DE102017109614A1

DE102017109614A1 - Aluminium-Legierungsguss und Herstellungsverfahren

Info

Publication number: DE102017109614A1
Application number: DE102017109614.0A
Authority: DE
Inventors: Herbert W. Doty
Original assignee: GM Global Technology Operations LLC
Current assignee: GM Global Technology Operations LLC
Priority date: 2016-05-12
Filing date: 2017-05-04
Publication date: 2017-11-16
Anticipated expiration: 2037-05-05
Also published as: US20170327929A1; DE102017109614B4; CN107365926A; CN107365926B; US10604825B2

Abstract

Eine Aluminium-Silizium-Gusslegierung für den Einsatz in Hochtemperatur-Betriebsbedingungen. Die Legierungszusammensetzung beinhaltet einen Gewichtsanteil von etwa 5,00 % bis etwa 17,00 % Silizium (Si), von etwa 0,00 % bis etwa 0,90 % Eisen (Fe), von etwa 0,00 % bis etwa 1,00 % Mangan (Mn); von etwa 0.000 % bis etwa 0,018 % Strontium (Sr), von etwa 0,00 % bis etwa 2,00 % Kupfer (Cu), von etwa 0,00 % bis etwa 0,50 % Magnesium (Mg), von etwa 0,00 % bis etwa 0,05 % Zink (Zn), von etwa 0,01 % bis etwa 0,10 % Bor (B); und ein ausgewogenes Verhältnis von Aluminium (Al).

Description

TECHNISCHES GEBIET
Die vorliegende Offenbarung betrifft den Metallguss und insbesondere Aluminiumlegierungszusammensetzungen, sowie Verfahren für den Aluminiumlegierungsmetallguss.
HINTERGRUND
Die Erklärungen in diesem Abschnitt stellen lediglich Hintergrundinformationen bereit, die die vorliegende Offenbarung betreffen und dem bisherigen Stand der Technik entsprechen können oder auch nicht.
Al-Si-basierte Aluminiumgusslegierungen finden aufgrund der guten Gießbarkeit, Korrosionsbeständigkeit, maschinellen Bearbeitbarkeit und des hohen Festigkeits-Gewichts-Verhältnisses weit verbreitete Anwendungsmöglichkeiten für Bauteile in der Automobil-, Luft- und Raumfahrtindustrie. Hinsichtlich der Gießbarkeit wurde angenommen, dass Legierungszusammensetzungen mit einem niedrigeren Siliziumgehalt aufgrund eines breiteren Gefrierbereichs und der reduzierten Latentwärme inhärent schlechte Gussteile erzeugen. Alternativ dazu werden Legierungszusammensetzungen mit einem höheren Siliziumgehalt zunehmend schwieriger zu bearbeiten und weisen aufgrund gröberer primärer Siliziumteilchen eine geringere Duktilität und Bruchzähigkeit auf. Im Allgemeinen basiert die Aluminiumlegierungsgießleistung auf mehreren Faktoren, einschließlich der Legierungszusammensetzung, den Gieß- und Erstarrungsbedingungen und dem Nachgussverfahren oder der Wärmebehandlung.
Beim Versuch, die Verwendungsmöglichkeiten von Aluminiumlegierungen in zusätzlichen Anwendungsbereichen zu erweitern oder zu verbessern, um die Vorteile, der Aluminiumlegierungen auszuschöpfen, erwiesen sich die bisherigen Aluminiumlegierungsgusszusammensetzungen und -verfahren bei Hochtemperaturanwendungen als erfolglos. Das überwältigende Problem bei der Verwendung von Aluminiumlegierungsgussteilen bei Hochtemperaturanwendungen ist die Tendenz, dass das Material die Eigenschaften während des Betriebs verändert. Bei der Konstruktion von Gussteilen für die besagten Anwendungen ist einer der wichtigsten Aspekte der Materialeigenschaften genau der, dass die Materialeigenschaften während des Betriebs unverändert bleiben. Zu diesem Zweck bieten jedoch derzeit verfügbare handelsübliche Aluminiumlegierungen keine solche Materialeigenschaftsstabilität.
Dementsprechend besteht im Stand der Technik ein Bedarf für eine Aluminiumlegierungszusammensetzung und ein Herstellungsverfahren, das verbesserte anfängliche Materialeigenschaften aufweist, während die Materialeigenschaften während der gesamten Lebensdauer des Gussteils bei einer Hochtemperaturanwendung beibehalten oder stabilisiert werden.
ZUSAMMENFASSUNG
Die vorliegende Erfindung stellt eine Gusslegierung, sowie ein Herstellungsverfahren auf Aluminium-Silizium-Basis bereit. Die Gusslegierung weist eine Zusammensetzung auf, die einen Gewichtsanteil von etwa 5,00 % bis etwa 17,00 % Silizium (Si), von etwa 0,00 % bis etwa 0,90 % Eisen (Fe), von etwa 0,00 % bis etwa 1,00 % Mangan (Mn); von etwa 0,000 % bis etwa 0,018 % Strontium (Sr), von etwa 0,00 % bis etwa 2,00 % Kupfer (Cu), von etwa 0,00 % bis etwa 0,50 % Magnesium (Mg), von etwa 0,00 % bis etwa 0,05 % Zink (Zn), von etwa 0,01 % bis etwa 0,10 % Bor (B); und ein ausgewogenes Verhältnis von Aluminium (Al) aufweist.
In einem weiteren Beispiel der vorliegenden Erfindung beinhaltet die Zusammensetzung einen Gewichtsanteil von etwa 7,85 % bis etwa 7,90 % Silizium und von etwa 0,20 % bis etwa 0,30 % Eisen.
In einem weiteren Beispiel der vorliegenden Erfindung beinhaltet die Zusammensetzung einen Gewichtsanteil von etwa 0,00 % Strontium.
In einem weiteren Beispiel der vorliegenden Erfindung beinhaltet die Zusammensetzung einen Gewichtsanteil von etwa 0,009 % Strontium.
In einem weiteren Beispiel der vorliegenden Erfindung beinhaltet die Zusammensetzung einen Gewichtsanteil von etwa 0,40 % bis etwa 0,41 % Eisen und von etwa 0,00 % Strontium.
In einem weiteren Beispiel der vorliegenden Erfindung beinhaltet die Zusammensetzung einen Gewichtsanteil von mehr als etwa 0,25 % Magnesium.
In einem weiteren Beispiel der vorliegenden Erfindung beinhaltet die Zusammensetzung einen Gewichtsanteil von mehr als etwa 1,50 % Kupfer.
In einem weiteren Beispiel der vorliegenden Erfindung beinhaltet das Herstellungsverfahren das Herstellen eines Gussteils mittels eines Sandgussverfahrens, eines permanenten Formgussverfahrens, eines halb-permanenten Formgussverfahrens, eines Hochdruckgussverfahrens, eines Klemmgussverfahrens und Schaumgussverfahrens.
In einem weiteren Beispiel der vorliegenden Erfindung wird das Gussteil analysiert, um einen Siliziumteilchenvolumenanteil, eine mittlere Siliziumteilchengröße, einen unlöslichen intermetallischen Teilchenvolumenanteil, sowie eine unlösliche intermetallische mittlere Teilchengröße zu bestimmen.
In einem weiteren Beispiel der vorliegenden Erfindung wird das Gussteil über eine anfängliche Schmelztemperatur lösungsbehandelt, indem das Gussteil für eine erste Zeitspanne auf eine erste Temperatur erhitzt wird, das Gussteil für eine zweite Zeitspanne auf eine zweite Temperatur erhitzt wird, und das Gussteil für eine dritte Zeitspanne auf eine dritte Temperatur erhitzt wird.
In einem weiteren Beispiel der vorliegenden Erfindung wird das Gussteil bei einer Temperatur zwischen etwa 150 °C und 190 °C und innerhalb einer Zeitspanne von etwa 6 bis 10 Stunden gealtert.
In einem weiteren Beispiel der vorliegenden Erfindung beträgt die erste Temperatur etwa 495 °C und die erste Zeitspanne drei Stunden, die zweite Temperatur beträgt etwa 515 °C und die zweite Zeitspanne drei Stunden und die dritte Temperatur beträgt etwa 530 °C und die dritte Zeitspanne zwei Stunden.
Die vorstehend genannten Funktionen und Vorteile, sowie andere Funktionen und Vorteile der vorliegenden Erfindung gehen aus der folgenden ausführlichen Beschreibung der bestmöglichen praktischen Umsetzung der dargestellten Erfindung in Verbindung mit den zugehörigen Zeichnungen hervor.
KURZBESCHREIBUNG DER ZEICHNUNG
Die hierin beschriebenen Zeichnungen dienen lediglich dem Zweck der Veranschaulichung und sollen den Umfang der vorliegenden Offenbarung in keiner Weise einschränken.
1 zeigt ein Diagramm, das die Raumtemperatur-Zugfestigkeit für unmodifiziertes 319 Al bei unterschiedlichen Wärmebehandlungen gemäß einem Beispiel der vorliegenden Erfindung darstellt;
2 zeigt ein Diagramm, das eine Zugfestigkeit von erhöhter Temperatur (250 °C) für unmodifiziertes 319 Al bei verschiedenen Wärmebehandlungen gemäß einem Beispiel der vorliegenden Erfindung darstellt;
3 zeigt eine Reihe von Mikrofotografien verschiedener Aluminium-Silizium-Gussteile gemäß der vorliegenden Erfindung;
4 zeigt eine Reihe von Mikrofotografien verschiedener Aluminium-Silizium-Gussteile gemäß der vorliegenden Erfindung;
5 zeigt eine Reihe von Mikrofotografien verschiedener Aluminium-Silizium-Gussteile gemäß der vorliegenden Erfindung;
6 zeigt eine Reihe von Mikrofotografien verschiedener Aluminium-Silizium-Gussteile gemäß der vorliegenden Erfindung;
7 zeigt ein Diagramm, das die Raumtemperatur-Zugfestigkeit des unmodifizierten 319 Al, Fe-modifizierten 319 Al und Sr-modifizierten 319 Al gemäß einem Beispiel der vorliegenden Erfindung durch eine Wärmebehandlung verarbeitet darstellt, und
8 zeigt ein Diagramm, das die Raumtemperatur-Zugfestigkeit des unmodifizierten 319 Al, Fe-modifizierten 319 Al und Sr-modifizierten 319 Al aus Tabelle 1, welche gemäß einem Beispiel der vorliegenden Erfindung durch eine Wärmebehandlung verarbeitet wurden, darstellt.
BESCHREIBUNG
Die folgende Beschreibung ist ihrer Art nach lediglich exemplarisch und soll die vorliegende Offenbarung, Anwendung oder Verwendung in keiner Weise einschränken. Wie bei den meisten Metallguss-Praktiken und Anwendungen hat die Mikrostruktur der Metalllegierung einen großen Einfluss auf die mechanischen Eigenschaften des Materials. Speziell bei der Behandlung von Al-Si-Legierungen sind die primären Gusspraktiken, die die Mikrostruktur beeinflussen, die Verfestigungsrate, die chemische Verunreinigungsmodifikation und die thermische Modifikation während der Wärmebehandlung. Für nahezu alle Zusammensetzungen ist die minimal erreichte erhöhte Temperaturfestigkeit, insbesondere nach langzeitiger erhöhter Temperaturbelastung, höher für Teile, die in Al-Si-Legierungen gegossen wurden, die keiner Lösungswärmebehandlung unterzogen wurden. Darüber hinaus sind höhere Volumenanteile von eutektischem Si eine weitere Möglichkeit, eine erhöhte Temperaturfestigkeit beizubehalten. Jedoch tragen sowohl die Abwesenheit einer Wärmebehandlung der Lösung als auch ein hoch eutektisches Si zu einer niedrigeren Wärmebehandlung und Raumtemperaturfestigkeit bei.
Unter Bezugnahme auf die 1 und 2 wird die Zugfestigkeit für mehrere Proben der Al-Si-Legierungen mit variierendem Si- und Sr-Gehalt aufgetragen. 1 zeigt die Raumtemperatur-Zugfestigkeit, während 2 eine erhöhte Temperatur (von 250 °C) zeigt. Insgesamt nimmt die erhöhte Temperaturzugfestigkeit mit jeder Wärmebehandlung deutlich ab. Noch aufschlussreicher ist, dass die lösungsgegossenen Gussteile (T6 und T61-2) deutlich mehr an erhöhter Temperaturfestigkeit verloren haben als die lediglich ausscheidungsbehandelten oder im Gusszustand befindlichen Gussteile (AC, T52, T56).
Unter Bezugnahme auf 3 zeigen unmodifizierte 319 Al-Mikrophotographien die Veränderungen in der Morphologie der eutektischen Siliziumpartikel aufgrund einer erhöhten Temperaturbelastung durch Lösungswärmebehandlung bei 495 °C. Die gegossene Probe a) reflektiert das plattenartige eutektische Silizium. Nach einer Stunde Lösungszeit b) nimmt die eutektische Siliziumteilchengröße mit einer gewissen Rundung der Enden der Teilchen ab. Wenn die Lösungszeit c) und d) zunimmt, nimmt die Teilchengröße weiter ab, während die eutektische Siliziumteilchenform deutlich abgerundeter ist, wenn die Sphäroidisierung fortgesetzt wird.
Als nächstes beinhaltet 4 Mikrophotographien für eine Strontium-modifizierte 319 Al-Mikrostruktur nach der Lösungswärmebehandlung für a) im Gusszustand, b) 1 Stunde, c) 16 Stunden und d) 48 Stunden. Strontium-Modifikation und hohe Abkühlgeschwindigkeit führen zu feinteiligem eutektischem Silizium im Gusszustand a). Zu Beginn der Lösungsbehandlung nimmt nach einer Stunde b) die Teilchengröße ab. Wenn die Lösungszeit jedoch auf 16 c) und 48 Stunden d) ansteigt, wird die Teilchengröße vergröbert und abgerundeter.
Wie sich aus den obigen Ergebnissen schließen lässt, tendiert die Lösungsbehandlung von unmodifiziertem und Strontium-modifiziertem 319 Al zu einer ähnlichen Mikrostruktur von grobem, abgerundetem eutektischem Silizium. Allerdings sind 48 Stunden zu lang für die kommerzielle Herstellung von Gussteilen. Ein Weg zu der Mikrostruktur, der innerhalb von 48 Stunden Lösungsbehandlung erreicht wird, muss geschaffen werden.

Bei der Fortsetzung der Suche nach stabilen Aluminiumgussteilen in einer Hochtemperatur-Betriebsumgebung werden die Auswirkungen der Zusammensetzungsmodifikation und Lösungstemperatur auf die Mikrostruktur untersucht. Die nachstehende Tabelle 1 liefert die Zusammensetzungen von 319 Al mit Mangan (Mn), 319 Al mit Mn, modifiziert mit Strontium (Sr) und 319 Al mit Mn, modifiziert mit höherem Gehalt an Eisen (Fe).

	Si	Fe	Cu	Mn	Mg	Zn	B	Ti	Sr	SG
319 + Mn	7,890	0,228	3,910	0,426	0,304	0,095	0,001	0,130	0,000	2,720
319 + Mn + Sr	7,730	0,214	4,050	0,421	0,292	0,065	0,000	0,144	0,009	2,710
319 + Mn + Fe	7,860	0,405	3,770	0,459	0,283	0,100	0,001	0,124	0,000	2,700

Tabelle 1: Probenzusammensetzung für 319 Al mit Modifikationen. 319 Al + Mn, 319 Al + Mn + Sr und 319 Al + Mn + Fe.

Wärmebehandlung	495 °C	515 °C	530 °C	540 °C	555 °C	Alter
Im Gusszustand	keine	keine	keine	keine	keine	keine
T6	8:00 hr					180 °C 8:00 hr
T61	3:00 hr	5:00 hr				180 °C 8:00 hr
T62	3:00 hr	3:00 hr	2:00 hr			180 °C 8:00 hr
T63	3:00 hr	2:00 hr	2:00 hr	1:00 hr		180 °C 8:00 hr
T64	3:00 hr	2:00 hr	1:00 hr	1:00 hr	1:00 hr	180 °C 8:00 hr

Tabelle 2: Wärmebehandlungsschritte und -temperaturen der Probenlösung.

Unter Bezugnahme auf die 5 und 6 werden die resultierenden Mikrophotographien aus den Proben, die mit den Zusammensetzungen aus Tabelle 1 modifiziert wurden, und zu den in Tabelle 2 angegebenen Zeitspannen und Temperaturen lösungsgeglüht wurden, angezeigt. Wie ersichtlich, wird, wenn die maximale Lösungstemperatur 515 °C übersteigt, die Abrundung der eutektischen Siliziumteilchen beschleunigt. Schätzungsweise wird für jede Temperaturerhöhung von 10 °C die erforderliche Zeit für die Abrundung der Teilchen halbiert. Wie jedoch aus 6 ersichtlich, ist bei der Wärmebehandlung der T64-Lösung ein anfängliches Schmelzen aufgetreten, wodurch die Lösungstemperatur auf 555 °C erhöht und eine nachteilige Reaktion ausgelöst wurde. Dennoch ist hier eine Entwicklung zu beachten, in der die durchschnittliche Größe der Siliziumteilchen vor dem Beginn eines Vergröberungsprozesses zunächst minimal abnimmt. Dieser Vergröberungsprozess setzt sich fort, bis das 540 °C-Minimum vor dem anfänglichen Schmelzen den Vergröberungsprozess überholt. Zudem wird bezüglich der Fe-Modifikation das Fe, das unlösliche intermetallische Teilchen enthält, abgerundet und in kleinere Teilchen zersplittert, wenn die Lösungstemperatur erhöht wird. Dies eröffnet die Möglichkeit für anfängliche schmelzfreie Mikrostrukturen bei höheren Temperaturen; zumindest bis zur eutektischen Temperatur.
Zugfestigkeiten aus den Proben der 5 und 6 sind in den 7 und 8 grafisch dargestellt. Es gilt zu beachten, dass die Raumtemperatur-Spitzenfestigkeit aus der Wärmebehandlung der T61-Lösung resultiert.
Die Zugfestigkeit der Proben aus den Tabellen 1 und 2, die anschließend für 200 Stunden bei 250 °C stabilisiert wurden, ist in 8 dargestellt. Die Mikrostruktur im Gusszustand weist jedoch die beste Festigkeitsretention auf, jedoch beginnt sich auch die Hochtemperaturfestigkeit zu verbessern, wenn die maximale Lösungstemperatur erhöht wird, was zu einer Vergröberung der Teilchen der zweiten Phase führt.
Ein Großteil der Hartteilchen in der Mikrostruktur, die Aggregathärte und -stärke erhöhen sich; insbesondere bei erhöhter Temperatur, wo die Härte und Festigkeit der Aluminiummatrix rasch abnimmt. Lösliche Phasen wie lösliche intermetallische Elemente und Verstärkungsausscheidungen erhöhen die Härte und Festigkeit nach langzeitiger erhöhter Temperaturbelastung nur geringfügig. Allerdings sind lösliche intermetallische Elemente und Verstärkungsausscheidungen bei der Herstellung sehr hilfreich. Beispielsweise sind Bearbeitungskräfte und Werkzeugverschleiß bei Aluminiumgussteilen mit höherer Härte im Allgemeinen niedriger. Somit ist das Beibehalten eines minimalen Aushärtungsgrades notwendig, um bei der Herstellung des bearbeiteten Gussteils zu helfen. Hinsichtlich der Langzeitbeständigkeit in einer erhöhten Temperatur- oder Zyklustemperaturumgebung ist ein optimaler Volumenanteil an Hartteilchen erforderlich, der die Härte und Festigkeit gegenüber der Duktilität und der Ermüdungsbeständigkeit ausgleicht. Der optimale Volumenanteil ist nicht für jede Gießentwurfsanwendung festgelegt, da Beladung, Bauteilgeometrie, Betriebstemperatur und Heizraten allesamt zur Bestimmung des optimalen Volumenanteils beitragen. Darüber hinaus trägt die Beschaffenheit der Hartteilchen, einschließlich der Härte, Größe, Form, des Abstandes und der Grenzflächenbindung an die Matrix auch zu den Informationen bei, die erforderlich sind, um den optimalen Volumenanteil der Hartteilchen festzulegen.
Infolgedessen ist ein Mindestmaß an Ausscheidungshärtung erforderlich. In Aluminium-Silizium-Gusslegierungen kann eine ausreichende Härte mit Magnesium über 0,25 % oder Kupfer über 1,5 % oder einer Kombination beider entwickelt werden. Das Mg und Cu so niedrig wie praktisch möglich zu halten ist wichtig, da höhere Anteile zur Bildung von löslichen intermetallischen Elemente führen, die die Gießqualität verringern und das oben beschriebene Wärmebehandlungsverfahren durch die Blockierung des anfänglichen Schmelzens beeinträchtigen.
Darüber hinaus müssen der Volumenanteil, die Größe und die Verteilung der unlöslichen Hartphasen sowohl des eutektischen Siliziums als auch der intermetallischen Elemente an einer engen Toleranzstufe gemessen werden. Dies wird durch eine chemische Modifikation erreicht, um den lokalen Erstarrungsbedingungen während des primären Gießverfahrens zu entsprechen. Der Volumenanteil dieser Phasen wird durch nachfolgende thermische Verarbeitung nicht verändert; lediglich die Form und Größe, weshalb es vorteilhaft ist, die richtige Menge in der anfänglichen Mikrostruktur zu erzeugen. Bei Hochtemperaturanwendungen beinhaltet die Legierung Silizium in einer Menge zwischen 5,0 % und 17,0 Gew.-%, Eisen in einer Menge zwischen 0,0 % und 0,9 Gew.-%, Mangan in einer Menge zwischen 0,0 % und 1,0 Gew.-%, Chrom in einer Menge zwischen 0,0 % und 0,3 Gew.-% und Nickel in einer Menge zwischen 0,0 % und 2,0 Gew.-%.
Anschließend erzeugt die Optimierung des Wärmebehandlungsverfahrens die Größe, die Form und den Volumenanteil der unlöslichen Hartteilchen, die für die Anwendung spezifiziert sind. Kommerzielle Legierungen können eine verbesserte Temperaturfestigkeit bei erhöhten Temperaturen aufweisen, wenn sie nicht lösungsbehandelt worden sind, da ein erheblicher Anteil der Hartphasen löslich ist und somit während der Lösung verschwinden kann. Darüber hinaus wurden aktuelle Lösungsbehandlungsverfahren optimiert, um die eutektische Siliziumgröße zu minimieren und die Duktilität zu maximieren. Für eine erhöhte Temperaturfestigkeit sind jedoch etwas größere Teilchengrößen erforderlich. Somit ist eine Unterlösung, die eine Legierung mit einer ziemlich guten morphologischen Kontrolle der unlöslichen intermetallischen Elemente bei einem optimalen Volumenanteil behandelt, eines der möglichen Verfahren, die verwendet werden können. Alternativ dazu kann eine überkritische Lösungsbehandlung durch Einstufung der Temperatur auf Pegel, die es dem eutektischen Silizium ermöglichen, über das Minimum hinauszuwachsen, während die unlöslichen intermetallischen Phasen gleichzeitig verfeinert und sphäroidisiert werden, ein weiteres mögliches Verfahren darstellen. Sobald die Form und Größe der Hartteilchen durch das Lösungsbehandlungsverfahren definiert sind, wird sich die nachfolgende thermische Belastung während des Alterns und im Betrieb nur geringfügig auf die Eigenschaften auswirken. Daher sind die Aufrechterhaltung einer stabilen Struktur und die Eigenschaften, die die minimale Härte und Festigkeit festlegen, das Ziel des Verfahrens, sobald die Aushärtungsausscheidungen inkohärent geworden sind.
Legierungszusammensetzung, Gießverfahren und Wärmebehandlungsverfahren werden gesteuert, um ein Aluminiumgussteil mit unlöslichen intermetallischen Phasen zu bilden, die raffiniert und sphäroidisiert sind. Obgleich die intermetallischen Phasen primär eisenbasiert sind, können dieselben Mn, Cr, Ni usw. als geringfügige Verunreinigungen enthalten. Die intermetallischen Phasen sind bei weniger als 2 bis 3 Volumenprozent für Anwendungen enthalten, die eine Raumtemperaturzähigkeit oder 6 bis 10 Volumenprozent für Anwendungen mit hoher Steifigkeit erfordern. Die eutektische Siliziumphase wird über die minimale Teilchengröße hinweg stabilisiert und durch Fragmentierung von unmodifizierten Strukturen oder Agglomeration modifizierter Strukturen sphäroidisiert. Die Größe der Hartteilchen liegt idealerweise zwischen 50 und 110 Mikrometer (äquivalenter Kreisdurchmesser (μm) = √4A/π, wobei sich A als gemessene Fläche des Teilchens) mit Teilchenform der Kugelform annähert. Die eutektische Siliziumphase ist inbegriffen und liegt für Anwendungen mit hoher Zähigkeit bei etwa 6 bis 12 Volumenprozent und für Anwendungen mit höherer Steifigkeit bei 6 bis 15 Volumenprozent.
Somit zeigen Tabelle 3 Legierungszusammensetzungen für verschiedene Anwendungen; einschließlich mittlerer oder hoher Temperatur und hoher oder niedriger Zähigkeit.

Tabelle 3: Chemische Zusammensetzungen für mittlere oder hohe Temperaturen, niedrige oder hohe Zähigkeitsanwendungen.

Neben den Zusammensetzungsrichtlinien von Tabelle 3 beinhaltet Tabelle 4 Richtlinien für optimale Mikrostrukturmerkmale für jede der Anwendungen.

Optimale Mikrostruktureigenschaften
Siliziumteilchengröße	m	30–60	30–70	50–80	50–110
Siliziumvolumenanteil	%	5–6	5–8	6–12	6–15

Unlösliche intermetallische Teilchengröße	m	30–55	30–80	50–65	55–75
Unlöslicher intermetallischer Volumenanteil	%	2–3	2,5–4,5	4–7	6–10

Während die besten Ausführungsweisen der Erfindung ausführlich beschrieben wurden, werden die mit der hier beschriebenen Technik vertrauten Fachleute diverse alternative Ausgestaltungen und Ausführungsformen erkennen, mit denen die Erfindung im Rahmen der nachfolgend aufgeführten Ansprüche praktisch umgesetzt werden kann.

Claims

Gusslegierung und Herstellungsverfahren auf Aluminium-Siliziumbasis, wobei die Gusslegierung eine Zusammensetzung mit unter anderem folgenden Gewichtsanteilen beinhaltet: von etwa 5,00 % bis etwa 17,00 % Silizium (Si); von etwa 0,00 % bis etwa 0,90 % Eisen (Fe); von etwa 0,00 % bis etwa 1,00 % Mangan (Mn); von etwa 0,000 % bis etwa 0,018 % Strontium (Sr); von etwa 0,00 % bis etwa 2,00 % Kupfer (Cu); von etwa 0,00 % bis etwa 0,50 % Magnesium (Mg); von etwa 0,00 % bis etwa 0,05 % Zink (Zn); von etwa 0,01 % bis etwa 0,10 Bor (B); und ein ausgewogenes Verhältnis von Aluminium (Al).
Gusslegierung und Herstellungsverfahren auf Aluminium-Siliziumbasis nach Anspruch 1, worin die Zusammensetzung einen Gewichtsanteil von etwa 7,85 % bis etwa 7,90 % Silizium und etwa 0,20 % bis etwa 0,30 % Eisen beinhaltet.
Gusslegierung und Herstellungsverfahren auf Aluminium-Siliziumbasis nach Anspruch 2, worin die Zusammensetzung einen Gewichtsanteil von etwa 0,00 % Strontium beinhaltet.
Gusslegierung und Herstellungsverfahren auf Aluminium-Siliziumbasis nach Anspruch 2, worin die Zusammensetzung einen Gewichtsanteil von etwa 0,009 % Strontium beinhaltet.
Gusslegierung und Herstellungsverfahren auf Aluminium-Siliziumbasis x nach Anspruch 1, worin die Zusammensetzung einen Gewichtsanteil von etwa 0,30 % bis etwa 0,41 % Eisen und etwa 0,00 % Strontium beinhaltet.
Gusslegierung und Herstellungsverfahren auf Aluminium-Siliziumbasis und Herstellungsverfahren nach Anspruch 1, worin die Zusammensetzung einen Gewichtsanteil von mehr als etwa 0,25 % Magnesium beinhaltet.
Gusslegierung und Herstellungsverfahren auf Aluminium-Siliziumbasis nach Anspruch 1, worin die Zusammensetzung einen Gewichtsanteil von mehr als etwa 1,50 % Kupfer beinhaltet.
Gusslegierung und Herstellungsverfahren auf Aluminium-Siliziumbasis nach Anspruch 1, worin das Herstellungsverfahren das Herstellen eines Gussteils mittels eines Sandgussverfahrens, eines permanenten Formgussverfahrens, eines halb-permanenten Formgussverfahrens, eines Hochdruckwerkzeugs Ein Gießverfahren, ein Klemmgussverfahren und ein Schaumgussverfahren beinhaltet, und worin das Gussteil analysiert wird, um einen Siliziumteilchenvolumenanteil, eine durchschnittliche Siliziumteilchengröße, einen unlöslichen intermetallischen Teilchenvolumenanteil und eine unlösliche intermetallische mittlere Teilchengröße zu bestimmen.
Gusslegierung und Herstellungsverfahren auf Aluminium-Siliziumbasis nach Anspruch 1, worin das Gussteil in den folgenden Schritten auf eine höhere Anfangsschmelztemperatur lösungsbehandelt wird: Erhitzen des Gussteils auf eine erste Temperatur von etwa 495 °C für eine erste Zeitspanne von etwa 3 Stunden; Erhitzen des Gussteils auf eine zweite Temperatur von etwa 515 °C für eine zweite Zeitspanne von etwa 3 Stunden; und Erhitzen des Gussteils auf eine dritte Temperatur von etwa 530 °C für eine dritte Zeitspanne von etwa 2 Stunden.