DE102016103261B4

DE102016103261B4 - Verfahren zum Bilden einer gegossenen Kraftfahrzeugkomponente

Info

Publication number: DE102016103261B4
Application number: DE102016103261.1A
Authority: DE
Inventors: Qigui Wang; Jason R. Traub; Michael J. Walker; Anil K. Sachdev
Original assignee: GM Global Technology Operations LLC
Current assignee: GM Global Technology Operations LLC
Priority date: 2015-02-26
Filing date: 2016-02-24
Publication date: 2022-08-25
Anticipated expiration: 2036-02-25
Also published as: CN105925856A; US20190039125A1; DE102016103261A1; US20160250683A1

Abstract

Verfahren zum Bilden einer gegossenen Kraftfahrzeugkomponente (100), wobei das Verfahren umfasst, dass:eine Menge von Rohmaterialien, von denen zumindest ein Teil Rohmaterialien aus einer Sekundärproduktion umfasst, aufgeheizt wird, bis zumindest ein wesentlicher Großteil von dieser schmilzt, um zu einer Menge mit bezüglich des Gewichts ungefähr 5 bis 14% Silizium, 0 bis 1,5% Kupfer, 0,2 bis 0,55% Magnesium, 0,2 bis 1,2% Eisen, 0,1 bis 0,6% Mangan, 0 bis 0,5% Nickel, 0 bis 0,8% Zink, 0 bis 0,2% anderen Spurenelementen, die aus der Gruppe ausgewählt sind, die im Wesentlichen aus Titan, Zirkon, Vanadium, Molybdän und Kobalt besteht, und mit dem Rest Aluminium zu werden;die aufgeheizte Menge des Rohmaterials in eine Gießform gebracht wird, welche im Wesentlichen die Form der Komponente (100) definiert; unddie geschmolzene Menge der Rohmaterialien abgekühlt wird, dadurch gekennzeichnet, dassdas Aufheizen umfasst, dass die Menge der geschmolzenen Rohmaterialien für 15 bis 30 Minuten bis auf 1000°C überhitzt wird, um atomare Cluster und die Heredität der geschmolzenen Rohmaterialien vollständig zu beseitigen.

Description

Die vorliegende Erfindung betrifft ein Verfahren zum Bilden einer gegossenen Kraftfahrzeugkomponente mit einer mit Wärme behandelbaren Sekundär-Aluminiumlegierung, die eine verbesserte Gussqualität und verbesserte mechanische Eigenschaften aufweist, um das Gießen der Legierung in maschinell bearbeitbare Erzeugnisse zu erleichtern, wie beispielsweise Motorblöcke, Zylinderköpfe und Getriebekomponenten für Kraftfahrzeuganwendungen und andere industrielle Anwendungen, welche die kontrollierbaren mechanischen Eigenschaften in solchen Legierungen ausnutzen.
HINTERGRUND DER ERFINDUNG
Die am häufigsten verwendeten gegossenen Aluminiumlegierungen in strukturellen Anwendungen in der Kraftfahrzeugindustrie und anderen Industriezweigen umfassen Legierungen der Al-Si-Familie, ohne auf diese beschränkt zu sein, wie beispielsweise die Aluminiumlegierungen der Reihen 200 und 300, bei welchen das Einbinden von Silizium (Si) für die verbesserte Gießbarkeit und verbesserte maschinelle Bearbeitbarkeit entscheidend ist. Zumindest einige populäre Aluminiumlegierungen (d.h. 319, 354 und 380), die zum Bilden von Motorblöcken und Zylinderköpfen besonders nützlich sind, leiden unter einem inhärenten Schrumpfungs-Porositätsproblem, und zwar hauptsächlich aufgrund des Vorhandenseins von Spuren-Verunreinigungen oder Spuren-Legierungsbestandteilen, wie beispielsweise aufgrund des die Festigkeit verbessernden Kupfers (Cu), Magnesiums (Mg) oder Mangans (Mn), neben anderen. Bekannte Verfahren zur Wärmebehandlung im Allgemeinen und zur Lösungswärmebehandlung im Speziellen sind nicht in der Lage, das Kupfer in bestehenden kommerziellen Legierungen, wie beispielsweise 319 und 380, für nachfolgende Kaltaushärtungsschritte vollständig aufzulösen. Dieses Problem - das in Primär-Aluminiumlegierungen signifikant ist - wird verschlimmert, wenn das Rohmaterial ein Sekundär-Aluminium ist (welches hierin auch als „Sekundärproduktion“, „Sekundärlegierung“ oder dergleichen bezeichnet wird), welches aus wiederverwertetem oder wiedergewonnenem Rohmaterial hergestellt wird, beispielsweise aus Aluminiumdosen, Flugzeugen, Kraftfahrzeugen, Hausmüll, abgerissenen Gebäuden oder dergleichen, wobei das Quellenmaterial für viele dieser wiedergewonnenen Gegenstände oft ein Gemisch vieler unterschiedlicher Arten von Aluminiumlegierungen umfasst, und zwar jeweils mit variierenden Mengen von Cu, Mn, Mg und anderen Metallen (wie beispielsweise Zink (Zn) oder Eisen (Fe), neben anderen). Von diesen kann das Vorhandensein eines erhöhten Eisenanteils und anderer Fremdmaterialien aufgrund ihrer Neigung besonders problematisch sein, komplexe intermetallische Verbindungen zu bilden, welche die Zuführungsfähigkeit der Legierung reduzieren und die Dehnbarkeit der Legierung herabsetzen und auch die Korrosionsbeständigkeit verringern. Obgleich beispielsweise Spurenkonzentrationen von Fe in primären Legierungen in einer Menge von bis zu ungefähr 0,2 Gew.-% eingebunden sein können (entweder inhärent oder absichtlich als eine Möglichkeit, die Vermeidung des Anhaftens oder Verlötens in der Gießform zu unterstützen), können größere Mengen, die aus dem Rohmaterial der Sekundärproduktion stammen, die Legierung derart verunreinigen, dass eine Komponente, die aus einer solchen Legierung hergestellt ist, die thermischen, mechanischen oder verwandten Komponentenkonstruktionsanforderungen unterschreitet.
Dementsprechend ist es schwierig oder teuer, Quellen für Sekundär-Aluminiumlegierungen derart zu trennen, dass ein vernünftiges Maß für die Homogenität oder Voraussagbarkeit der Materialzusammensetzung sichergestellt ist. Gleichzeitig ist es für einen Konstrukteur einer komplexen Komponente schwierig, wie beispielsweise eines Motorblocks oder eines Zylinderkopfs, mit einem solchen Material zu arbeiten. Sogar wenn der genaue Anteil der Zusammensetzungsbestandteile dem Konstrukteur bekannt ist, kann das Vorhandensein erhöhter Mengen der vorstehenden Bestandteile erschweren, Sekundärvorgänge (wie beispielsweise eine Wärmebehandlung, ein zusätzliches Legieren oder dergleichen) an der Komponente, die gegossen wird, als eine Möglichkeit auszuführen, um gewünschte mechanische Eigenschaften und geringe Restspannungen in der endgültigen gegossenen Komponente zu erreichen.
Darüber hinaus kann die Verwendung von Vorgängen nach dem Gießen von dem Typ des Gießprozesses abhängen, der verwendet wird. Beispielsweise kann eine Lösungswärmebehandlung (mit ihrer Verwendung relativ hoher Temperaturen nach dem Gießen) mit einem Hochdruck-Formguss (HPDC, der auch als Druckformguss oder einfacher als Formguss bezeichnet wird) aufgrund der Blasenbildung durch eingeschlossene Luft, die bei HPDC-Vorgängen inhärent ist, schwierig abzustimmen sein. Auf ähnliche Weise können bestimmte Feingüsse, Sandgüsse oder Schwerkraftgüsse beim Erreichen einer hohen Qualität mit kommerziell verfügbaren Sekundär-Aluminiumlegierungen wie etwa 319 oder 354 aufgrund der hohen Schrumpfungsneigung dieser Sekundär-Aluminiumlegierungen und insbesondere aufgrund der sehr langsamen Verfestigungsrate während des Gießprozesses Herausforderungen erfahren. Da die Verwendung des Gießens ohne eine gewisse Form von Produktionstechniken für große Stückzahlen oft wirtschaftlich nicht sinnvoll ist, welche entweder permanente Gießformen (beispielsweise Metallgießformen) oder sich verbrauchende Gießformen (beispielsweise solche mit verlorener Form) verwenden, muss eine beliebige Verwendung eines Rohmaterials aus der Sekundärproduktion auch mit den Sekundärvorgängen verträglich sein, die erforderlich sein können.
Trotz dieser Schwierigkeiten, die mit der Verwendung von aluminiumbasierten Materialien aus der Sekundärproduktion verbunden sind, kann deren Verwendung in Produktionsaktivitäten mit großem Umfang (beispielsweise in solchen, die mit Kraftfahrzeugkomponenten im Allgemeinen und mit Motorblöcken und Zylinderköpfen im Speziellen verbunden sind) basierend auf den signifikant geringeren Rohmaterialkosten für wiederverwertetes Aluminium relativ zu solchem aus vergleichbaren Materialquellen der Primärproduktion gerechtfertigt sein. Tatsächlich können Kostenüberlegungen und auch der Wunsch, die Ausbeutung natürlicher Ressourcen zu minimieren und die gegenwärtig beträchtlich verfügbare Infrastruktur zur Wiedergewinnung von Aluminium auszunutzen, Kraftfahrzeughersteller und andere Anwender großer Stückzahlen dazu anregen, die Verwendung von Sekundärproduktionskomponenten basierend auf diesen Legierungen zu verfolgen. Zu diesem Zweck besteht eine Notwendigkeit einer verbesserten gießbaren Sekundär-Aluminiumlegierung, welche sowohl für den Sand- als auch für den Metallformguss geeignet ist und aus welcher Gussteile mit hoher Qualität (mit verringerter Porosität) mit einer möglicherweise verbesserten Legierungsfestigkeit für strukturelle Anwendungen hergestellt werden können. Es besteht auch eine Notwendigkeit für eine Art und Weise, die Zusammensetzung der Sekundärlegierung zu ermitteln, einschließlich einer genauen Ermittlung des Vorhandenseins von Verunreinigungen, der korrekten Legierungsbestandteile oder dergleichen in der Legierung, die für einen solchen Gießvorgang in Betracht gezogen wird.
Aus der US 2005 / 0 224 145 A1 ist ein Verfahren mit den Merkmalen gemäß dem Oberbegriff des Anspruchs 1 bekannt.
Die CN 1 01 070 575 A beschreibt ein Verfahren zum Herstellen einer Kraftfahrzeugkomponente aus einer ähnlichen Aluminiumlegierung.
In der CN 1 03 695 731 A ist ebenfalls ein Verfahren zum Herstellen einer Kraftfahrzeugkomponente aus einer ähnlichen Aluminiumlegierung beschrieben.
Die US 6 267 829 B1 beschreibt ebenfalls ein Verfahren zum Herstellen einer ähnlichen Aluminiumlegierung.
In der DE 10 2009 012 073 A1 ist ein ähnliches Verfahren zum Herstellen einer Kraftfahrzeugkomponente aus einer Aluminiumlegierung beschrieben, die jedoch kein Nickel und kein Zink umfasst.
Die CA 2 888 542 A1 beschreibt ein Verfahren zum Herstellen einer Kraftfahrzeugkomponente aus einer Aluminiumlegierung, die zusätzlich zu Aluminium Eisen, Mangan, Silizium und Kupfer sowie optional Magnesium und Zink umfasst.
In Müller, H. J.: Handbuch der Schmelz- und Legierungspraxis für Leichtmetalle, 3. Auflage, Berlin, Fachverlag Schiele & Schön GmbH, 1977, S. 126-127, ist ein Überhitzungsschritt im Zusammenhang mit Magnesiumlegierungen beschrieben.
Eine Aufgabe der Erfindung besteht darin, ein Verfahren zu schaffen, mit welchem eine gegossene Kraftfahrzeugkomponente unter Verwendung einer gießbaren Sekundär-Aluminiumlegierung mit einer verbesserten Legierungsfestigkeit für strukturelle Anwendungen gebildet wird.
ZUSAMMENFASSUNG
Diese Aufgabe wird durch ein Verfahren mit den Merkmalen des Anspruchs 1 gelöst.
Gemäß einem Aspekt wird eine Aluminiumlegierung offenbart, die zumindest teilweise aus Aluminium der Sekundärproduktion hergestellt ist. Die Legierung kann zumindest eines der Elemente zum Verbessern der Gießbarkeit und Festigkeit enthalten, wie beispielsweise Si, Cu, Mg, Mn, Fe, Zn und Nickel (Ni). Die Mikrostruktur der Legierung besteht aus einem oder mehreren nicht lösbaren, verfestigten und/oder ausgeschiedenen Partikeln mit zumindest einem Legierungselement. Gemäß einer Form kann die Legierung bezüglich des Gewichts ungefähr 5 bis 14% Si, 0 bis 1,5% Cu, ungefähr 0,2 bis 0,55% Mg, 0,2 bis 1,2% Fe, 0,1 bis 0,6% Mn, 0 bis 0,5% Ni, 0 bis 0,8% Zn und 0 bis 0,2% andere Spurenelemente umfassen, wie beispielsweise Titan (Ti), Zirkon (Zr), Vanadium (V), Molybdän (Mo) und Kobalt (Co), und auch einen Rest aus Aluminium.
Die Zusammensetzungsbereiche für die Bestandteile des Legierungsrohmaterials können auch basierend auf Leistungsanforderungen der Endanwendungskomponente, welche aus der Legierung hergestellt wird, angepasst werden. Beispielsweise können Anwendungen, die eine hohe Dehnbarkeit und/oder eine hohe Ermüdungsfestigkeit erfordern, bezüglich des Gewichts ungefähr 5 bis 8% Si, 0 bis 1,0% Cu, 0,2 bis 0,4% Mg, nicht mehr als ungefähr 0,4% Fe, 0 bis 0,2% Mn, 0 bis 0,2% Ni und 0 bis 0,3% Zn zusammen mit den vorstehenden Spurenelementen umfassen. Beispiele von Komponenten, die eine hohe Dehnbarkeit bzw. eine hohe Ermüdungsfestigkeit erfordern können, umfassen Zylinderköpfe, Aufhängungsteile, Aluminiumräder und Stoßdämpferbrücken. Auf ähnliche Weise kann die Legierung für Anwendungen mit hoher Zugfestigkeit bezüglich des Gewichts ungefähr 8 bis 14% Si, 1,0 bis 1,5% Cu, 0,4 bis 0,55% Mg, nicht mehr als ungefähr 0,8% Fe, 0 bis 0,3% Mn, 0 bis 0,5% Ni und 0 bis 0,5% Zn zusammen mit den vorstehend erwähnten Spurenelementen umfassen. Repräsentative Kraftfahrzeugkomponenten, welche die Legierung mit hoher Zugfestigkeit erfordern, können Motorblöcke, Motortragplatten, Hochdruck-Ölpumpen, Querlenker oder dergleichen umfassen. Darüber hinaus sollte bei Gussteilen (insbesondere bei Hochdruck-Formgüssen (HPDC)), die nur dem T5-Ausscheidungshärtungsprozess (T5-Warmaushärtungsprozess) ausgesetzt sind, der Cu- und Mg-Gehalt gering gehalten werden, vorzugsweise unter ungefähr 0,5% für Cu und ungefähr 0,2% für Mg. Komponenten, die mittels HPDC oder verwandten Vorgängen hergestellt werden können, bei denen eine Lösungswärmebehandlung nicht verwendet werden kann, umfassen Motorblöcke, Getriebegehäuse, Motorabdeckungen, Ölwannen, Getriebekupplungsgehäuse oder dergleichen. Da die kontrollierte Verfestigung und die Wärmebehandlung die mikrostrukturelle Einheitlichkeit und Verfeinerung verbessert und die optimale Struktur und die optimalen Eigenschaften für die speziellen Gießbedingungen bereitstellt, kann die Legierung unter Verwendung von Strontium (Sr) mit einem bevorzugten Gehalt von weniger als 0,015% bezüglich des Gewichts modifiziert werden, und sie kann ferner entweder mit Bor (B) oder mit dem zuvor erwähnten Ti mit jeweiligen Konzentrationen von ungefähr 0,005% bezüglich des Gewichts bzw. ungefähr 0,15% bezüglich des Gewichts eine Kornverfeinerung erfahren.
Gemäß der vorliegenden Erfindung wird ein Verfahren zum Bilden einer gegossenen Kraftfahrzeugkomponente offenbart. Das Verfahren umfasst, dass eine Menge von Rohmaterialien bis zu einem Ausmaß (beispielsweise in einem Ofen) aufgeheizt wird, welches ausreicht, um ein Objekt durch Gießen in einer Gießform zu bilden, wonach dieses abgekühlt wird, bis es in eine Form verfestigt, die durch die Gießform definiert ist. Das Material umfasst zumindest einiges Aluminium aus einer Sekundärproduktion, und es kann ebenso weitere Vorläuferbestandteile aus der Sekundärproduktion umfassen. Das geschmolzene Material wird (bezüglich des Gewichts) aus ungefähr 5 bis 14% Silizium, 0 bis 1,5% Kupfer, 0,2 bis 0,55% Magnesium, 0,2 bis 1,2% Eisen, 0,1 bis 0,6% Mangan, 0 bis 0,5% Nickel, 0 bis 0,8% Zink, 0 bis 0,2% anderen Spurenelemente, die aus der Gruppe ausgewählt sind, die im Wesentlichen aus Titan, Zirkon, Vanadium, Molybdän und Kobalt besteht, und dem Rest Aluminium gebildet. Ferner wird das Rohmaterial, das geschmolzen wird, überhitzt (beispielsweise bis auf 1000°C für 15 bis 30 Minuten); dies kann dazu beitragen, die atomaren Cluster sowie die Heredität in der Metallschmelze vollständig zu zerstören. Auf diese Weise wird den Auswirkungen des wiederverwerteten Metalls entgegengewirkt, das den Kern der Sekundärproduktion von Aluminium darstellt, welche alle Arten der Element- und Phasensegregation in dem flüssigen Metall mit sich bringen kann. Da die Sekundär-Aluminiumlegierungen üblicherweise aus wiederverwertetem Aluminiumschrott reproduziert werden, ist eine Überhitzung notwendig, um die gesamte vorhergehende Historie dieses Aluminiumschrotts zu zerstören, wenn die Sekundärlegierung anfangs neu hergestellt wird. Der Vorteil der Überhitzung liegt nicht nur darin, dass das Legierungselement in den Materialien einheitlich gemacht wird, sondern auch darin, dass sichergestellt wird, dass keine Hereditätsinformationen oder Signaturen des alten Materials in der neu hergestellten Legierung übrigbleiben. Daher verringert das erneute Aufheizen die Wahrscheinlichkeit, dass ein höherer Volumenanteil einer oder mehrerer Phasen in der Mikrostruktur vorliegt, und es verringert auch das Auftreten einer Uneinheitlichkeit der Mikrostruktur, die sogar in Situationen auftreten kann, in denen die gesamte Legierungszusammensetzung weiterhin die Legierungsspezifikation erfüllt.
Gemäß einem noch anderen Aspekt wird ein Verfahren zum Verifizieren der Gussqualität einer Aluminiumlegierung offenbart. Wie vorstehend erwähnt wurde, ist ein erhöhtes Fe-Niveau in einer Aluminiumlegierung oft schwer zu vermeiden, wenn die Rohmaterialien, die zum Herstellen der Legierung verwendet werden, aus Wiederverwertungsquellen und verwandten Sekundärquellen stammen. Somit ist es wichtig, ermitteln zu können, wann Fe-Mengen größer als ungefähr 0,2 Gew.-% vorliegen, so dass Korrekturmaßnahmen ergriffen werden können, bevor Gussteile aus solchen Sekundär-Aluminiumlegierungen erzeugt werden. Eine solche Korrekturmaßnahme gemäß dem Verfahren besteht darin, Anpassungsmaterial hinzuzufügen, wie beispielsweise wiederverwertete Primärlegierungen oder vorgefertigte Masterlegierungen (typischerweise in der Form von einfachen Binärlegierungsblöcken, wie beispielsweise AI-50% Si, AI-50% Mg, AI-50% Cu oder dergleichen). Solche Korrekturmaßnahmen können für ähnliche Verunreinigungen basierend auf der hierin erläuterten Verifizierung ausgeführt werden. Gemäß einer Form umfasst das Verfahren, dass eine Probe einer Aluminiumlegierung aus einer Sekundärproduktion empfangen wird und dass anschließend ein Mikrostrukturbild erzeugt wird, das einer Position von Interesse in der Probe entspricht, und dass anschließend ein oder mehrere Indizien in dem Bild gemessen werden, so dass solche Indizien (wie beispielsweise der Volumenanteil einer intermetallischen Fe-Phase) mit dem Vorhandensein zumindest eines Legierungsbestandteils oder zumindest einer Verunreinigung in der Legierung korreliert werden können. Gemäß einer Form können eine herkömmliche chemische Analyse unter Verwendung eines induktiv gekoppelten Plasmas (ICP, was auch als Massenspektrometrie mit induktiv gekoppeltem Plasma, ICPMS, bezeichnet wird) verwendet werden. Auf ähnliche Weise können metallographische Techniken, einschließlich solcher, die ein Bildanalysesystem (lA-System) verwenden, das typischerweise zur Mikrostrukturbeobachtung (Phasenbeobachtung) verwendet wird, eingesetzt werden, um die Bestimmung des Vorhandenseins von Legierungselementen, Spurenelementen, Verunreinigungen oder dergleichen zu unterstützen. Ein anderes Verfahren zur Legierungs- oder Phasenzusammensetzungsanalyse, das verwendet werden kann, wird als energiedispersive Röntgenspektroskopie (EDX) bezeichnet, die mit einem Rasterelektronenmikroskop (SEM) ausgestattet ist, bei welchem ein Strahl von Elektronen, Protonen oder Röntgenstrahlen die Elektronen des zu analysierenden Materials anregt, wodurch die Emission von Röntgenstrahlung angeregt wird, wenn Elektronen innerhalb des Materials entfernt werden. Die emittierten Röntgenstrahlen können anschließend mittels eines energiedispersiven Spektrometers als eine Möglichkeit gemessen werden, um die atomare Struktur des Materials, aus welchem diese emittiert wurden, zu messen und zu korrelieren.
Figurenliste
Die nachfolgende ausführliche Beschreibung der bevorzugten Ausführungsformen der vorliegenden Erfindung kann am besten verstanden werden, wenn sie in Verbindung mit den folgenden Zeichnungen gelesen wird, in welchen gleiche Strukturen durch gleiche Bezugszeichen angegeben sind und von denen:

1 einen angenommenen Motorblock für einen Verbrennungsmotor zeigt, der mit einem Material- und Gussansatz gemäß einem Aspekt der vorliegenden Erfindung hergestellt werden kann;
2A und 2B jeweils ein berechnetes Phasendiagramm einer neuen gegossenen Sekundär-Aluminiumlegierung zeigen, wobei Phasenumwandlungen als eine Funktion des Cu-Gehalts und eine restliche, Cu enthaltende Phase mit einem langen Lösungsbehandlungsschritt für eine Legierung 319 dargestellt sind;
3 ein berechnetes Phasendiagramm einer gegossenen Aluminiumlegierung mit 2% Cu zeigt, wobei Phasenumwandlungen als eine Funktion des Mg-Gehalts dargestellt sind;
4 ein berechnetes Phasendiagramm einer gegossenen Aluminiumlegierung mit 0,5% Cu zeigt, wobei Phasenumwandlungen als eine Funktion des Mg-Gehalts dargestellt sind;
5 den Porositätsgehalt, wie er durch eine Bildanalyse gemessen wird, über der Menge an Cu in der Legierung zeigt;
6A bis 6D Makrographien der Morphologie des eutektischen Wachstums von AI-13%Si-0,020%Sr-Legierungen mit unterschiedlichen Mg-Hinzufügungen zeigen;
7A und 7B zwei Mikrographien mit unterschiedlicher Vergrößerung für die feinen, gleichachsigen Körner des Eutektikums ohne Verzweigungen von Dendriten für die Legierung von 6A bis 6D zeigen;
8A und 8B eine Querschnittsansicht einer Schrumpfungsprobe und eines Vergleichs der gesamten Schrumpfung zeigen, welche in den Schrumpfungsproben zwischen einer Legierung 319 mit niedrigem Zn-Anteil (0,1%) und hohem Zn-Anteil (0,8%) gemessen wird;
9A bis 9C die Wirkung des Zn-Gehalts auf die spezifische Wärme, die Dichte bzw. die Oberflächenspannung einer Legierung 319 zeigen;
10 die Wirkung von Zn auf die Schrumpfung und Volumen-Gasdefekte in einem Sandguss einer Legierung 319 zeigt;
11A und 11B die Wirkung des Zn-Gehalts auf die Fluidität einer Legierung 319 zeigen, wobei Spiralfluiditätsproben und gemessene Fluiditätsprobenlängen als eine Funktion des Zn-Gehalts verwendet werden; und
12 einen Bildanalysator zeigt, der zum Quantifizieren der Zusammensetzungsmaterialien in einer Aluminiumlegierung der Sekundärproduktion gemäß einem Aspekt der vorliegenden Erfindung verwendet werden kann.

AUSFÜHRLICHE BESCHREIBUNG BEVORZUGTER AUSFÜHRUNGSFORMEN
Zuerst auf 1 Bezug nehmend, ist eine vereinfachte Ansicht eines Blocks 100 eines Kraftfahrzeug-Verbrennungsmotors mit vier Zylindern gezeigt. Der Block 100 umfasst Abschnitte für - unter anderem - das Kurbelgehäuse 110, das Kurbelwellenlager 120, das Nockenwellenlager 130 (in dem Fall von Motoren mit obenliegenden Ventilen und Pleuelstangen), Wasserkühlmäntel 140, ein Schwungradgehäuse 150 und Zylinderbohrungen 160. Diese Bohrungen 160 können eine legierte Oberflächenschicht (nicht gezeigt) aufweisen, die entweder einstückig mit dem Substrat jeder Bohrung 160 oder als ein separater Einsatz oder eine separate Hülse gebildet ist, der bzw. die bemessen ist, um sicher eingepasst zu werden. Der Block 100 ist vorzugsweise aus der Aluminiumlegierung der Sekundärproduktion gegossen, welche hierin erläutert wird, wobei die Legierung vorzugsweise eine Al-Si-Gusslegierung ist (wie beispielsweise die Legierungen 319, 354, 356, 360, 380 und 390). Gemäß einer bevorzugten Form werden Verbesserungen in den mechanischen Eigenschaften (wie beispielsweise eine Erhöhung der Festigkeit, der Dehnbarkeit, der Ermüdungsbeständigkeit oder dergleichen) des Blocks 100, der aus den Aluminiumlegierungs-Rohmaterialien der Sekundärproduktion hergestellt ist, durch eine Wärmebehandlung nach dem Gießen erreicht. Gemäß einer speziellen Form muss ein Gussteil, wie beispielsweise der Block 100, um die Vorteile des Hinzufügens von Elementen zur Festigkeitserhöhung zu zeigen, eine optimale Lösungsbehandlung und eine Kaltaushärtung durchlaufen. Ansonsten ist der Vorteil minimal, und die Gussqualität wird stattdessen nachteilig beeinflusst.
VERBESSERTE LEGIERUNGSFESTIGKEIT
Als Nächstes auf 2A und 2B Bezug nehmend, muss man basierend auf Berechnungen anhand thermodynamischer Modelle bei solchen Gussteilen besonders aufmerksam sein (wie beispielsweise bei Block 100 von 1), die aus Rohmaterialien der Sekundärproduktion hergestellt sind, welche einen hohen Cu-Gehalt aufweisen (beispielsweise Legierungen 319 oder 380 mit 3-4% Cu bezüglich des Gewichts), da sie zur Schrumpfung und Korrosion neigen. In solchen Fällen müssen die Temperaturen einer herkömmlichen Lösungsbehandlung unter ungefähr 500°C gehalten werden, oft unter 490°C, um ein Einsetzen des Schmelzens zu vermeiden. Infolgedessen wird nicht das gesamte Cu, das in der Legierung vorhanden ist, in dem Mischkristall aufgelöst, sogar nicht bei einer sehr langen Lösungsbehandlungszeit (beispielsweise bis zu ungefähr 20 Stunden). Wie insbesondere in 2B gezeigt ist, bleibt eine Cu enthaltende Phase einer Legierung 319 sogar nach einer Wärmebehandlung von 24 Stunden bei 495°C erhalten.
Es kann tatsächlich sein, dass lediglich ungefähr 1,5 bis 2% des Cu in dem Aluminium-Mischkristall aufgelöst werden, da die Lösbarkeit von Cu unter der Bedingung wie gegossen sehr gering ist; dieser Wert liegt in der Nähe von Null, wenn die Gussteile nach der Verfestigung langsam abgekühlt werden. Darüber hinaus verhindert das Problem mit dem einsetzenden Schmelzen weitere Erhöhungen der Lösungstemperatur über die Werte hinaus, die vorstehend erwähnt sind. Außerdem verbindet sich ein großer Teil des vorhandenen Cu während der Verfestigung mit Fe und anderen Elementen, wodurch intermetallische Phasen gebildet werden, die kein Ansprechen auf die Aushärtung in Situationen aufweisen, in denen die gegossene Komponente keine Lösungsbehandlung bei hoher Temperatur durchläuft. Daher sollte für die Gussteile (wie beispielsweise für mittels HPDC hergestellte Komponenten), die lediglich einem T5-Aushärtungsprozess ausgesetzt werden, der Cu-Gehalt niedrig gehalten werden, vorzugsweise unter 0,5%, so dass die gesamte Cu-Hinzufügung nach der Verfestigung in dem Al-Mischkristall bleibt. In Situationen, in denen die Legierungen einer vollständigen Wärmebehandlung ausgesetzt werden (T6 oder T7), kann der Cu-Gehalt folglich bis auf 2% bezüglich des Gewichts erhöht werden. Darüber hinaus ist es bevorzugt, den Cu-Gehalt für Korrosionsbeständigkeitsanwendungen unter 1,5% bezüglich des Gewichts und sogar unter 1,0% zu regeln, da die Temperatur der Lösungsbehandlung für die Cu enthaltende Sekundärlegierung üblicherweise unterhalb 500°C liegt. Der verringerte Cu-Gehalt verringert ebenso den Legierungs-Erstarrungsbereich und dadurch die Schrumpfungsneigung signifikant, was zusätzlich vorteilhaft ist, wie nachstehend erläutert wird. Beispiele von Komponenten, die korrosionsbeständige Legierungen erfordern, umfassen Getriebegehäuse, Ölwannen, Motorabdeckungen, Räder, Wasserpumpen und Ölpumpen sowie Motoren und Motorkomponenten für eine Schifffahrtsanwendung.
Wie Cu wirkt auch Mg als ein Härtungslösungsmittel in Kombination mit Si, um Mg/Si-Ausscheidungen wie etwa β'', β' und Gleichgewichts-Mg₂Si-Phasen zu bilden, wobei der tatsächliche Ausscheidungstyp, die tatsächliche Ausscheidungsmenge und die tatsächlichen Größen der Ausscheidungen von den Aushärtungsbedingungen abhängen. Eine zu kurze Aushärtung neigt dazu, scherbare β''-Ausscheidungen zu bilden, während bei Spitzen- und Überaushärtungsbedingungen nicht scherbare β'- und Gleichgewichts-Mg₂Si-Phasen gebildet werden. Cu kann sich mit AI, Si und Mg verbinden, um viele metastabile Ausscheidungsphasen zu bilden, wie beispielsweise θ'-AlCu, θ-AlCu und Q-AlSiMgCu. Wie bei den Mg/Si-Ausscheidungen hängt der tatsächliche Typ, die tatsächliche Größe und die tatsächliche Menge der Cu enthaltenden Ausscheidungen von den Aushärtungsbedingungen und den Legierungszusammensetzungen ab. Bei Aluminiumlegierungen ist die Festigkeitserhöhung aufgrund von Cu- oder Mg-Ausscheidungen größer als diejenige durch Si allein.
Obwohl Mg ein sehr wirksames Element zur Festigkeitserhöhung in einer Al-Si-Legierung für strukturelle Anwendungen unterhalb 200°C ist, vorzugsweise unter 150°C, zeigt sich dessen Vorteil nicht, bis das Gussteil einer geeigneten Lösungsbehandlung und Kaltaushärtung ausgesetzt wird. Als Nächstes auf 3 und 4 Bezug nehmend, ist die Lösbarkeit von Mg ähnlich wie diejenige für Cu in einer AI-Matrix wie gegossen ebenso sehr gering, insbesondere dann, wenn das Gussteil während der Verfestigung sehr langsam abgekühlt wird, wie dies beispielsweise während des Sandgusses erfolgt. Infolgedessen wird keine Festigkeitserhöhung/Aushärtung aufgrund von Mg/Si-Ausscheidungen ohne Lösungswärmebehandlung erwartet. Wie bei Cu sollte der Mg-Gehalt für Gussteile, die lediglich dem T5-Aushärtungsprozess ausgesetzt werden, gering gehalten werden, in diesem Fall unter 0,2%, während in Situationen, in denen Gussteile einer vollständigen Wärmebehandlung (T6 oder T7) ausgesetzt werden, der Mg-Gehalt bis zu 0,55% bezüglich des Gewichts erhöht werden kann. Bezeichnenderweise hängt die optimale Mg-Hinzufügung von dem Cu-Gehalt in der Legierung und auch von dem Lösungsbehandlungszyklus ab, der verwendet werden soll. Wenn der Cu-Gehalt beispielsweise ungefähr 2% beträgt, beträgt die sichere Lösungsbehandlungstemperatur ungefähr 500°C. Wie insbesondere in 3 gezeigt ist, beträgt die maximale Lösbarkeit von Mg bei 500°C ungefähr 0,35%. Es wird ebenso angemerkt, dass die π-Al₈FeMg₃Si₆-Phase sich zu bilden beginnt, wenn der Mg-Gehalt oberhalb 0,4% liegt. Wenn der Cu-Gehalt auf 0,5% verringert ist, kann die sichere Lösungsbehandlungstemperatur so hoch wie 520°C oder sogar 530°C sein, wodurch ermöglicht wird, dass die maximale Lösbarkeit von Mg auf 0,5% erhöht wird, wie insbesondere in 4 gezeigt ist. Wenn der Mg-Gehalt über 0,5% erhöht wird, bildet sich eine signifikante Menge an Al₈FeMg₃Si₅, welches sogar bei einer höheren Lösungsbehandlung bei 540°C für lange Zeitdauern, wie beispielsweise 50 Stunden, schwierig aufzulösen ist.
VERBESSERTE GIESSBARKEIT DER LEGIERUNG
Zusätzlich zu den vorstehend erläuterten Verbesserungen bezüglich der Festigkeit der Legierung verringert die Hinzufügung von Cu signifikant den Schmelzpunkt und die eutektische Temperatur der Legierung. Daher vergrößert die Cu-Hinzufügung den Verfestigungs-Erstarrungsbereich der Legierung, und sie begünstigt den Zustand der Porositätsbildung. Die Abfolge der Verfestigung und der Bildung Cu-reicher Phasen in einer Al-Si-Cu-Mg-Gusslegierung aus der Sekundärproduktion während der Verfestigung kann wie folgt beschrieben werden:

(i) Bildung eines primären α-Aluminium-Dendritennetzes bei Temperaturen unterhalb 610°C, was zu einer monotonen Abnahme in der Konzentration von Si und Cu in der verbleibenden Flüssigkeit führt.
(ii) Bei ungefähr 560°C (der Al-Si-Eutektikumtemperatur) bildet sich das eutektische Gemisch von Si und α-Al, was zu einer weiteren Abnahme im Cu-Gehalt in der verbleibenden Flüssigkeit führt.
(iii) Bei ungefähr 540°C bilden sich Mg₂Si und Al₈Mg₃FeSi₆. Wenn der Cu-Gehalt jedoch größer als 1,5% ist, bildet sich die Mg₂Si-Phase nicht für die Legierung, die 0,4% Mg bezüglich des Gewichts enthält (dies ist in 2 gezeigt).
(iv) Bei ungefähr 525°C bildet sich die eutektische CuAl₂-Phase (die manchmal als „massiv“ oder „blockartig“ bezeichnet wird) zusammen mit β-Al₅FeSi-Plättchen in den interdendritischen Bereichen.
(v) Bei ungefähr 507°C bildet sich ein Eutektikum von CuAl₂ mit eingestreutem α-Al. Bei dem Vorhandensein von Mg bildet sich bei dieser Temperatur auch die Q-Phase (Al₅Mg₈Cu₂Si₆), üblicherweise mit einer ultrafeinen eutektischen Struktur. Die Neigung zum Bilden der blockartigen CuAl₂-Phase wird durch das Vorhandensein von Sr erhöht.

Die Cu-freie Legierung (wie beispielsweise A356) verfestigt über einen relativ engen Temperaturbereich von ungefähr 60°C und enthält nahezu 50% der eutektischen Flüssigkeit. Daher ist das Zuführen der letzten eutektischen Flüssigkeit zum Verfestigen relativ leicht, und das Niveau der Porosität ist normalerweise sehr gering. In dem Fall einer Legierung, die Cu enthält (wie beispielsweise 319 und A380), dehnt das Cu den Verfestigungs-Erstarrungsbereich auf ungefähr 105°C aus, und der Anteil des binären Eutektikums ist beträchtlich geringer als in der Cufreien Legierung, wodurch die Bildung der Schrumpfungsporosität viel wahrscheinlicher gemacht wird.
Als Nächstes auf 5 Bezug nehmend, ist der Porositätsgehalt (wie er mittels Bildanalyse gemessen wird) für unterschiedliche Cu-Niveaus gezeigt. Signifikanterweise zeigt der Einfluss des Cu-Gehalts auf die Mikroporosität in bestimmten Legierungen (beispielsweise einer mit Sr modifizierten AI-7%Si-Cu-0,4%Mg-Legierung), dass eine dramatische Zunahme in dem Porositätsgehalt auftritt, wenn das Cu-Niveau über 0,2% hinaus ansteigt, während der Porositätsgehalt bei einem Cu-Niveau von 1% demjenigen ähnlich ist, dass bei einem vergleichbaren Dendritenarmabstand (DAS) in Legierungen mit 3 und 4% Cu gemessen wird, was nahelegt, dass die Porosität bei Cu-Niveaus oberhalb 1% zur Sättigung neigt. Somit ist es wichtig zu ermitteln, wie groß der Cu-Gehalt in der Aluminiumlegierung aus der Sekundärproduktion ist, so dass Änderungen bezüglich des Rohmaterials zum Steuern des Cu-Gehalts auf weniger als 1% bezüglich des Gewichts und bevorzugter auf weniger als 0,5% erfolgen können, um den schädlichen Einfluss des Cu auf die Schrumpfungsneigung der Legierung zu minimieren.
Ebenso wie Cu bringt Si verschiedene Vorteile für gegossene Aluminiumlegierungen mit sich, von denen die meisten unabhängig von der Modifikation gültig sind. Der erste und vielleicht wichtigste Vorteil von Silizium ist, dass es den Betrag der Schrumpfung verringert, welcher mit der Erstarrung der Schmelze verbunden ist. Dies liegt daran, dass festes Silizium mit seiner nicht dicht gepackten Kristallstruktur weniger dicht als die flüssige Al-Si-Lösung ist, aus der es ausgeschieden wird. Es wird allgemein angenommen, dass die Schrumpfung nahezu direkt proportional mit dem Siliziumgehalt abnimmt und bei 25% Si Null erreicht. Es ist die Schrumpfung des Eutektikums, die für die Gießbarkeit von hypoeutektischen Legierungen wichtig ist, da das Si im Mischkristall tatsächlich die Dichte der primären α-Al-Dendriten erhöht und daher die Schrumpfung leicht erhöht. Die Schrumpfung des α-Al beträgt ungefähr 7%, diese tritt jedoch auf, während die Zuführung leicht ist; das Eutektikum verfestigt in der späteren Phase, wenn die Zuführung schwieriger ist, und es wird berichtet, dass dieses eine Schrumpfung von ungefähr 4% aufweist. Bezüglich der Schrumpfungsdefekte ist die eutektische Legierung besser gießbar als die hypoeutektische Legierung.
Der zweite Vorteil, der mit Si verbunden ist, betrifft dessen hohe latente Schmelzwärme. Es wird allgemein akzeptiert, dass Si eine Erhöhung in der latenten Schmelzwärme in gegossenen Aluminiumlegierungen bewirkt. Die höhere latente Wärme aufgrund der Si-Hinzufügung bedeutet, dass die Zeit bis zur Erstarrung ausgedehnt wird, und dies verbessert die Fluidität, wie sie beispielsweise mittels eines Spiralfluiditätstests gemessen wird. Es wurde beobachtet, dass die Fluidität ein Maximum in dem Bereich von 14-16% Si erreicht.
Die Zuführung wird durch eine planare Verfestigungsfront begünstigt. Daher sollte die Zuführung für reine Metalle oder für Eutektika leichter sein als für Legierungen mit einem breiten Erstarrungsbereich und einer damit verbundenen Aufweichungszone. Anhand des Spiralfluiditätstests wurde herausgefunden, dass die Fluidität von Al-Si-basierten Legierungen den höchsten Wert in der Nähe der eutektischen Zusammensetzung erreicht. Dies wird durch zwei zugeordnete Effekte bewirkt. Erstens scheint der Si-Gehalt die α-Al-Dendritenmorphologie zu beeinflussen, wobei hohe Si-Niveaus Rosetten begünstigen und geringere Niveaus klassische α-Al-Dendriten bevorzugen. Im Allgemeinen erleichtern rosettenförmige α-Al-Dendriten die Zuführung, indem das Zusammenhängen der Dendriten verzögert wird und indem der Anteil der Flüssigkeit verringert wird, der zwischen den Dendritenarmen eingeschlossen ist. Das Füllen einer Gießform ist in Prozessen mit hoher Abkühlungsrate schwieriger, wie beispielsweise beim Permanentformguss und beim HPDC, da die Zeit bis zur Erstarrung verringert ist. Die Fluidität wird jedoch erhöht, wenn sich die Zusammensetzung dem Eutektikum nähert. Infolgedessen ist es bevorzugt, den Si-Gehalt für Sand- und Feingüsse (die inhärent geringe Abkühlungsraten aufweisen) in den Bereich von 5-9%, für Güsse mit Permanentmetallgießform in den Bereich von 7-10% und für den HPDC (der dazu neigt, viel höhere Abkühlungsraten aufzuweisen) in den Bereich von 8-14% zu steuern.
Wie in dem vorhergehenden Abschnitt erwähnt wurde, dient die Hinzufügung von Mg dazu, die Zugfestigkeit in gegossenen Al-Si-basierten Legierungen zu erhöhen. Wenn der Mg-Gehalt jedoch von 0,4% (wie beispielsweise in A356) auf 0,7% (wie beispielsweise in A357) erhöht wird, wird die Dehnbarkeit signifikant verringert, insbesondere in Situationen, in denen die modifizierte Legierung Sr aufweist. Die nachteilige Auswirkung der Mg-Hinzufügung auf die Dehnbarkeit ist eine Folge einer Kombination der höheren Matrixfestigkeit und insbesondere der erhöhten Größe und der Menge der Fe-reichen intermetallischen π-Al₈FeMg₃Si₆-Verbindungen. Es wurde auch gefunden, dass die Mg-Hinzufügung die Al+Si-Eutektikumsstruktur nachteilig beeinflusst. Als Nächstes auf 6A bis 6D Bezug nehmend, sind Makrographien von AI-13%Si-0,020%Sr-Legierungen mit unterschiedlichen Hinzufügungen von Mg unter stationärer Verfestigung mit einem Temperaturgradienten von ungefähr 2,1 °C/mm und einer Wachstumsgeschwindigkeit von 0,1 mm/s gezeigt. Für die Legierung ohne die Hinzufügung von Mg (Mg=0%, G_L=2,10°C/mm, R=0,1 mm/s) zeigt sich eine zellulare eutektische Wachstumsmorphologie, wie in 6A gezeigt ist. Der Zellenabstand beträgt ungefähr 1,7 mm. Anders als bei anderen Einzelphasenlegierungen ist die zellulare eutektische Korngrenze jedoch nicht geradlinig, und sie weist stattdessen kleine Verzweigungen auf, von denen angenommen wird, dass sie mit der Wechselwirkung mit Gasblasen, die in den Proben gebildet werden, in Beziehung stehen. Unter spezieller Bezugnahme auf 6B werden dann, wenn 0,35% Mg (Mg=0,35%, G_L=2,12°C/mm, R=0,1 mm/s) in die Legierung hinzugefügt wird, säulenförmige eutektische Körner gebildet, wobei diese offensichtliche Querverzweigungen besitzen, auch wenn diese nicht sehr gut entwickelt sind. Die primäre Dendritenzellengröße der eutektischen Körner beträgt ungefähr 1,8 mm. Unter spezieller Bezugnahme auf 6C werden die eutektischen Körner dann, wenn die Hinzufügung von Mg bis zu 0,40% beträgt (Mg=0,45%, G_L=2,13°C/mm, R=0,1 mm/s), gleichachsige Dendriten mit einer mittleren Korngröße von 0,8 mm. Interessanterweise ist das Mikroporositätsniveau signifikant verringert, außer am Rand der Probe. Unter spezieller Bezugnahme auf 6D kann dann, wenn 0,6 Gew.-% an Mg (Mg=0,60%, G_L=2,08°C/mm, R=0,1 mm/s) zu der Legierung hinzugefügt werden, ein gerichtetes Kornstrukturmerkmal beobachtet werden, von welchem angenommen wird, dass es die Folge von Zwillingssäulendendriten der primären α-Al-Phase mit einer Wachstumsrichtung ungefähr entgegengesetzt zu der Wärmeströmung ist, wie in den Mikrographien von 7A und 7B für die AI-13% Si-0,020%Sr-Legierung gezeigt ist (Mg=0,60%, G_L=2,08°C/mm, R=0,1 mm/s), die feine gleichachsige Körner des Eutektikums ohne Verzweigungen von Dendriten zeigt. Darüber hinaus ist die verfestigte Probe nahezu frei von Mikroporosität. Interessanter ist, dass die eutektische Struktur eine große Menge an kleinen kugelförmigen Körnern mit unterschiedlichen Größen bei einer mittleren Größe von 0,1 mm aufweist. Diese kleinen gleichachsigen eutektischen Körner weisen keine Verzweigungen auf, was angibt, dass eine große Anzahl heterogener Stellen die eutektische Keimbildung bewirkt hat. Anhand dessen ermittelten die vorliegenden Erfinder, dass während der Verfestigung der Legierung von 6D primäre Dendriten der α-Al-Phase zuerst durch Hineinragen in die Flüssigkeit wachsen, wonach eine größere Anzahl von eutektischen Körnern eine kontinuierliche Keimbildung bewirkt, um feine gleichachsige eutektische Körner oder Zellen zu bilden. Anhand der vorstehenden Ergebnisse basierend auf Experimenten, die durch die Erfinder durchgeführt wurden, haben diese darauf geschlossen, dass die Hinzufügung von Mg die Keimbildung und das Wachstum des Eutektikums unter den gleichen Verfestigungsbedingungen beträchtlich verändert. Diese Auswirkung von Mg auf die Mikrostruktur ist dadurch nützlich, dass sie einen Nachweis der Gussqualität liefert, da sie insbesondere mit Porositätsniveaus in Beziehung steht.
Wie vorstehend angegeben ist, ist Fe eine signifikante Verunreinigung in Al-Legierungen und bildet spröde komplexe intermetallische Verbindungen mit AI, Si, Mg und anderen geringfügigeren Bestandteilen. Da diese intermetallischen Verbindungen die Zugdehnbarkeit der Legierungen stark verschlechtern und da sie sich ferner oft während der Verfestigung des Eutektikums bilden, beeinträchtigen sie die Gießbarkeit, indem sie die Zuführung zwischen den Dendriten stören, was wiederum zu einer Begünstigung der Porosität führt. Die am meisten beobachtete Fe-reiche Verbindung ist Al₅FeSi (β-Phase), die üblicherweise im Al-Al₅FeSi-Si-Eutektikum als dünne Plättchen gefunden wird, die zwischen die Siliziumflocken oder Siliziumfasern eingestreut sind. Wenn Mn vorhanden ist, bildet das Eisen Al₁₅(Fe,Mn)₃Si₂ (α-Phase), und zwar oft in der Form eines chinesischen Schriftzeichens. Wenn genügend Mg verfügbar ist, wird auf ähnliche Weise die Verbindung Al₈FeMg₃Si₆ (π-Phase) gebildet, welche das Aussehen eines chinesischen Schriftzeichens aufweist, wenn sie während der eutektischen Reaktion gebildet wird, oder ein kugelförmiges Aussehen, wenn sie sich als eine primäre Ausscheidung aus der Flüssigkeit bildet. Eine schnelle Erstarrung verfeinert die intermetallischen Verbindungen mit Fe, und daher hängt das Ausmaß der Auswirkung von Fe von der Verfestigungsrate in dem Gussteil ab.
Zusätzlich zu Problemen mit der Gießbarkeit sind diese Fe-reichen intermetallischen Verbindungen üblicherweise für die Korrosionsbeständigkeit schädlich, da sie einen Kathodenpol darstellen (d.h. die inerte oder edle Komponente des elektrischen Potentials). Im Vergleich mit anderen Fe-reichen intermetallischen Verbindungen, wie beispielsweise α-Al₁₅(Fe,Mn)₃Si₂ und π-Al₈FeMg₃Si₆ ist β-Al₅FeSi aufgrund seines hohen elektrochemischen Potentials schädlicher für die Korrosionsbeständigkeit. Der erhöhte Cu-Gehalt oberhalb 1,5% bezüglich des Gewichts in der Legierung erhöht die Menge der edlen Al₂Cu-Phasen, wodurch die Auflösung von Cu in α-Al₁₅(Fe,Mn)₃Si₂ erleichtert wird. Dies macht das elektrochemische Potential der intermetallischen Verbindungen mit α-Al₁₅(Fe,Mn)₃Si₂ sogar edler, was zu einer Abnahme in der Korrosionsbeständigkeit führt.
Die Verringerung und Beseitigung der Fe-reichen Zusammensetzung β-Al₅FeSi kann erreicht werden, indem das Mn/Fe-Verhältnis und die Gesamtmenge von Mn+Fe gesteuert werden. Gemäß einer bevorzugten Form liegt das Mn/Fe-Verhältnis für die meisten Gusskomponenten oberhalb 0,5, vorzugsweise oberhalb 1,0 oder höher, und weist eine obere Grenze von 3,0 oder weniger für Komponenten auf, die mittels HPDC hergestellt sind. Auf ähnliche Weise sollte die Gesamtmenge von Mn+Fe in einen Bereich von 0,4 bis 1,0 gesteuert werden, um die Verlötung der Gießform und die schädliche Auswirkung der Fe-reichen intermetallischen Verbindungen auf die Dehnbarkeit des Materials zu minimieren, wobei eine bevorzugte Menge zwischen 0,4 bis 0,6% liegt.
Ein hohes Fe-Niveau (bis zu ungefähr 0,8% bezüglich des Gewichts) kann für Güsse mit Metallform verwendet werden (einschließlich HPDC), um Warmriss- und Gießformverlötungsprobleme zu vermeiden, während ein geringeres Fe-Niveau (weniger als 0,5% bezüglich des Gewichts) für andere Gussprozesse verwendet werden sollte. Bei dem Vorhandensein von Fe kann der Mn-Gehalt bei einem solchen Niveau gehalten werden, dass ein Mn/Fe-Verhältnis größer als 0,3 erzeugt wird, mit einem bevorzugten Verhältnis größer als 0,5, wie vorstehend erwähnt wurde.
Als Nächstes auf 8A, 8B bis 10 Bezug nehmend, ist Zn in Aluminiumgusslegierungen aus der Sekundärproduktion im Allgemeinen (und bei 319 im Besonderen) nur als ein akzeptierbares Verunreinigungselement vorhanden, wobei allgemein angenommen wird, dass als obere Grenze für Zn nicht mehr als ungefähr 3 Gew.-% zulässig sind. Obgleich allgemein akzeptiert ist, dass Zn dazu neigt, neutral zu sein (d.h. dass es die Eigenschaften der Legierung weder verbessert noch verschlechtert), nehmen die vorliegenden Erfinder an, dass Zn nicht nur die thermischen und physikalischen Eigenschaften der Legierung beeinflusst, sondern auch die Gießbarkeit und die Gussqualität. Speziell sind die vorliegenden Erfinder der Ansicht, dass ein zunehmender Zn-Gehalt den Legierungserstarrungsbereich und die Größe der Aufweichungszone erweitert und dadurch zu einer Schrumpfungsneigung während der Verfestigung führt, wie es durch den Einbruch und das Zusammenziehen SC, die Makroschrumpfung S_mac und die Mikroschrumpfung S_mic des Probenröhrchens in 8A und 8B gezeigt ist. Ein zunehmender Zn-Gehalt erhöht auch die Legierungsdichte und verringert die Oberflächenspannung und die spezifische Wärme der Flüssigkeit, wie in 9A bis 9C gezeigt ist. Infolgedessen verringert der erhöhte Zn-Gehalt nicht nur die Wärmefreigabe über die Oberfläche der Legierung an einen Sandkern (in dem Fall eines Sandgusses), sondern er trägt auch dazu bei, Gasblasen auszutreiben, wenn sich diese bilden.
Als Nächstes auf 11A und 11B Bezug nehmend, existiert ein optimales Zn-Niveau (speziell ungefähr 0,4 Gew.-%), bei dem ein guter Ausgleich zwischen wenigen Gasblasen im Volumen und einer geringen Schrumpfungsporosität (gemessen als Fluidität) erreicht werden kann. Speziell zeigt 11A zwei Spiralfluiditätsproben, die mit zwei unterschiedlichen Legierungen 319 getestet wurden, und zwar mit einer mit einem geringen Zn-Gehalt und mit einer anderen mit einem hohen Zn-Gehalt. Im Allgemeinen entspricht die längere Spirale einer höheren Fluidität. Die Legierung mit höherem Zn-Gehalt (die in 11A der unteren Probe entspricht) zeigt eine längere Spirale. Wenn Gasblasen im Volumen das einzige Problem in der Produktion sind (typischerweise beim Präzisionssandguss für Motorblöcke und beim Guss mit semipermanenter Form für Zylinderköpfe mit chemisch gebundenen Sandkernen), wird natürlich ein hoher Zn-Gehalt empfohlen (speziell größer als 0,5, aber weniger als 0,8 Prozent bezüglich des Gewichts). Wenn die Schrumpfung das einzige oder vorherrschende zu lösende Problem darstellt, sollte auf ähnliche Weise ein geringer Zn-Gehalt verwendet werden (weniger als 0,2 Gew.-% und vorzugsweise weniger als 0,1 Gew.-%). Wenn sowohl Gasblasen im Volumen als auch eine Schrumpfung vorhanden sind, sollte ein optimales Zn-Niveau (beispielsweise ungefähr 0,4 Gew.-%) in Betracht gezogen werden. Diese Logik gilt auch für andere Al-Si-Legierungen, die Cu und relativ hohe Eisenniveaus enthalten (d.h. größer als 0,5%), von denen bekannt ist, dass sie zu mehr Schrumpfung neigen. Diese umfassen die Aluminiumlegierungen 308, 328, 332, 333 und 339. Um den Kaltaushärtungsprozess zu erleichtern (wie beispielsweise denjenigen, der beim HPDC verwendet wird, bei dem im Allgemeinen nur eine T5-Behandlung angewendet wird) sollte die Zn-Konzentration nicht geringer als 0,5% bezüglich des Gewichts gehalten werden. Somit kann die Legierung mit hoher Fluidität das Gussteil mit komplexer Form sogar bei einer geringen Gießtemperatur leicht füllen. Dies ist vorteilhaft bei der Förderung kurzer Gießform-Füllzeiten und auch bei der Verringerung der Zeit, während der das Volumengas in das flüssige Metall eindringt.
Gegossene Aluminiumlegierungen aus der Sekundärproduktion können auch ein oder mehrere Spurenelemente, wie beispielsweise Zr, V, Mo oder Co, als Verunreinigung in der Aluminiumlegierung enthalten. Der Gehalt der Spurenelemente sollte unter 0,2% bezüglich des Gewichts gesteuert werden. Die vorliegenden Erfinder nehmen an, dass, obwohl das Vorhandensein dieser Spurenelemente in Mengen von weniger als 0,2% für die Eigenschaften bei hohen Temperaturen vorteilhaft sein, die Legierung dann, wenn die Konzentration zu hoch wird, unerwünscht geringe Niveaus der thermischen Leitfähigkeit, der Dehnbarkeit und der Zähigkeit erreicht.
Wenn ein hoher Si-Gehalt (von 7% bis 14% und insbesondere von 10% bis 14%) in der Legierung vorhanden ist, sollte Sr mit einem bevorzugten Gehalt von 0,01-0,02% bezüglich des Gewichts für die hypoeutektische Legierung (d.h. weniger als 12% Si) und von 0,04-0,05% bezüglich des Gewichts für die hypereutektische Legierung (d.h. größer als 12% Si) zu der Legierung hinzugefügt werden. Die modifizierte Si-Morphologie kann die Dehnbarkeit und die Bruchfestigkeit des Rohmaterials verbessern. Es wird ebenso empfohlen, sowohl die primären Aluminium-Dendritenkörner als auch die eutektischen Körner (Al-Si) zu verfeinern, um die Gießbarkeit und den Korrosionswiderstand zu verbessern. Um dies zu erreichen, sollten der Ti- und der B-Gehalt in der Legierung für die hypoeutektische Legierung oberhalb von 0,15% bzw. 0,005% bezüglich des Gewichts gehalten werden, während der Sr- und der B-Gehalt für die nahezu eutektischen Legierungen, bei denen ungefähr 12-14% Si vorhanden ist, auf ungefähr 0,04% bis ungefähr 0,05% bzw. ungefähr 0,025% bis ungefähr 0,03% gesteuert werden sollten.
Bezeichnenderweise erfordert die Produktion von Sekundäraluminium, häufige Messungen oder Analysen (beispielsweise durch chemische Analyse - wie etwa mittels des vorstehend erwähnten ICP - und durch Bildanalyse) der Legierungszusammensetzung während der verschiedenen Wiederverwertungs-, Schmelz- und Gussschritte sowie während der Schritte nach dem Gießen auszunutzen, um zu ermitteln, ob die Konzentration der die Legierung verstärkenden Bestandteile (wie beispielsweise des vorstehend erwähnten Cu und Mg), der Bestandteile für die Gießbarkeit der Legierung (wie beispielsweise des vorstehend erwähnten Cu, Si, Mg, Fe, Mn, Zr und Spuren anderer Elemente wie etwa Zr, V, Mo und Co) und der Modifizierer der eutektischen Körner (wie beispielsweise des vorstehend erwähnten Sr) basierend auf der herzustellenden Komponente innerhalb vorbestimmter Toleranzen liegt. Darüber hinaus ist es vorteilhaft, das flüssige Material zu überhitzen, das aus dem Rohmaterial der Sekundärproduktion erzeugt wird (beispielsweise bis auf 1000°C für 15 bis 30 Minuten, wie vorstehend erwähnt wurde). Auf ähnliche Weise ist es innerhalb des Ausmaßes wichtig, innerhalb dessen ein oder mehrere dieser Elemente oder verwandter Bestandteile die Legierung verunreinigen können, Proben der Materialien aus der Sekundärproduktion zu analysieren, um zu ermitteln, ob diese engen Toleranzen eingehalten werden. Gemäß einer Form kann ein Bildanalysator (der auch als ein Bildanalysesystem bezeichnet werden kann, wie es in 12 gezeigt ist), verwendet werden, um sicherzustellen, dass die Aluminiumlegierungen aus der Sekundärproduktion innerhalb der vorbestimmten Bestandteilzusammensetzungen liegen, und zwar auf die Weise, die mit den Konstruktionsanforderungen der Komponente, die aus einem solchen Material gegossen werden soll, übereinstimmt. Der Bildanalysator liegt in der Form eines computergestützten Sichtsystems 1 vor, das ausgebildet ist, um eine Datenerfassung, eine Datenanalyse und eine Datenverarbeitung auszuführen, wie sie zum Quantifizieren der Materialbestandteile, der Mikrostrukturen oder dergleichen notwendig sind. Das System 1 umfasst einen Computer 10 oder eine verwandte Datenverarbeitungsausrüstung, der bzw. die eine Verarbeitungseinheit 11 (die in der Form eines oder mehrerer Mikroprozessoren oder verwandter Verarbeitungsmittel vorliegen kann), einen oder mehrere Mechanismen für eine Informationseingabe 12 (einschließlich einer Tastatur, einer Maus oder einer anderen Einrichtung, wie beispielsweise eines Empfängers einer Spracherkennung (nicht gezeigt)) und auch eine oder mehrere Ladeeinrichtungen 13 (die in der Form eines magnetischen oder optischen Speichers oder einer verwandten Speichereinrichtung in der Form von CDs, DVDs, eines USB-Anschlusses oder dergleichen vorliegen können), einen oder mehrere Bildschirme zur Anzeige oder eine verwandte Informationsausgabe 14, eine Speichereinrichtung 15 und ein computerlesbares Programmcodemittel (nicht gezeigt) umfasst, um zumindest einen Teil der empfangenen Informationen zu verarbeiten, die sich auf die Aluminiumlegierung beziehen. Wie Fachleute einsehen werden, kann die Speichereinrichtung 15 in der Form eines Arbeitsspeichers (RAM, auch als Massenspeicher bezeichnet, der für die vorübergehende Speicherung von Daten verwendet werden kann) und einer die Anweisungen speichernden Speichereinrichtung in der Form eines Festwertspeichers (ROM) vorliegen. Zusätzlich zu anderen Formen der Eingabe, die nicht gezeigt sind (beispielsweise über eine Internet- oder verwandte Verbindung mit einer außerhalb befindlichen Datenquelle) können die Ladeeinrichtungen 13 als eine Möglichkeit dienen, um Daten oder Programmanweisungen von einem durch einen Computer verwendbaren Medium (wie beispielsweise Flash-Laufwerken oder den zuvor erwähnten CDs, DVDs oder verwandten Medien) in ein anderes zu laden (beispielsweise in die Speichereinrichtung 15). Wie Fachleute einsehen werden, kann der Computer 10 als eine autonome (d.h. eigenständige) Einheit existieren, oder er kann Teil eines größeren Netzes sein, wie beispielsweise von solchen, die bei der Cloud-Datenverarbeitung angetroffen werden, wobei sich verschiedene Berechnungs-, Software-, Datenzugriffs- und Speicherungsdienste an ungleichen physikalischen Orten befinden können. Eine solche Trennung der computertechnischen Ressourcen verhindert nicht, dass ein solches System als ein Computer kategorisiert wird.
Gemäß einer speziellen Form kann der computerlesbare Programmcode, der Algorithmen und Formeln enthält, die zum Analysieren der Legierungsbestandteile erforderlich sind, in das ROM geladen werden, das Teil der Speichereinrichtung 15 ist. Ein solcher computerlesbarer Programmcode kann auch als Teil eines Herstellungserzeugnisses gebildet sein, so dass sich die Anweisungen, die in dem Code enthalten sind, auf einer magnetisch lesbaren oder optisch lesbaren Disk oder einem anderen verwandten, nichtflüchtigen und maschinenlesbaren Medium, wie beispielsweise einer Flash-Speichereinrichtung, CDs, DVDs, EEPROMs, Disketten, oder einem anderen solchen Medium befinden, das in der Lage ist, durch eine Maschine ausführbare Anweisungen und Datenstrukturen zu speichern. Auf ein solches Medium kann durch den Computer 10 oder eine andere elektronische Einrichtung zugegriffen werden, der bzw. die die Verarbeitungseinheit 11 aufweist, die zum Interpretieren von Anweisungen aus dem computerlesbaren Programmcode verwendet wird. Wie Fachleute der Computertechnik verstehen werden, kann ein Computer 10, der einen Teil des Bildanalysesystems 1 bildet, zusätzlich weitere Chipsätze und auch einen Bus sowie eine dazu gehörende Verkabelung aufweisen, um Daten und verwandte Informationen zwischen der Verarbeitungseinheit 11 und anderen Einrichtungen (wie beispielsweise der zuvor erwähnten Eingabe, Ausgabe und den Speichereinrichtungen) zu übertragen. Nachdem das Programmcodemittel in das ROM geladen ist, wird der Computer 10 des Systems 1 eine Maschine zu einem speziellen Zweck, die ausgebildet ist, um den elementaren Aufbau der Gusskomponente auf die Weise zu ermitteln, die hierin beschrieben ist. Gemäß einem weiteren Aspekt kann das System 1 lediglich aus dem Anweisungscode bestehen (einschließlich desjenigen der verschiedenen Programmmodule (nicht gezeigt)), während gemäß einem noch weiteren Aspekt das System 1 sowohl den Anweisungscode als auch ein computerlesbares Medium umfassen kann, wie beispielsweise eines derjenigen, die vorstehend erwähnt sind.
Fachleute werden ebenso einsehen, dass es außer dem Ansatz mit manueller Eingabe, der durch die Eingabe 12 dargestellt ist, andere Möglichkeiten zum Empfangen von Daten und verwandten Informationen gibt (insbesondere in Situationen, in denen große Datenmengen eingegeben werden) und dass ein beliebiges, herkömmliches Mittel zum Liefern solcher Daten, damit die Verarbeitungseinheit 11 mit diesen betrieben werden kann, innerhalb des Umfangs der vorliegenden Erfindung liegt. Somit kann die Eingabe 12 auch in der Form einer Datenleitung mit hohem Durchsatz vorliegen (einschließlich der vorstehend erwähnten Internetverbindung), um große Mengen an Code, Eingabedaten oder anderen Informationen in die Speichereinrichtung 15 aufzunehmen. Die Informationsausgabe 14 ist ausgebildet, um Informationen, die mit dem gewünschten Gussteilansatz in Verbindung stehen, für einen Benutzer (wenn die Informationsausgabe 14 beispielsweise in der Form eines Bildschirms vorliegt, wie es gezeigt ist) oder an ein anderes Programm oder ein anderes Modell auszugeben. Fachleute werden ebenso einsehen, dass die Merkmale, die der Eingabe 12 und der Ausgabe 14 zugeordnet sind, zu einer einzigen Funktionseinheit kombiniert werden können, wie beispielsweise einer graphischen Benutzerschnittstelle (GUI).
Das lA-System 1 wird verwendet, um Informationen aus den Bildern 5 zu entnehmen, und zwar insbesondere unter Verwendung von metallographischen Techniken zum Erfassen von Bildern der Gussteilprobe oder der Materialprobe von Interesse. Beginnend mit einer vorbereiteten (beispielsweise polierten) metallographischen Probe, wird ein Mikroskop 20 oder eine verwandte Scanner- oder visuelle Erfassungseinrichtung verwendet, um eine Ausgabe 14 des Bildes 5 zu vergrößern und anzuzeigen, das durch die Kamera 30 erfasst wird. Typischerweise werden viele Bilder 5 durch die Verwendung eines Verschiebetisches 40 und eines Stufenmusters 50 erfasst. Graustufen können anschließend auf diese digitalisierten Bilder 5 in einer computerbasierten Routine oder einem Algorithmus 60 angewendet werden (wobei die Graustufen in einer für den Benutzer lesbaren Form auf einer Anzeige dargestellt werden), welche die Bildanalysesoftware bilden, die in dem Speicher 15 oder auf einem anderen geeigneten computerlesbaren Medium gespeichert sind. Ein Tischcontroller 70 (der eine Steuerung verwendet, die einem Steuerhebel ähnlich ist) kann verwendet werden, um das Mikroskopbild der Materialprobe über eine dreidimensionale (kartesische) Reihe von (fokussierten) x-, y- und z-Tischbewegungen von einem Feld zu einem anderen Feld in dem Mikroskop 20 zu bewegen. Dies ermöglicht eine Bewegung über ein Stufenmuster 50, um das Analysieren mehrerer Sichtfelder über die Probe zu ermöglichen. Dieses automatisierte Stufenmuster 50 - das Autofokus-Merkmale aufweist - ermöglicht die Erfassung großer Datenmengen in einer kurzen Zeitdauer. Der Steuerhebel des Tischcontrollers 70 ermöglicht eine Bewegung des Tisches, während die Probe durch das Okular des Mikroskops 20 beobachtet wird, um die Auswahl spezieller Bereiche zu erleichtern, über welche die Analyse der vorliegenden Erfindung ausgeführt wird.
Zusätzlich zur Analyse erfordert die Herstellung von Sekundäraluminium, die Ausführung von Hinzufügungen oder Anpassungen der Legierungszusammensetzung, falls diese erforderlich sind, während der Schmelz- oder Wiederverwertungsschritte auszunutzen, was von der beabsichtigten Endanwendung der Legierung abhängt, die hergestellt wird. Zusätzliche Anpassungen können ausgeführt werden, indem wiederverwertete Primär-Legierungsbestandteile oder vorgefertigte Masterlegierungen hinzugefügt werden. Gemäß einer Form können die Bestandteilinformationen, die mittels des lA-Systems 1 erhalten werden, verwendet werden, um zu ermitteln, welche Hinzufügungen (und in welcher Menge) in die Legierungsgussschritte oder die damit zusammenhängenden Vorbereitungsschritte eingebunden werden müssen.
Die vorliegenden Erfinder sind der Ansicht, dass zumindest in einer produktionsbasierten Umgebung ein Spektrometer mit ICP eine bevorzugte Weise zum Analysieren der Zusammensetzungen ist und dass diese in Situationen besonders vorteilhaft ist, in denen die Aluminiumlegierungen der Sekundärproduktion verwendet werden, da die normalen Qualitätskontrollen für das Rohmaterial, die für Legierungen aus der Primärproduktion vorhanden sind, nicht verfügbar oder nicht ausreichend sensitiv sein können. Dieser Ansatz ist besonders gut geeignet, um Metallbestandteile zu identifizieren, die in extrem geringen Konzentrationen vorliegen. Gemäß einer Form können Konzentrationen mit ICP identifiziert werden, die so gering sind wie ein Teil pro Billiarde.
Es wird angemerkt, dass Begriffe wie „vorzugsweise“, „üblicherweise“ und „typischerweise“ hierin nicht verwendet werden, um den Umfang der beanspruchten Erfindung einzuschränken oder zu implizieren, dass bestimmte Merkmale kritisch, essentiell oder sogar wichtig für die Struktur oder die Funktion der beanspruchten Erfindung sind. Stattdessen sind diese Begriffe nur dazu gedacht, alternative oder zusätzliche Merkmale hervorzuheben, die bei einer speziellen Ausführungsform der vorliegenden Erfindung verwendet werden können oder auch nicht. Auf ähnliche Weise werden Begriffe wie etwa „im Wesentlichen“ verwendet, um den inhärenten Grad an Ungenauigkeit zu repräsentieren, der einem beliebigen quantitativen Vergleich, einem beliebigen Wert, einem beliebigen Messwert oder einer anderen Darstellung zugeschrieben werden kann. Er wird auch verwendet, um den Grad zu repräsentieren, um den eine quantitative Darstellung von der angegebenen Referenz abweichen kann, ohne dass dies zu einer Änderung in der Basisfunktion des vorliegenden Gegenstands führt.
Nachdem die Erfindung im Detail und durch Bezugnahme auf deren spezielle Ausführungsformen beschrieben wurde, wird offensichtlich werden, dass Modifikationen und Abweichungen möglich sind, ohne von dem Umfang der Erfindung abzuweichen, der in den beigefügten Ansprüchen definiert ist. Obgleich einige Aspekte der vorliegenden Erfindung hierin als bevorzugt oder besonders vorteilhaft identifiziert werden, wird insbesondere in Erwägung gezogen, dass die vorliegende Erfindung nicht notwendigerweise auf diese bevorzugten Aspekte der Erfindung beschränkt ist.

Claims

Verfahren zum Bilden einer gegossenen Kraftfahrzeugkomponente (100), wobei das Verfahren umfasst, dass: eine Menge von Rohmaterialien, von denen zumindest ein Teil Rohmaterialien aus einer Sekundärproduktion umfasst, aufgeheizt wird, bis zumindest ein wesentlicher Großteil von dieser schmilzt, um zu einer Menge mit bezüglich des Gewichts ungefähr 5 bis 14% Silizium, 0 bis 1,5% Kupfer, 0,2 bis 0,55% Magnesium, 0,2 bis 1,2% Eisen, 0,1 bis 0,6% Mangan, 0 bis 0,5% Nickel, 0 bis 0,8% Zink, 0 bis 0,2% anderen Spurenelementen, die aus der Gruppe ausgewählt sind, die im Wesentlichen aus Titan, Zirkon, Vanadium, Molybdän und Kobalt besteht, und mit dem Rest Aluminium zu werden; die aufgeheizte Menge des Rohmaterials in eine Gießform gebracht wird, welche im Wesentlichen die Form der Komponente (100) definiert; und die geschmolzene Menge der Rohmaterialien abgekühlt wird, dadurch gekennzeichnet, dass das Aufheizen umfasst, dass die Menge der geschmolzenen Rohmaterialien für 15 bis 30 Minuten bis auf 1000°C überhitzt wird, um atomare Cluster und die Heredität der geschmolzenen Rohmaterialien vollständig zu beseitigen.
Verfahren nach Anspruch 1, das ferner umfasst, dass: ermittelt wird, ob das Vorhandensein zumindest eines Legierungsbestandteils innerhalb einer Toleranz liegt; und eine Menge zumindest eines der Legierungsbestandteile angepasst wird, welche außerhalb der Toleranz liegt.
Verfahren nach Anspruch 1, wobei die Komponente (100) aus der Gruppe ausgewählt wird, die aus einem Motorblock (100) und einem Zylinderkopf besteht, wobei die Aluminiumlegierung zumindest eine von einer Legierung mit hoher Dehnbarkeit oder einer Legierung mit hoher Ermüdungsfestigkeit umfasst, wobei Silizium bezüglich des Gewichts mit ungefähr 5 bis 8% vorhanden ist, Kupfer bezüglich des Gewichts mit ungefähr 0 bis 1,0% vorhanden ist, Magnesium bezüglich des Gewichts mit ungefähr 0,2 bis 0,4% vorhanden ist, Eisen bezüglich des Gewichts mit nicht mehr als ungefähr 0,4% vorhanden ist, Mangan bezüglich des Gewichts mit ungefähr 0 bis 0,2% vorhanden ist, Nickel bezüglich des Gewichts mit ungefähr 0 bis 0,2% vorhanden ist und Zink bezüglich des Gewichts mit ungefähr 0 bis 0,3% vorhanden ist, und/oder wobei die Aluminiumlegierung eine Legierung mit hoher Zugfestigkeit umfasst, wobei Silizium bezüglich des Gewichts mit ungefähr 8 bis 14% vorhanden ist, Kupfer bezüglich des Gewichts mit ungefähr 1,0 bis 1,5% vorhanden ist, Magnesium bezüglich des Gewichts mit ungefähr 0,4 bis 0,55% vorhanden ist, Eisen bezüglich des Gewichts mit nicht mehr als ungefähr 0,8% vorhanden ist, Mangan bezüglich des Gewichts mit ungefähr 0 bis 0,3% vorhanden ist, Nickel bezüglich des Gewichts mit ungefähr 0 bis 0,5% vorhanden ist und Zink bezüglich des Gewichts mit ungefähr 0 bis 0,5% vorhanden ist.
Verfahren nach Anspruch 3, wobei die Aluminiumlegierung eine Hochdruck-Formgusslegierung umfasst, wobei Kupfer und Mangan bezüglich des Gewichts unterhalb ungefähr 0,5% bzw. 0,2% liegen.