als "Schmiermittel" noch nicht ausreicht.

Obwohl die Erfindung im Prinzip auch auf Eisenlegierungen anwendbar ist, wird sie be­ vorzugt eine Nicht-Eisen-Legierung sein, wie Al-, Mg-, Cu-, Ti oder Ni-Legierungen. Schon in Anbetracht auf die bevorzugte Anwendung auf Komponenten im Fahrzeugbau, wie in der Raumfahrt- und Luftfahrzeugindustrie, ist es bevorzugt, wenn die Legierung eine Leichtmetall-Legierung ist, beispielsweise eine der Magnesiumlegierungen AZ80, AZ910, AZ61A oder AM60A. Besonders bevorzugt ist es allerdings, wenn die Legierung eine Aluminium-Legierung ist, vorzugsweise eine Legierung der Serie 2000 (Al-Kupfer- Legierung) - z. B. 2014, 2017, 2018 oder 2024 -, 3000 (weiche, nicht aushärtbare Al-Mn- Legierung), 4000 (Al-Si-Legierung), 5000 (Al-Mg-Legierung), 6000 (Al-Mg-Si-Legierung, z. B. 0,5-1,0 Gew.-% Mg, 05-1,0 Gew.-% Si) oder 7000 (Al-Zn-Legierung mit bis zu 6 Gew.-% Zn). Es kann aber auch eine Aluminium-Legierung 5083, 5754 oder 6061, 6082 bzw. 7020, 7022 oder 7075 eingesetzt werden. Al-Gußlegierungen, wie A333, A356/357, A360, A384 oder A392 sind ebenfalls möglich. Gußlegierungen haben besonders gute Fließeigenschaften bei einem Schmelzintervall von etwa 30 bis 50°C.

Die Legierungskomponenten besitzen bei den bevorzugten Legierungen, insbesondere im Vergleich zu herkömmlich für die thixotrope Verarbeitung verwendeten Legierungen, ein relativ enges Schmelzintervall von kleiner 75°C, vorzugsweise kleiner 65°C, insbe­ sondere kleiner 10°C, weil bei solchen Legierungen die Vorteile des erfindungsgemäßen Verfahrens am deutlichsten zum Tragen kommen. In einem solchen Fall kann die Legie­ rung eine übereutektische Legierung, z. B. eine Cu- oder eine Ni-Legierung sein, vor­ zugsweise eine Aluminium-Legierung, z. B. AlSi20, gegebenenfalls aber auch AlSi14. Im Falle von Stahl wird es sich um eine übereutektoide Legierung bzw. Legierungen han­ deln.

Ein besonderes Merkmal besteht darin, daß im Anschluß an den dritten Schritt ein Mi­ schen als vierter Schritt der sich durch ihn ergebenden flüssigen und festen Legierungs­ komponenten erfolgt. Dies kann deshalb erforderlich sein, weil - wie schon gesagt - die meisten Legierungen, für die das erfindungsgemäße Verfahren in Frage kommt, an sich zu keinem thixotropen Verhalten befähigt sind und daher gegebenenfalls eine starke Sei­ gerungsneigung zeigen können. Dem wirkt der Mischvorgang entgegen, der mit an sich bekannten Einrichtungen an sich jeglicher Art, wie mit mindestens einer Extruderschnec­ ke, vorzugsweise deren zwei, aber auch mit statischen Mischvorrichtungen, durchgeführt werden kann, wie später noch erläutert wird.

Das Ganze erfolgt vorzugsweise kontinuierlich in einem Durchlauf, weshalb es bevorzugt ist, wenn sich ein kontinuierlicher, gegebenenfalls aber auch einzelne unmittelbar anein­ ander gereihte, Formgebungsschritt(e) anschließt, der zweckmäßig ein Strangpressen beinhaltet, obwohl hier der Ausdruck "Strangpressen" gewünschtenfalls auch das Strang­ pressen in eine geschlossene Form, also ein intermittierender Vorgang ähnlich dem Druckgießen, umfassen kann.

Es sei erwähnt, daß bei vollständiger Erstarrung einer untereutektischen Legierung die Anteile der Legierungskomponenten - in bekannter Weise - nicht gleichmäßig über den Querschnitt verteilt sind. Größere Abweichungen von einer gleichmäßigen Verteilung füh­ ren aber zu Ausschußquoten, weil die Fließeigenschaften variieren. Z. B. ist schon vorge­ schlagen worden, die dendritischen Randschalen durch Abfräsen oder Abschälen zu entfernen. Beim Strangpressen hingegen wird eine Vergleichmäßigung der notwendigen Temperatur- und Legierungsverteilung auf mechanischem Wege herbeigeführt. Denn, was bisher offenbar zu wenig beachtet wurde, schaden bei der Herstellung eines thixo­ tropen Zustandes nicht nur chemische Entmischungen (Seigerungen), sondern auch me­ chanische Seggregationen einem homogenen Fließprozeß.

Eine erfindungsgemäße Vorrichtung zur Durchführung des Verfahrens geht vorzugsweise von einer solchen mit einem Zufuhrabschnitt zur Zufuhr flüssigen Metalls und einer Kühl­ zone zur Abkühlung des flüssigen Metalls am Eingang eines einen Hohlraum umgeben­ den Gehäuses und einem Formwerkzeug am Ausgang aus. Demgegenüber ist erfin­ dungsgemäß vorgesehen, daß zwischen Kühlzone und Formwerkzeug eine Erhitzungs­ zone vorgesehen ist, um also den dritten erfindungsgemäßen Schritt durchführen zu kön­ nen.

Eine solche erfindungsgemäße Vorrichtung zeichnet sich vorzugsweise dadurch aus, daß mindestens in einer der Zonen im Hohlraum Kühl- und/oder Erhitzungsflächen unterge­ bracht sind, um so den Abkühl- und/oder Aufheizvorgang zu intensivieren bzw. schneller durchführen zu können.

Bevorzugt ist mindestens einer der Zonen eine kontinuierliche Fördereinrichtung zuge­ ordnet. Diese kann eine Zahnradpumpe umfassen. Eine solche Zahnradpumpe zerteilt mit ihren Zähnen das Material, übt günstige Scherkräfte für die Verflüssigung aus und wirkt zusätzlich über den ihr zugeführten Materialquerschnitt auch noch als Mischvorrich­ tung. Dabei ist der Aufwand kleiner als bei einer, ebenso denkbaren, Extruderschnecke. Wenn überdies oben erwähnt wurde, daß beim Strangpressen eine Vergleichmäßigung der notwendigen Temperatur- und Legierungsverteilung auf mechanischem Wege her­ beigeführt wird, so gilt dies auch in gewissem Maße auch für die Pressung durch die Zähne der Zahnradpumpe(n), denn in beiden Fällen wird eine solche Vergleichmäßigung unter Pressung herbeigeführt. Deshalb ist es auch bevorzugt, wenn in beiden Zonen Zahnradpumpen vorgesehen sind.

Weitere Einzelheiten der Erfindung ergeben sich an Hand der nachfolgenden Beschrei­ bung eines in der Zeichnung schematisch dargestellten Ausführungsbeispieles. Es zei- gen:

Fig. 1 ein Gleichgewichts-Diagramm einer der Einfachheit halber als nur aus zwei Kom­ ponenten bestehend gedachten Legierung, an Hand dessen die Besonderheiten des erfindungsgemäßen Verfahrens erläutert werden;

Fig. 2 eine vergrößerte Darstellung eines sich auf Grund des erfindungsgemäßen Ver­ fahrens ergebenden Effektes; und

Fig. 3 einen Längsschnitt durch ein Ausführungsbeispiel einer Vorrichtung zur Durchfüh­ rung des erfindungsgemäßen Verfahrens.

Das nicht maßstäblich zu verstehende Diagramm nach Fig. 1 hat an der Ordinate die Temperatur T aufgetragen, an der Abszisse den Gehalt einer zweiten, bei einer anderen Temperatur schmelzenden Legierungskomponente B. Diese wird im allgemeinen eine höher schmelzende Komponente B sein, beispielsweise Silizium (im Verhältnis zu einer ersten, niedriger schmelzenden Legierungskomponente A, beispielsweise Aluminium), kann aber - wie im Falle von Kupfer - auch eine niedriger schmelzende Komponente sein.

Eine Kurve S stellt den Verlauf der Solidus-Kurve dar, oberhalb welcher sich ein Flüssig­ bereich F und darunter der Erstarrungsbereich E befindet. Eine Kurve l stellt die Löslich­ keits-Kurve dar. Der Zwickel α links der Solidus Kurve S und der Löslichkeits-Kurve B wird im Falle von Aluminium der Bereich einer festen Misch-Kristallform sein, bei der unter­ schiedliche Gehalte an Si im Kristallgitter gelöst sind, d. h. bis maximal 1,65 Gew.-% lösli­ chen Siliziums. Ein homogener Mischkristall verhält sich wie ein reiner Stoff und wird da­ her als eigenständige Phase bezeichnet. Dies ist - im Falle untereutektischer Legierungen (gegenüber dem Eutektikum Eu, welches sich ebenfalls wie ein reiner Stoff verhält, aber bei niedrigerer Temperatur schmilzt) - die hochschmelzende Phase. Diesem Zwickel α entspricht am rechten Ende des Diagramms der hier übertrieben breit gezeigte, Bereich β. Im Bereiche oberhalb der eutektischen Zusammensetzung, d. i. rechts von einem Punkte Eu, ergibt sich nur Schmelze und beinahe reine Kristalle der Komponente B (z. B. Silizium) (F+Si, da kein Mischkristall von Si entsteht). Hier sei angemerkt, daß nur im Falle von Si als Legierungskomponente B im halbfesten Bereich und im Falle von übereu­ tektischen Legierungen kein Mischkristall von Si entsteht, wogegen bei anderen Legie­ rungselementen als Komponente B gegebenenfalls ein β-Mischkristall + Schmelze ent­ stehen kann, wie dies zuvor beschrieben wurde.

Der Temperaturbereich zwischen der Solidus-Kurve S und zwei darüber liegenden Liqui­ dus-Kurven L1 und L2 ist der Schmelzintervall M, d. i. der Bereich von α+F und F+Si. Die Kurven L1, L2 berühren in bekannter Weise die Solidus-Linie S im Punkte Eu, durch den eine senkrechte, strich-punktiert dargestellte Linie y den untereutektischen Bereich in Richtung eines Pfeiles a vom übereutektischen Bereich in Richtung eines Pfeiles b trennt.

Beispielsweise zeigt der Punkt x und die darüber aufsteigende Linie c₁ die Verhältnisse für eine gegebene, untereutektische Legierung an. Eine typische Legierung, welche die­ ser Linie c₁ entspricht, ist eine Al-Gußlegierung A356 mit ca. 7 Gew.-% Si und einem Schmelzintervall von 30-40°C. Dabei bildet etwa die α-Phase dieser Legierung Dendriten, sofern die Schmelze nicht bewegt wird. Vergleichsweise repräsentiert eine Linie c₂ den Typus einer harten, aber duktilen Laufbüchsen-Legierung, deren Schmelzintervall zwar etwas höher als im Falle von c₁ sein mag, die aber wegen der Si-Kristalle praktisch nicht preßbar und gießbar ist.

Um ein thixotropes oder quasi-thixotropes Verhalten zu erreichen, sind natürlich columna­ re bzw. nadelförmige Kristalle unerwünscht, weil sie nicht fließen. Nötig für ein solches Verhalten ist eine eher kugelige Kristallform. Gerade übereutektische Legierungen besit­ zen die Problematik, daß die festen Ausscheidungen keine Mischkristalle, etwa wie im Falle der α-Phase von Aluminium, bilden, sondern die bereits erwähnten Nadel-Kristalle, gegebenenfalls plattenförmige Kristalle, die nicht in einer verzweigten Dendritenform wachsen. Nur bei Dendriten aber kommt man durch dreiachsige, gleichmäßige Wärmezu- oder -abfuhr zu den erwünschten runden Teilchen. Das Wachstum übereutektischer Aus­ scheidungen gehorcht dem Gesetz der Kristallgitter.

Daher läßt sich bei übereutektischen bzw. übereutektoiden Legierungen ein thixotropes Verhalten im Normalfall überhaupt nicht erhalten, gleichgültig, ob man die Legierung aus dem Erstarrungsbereich E her aufheizt oder aus dem Flüssigbereich F her abkühlt. Es sei erwähnt, daß sich der erfindungsgemäß so erzielte Zustand von einer Thixotropie inso­ fern unterscheidet, als etwa bei übereutektischen Legierungen, also nicht den herkömmli­ chen Guß- und Knetlegierungen, sich eine unstöchiometrische Hilfsphase bildet. In erfin­ dungsgemäßer Weise lassen sich aber sowohl untereutektische Legierungen als auch übereutektische Legierungen verarbeiten, letztere besonders weil sich mit jedem anderen Verfahren bei übereutektischen Legierungen ein solcher Hilfsphasen-Anteil gar nicht er­ zeugen läßt, der letztlich erst für ein energiearmes Umformen der Legierung sowie ein gleichmäßiges Fließen verantwortlich ist. Daher können die durch das erfindungsgemäße Verfahren bewirkten Zustände ebenso bei übereutektischen, wie auch bei untereutekti­ schen Legierungen eingestellt werden und führen auch dort zu besseren Materialeigen­ schaften.

Es wurde nun gefunden, daß sich unter gewissen Umständen eine homogen fließfähige Mischung erhalten läßt, wenn man eine flüssige Legierung nahe bis an die Solidus- Temperatur oder knapp darüber abkühlt, wobei der Flüssiganteil mit maximal 10 Gew.-% bis 15 Gew.-% begrenzt sein soll. Bevorzugt ist gerade der Zwischenbereich zwischen der Solidus-Temperatur und einem maximalen Flüssigkeitsanteil von 15 Gew.-%, insbe­ sondere maximal 10 Gew.-%. Unmittelbar anschließend wird aber wieder bis in den Schmelzbereich F aufgeheizt. Es ergibt sich dabei offenbar ein Effekt, bei dem sich um die feste Phase eine Hilfsphase bildet, welche die Fließfähigkeit begünstigt.

Dieser Effekt ist schematisch in Fig. 2 dargestellt, wo beispielsweise ein Nadelkristall Si der zweiten oder dritten, höher schmelzenden Legierungskomponente von der ersten, niedrig schmelzenden Legierungskomponente A kugelig umlagert ist. In dieser Gestalt aber läßt sich gewissermaßen ein Fließverhalten bzw. ein halb-festes, thixotropes Verhal­ ten erreichen. Es kommt dabei darauf an, daß sich dieser Effekt dann zeigt, wenn die Nadeln Si noch relativ klein sind. Dies hängt nicht zuletzt von der speziellen Legierung ab, auf die die vorliegende Erfindung angewandt werden soll. Der Vorgang ist etwa ähnlich jenem, der sich bei der Bildung von Perlit abspielt und dem Metallurgen hinlänglich be­ kannt ist. Das heißt, daß hier die Nadeln durch relativ schnelle Abschreckung klein gehal­ ten werden, woraus sich auch die geringe Überhitzung der Schmelze am Anfang ergibt, und die, bevorzugt, relativ schnelle Aufheizung.

Wird also beispielsweise eine Schmelze einer übereutektischen Gußlegierung abgekühlt, so tritt sie mit dem Unterschreiten der Liquidustemperatur in einen Bereich von zwei Pha­ sen, nämlich einer nadeligen Phase aus Primärsilizium in fester Form und einem flüssi­ gen Eutektikum, welches aus α-Aluminium und Si besteht. Nun gilt das in Fig. 1 darge­ stellte Zustandsdiagramm prinzipiell nur für zwei Stoffe (z. B. Al + Si), wobei die Solidusli­ nie, wie ersichtlich, im wesentlichen gerade verläuft. Bei einer übereutektischen Gußlegie­ rung, wie etwa AlSi20, handelt es sich jedoch um eine Legierung aus mindestens drei Komponenten, wobei das dritte Element Cu und/oder Mg in einer Menge von etwa 5% sein kann.

Daher befindet sich für eine solche Legierung an Stelle der geraden Soliduslinie im Mehrstoffdiagramm ein dreieckförmiger Bereich. Bei ca. 2% Cu hat dieses Dreieck eine Höhe, welche einem Temperaturintervall von etwa 10°C entspricht, wobei der Flüssigan­ teil zwischen 0% und 50% liegt.

Wird nun eine solche Legierung bis zum Erstarren oder bis 10°C über dem Solidusbe­ reich abgekühlt, so bildet sich zunächst eine Schmelzphase, welche eine hohe Löslichkeit für Si besitzt und daher Si aus der Umgebung (durch Diffusion und Konvektion) "absaugt". Durch damit lokal verminderte Si-Gehalte kommt es sodann zur Entstehung von α-Aluminium. Diese Si-arme α-Aluminiumphase bildet dann ein Netzwerk, ähnlich wie es von untereutektischen Gußlegierungen bekannt ist. Gleichzeitig wachsen die primären Si-Kristalle durch angelagertes Sekundärsilizium (vgl. Perlit-Bildung bei Stahl). Dabei la­ gert sich - wie Fig. 2 zeigt - α-Aluminium um den jeweiligen Si-Kristall.

Wenn auch dieser Mechanismus den Versuch einer Erklärung für das bei der Erfindung auftretende Phänomen ist, der die Erfindung nicht einschränken soll, so ist zu bemerken, daß dieser Mechanismus bei untereutektischen Legierungen offenbar etwas anders ist, wenn auch die Vorgangsweise dieselbe bleibt. Als Beispiel sei eine untereutektische Knetlegierung, wie AA7075 oder aus der Serie 3000 angenommen.

Dabei ist ein wesentlicher Unterschied solcher Knetlegierungen zu Gußlegierungen, daß bei ersteren eigentlich kein Eutektikum beim Erstarren entsteht: Die Kristalle der Primär­ phase sind eng einander benachbart, stoßen gewissermaßen aneinander. Die Folge ist eine Art Schwammeffekt beim Pressen, d. h. die flüssige Phase wird abgetrennt, und der zurückbleibende Rest ist schlecht umformbar. Durch das unterschiedliche spezifische Gewicht der Komponenten läßt sich auch durch Rühren keine Vergleichmäßigung erzie­ len, weil sich durch die Zentrifugalkräfte eher eine Entmischung ergibt.

Wird aber erfindungsgemäß eine solche untereutektische Legierung rasch abgekühlt, so ergibt sich ein Einfrieren des gegebenen (Ungleichgewichts-)Zustandes mit einem erhöh­ ten Anteil an Eutektikum. Dabei wird auch eine äquiaxiale Erstarrung begünstigt, insbe­ sondere wenn - wie es bevorzugt ist - geknetet wird (vgl. die an Hand der Fig. 3 beschrie­ benen Zahnradpumpen, aber auch die Durchführung durch die Strangpreßdüse). Wie Untersuchungen gezeigt haben, erhält man nahezu runde Körner in einer im Ungleich­ gewicht stehenden, und damit anteilsmäßig erhöhter, niedrig schmelzender Phase. Läßt man also diese Phase 10°C bis 30°C über Solidus-Temperatur erstarren, so wird dieser Zustand eher noch begünstigt. Insgesamt läßt sich eine solche Legierung besser verar­ beiten, indem sie weniger rißempfindlich ist.

An Hand der Fig. 3 soll nun das erfindungsgemäße Vorgehen an Hand eines praktischen Beispiels, nämlich an Hand eines kontinuierlichen Strangpressens, erläutert werden. Demnach wird erst die zu verarbeitende Metallegierung, z. B. die Aluminium-Legierung 2018, in einem herkömmlichen, nicht dargestellten Ofen erhitzt. Das so erhaltene flüssige Metall wird entweder, wie dargestellt, mit einer Gießpfanne oder über einen an sich be­ kannten Dosierofen, eine Dosierpumpe oder mit einem anderen an sich bekannten Gerät in einen Einfülltrichter 1 einer erfindungsgemäßen Vorrichtung eingefüllt. Zweckmäßig wurde das eingefüllte Metall nur maximal etwa 10°C über die Solidus-Temperatur erhitzt. Um deshalb eine zu rasche Erstarrung noch innerhalb des Einfülltrichters 1 zu vermeiden, kann dieser mit einer Heizeinrichtung versehen sein, die in Fig. 3 als induktive Heizspirale 2 angedeutet ist. Es mag aber auch genügen, ihn wärmeisoliert auszuführen. Eine Ein­ richtung zum Konstanthalten des Flüssigkeitsniveaus bekannter Art kann ebenfalls einge­ setzt werden. Ebenso ist es möglich, den Einfülltrichter 1 geschlossen auszubilden, um seine Oberseite mit einem Schutzgas auszufüllen, wie es bei der Verarbeitung von Mag­ nesium zweckmäßig sein wird. Die Heizeinrichtung 2 ist nicht zuletzt deshalb von Vorteil, weil - wie später noch ersichtlich wird - die Einhaltung legierungsspezifischer Temperatu­ ren nicht unwesentlich ist und daher am besten von Anfang an auf eine Einstellung der Temperaturen innerhalb enger Grenzen geachtet werden soll.

Das so in die Vorrichtung eingebrachte flüssige Metall wird aus einem, möglichst klein gehaltenen Zufuhrabschnitt 3 (gegebenenfalls ebenso mit einer Heizeinrichtung verse­ hen) mit Hilfe einer Fördereinrichtung 4, zweckmäßig in Form einer kontinuierlich arbei­ tenden Fördereinrichtung, wie einer Zahnradpumpe 4, in eine Kühlzone 5 gefördert, wo das Metall mit hoher Kühlleistung rasch auf den Bereich nahe der Solidus-Temperatur abgekühlt wird. Das bedeutet, daß den Primärkristallen Si (vgl. Fig. 2) wenig Zeit zu einer Vergrößerung bleibt. Die, vorteilhaft als Zahnradpumpe ausgebildete Fördereinrichtung bewirkt auch eine Mischung so, daß sich eine gleichmäßige Verteilung von festen und flüssigen Anteilen einstellt und Seigerungen sowie Seggregationen vermieden werden.

An sich ist es bekannt, amorphe Metalle durch rasches Abkühlen herzustellen, wobei man eben gewissermaßen den Flüssigzustand einfriert. Dies erfolgt aber mit wesentlich höhe­ ren Abkühlungsgeschwindigkeiten als bei der vorliegenden Erfindung. Der Grund dafür ist klar: für ein thixotropes Verhalten ist es ja notwendig, daß Kristalle, und zwar möglichst rundliche Kristalle in einer Schmelze vorhanden sind. Daher wird erfindungsgemäß weni­ ger rasch abgekühlt, als für die Erzielung eines amorphen Metalles nötig ist, aber rascher als normalerweise abgekühlt wird, wobei sich die höher schmelzende Phase in feinkörni­ ger Verteilung ausscheidet. An dieser Stelle soll gesagt sein, daß die Erfindung hier der Einfachheit halber an Hand von zwei (Haupt-)Legierungskomponenten beschrieben wird, daß aber vorteilhaft mindestens drei Komponenten vorhanden sind, insbesondere wie aus den oben aufgezählten Legierungen ersichtlich ist.

Die Abkühlung sollte, im obigen Sinne, relativ rasch so erfolgen, daß gerade eine Kristall­ keimbildung eingesetzt hat, aber unerwünscht große Kristalle noch nicht entstanden sind. Was "unerwünscht groß" ist, richtet sich in gewisser Weise nach den Anforderungen, die man an die Verarbeitung der Legierung und an deren Endeigenschaften stellt. Bevorzugt erfolgt aber die Abkühlung mit einer Rate von 40 bis 120°C pro Minute, insbesondere mit einer Rate von 50 bis 100°C pro Minute. Eine solche Abkühlungsrate hat sich, weitge­ hend gleichgültig von der verwendeten Legierung, als günstig herausgestellt, um zwi­ schen den beiden oben genannten Extremen das erwünschte (quasi-)thixotrope Verhal­ ten zu erzielen. Insofern wirkt also die Kühlzone modulierend auf die Legierung ein, kann somit auch als "Modulator" bezeichnet werden.

Um die Kühlzone 5 im Sinne der genannten raschen Abkühlung möglichst wirksam zu gestalten, ist es bevorzugt, wenn in ihrem Hohlraum Kühlflächen 6 untergebracht, die sich beispielsweise quer durch den Raum erstrecken und dabei gegebenenfalls auch als stati­ scher Mischer wirken, um das flüssige Metall in eine Wirbelströmung zu bringen. Die Kühlflächen 6 sind zweckmäßig von einem Kühlmedium durchflossen, können aber auch, vorzugsweise, durch ein verdampfbares Kühlmittel gekühlt werden, wie etwa Freon. Die­ se inneren Kühlflächen 6 wirken zusammen mit Umfangskühlflächen 7 auf das Metall ein. Die Wirbelströmung wird allerdings nicht sehr ausgeprägt sein, weil ja die Abkühlung, wie erwähnt, relativ rasch vor sich gehen soll und überdies den Bereich nahe der Solidus- Temperatur erreichen soll. In jedem Falle aber führt die intensive Kühlung zu schneller Abschreckung, übersättigter Schmelze und feinem Korn bei der Weiterverarbeitung.

Es kann sich daher, ähnlich wie bei Stranggießanlagen, am Ende der Kühlzone 5 zwi­ schen der Wandung des Gehäuses 8 und der Außenfläche des so abgekühlten Metalles eine gewisse Reibung ergeben, die die weitere Förderung beeinträchtigen könnte. Zwar baut sich durch die kontinuierliche Fördereinrichtung, und insbesondere im Falle einer Zahnradpumpe 4, an der linken Seite (bezogen auf Fig. 3) ein Druck auf, der die Weiter­ bewegung des erstarrten bzw. erstarrenden Metalles sichert, doch mag es zweckmäßig sein, in diesem Endbereich der Kühlzone 5 all jene Maßnahmen anzuwenden, die aus der Stranggießtechnik bekannt sind, wie etwa die Anordnung von schmierenden Graphitstä­ ben 9 rund um den Umfang. Andere Maßnahmen könnten zwar eine leichte Vergröße­ rung des Innenumfanges des Gehäuses 8 sein, um ein Reiben der Metalloberfläche an ihm zu verhindern, doch wird dies wegen der beim Kühlen schrumpfenden Masse nicht erforderlich sein. Auch die Einfügung einer Gehäuseauskleidung aus Graphit in diesem Bereich kann von Vorteil sein.

Unmittelbar anschließend an diese rasche Abkühlung erfolgt eine neuerliche Aufheizung, jedoch nicht bis in den Flüssigbereich F (Fig. 2) hinein, sondern nur bis in den Schmelz­ bereich M, d. h. über die Solidus- und unter die Liquidustemperatur. Dies erfolgt in einer Erhitzungszone 10. Das Erhitzen könnte natürlich an sich auch relativ langsam erfolgen, doch ist es ja bevorzugt, die Verfahrensschritte unmittelbar hintereinander in einer einzi­ gen Vorrichtung auszuführen, wenn auch eine geteilte Vorrichtung im Rahmen der Erfin­ dung an sich möglich wäre. Daher ist es vorteilhaft (wenngleich nicht unbedingt erforder­ lich), um mit dem raschen Abkühlen Schritt halten zu können, auch in der Erhitzungs­ zone 10, neben einer die innere Wandung des Gehäuses 8 erhitzenden umfänglichen Heizeinrichtungen 11, auch innerhalb des Gehäuseraumes der Erhitzungszone 10 Erhit­ zungsflächen 12 unterzubringen. Dazu kommt, daß ein schnelles Erhitzen die Bildung groben Kornes verhindert.

Die Erhitzungsflächen 12 haben an sich analoge Funktion, wie sie oben mit Bezug auf die Kühlflächen 6 beschrieben wurden und sind vorzugsweise auch gleich aufgebaut, so daß sowohl in der Kühlzone 5 als auch in der Erhitzungszone 10 gleiche Durchströmquer­ schnitte gegeben sind. Staus werden so vermieden. Es sei aber darauf hingewiesen, daß sich beim weiteren Strangpressen auch ein großer Anteil mechanischer Reibung ergibt, so daß die Heizleistung geringer sein kann.

Bei der Erhitzung in der Erhitzungszone 10 separiert sich die Mischung in Bereiche mit höherem und niedrigerem Festanteil. Hier erfolgt auch ein Aufspalten, die Schmelze ent­ artet, so daß es leicht Bereiche gibt, welche eher fest sind, und andere, die eher flüssig sind. Legierungsmäßig bilden sich Bereiche mit höherem und mit niedrigerem eutekti­ schen Anteil sowie an festen Bestandteilen der möglichen Phasen gemäß dem Diagramm der Fig. 1. Denn Legierungen, gleich welcher Zusammensetzung, enthalten Bereiche, welche eher einer eutektischen, untereutektischen oder einer übereutektischen Zusam­ mensetzung zuzuordnen sind. Hierbei übernehmen die Bereiche mit eher eutektischer Zusammensetzung die Funktion einer Reibung vermindernden Komponente.

Auf Grund der Erhitzung in der Erhitzungszone 10 wird das Metall derart weich und zeigt ein thixotropes Verhalten, so daß es leicht mittels einer nachfolgenden Zahnradpumpe 13 zu einem Strangpreßwerkzeug 14 gefördert werden kann. Das bedeutet, daß normaler­ weise der Druck der Zahnradpumpe 13 zum Durchpressen des Metalles durch das Werk­ zeug 14 ausreichen wird. Alternativ kann aber auch eine Schnecke oder, bevorzugt, auch zwei Schnecken, insbesondere ineinandergreifend und daher selbstreinigend, besonders bei einander entgegengesetzter Drehrichtung, verwendet oder dazugeschaltet werden. Im allgemeinen kommt man aber mit mindestens einer Zahnradpumpe 13 aus, was auch den Vorteil eines kontinuierlichen Vorganges und hohen Produktionsdurchsatzes, dabei aber auch gleichmäßiger Temperaturverhältnisse in den Zonen 3, 5 und 10 hat.

Dazu kommt aber, daß eine Zahnradpumpe 13 (übrigens ebenso wie eine Schnecke) auch eine Vergleichmäßigung der Konsistenz des Metalles über seinen Durchgangsquer­ schnitt besorgt, d. h. mischend bzw. knetend oder integrierend wirkt. Sie kann somit auch als "Integrator" bezeichnet werden. Denn da, wie zuvor gesagt, die besonders ins Auge gefaßten Legierungen an sich nicht leicht zu einem thixotropen Verhalten zu bringen sind, tendieren sie auch leicht zur Enthomogenisierung, d. h. zum Entmischen der Legierungs­ komponenten und der Fest-/Flüssig-Anteile, welcher Erscheinung durch die als Mischein­ richtung fungierende Zahnradpumpe 13 entgegengewirkt wird. Selbstverständlich wäre es aber auch möglich, eine eigene Mischeinrichtung neben einer Fördereinrichtung vorzuse­ hen, beispielsweise ein Flügelrad zuzuschalten. In jedem Falle aber erfolgt durch die in­ tensive mechanische Durchmischung und die Vergleichmäßigung der Temperatur eine Abrundung der festen Bestandteile der Mischung, was ja zur Erzielung eines thixotropen Verhaltens sehr erwünscht ist.

Das Strangpreßwerkzeug 14 wird im allgemeinen eine übliche Ausbildung mit einer Werkzeugunterstützung und einem Werkzeughalter 16 aufweisen. In Anbetracht der ge­ genüber herkömmlichen Strangpreßverfahren etwas erhöhten Temperatur des Metalles mag es aber günstig sein, auch im bzw. am Werkzeug 14 Kühleinrichtungen 17 vorzuse­ hen, etwa einen wasserdurchflossenen Kühlmantel, wie es an sich herkömmlich ist. In den meisten Fällen wird auch der aus dem Werkzeug 14 und der dargestellten Vorrich­ tung austretende Strang 18 in bekannter Weise abgeschreckt bzw. wärmebehandelt. Wenn hier nur von einem Strang 18 die Rede ist, so sei erwähnt, daß die vorliegende Erfindung nicht darauf beschränkt ist, sondern das Werkzeug 14 auch mehrere Strang­ preßdüsen aufweisen könnte.

Die durch die Erfindung erzielten Vorteile sind klar: Es ergibt sich, besonders für das Strangpressen, eine Reduzierung der Preßenergie bis auf etwa 1/10 der heute gebräuch­ lichen Preßdrücke sowie eine größere Durchgangsrate. Die Strangpressen können dem­ entsprechend leichter gebaut werden, da auch geringere Arbeitsdrücke in der Hydraulik erforderlich sind. Mehrfachwerkzeuge lassen sich einfacher realisieren und die Standzei­ ten der Formen wachsen ebenfalls, so daß die Produktivität insgesamt erheblich gestei­ gert wird.

Diese Vorteile ergeben sich natürlich unabhängig von der Art der Legierung, weshalb die vorliegende Erfindung nicht auf die hier besonders hervorgehobenen übereutektischen Legierungen eingeschränkt ist, bei denen kein echter thixotroper Zustand einstellbar ist. Wesentlich ist nur, daß man bei der jeweiligen betreffenden Legierung beliebige Fest- und Flüssiganteile einstellen kann. Besonders ergeben sich die Vorteile auch bei Kupfer-, Mag­ nesium-, Titan oder Eisenlegierungen, Bleilegierungen sowie anderen Legierungen, gleich ob bei Guß- oder Knetlegierungen, aber auch im Falle von partikelverstärkten Ma­ terialien. Bei diesen Kompositmaterialien können z. B. über einen zweiten im Verlaufe des länglichen Gehäuses 8 vorgesehen Zufuhrtrichter Partikel, Fasern usw. zugeführt werden und so verarbeitet werden. Auch versteht es sich, daß hier zwar das Strangpressen, ins­ besondere ein kontinuierliches Strangpreßverfahren, als Beispiel für eine formgebende Verarbeitung beschrieben ist, daß aber auch andere Formungsschritte mit dem nach dem erfindungsgemäßen Verfahren gewonnenen Metall mit thixotropem Verhalten ausführbar sind, beispielsweise jenen formgebenden Verfahren, welche eingangs erwähnt wurden.

Die Erfindung soll nachstehend an Hand je eines Beispiels für eine übereutektische und eine untereutektische Legierung näher beschrieben werden.

Beispiel 1

Eine Gußlegierung AlSi20 (mindestens dreistoffige Legierung, wie oben erläutert) wurde in mehreren Versuchen auf einen Bereich zwischen 10° bis 30° über die Liquidus- Temperatur erhitzt und geschmolzen. Anschließend wurde die Schmelze in eine Vorrich­ tung nach Fig. 3 mit einem Einfülltrichter 1 (ohne Heizeinrichtung 2) mit etwa 680°C bis 710°C gefüllt, wo sie im Bereiche des Zufuhrabschnittes 3 jeweils um einen Temperatur­ betrag bis etwa 60°C abgekühlt hatte.

Die danach zur Wirkung kommende Zahnradpumpe 4 sorgte für eine Homogenisierung und gleichzeitig für einen Weitertransport in die Kühlzone 5. In der Kühlzone 5 wurde nun innerhalb von 1 bis 6 Minuten die schon etwas teigige Schmelze auf ca. 480 bis 500°C abgekühlt. Danach wurde eine Probe genommen und untersucht. Es zeigte sich, daß ein Gemenge aus gut verteilten Kristallen in einem geringen Anteil von Restschmelze vorlag.

Nun gelangte die Schmelze aus der Kühlzone 5 in die Erhitzungszone 10 und wurde dort innerhalb etwa derselben Zeit wie bei der Kühlung auf eine Temperatur von etwa 600°C (± 10°C) aufgeheizt. Eine Probe zeigte, daß sich dabei der Flüssigkeitsanteil (soweit be­ stimmbar) auf mindestens 36% und höchstens 60% vermehrt hatte, d. h. es bildete sich eine Schmelze mit guter Löslichkeit für Si und, durch die "Absaugung" von Si aus der Umgebung, infolge der lokal verminderten Si-Gehalte zur Entstehung von α-Aluminium. Diese an Si arme α-Aluminium-Phase bildete ein Netzwerk, wie es von untereutektischen Gußlegierungen bekannt ist, während gleichzeitig das Wachstum der primären Si-Kristalle durch Anlagerung von Sekundär-Si durch sich ebenfalls anlagerndes α-Aluminium behin­ dert wurde.

Aus der Erhitzungszone 10 wurde dann das so gewonnene Gemenge mit Hilfe der Zahn­ radpumpe 13 abgezogen und dabei wiederum durch Pressung und Scherung bzw. Knetung homogenisiert. Damit werden allfällige Tendenzen zur Entmischung ausgegli­ chen. Hier sei angemerkt, daß ja bereits geringe Temperaturunterschiede von nur 1°C Unterschiede im Flüssiganteil von etwa 5% bewirken. Die Pumpe 13 baut aber gleichzei­ tig auch noch den erforderlichen Druck auf, um anschließend die teigige Masse durch das Formwerkzeug 14 zu pressen. Dabei bewirkte die feine Verteilung der festen Partikel in der flüssigen Phase und die mechanische Zerstörung eines sich sonst in Ruhe ausbil­ denden Gerüstes aus aneinander gelagerten Feststoffpartikeln, daß die Legierung sich als gut verarbeitbar erwies, wobei sich im Vergleich zur Verarbeitung fester Legierungen beim Verpressen nicht unbeträchtliche Energieeinsparungen ergaben.

Beispiel 2

Es wurden Versuche mit untereutektischen Knetlegierungen des Typs AA7075 und AA2024 durchgeführt. In jedem Falle wurde wiederum, wie es bevorzugt ist, eine Schmelztemperatur eingestellt, welche etwa 10°C bis 30°C über der Liquidustemperatur lag. Das bedeutete, daß die Anfangstemperatur unmittelbar vor dem Eingießen in den Einfülltrichter 1 (der wieder ohne Heizeinrichtung 2 betrieben wurde) bei 660°C bis 685°C lag.

Im Zufuhrabschnitt 3 ergab sich diesmal eine Abkühlung um etwa 100°C. Das so abge­ kühlte Metall wurde wieder durch die Zahnradpumpe 4 homogenisiert und gleichzeitig weitertransportiert. Unmittelbar hinter der Pumpe 4 wurde eine Probe genommen, welche zeigte, daß sich bereits erste Kristallite bildeten, die durch die homogene Temperaturver­ teilung zu wachsen begannen. Es zeigte sich also, wie wichtig die Vermeidung einer loka­ len Unterkühlung der Schmelze ist, indem die Knetarbeit der Zahnradpumpe für eine Vergleichmäßigung der Temperatur - und letztlich auch des sich bildenden Gefüges - sorgt.

Hier sei angemerkt, daß das beim Stranggießen angewandte Rühren bei solchen Legie­ rungen, wie sie in diesem Beispiel verwendet wurden, zu keiner Homogenisierung führt, weil infolge der Zentrifugalkräfte sich die schwereren Elemente am Rande des Stranges ansammeln. Versuche mit der Anwendung von induktiven Rührspulen im Bereich des Zufuhrabschnittes 3 zeigten an Hand von an verschiedenen Stellen seines Querschnittes entnommenen Proben, daß etwa der Legierungsbestandteil Zn nur zu 5,5 Gew.-% in der Mitte, hingegen mit etwa 9 Gew.-% am Rand vertreten war.

In der Kühlzone 5 wurde anschließend innerhalb von 90 s bis 5 Minuten bei allen Versu­ chen jeweils auf etwa 500°C abgekühlt. Die hier entnommene Probe zeigte wiederum ein Gemenge aus gut verteilten Kristallen innerhalb einer gewissen Restschmelze.

Danach wurde etwa innerhalb derselben Zeit wie bei der Kühlung auf ungefähr 600°C aufgeheizt. Dadurch vermehrte sich der Flüssigkeitsanteil auf einen Betrag, der sicher mindestens 35 Gew.-% betrug, maximal aber 60 Gew.-%. Nach dem Homogenisieren und Fördern durch die Zahnradpumpe 13 ergaben sich praktisch keinerlei Entmischun­ gen. Die Legierung war gut verarbeitbar, wobei sich im Vergleich zur Verarbeitung fester Legierungen beim Verpressen nicht unbeträchtliche Energieeinsparungen ergaben. Das Entstehen von Heißrissen wurde nicht beobachtet.

Claims (22)

1. Verfahren zum Herstellen von Metall mit thixotropem Verhalten aus einer Le­ gierung aus Legierungskomponenten, bei dem das Metall in einem ersten Schritt auf die oder über die Liquidustemperatur hinaus erhitzt und so verflüssigt, und in einem zweiten Schritt abgekühlt wird, dadurch gekennzeichnet, daß dieser zweite Schritt bis in den Bereich der Solidus-Temperatur erfolgt, und daß unmittelbar anschließend in einem drit­ ten Schritt eine neuerliche Erhitzung über die Solidus- und unter die Liquidustemperatur erfolgt.

2. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß im ersten Schritt eine Temperatur in einem Bereich gewählt wird, der von der Liquidustemperatur bis ma­ ximal 10%, vorzugsweise maximal 30°C, insbesondere maximal 10°C, darüber reicht.

3. Verfahren nach Anspruch 1 oder 2, dadurch gekennzeichnet, daß der zweite Schritt im Vergleich zum dritten Schritt mit einer höheren Temperaturdifferenz pro Zeiteinheit erfolgt.

4. Verfahren nach einem der vorhergehenden Ansprüche, dadurch gekenn­ zeichnet, daß der zweite Schritt mit einer Rate von 40 bis 120°C pro Minute erfolgt.

5. Verfahren nach Anspruch 4, dadurch gekennzeichnet, daß der zweite Schritt mit einer Rate von 50 bis 100°C pro Minute erfolgt.

6. Verfahren nach einem der vorhergehenden Ansprüche, dadurch gekenn­ zeichnet, daß der zweite Schritt bis zu einem Bereich erfolgt, in dem maximal 10 Gew.-% bis 15 Gew.-% des Metalles, flüssig sind.

7. Verfahren nach einem der vorhergehenden Ansprüche, dadurch gekenn­ zeichnet, daß die Legierung eine Nicht-Eisen-Legierung ist.

8. Verfahren nach Anspruch 7, dadurch gekennzeichnet, daß die Legierung eine Leichtmetall-Legierung ist.

9. Verfahren nach Anspruch 7 oder 8, dadurch gekennzeichnet, daß die Legie­ rung aus einer Al-, Mg-, Cu-, Fe-, Ti-, Ni-Superlegierung ausgewählt ist.

10. Verfahren nach Anspruch 9, dadurch gekennzeichnet, daß die Legierung eine Aluminium-Legierung ist, vorzugsweise eine Legierung der Serie 2000er bis 7000er.

11. Verfahren nach einem der vorhergehenden Ansprüche, dadurch gekenn­ zeichnet, daß die Legierungskomponenten im Vergleich ein relativ enges Schmelzintervall von kleiner 75°C, vorzugsweise kleiner 65°C, insbesondere kleiner 10°C, besitzen.

12. Verfahren nach den Ansprüchen 9 oder 10 und 11, dadurch gekennzeichnet, daß die Legierung eine übereutektische Legierung, z. B. eine Cu- oder Ni-Legierung ist, vorzugsweise Aluminium-Legierung, wie AlSi20.

13. Verfahren nach einem der vorhergehenden Ansprüche, dadurch gekenn­ zeichnet, daß im Anschluß an den dritten Schritt ein Mischen als vierter Schritt der sich durch ihn ergebenden flüssigen und festen Legierungskomponenten erfolgt.

14. Verfahren nach einem der vorhergehenden Ansprüche, dadurch gekenn­ zeichnet, daß mindestens der dritte Schritt, gegebenenfalls auch der vierte Schritt, unmit­ telbar vor einem kontinuierlichen Formgebungsschritt erfolgt.

15. Verfahren nach einem der vorhergehenden Ansprüche, dadurch gekenn­ zeichnet, daß mindestens der dritte Schritt, gegebenenfalls auch der vierte Schritt, unmit­ telbar vor einem Strangpressen erfolgt.

16. Vorrichtung zur Durchführung des Verfahrens nach einem der vorhergehen­ den Ansprüche, mit einem Zufuhrabschnitt (1, 3) zur Zufuhr flüssigen Metalls und einer Kühlzone (5) zur Abkühlung des flüssigen Metalls am Eingang eines einen Hohlraum um­ gebenden Gehäuses (8) und einem Formwerkzeug (14) am Ausgang, dadurch gekenn­ zeichnet, daß zwischen Kühlzone (5) und Formwerkzeug (14) eine Erhitzungszone (10) vorgesehen ist.

17. Vorrichtung nach Anspruch 16, dadurch gekennzeichnet, daß mindestens in einer der Zonen (5, 10) im Hohlraum Kühl- (6) und/oder Erhitzungsflächen (12) unterge­ bracht sind.

18. Vorrichtung nach Anspruch 16 oder 17, dadurch gekennzeichnet, daß sowohl Kühl- (6) als auch Erhitzungsflächen (12) vorgesehen sind, und daß diese Flächen (6, 12) in der Kühlzone (5) wenigstens annähernd dieselbe Ausbildung haben wie in der Erhit­ zungszone (10), so daß gleiche Durchströmquerschnitte gegeben sind.

19. Vorrichtung nach Anspruch 16, 17 oder 18, dadurch gekennzeichnet, daß mindestens einer der Zonen (5, 10) eine kontinuierliche Fördereinrichtung (4 bzw. 13) zugeordnet ist.

20. Vorrichtung nach Anspruch 19, dadurch gekennzeichnet, daß die kontinuierli­ che Fördereinrichtung (4 bzw. 13) eine Zahnradpumpe umfaßt.

21. Vorrichtung nach Anspruch 19 oder 20, dadurch gekennzeichnet, daß eine solche kontinuierliche Fördereinrichtung (4) der Kühlzone (5) als Zufuhreinrichtung vorge­ schaltet ist.

22. Vorrichtung nach Anspruch 19, 20 oder 21, dadurch gekennzeichnet, daß ei­ ne solche kontinuierliche Fördereinrichtung (13) der Erhitzungszone (10) zum Durchmi­ schen bzw. Fördern der flüssigen und festen Legierungskomponenten zum Formwerk­ zeug (14) nachgeschaltet ist.