DE102009012073B4

DE102009012073B4 - Verwendung einer Aluminiumgusslegierung

Info

Publication number: DE102009012073B4
Application number: DE102009012073.4A
Authority: DE
Inventors: Dr.-Ing. Barth Andreas
Original assignee: Andreas Barth
Current assignee: BARTH, ANDREAS, DR.-ING., DE
Priority date: 2009-03-06
Filing date: 2009-03-06
Publication date: 2019-08-14
Anticipated expiration: 2029-03-07
Also published as: DE102009012073A1

Abstract

Verwendung einer Aluminiumgusslegierung zum Gießen von Zylinderköpfen für Brennkraftmaschinen von Kraftwagen, wobei die Aluminiumgusslegierung folgende Legierungselemente aufweist:
Si 9,0 - 11,0 Gew.-%
Mg 0,20-0,35 Gew.-%
Cu 0,05 - 0,40 Gew.-%
Zr 0,08-0,50 Gew.-%
Ti 0,05 - 0,20 Gew.-%
Sr 0,007 - 0,04 Gew.-%
Fe < 0,60 Gew.-%
Mn 0,20-0,60 Gew.-%
Cr 0,01 - 0,20 Gew.- % und als Rest Aluminium mit einzeln maximal 0,35 Gew.-% und insgesamt maximal 0,9 Gew.-% herstellungsbedingten Verunreinigungen, wobei der Zirkonium-Gehalt höher ist als der Titan-Gehalt und Zirkonium in einem Überschuss gegenüber dem Titan-Gehalt enthalten ist, so dass kubische zirkoniumreichere Dispersoide der allgemeinen Formel Al_x(Zr,Ti)_ySi_z ausgebildet werden.

Description

Die Erfindung betrifft die Verwendung einer Aluminiumgusslegierung für Zylinderköpfe für Brennkraftmaschinen eines Kraftwagens.
Zylinderköpfe für Brennkraftmaschinen von Kraftwagen werden heutzutage bevorzugt in der genormten EN AC-AI Si10Mg(Cu) wa-Legierung dargestellt (ALUMINIUM-ZENTRALE, Düsseldorf (Hrsg.): Aluminium-Taschenbuch, 14. Auflage, Düsseldorf: Aluminium-Verlag, 1983, S. 874, ISBN 3-87017-169-3). Die gegenwärtigen Bestrebungen zur Reduzierung des Kraftstoffverbrauchs von Otto- und Dieselmotoren führen zu einer immer höheren thermomechanischen Belastung solcher Zylinderköpfe, so dass die genannte genormte Aluminium-Sekundärlegierung überbeansprucht wird. Bekannte warmbeständigere Al-Primärlegierungen wie z.B. EN AC-AISi7Mg wa können zwar genannten Belastungen besser standhalten, sind jedoch prohibitiv teuer. Daneben sind in DE 11 91 116 A , DE 10 2005 061 668 A1 , DE 295 22 065 U1 , EP 1 715 084 A1 und JP H05-208 296 A Silizium- und Magnesium-haltige Aluminiumlegierungen bekannt, die in verschiedenen Gießverfahren eingesetzt werden.
Neben der Warmfestigkeit der verwendeten Legierung ist die dynamische Festigkeit im Betriebstemperaturbereich von Zylinderköpfen (- 20° bis 250° C) auch von der Bruchdehnung bzw. Kerbunempfindlichkeit der Legierung abhängig. Zur Gefügeverbesserung werden Aluminium-Sekundärlegierungen gegenwärtig ausschließlich mit Ti, TiC, TiB und TiB₂ korngefeint. Die so erreichbare Kornfeinung ist jedoch oftmals nicht ausreichend, um Zylinderköpfe mit der gewünschten thermomechanischen Belastbarkeit zu schaffen.
Der Erfindung liegt somit die Aufgabe zugrunde, das Verwenden einer gut gießbaren und kostengünstigen Aluminium-Sekundärlegierung für den Einsatz von Zylinderköpfen bei Kraftwagen zu entwickeln, die zudem höheren Anforderungen an Warmbeständigkeit, Temperaturwechselbeständigkeit, dynamische Festigkeit und Wärmeleitfähigkeit erfüllt. Diese Aufgabe wird durch eine Legierung mit den Merkmalen des Patentanspruchs 1 gelöst.
Die erfindungsgemäße Legierung umfasst hierbei folgende Bestandteile:

Si: 9,0 - 11,0 Gew.-%
Mg: 0,20 - 0,35 Gew.-%
Cu: 0,05 - 0,40 Gew.-%
Zr: 0,08 - 0,50 Gew.-%
Ti: 0,05 - 0,20 Gew.-%
Sr: 0,007 - 0,04 Gew.-%
Fe: < 0,60 Gew.-%
Mn: 0,20 - 0,60 Gew.-%
Cr: 0,01 - 0,20 Gew.- %

Durch den Siliziumgehalt von 9,0 bis 11,0 Gewichtsprozent werden hierbei gute Gieß- und Verschleißeigenschaften der Aluminium-Sekundärlegierung bereitgestellt. Da eine reine AISi-Legierung mit dem genannten Siliziumanteil ein untereutektisches Gemisch ergibt, wird nach bekannten Verfahren die Legierung mit Sr, Na oder Sb, bzw. Mischungen hieraus, veredelt, um so ein veredeltes Al/Si-Eutektikum zu erhalten. Hierdurch wird die Duktilität der Legierung weiter verbessert.
Ein Magnesiumgehalt von 0,20 bis 0,35 Gewichtsprozent führt zur Bildung von Mg₂Si, welches bei einer späteren Wärmebehandlung zum Aushärten der Legierung auf eine ausreichend hohe Festigkeit führt, wobei die Beschränkung des Magnesiumgehaltes auf weniger als 0,35 Gewichtsprozent eine Versprödung der Legierung verhindert. Höhere Mg-Gehalte würden zudem die irreversible Wärmeausdehnung des Gefüges erhöhen.
Die Legierung kann bis zu 0,40 Gewichtsprozent Kupfer enthalten, ohne dass diese durch Al₂Cu-Ausscheidungshärtung beim späteren Wärmebehandeln versprödet und sie anfällig wird gegenüber interkristalliner Korrosion. Höhere Kupfergehalte dagegen würden die Bruchdehnung und dynamische Festigkeit, sowie die Korrosionsbeständigkeit und Wärmeleitfähigkeit der Legierung verschlechtern. Kupferanteile im Bereich von 0,05 bis 0,40 Gewichtsprozent führen dagegen vorteilhaft über Mischkristallhärtung zu einer verbesserten Warmbeständigkeit der Legierung. Auch ergibt sich hierdurch im Gegensatz zu höheren Magnesiumgehalten überraschender Weise eine geringere irreversible Wärmeausdehnung des Gefüges, was die Temperaturwechselbeständigkeit der Legierung verbessert.
Besonders preiswerte Aluminiumlegierungen werden aus Aluminium-Schrotten gewonnen und enthalten in der Regel unerwünschte Eisenverunreinigungen. Diese sollen erfindungsgemäß weniger als 0,60 Gewichtsprozent betragen. Um die Bildung von nadeligen bzw. kerbwirkenden Al₁₂Fe₃Si₂-/Al₉Fe₂Si₂-Erstarrungsphasen zu vermeiden, wird Mangan in einem Anteil von 0,20 bis 0,60 Gewichtsprozent zugesetzt. Die genannten Al₁₂Fe₃Si₂-/Al₉Fe₂Si₂-Phasen werden hierdurch hexagonal und damit duktil eingeformt. Das Verhältnis von Eisen und Mangan wird bevorzugt auf einen Wert < 3:1 eingestellt.
Ein hexagonales Einformen von durch Eisenverunreinigungen gebildeten Phasen kann auch durch einen Chromzusatz im Bereich von 0,01 bis 0,20 Gewichtsprozent realisiert werden. Hierdurch bilden sich hexagonale Al₁₂(Fe,Mn,Cr)₃Si₂-/Al₉(Fe,Mn,Cr)₂Si₂-Phasen. Hierdurch verbessert sich zudem das interdendritische Speisungsverhalten der Schmelze. Dadurch nimmt die Lunker- und Heißrissneigung der Legierung ab. Ohne die genannten Zusätze von Mangan und Chrom würde sich plattenförmiges, sperriges Al₁₂Fe₃Si₂/Al₉Fe₂Si₂ bilden, was den Schmelzennachfluss in bereits erstarrten Al-Dendriten behindert.
Neben einem Titangehalt von weniger als 0,20 Gewichtsprozent wird erfindungsgemäß zur Kornfeinung der Legierung zusätzlich Zirkonium gegeben. Der Zirkonium-Gehalt der Legierung beträgt dabei bevorzugt 0,08 bis 0,50 Gewichtsprozent, ist also höher als der Titangehalt. Im Gegensatz zur gängigen Fachmeinung, dass die Zugabe von Zirkonium die effektivere Kornfeinung durch Ti, TiC, TiB oder TiB₂ stört (Zirkonium-Vergiftung) stellte sich überraschenderweise heraus, dass Zirkonium insbesondere in einem Überschuss gegenüber dem Titangehalt, die Kornfeinung verbessert. Wie durch rasterelektronische REM(EDX)-Untersuchungen festgestellt wurde, bilden sich bei siliziumhaltigen Aluminiumgusslegierungen aus den in zirkoniumhaltigen Masteralloys vorgegebenen Aluminiden Al₃Zr und Ab₃Ti thermisch stabilere Dispersoide. Diese Dispersoide weisen die generelle Formel Al_x(Zr,Ti)_ySi_z auf. Bei zirkoniumreicheren Dispersoiden ist die Schmelztemperatur sowohl der Aluminide als auch der Silicide um ca. 200° C höher als bei titanreicheren Dispersoiden. Dies führt zu einer höheren thermischen Stabilität der zirkoniumreicheren Dispersoide in der bei etwa 760° C zu vergießenden Schmelze. Hieraus ergibt sich eine feinere und kubische Ausbildung der zirkoniumreichen Dispersoide, während sich die titanreichen Dispersoide als grobe tetragonale Platten aus der Schmelze ausscheiden. Aufgrund der günstigeren Kristallstruktur - die kubischen, zirkoniumreichen Dispersoide weisen sechs kleine quadratische Kristallflächen auf, während die tetragonalen titanreichen Dispersoide nur 2 quadratische Stirnflächen besitzen - wird so eine wesentlich verbesserte Kornfeinung erzielt. Das in kubisch flächenzentrierter Form erstarrende Aluminium der Schmelze hat also bei zirkoniumreichen Dispersoiden in der Schmelze dreimal mehr quadratische epitaktische Keimflächen zur Verfügung, an die das kubisch flächenzentrierte Aluminium erstarren kann.
Durch die Begrenzung des Zirkonium- und Titan-Gehaltes nach oben wird die Bildung von groben Al_x(Zr,Ti)_ySi₂-Platten infolge einer Schmelzenübersättigung bzw. Vorerstarrung verhindert. Dies würde anderenfalls den Aluminiumgefügeverbund schwächen und Festigkeit und Bruchdehnung der Legierung vermindern. Durch die erfindungsgemäß verbesserte Kornfeinung der Legierung kann bei ausschließlichem Zirkonium-Kornfeinen aber auch bei kombiniertem Zirkonium- und Titan-Kornfeinen ein mit 200 bis 300 µm ca. dreimal feineres Aluminiumkorn erzielt werden als in einer klassischen Ti, TiC, TiB oder TiB₂-Kornfeinung. Zirkoniumreiche Dispersoide der genannten Art verhindern zudem effizient das Wachstum von bereits erstarrten Aluminiumkörnern. Im anwendungsrelevanten Temperaturintervall von 20 bis 250°C wird durch das erfindungsgemäße Kornfeinen auf Zirkoniumbasis eine Verbesserung der statischen Festigkeitswerte und der Bruchdehnung um ca. 10 % erzielt.
Im Gegensatz zu den ausscheidungshärtenden Mg₂Si/Al₂Cu-Phasen sind die Al_x(Zr,Ti)_ySi_z-Dispersoide warmbeständig und vergröbern sich erst oberhalb von 500° C, was außerhalb der Betriebstemperatur von Zylinderköpfen liegt, so das bei thermischer Alterung des Zylinderkopfwerkstoffes der Festigkeitsgewinn durch die Dispersoide im Gegensatz zur Mg₂Si/Al₂Cu-Ausscheidungshärtung erhalten bleibt.
Für eine gute Wärmeleitfähigkeit der erfindungsgemäßen Legierung ist es wesentlich, den Legierungsgehalt an Silizium, Kupfer, Magnesium, Nickel und Eisen zu begrenzen. Die intermetallischen Phasen der genannten Elemente mit Aluminium weisen eine schlechtere Wärmeleitfähigkeit als reines Aluminium auf und blockieren den Wärmefluss zwischen den gut wärmeleitenden AI-Dendriten.
Auch beim Kornfeinen muss ein Kompromiss bezüglich der zu erzielenden Wärmeleitfähigkeit eingegangen werden. Aufgrund der Korngrenzen-Wärmebarrieren verschlechtert sich mit sinkender Korngröße die Wärmeleitfähigkeit zwischen den Aluminiumkörnern. Überraschenderweise verbessert sich jedoch mit steigendem Zirkoniumzusatz bzw. besserer Kornfeinung die Wärmeleitfähigkeit der erfindungsgemäßen Legierung im Temperaturbereich von 150 bis 250° C um ca. 10 %. Dies wird durch die gute Wärmeleitfähigkeit der zwischen den AI-Dendriten angeordneten Al_x(Zr,Ti)_ySi_z-Dispersoiden, welche eine wesentlich bessere Wärmeleitfähigkeit aufweisen als die anderen genannten intermetallischen Phasen wie beispielsweise AI/Si-Eutektikum, Al₂Cu und Al₁₂(Fe, Mn,Cr)₃Si₂/Al₉(Fe,Mn,Cr)₂Si₂, verursacht.
Die Legierung kann zudem die üblichen, dem Fachmann bekannten aluminiumtypischen Verunreinigungen wie z.B. Zn, Sn, Ni, Pb, V und dergleichen enthalten. Um die gewünschten Eigenschaften der Legierung zu bewahren, sind die Verunreinigungsgehalte jedoch auf die in den Ansprüchen angegebenen Maximalwerte zu begrenzen.
Zum Herstellen von Gussbauteilen aus der beschriebenen Legierung eignet sich insbesondere das Sand- oder Kokillengussverfahren. Zur weiteren Verbesserung der Eigenschaften der so entstehenden Gussbauteile ist es empfehlenswert, nach dem Gießen eine Wärmebehandlung durchzuführen. Hierbei handelt es sich bevorzugt um eine T5-, T6- oder T7-Wärmebehandlung, wobei die T7-Wärmebehandlung besonders bevorzugt ist.
Im Folgenden soll die Erfindung und ihre Ausführungsformen anhand der Zeichnung näher erläutert werden. Hierbei zeigen:

1 eine rasterelektronenmikroskopische Aufnahme eines Schliffs durch eine Massel aus der erfindungsgemäßen Legierung bei einer Vergrößerung von in etwa 800-fach und
2 einen Schliff durch einen Zylinderkopf in einer etwa 2000-fachen Vergrößerung

1 zeigt, dass in der Al/Si-Grundmasse 10 Al_x(Ti,Zr)_xSi_z-Körper in zwei Grundgeometrien auskristallisieren. Es kommt zum einen zur Bildung von tetragonalen Kristallen 12 und zum anderen von kuboktaedrischen Kristallen 14. Die Aufnahme zeigt deutlich, wie durch die erfindungsgemäße Zirkoniumzugabe zur Legierung wesentlich mehr epitaktische Keimflächen zur Verfügung gestellt werden, als bei üblicher Titan-Kornfeinung. In der Aufnahme in 2 ist zu erkennen, dass zwischen den Aluminium-Dendriten 16 sich im Wesentlichen Al_x(Zr,Ti)_ySi_z-Dispersoide 18 ablagern. Eine weitere Trennung der Dendriten 16 ergibt sich durch die Einlagerung von meliertem Al/Si-Eutektikum 20.
Bezugszeichenliste

10: Al/Si-Grundmasse
12: Tetragonale Kristalle
14: Kuboktaedrische Kristalle
16: Aluminium-Dendriten
18: Al_x(Zr,Ti)_ySi_z-Dispersoide
20: Al-Si-Eutektikum

Claims

Verwendung einer Aluminiumgusslegierung zum Gießen von Zylinderköpfen für Brennkraftmaschinen von Kraftwagen, wobei die Aluminiumgusslegierung folgende Legierungselemente aufweist: Si 9,0 - 11,0 Gew.-% Mg 0,20-0,35 Gew.-% Cu 0,05 - 0,40 Gew.-% Zr 0,08-0,50 Gew.-% Ti 0,05 - 0,20 Gew.-% Sr 0,007 - 0,04 Gew.-% Fe < 0,60 Gew.-% Mn 0,20-0,60 Gew.-% Cr 0,01 - 0,20 Gew.- % und als Rest Aluminium mit einzeln maximal 0,35 Gew.-% und insgesamt maximal 0,9 Gew.-% herstellungsbedingten Verunreinigungen, wobei der Zirkonium-Gehalt höher ist als der Titan-Gehalt und Zirkonium in einem Überschuss gegenüber dem Titan-Gehalt enthalten ist, so dass kubische zirkoniumreichere Dispersoide der allgemeinen Formel Al_x(Zr,Ti)_ySi_z ausgebildet werden.
Verwendung nach Anspruch 1, gekennzeichnet durch folgende weitere Legierungselemente: Hf < 0,20 Gew.-% Zn < 0,35 Gew.-% Ni < 0,15 Gew.-% Pb < 0,10 Gew.-% Sn < 0,10 Gew.-%
Verwendung nach Anspruch 2, dadurch gekennzeichnet, dass als Summe des Gehaltes an Zr und Ti 0,10-0,50 Gew.-% gewählt wird.
Verwendung nach einem der Ansprüche 1 bis 3, dadurch gekennzeichnet, dass die Zylinderköpfe durch Sand- oder Kokillenguss hergestellt werden.
Verwendung nach Anspruch 4, dadurch gekennzeichnet, dass die Zylinderköpfe nach dem Gießen wärmebehandelt werden.
Verwendung nach Anspruch 5, dadurch gekennzeichnet, dass als Wärmebehandlung eine T5-, T6- oder T7-Wärmebehandlung gewählt wird.