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TECHNISCHES GEBIET
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Die vorliegende Offenbarung betrifft ein System und Verfahren zur Stabilisierung von Übergangsmetallniederschlägen in Aluminiumgusslegierungen während der primären Verfestigung.
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EINLEITUNG
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Diese Einleitung stellt im Allgemeinen den Kontext der Offenbarung dar. Die Arbeit der gegenwärtig genannten Erfinder in dem in diesem Hintergrundabschnitt beschriebenen Umfang sowie Aspekte der Beschreibung, die zum Zeitpunkt der Anmeldung ansonsten nicht als Stand der Technik gelten, werden gegenüber der vorliegenden Offenbarung ausdrücklich noch implizit als Stand der Technik zugelassen.
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Aluminiumgusslegierungen finden aufgrund der guten Gießbarkeit, Korrosionsbeständigkeit, maschinellen Bearbeitbarkeit und des hohen Festigkeits-GewichtsVerhältnisses 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. Legierungszusammensetzungen mit einem niedrigeren Siliziumgehalt lassen sich schwieriger gießen, sie verfügen über eine geringere Viskosität zur Formfüllung und eine geringere latente Wärme für das Zuführen der Verfestigungsschrumpfung. Ferner neigen Legierungszusammensetzungen mit einem niedrigen Siliziumgehalt während der Verfestigung zu einem Warmrissdefekt, in dem ein teilweise verfestigtes Gussstück sich aufgrund der Kontraktion des Gussstücks während der Abkühlung selbst auseinanderreist, was Risse hinterlässt, die zu undichten Stellen, verringerten mechanischen Eigenschaften und eine verringerte Ermüdungsfestigkeit führen. Aufgrund dieser Herstellungsprobleme erschwert die Addition der Übergangsmetalle zur Metallzusammensetzung sowohl die Gießbarkeit als auch die Ermüdungsfestigkeit dieser Stoffe.
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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.
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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. Aluminiumlegierungen die zwischen etwa sieben bis zehn Gewichtsprozent Silizium aufweisen sind für das Erleichtern des Gussprozesses bekannt. Das Silizium dehnt sich während der Verfestigung aus, was dazu führt, dass die Gesamtschrumpfung der Legierung während der Verfestigung ausgeglichen wird, was der Regierung mehr Energie zuführt, die Viskosität der Schmelze erhöht, um die Füllung der Form zu verbessern. Dadurch verfestigt sich das Gussstück im Allgemeinen besser als diejenigen Gussstücke, die kein Silizium enthalten. Die Gegenwart von Silizium innerhalb der Aluminiumlegierung vergiftet oder reduziert jedoch die Fähigkeit der Legierung hohe Temperaturphasen auszubilden. Dies verringert die Fähigkeit dieser Legierungen in einigen Anwendungen mit hoher Temperatur verwendet zu werden. Die Reduktion in den Phasen mit hoher Temperaturen verringert die Lebensdauer des Gussstücks in Anwendungen mit hoher Temperatur.
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KURZDARSTELLUNG
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In einem exemplarischen Aspekt beinhaltet ein System zum Gießen einer Aluminiumlegierung eine erste Kammer, die eine erste Schmelze bei einer hohen Temperatur enthält, eine zweite Kammer, die eine zweite Schmelze bei einer zweiten Temperatur enthält, die geringer als die erste Temperatur ist, eine Mischkammer, die sich mit der ersten Kammer und der zweiten Kammer in Verbindung befindet, um die erste Schmelze aus der ersten Kammer zur selben Zeit wie die zweite Schmelze aus der zweiten Kammer aufzunehmen und diese zeitgleich zu vermischen, und eine Formkammer, die sich mit der Mischkammer in Verbindung befindet und in die die vermischte Schmelze aufgenommen wird.
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In einem weiteren exemplarischen Aspekt beinhaltet die erste Schmelze Aluminium und mindestens ein peritektisches Übergangsmetallelement.
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In einem weiteren exemplarischen Aspekt beinhaltet die erste Schmelze eines aus: Zirkonium, Scandium, Kobalt, Chrom, Niob, Tantal, Titan, Vanadium, Wolfram, Molybdän und Bor.
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In einem weiteren exemplarischen Aspekt weist die zweite Schmelze eine Zusammensetzung auf, die einen höheren Siliziumgehalt als die erste Schmelze beinhaltet.
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In einem weiteren exemplarischen Aspekt weist die zweite Schmelze eine Zusammensetzung auf, die einen höheren Kupfergehalt als die erste Schmelze beinhaltet.
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In einem weiteren exemplarischen Aspekt weist die zweite Schmelze eine Zusammensetzung auf, die einen höheren Magnesiumgehalt als die erste Schmelze beinhaltet.
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In einem weiteren exemplarischen Aspekt ist die erste Temperatur höher als die Liquidustemperatur eines Aluminiumniederschlags in der ersten Schmelze und die zweite Temperatur ist geringer als die Liquidustemperatur des Aluminiumniederschlags in der ersten Schmelze und höher als die Liquidustemperatur der durchgemischten Schmelze.
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In einem exemplarischen Aspekt beinhaltet der Aluminiumniederschlag mindestens eines aus einem Aluminium-Vanadium Niederschlag, einem Aluminium-Zirkonium Niederschlag, einem Aluminium-Titan Niederschlag, ein Aluminium-Scandium Niederschlag, einem Aluminium-Kobalt Niederschlag, einem Aluminium-Chrom Niederschlag, einem Aluminium-Niob Niederschlag und einem Aluminium-Tantal Niederschlag und einem Aluminium-Wolfram Niederschlag, einem Aluminium-Molybdän Niederschlag, einem Aluminium-Hafnium Niederschlag und einem Aluminium-Bor Niederschlag.
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Auf diese Weise werden eine verbesserte erhöhte Temperatur, Verschleißfestigkeit und/oder sonstige Eigenschaften von gegossenen Aluminiumlegierungen bereitgestellt. Ferner verbessert die Ausbildung von primären Niederschlägen die eigenen Kornverfeinerungsfähigkeiten der Legierung, weil die Notwendigkeit exogene Kornverfeinerungsmaterialien wie z. B. Di-Borid oder Titan-Aluminid-Partikel hinzuzufügen, durch Kornverfeinerungsagenzien reduziert oder beseitigt. Selbst wenn diese mit Kornverfeinerungsmaterialien kombiniert werden, wird die Kornverfeinerung, im Vergleich zu dem was bis dahin ausschließlich durch exogene Additionen möglich gewesen war, weiter verbessert. Dies stellt eine verbesserte Gießbarkeit und eine verringerte Anfälligkeit für Defekte bereit.
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Weitere Anwendungsbereiche der vorliegenden Offenbarung ergeben sich aus der nachfolgenden ausführlichen Beschreibung. Es ist zu beachten, dass die ausführliche Beschreibung und die spezifischen Beispiele nur dem Zweck der Veranschaulichung dienen und nicht dazu beabsichtigt sind, den Umfang der Offenbarung zu begrenzen.
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Die oben genannten Merkmale und Vorteile sowie weitere Merkmale und Vorteile der Erfindung sind aus der folgenden ausführlichen Beschreibung einschließlich der Ansprüche und der Ausführungsformen leicht ersichtlich, wenn sie zusammen mit den beigefügten Zeichnungen genommen werden.
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Figurenliste
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Die vorliegende Offenbarung wird verständlicher unter Zuhilfenahme der ausführlichen Beschreibung und der zugehörigen Zeichnungen, worin gilt:
- 1 ist eine schematische Darstellung eines exemplarischen Gießsystems gemäß der vorliegenden Erfindung;
- 2 ist ein Zustandsdiagramm für Aluminium-Zirkonium;
- 3 ist ein Zustandsdiagramm für Aluminium-Titan;
- 4 ist ein Zustandsdiagramm für Aluminium-Silizium;
- 5A ein Zustandsdiagramm für eine Aluminium-Zirkonium-Legierung mit einer kleinen Menge Silizium als Verunreinigung; und
- 5B ein Zustandsdiagramm für eine Aluminium-Zirkonium-Legierung mit ungefähr zehn Prozent Silizium für Gießbarkeit und etwa 1,5 % Kupfer und 0,4 % Magnesium für Härtbarkeit.
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AUSFÜHRLICHE BESCHREIBUNG
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1 ist eine schematische Darstellung eines exemplarischen Gießsystems 100 in Übereinstimmung mit der vorliegenden Erfindung. Das Gießsystem 100 beinhaltet eine erste Kammer 102 und eine zweite Kammer 104. Die erste Kammer 102 enthält eine erste Schmelze bei einer ersten Temperatur und die zweiten Kammer 104 enthält eine zweite Schmelze bei einer zweiten Temperatur. Die erste Temperatur niedriger ist als die zweite Temperatur. Das System 100 beinhaltet ferner eine Mischkammer 106, die sich sowohl in Verbindung mit der ersten Kammer 102 als auch der zweiten Kammer 104 befindet. Die Mischkammer 106 ist ferner mit einer Form 108 in Verbindung.
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In einem exemplarischen Verfahren können die erste Schmelze und die zweite Schmelze gleichzeitig in die Mischkammer 106 eingeführt werden, wobei Wärme schnell zwischen der ersten und der zweiten Schmelze während des Mischens ausgetauscht wird, was eine schnelle Keimbildung von Dispersoiden eines stabilen Aluminiumniederschlags von Komponenten in der ersten Schmelze in Gang setzt. Auf diese Weise führt das Mischen der zweiten Schmelze der geringeren Temperatur mit der ersten Schmelze flüssiges Abschrecken durch, in dem stabile Niederschläge hoher Temperatur in der Mischschmelze ausgebildet werden. Die Mischschmelze, die Niederschlag von hoher Temperatur beinhaltet, fließt dann aus der Mischkammer in die Form, wo die Verfestigung der Mischschmelze stattfindet. Ein schneller Übergang aus der Mischkammer in die Form minimiert die Agglomeration der Niederschläge (oder „Dispersoide“) von hoher Temperatur. Ferner minimiert die sich ergebende geringe Diffusion der Übergangsmetallatome die Umwandlung der Dispersionside zu komplexeren intermetallischen Phasen während der Verfestigung der Mischschmelze in der Form und hemmt die Auflösung während jeder nachfolgenden Wärmebehandlung oder bei Temperaturen, denen der Gießvorgang während der Verwendung ausgesetzt ist. Dies führt zu einem Gießen, das stabile Eigenschaften bei hohen Temperaturen aufweist.
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In einer exemplarischen Ausführungsform beinhaltet die erste Schmelze Aluminium und eines aus einem peritektischen Übergangsmetallelement und wird innerhalb der ersten Kammer 102 bei einer Temperatur gehalten, die sich oberhalb der Liquidustemperatur der ersten Schmelze befindet und die zweite Schmelze beinhaltet eine Aluminiumlegierung und wird innerhalb der zweiten Kammer 104 bei einer Temperatur gehalten, die sich unterhalb der Liquidustemperatur der ersten Schmelze und oberhalb der Liquidustemperatur der Mischschmelze befindet.
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Die zweite Schmelze kann auch Silizium beinhalten, welches ein bekanntes Gift für die Niederschlagsbildungsreaktion bei hoher Temperatur ist, aber welches innerhalb der zweiten Schmelze bereitgestellt werden kann, um die Gießbarkeit der Mischschmelze während des Gießvorgangs zu verbessern. Auf diese Weise wird die zweite Schmelze, die einen höheren Siliziumgehalt enthält, separat vorbereitet. Die zweite Schmelze kann auch aushärtende Elemente enthalten, wie zum Beispiel Kupfer und Magnesium.
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Auf diese Weise können die Zusammensetzung, Temperatur und das Volumen der zwei Vorläuferschmelze maßgeschneidert werden, um den Volumenanteil und die Dispersion des Aluminid zu optimieren, um optimale Eigenschaften bereitzustellen. Die eutektische zweite Schmelze mit einem niedrigeren Schmelzpunkt, die bei einer niedrigeren Temperatur als die erste Schmelze gehalten wird, bewirkt eine schnellere Senkung der Temperatur der ersten Schmelze während der Mischphase, welche die Keimbildung der Dispersoide des Niederschlags von hoher Temperatur in der Mischschmelze genau vor der Einführung in die Form und der sich daran anschließenden bevorstehenden Verfestigung in Gang setzt. Somit stellt das erfindungsgemäße Verfahren zwei sich gegenseitig ausschließende Verfestigungsreaktionen bereit, die im sich daraus ergebenden Gussstück stark kornverfeinerte primäre Übergangsmetall-Aluminide bereitstellen.
Tabelle 1
| | Ursprüngliche Schmelze 1 | Ursprüngliche Schmelze 2 | Ziellegierung |
| Gewicht | 25 | 75 | 100 |
| Si | 0,1 | 12 | 9,025 |
| Fe | 0,1 | 0,5 | 0,4 |
| Cu | 0,1 | 3,5 | 2,65 |
| Mg | 0,1 | 0,5 | 0,4 |
| Ti | 0,5 | 0,2 | 0,275 |
| Mn | 0,3 | 0,3 | 0,3 |
| Zn | 0,1 | 0,3 | 0,25 |
| V | 0,75 | 0,01 | 0,195 |
| Zr | 1 | 0,01 | 0,2575 |
| Temperatur | 1000 | 600 | 700 |
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Tabelle 1 veranschaulicht einen exemplarischen Satz von Schmelzzusammensetzungen und -temperaturen, die wenn sie kurz vor der Einführung in den Formhohlraum zusammengemischt werden, eine Ziellegierung mit verbesserten Eigenschaften ergibt. Die erste Schmelze wird bei einer Temperatur von 1000 Grad Celsius in der ersten Kammer 102 gehalten und die zweite Schmelze wird bei einer Temperatur von 600 Grad Celsius in der zweiten Kammer 104 gehalten. Die erste Schmelze enthält Übergangsmetallelemente, wie zum Beispiel Zirkonium und Vanadium, die sich normalerweise durch eine peritektische Reaktion während der Vermischung mit der zweiten Schmelze in der Mischkammer 106 verfestigen. Aufgrund der Beschaffenheiten der peritektischen Reaktion kann sich während der Verfestigung nur eine kleine Menge von Dispersoiden bilden und aufgrund der hohen Temperatur der sich ausbildenden Phasen, können die Dispersoidphasen anschließend nicht unter Verwendung eines Wärmebehandlungsprozesses im festen Zustand ausgebildet werden. Die zweite Schmelze enthält im Gegensatz dazu einen viel höheren Silizium-, Kupfer- und Magnesiumgehalt als die erste Schmelze. Wie vorstehend erläutert verbessern diese Elemente die Gießbarkeit der Mischschmelze und stellen niederschlagsstärkende Vorteile bereit.
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Während 1 eine Mischkammer 106 veranschaulicht, die sich außerhalb der Gießform 108 befindet, kann die Mischkammer 106 sich, ohne darauf beschränkt zu sein, an anderen Stellen, wie zum Beispiel in einer an Gusskammer innerhalb der Form befinden. Im Allgemeinen sollte das Mischen vor dem Einführen der Mischschmelze in die Gießkammer stattfinden, sodass die sich innerhalb der Gießform befindliche Schmelze homogen ist, um während des gesamten Gießvorgangs gleichbleibende Qualitäten und Charakteristiken bereitzustellen. Inkonsistenz oder Varianz bei den Charakteristiken der Gussqualitäten ist eines der Probleme, welche durch diese Erfindung gelöst werden.
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Unter nunmehriger Bezugnahme auf 2 wird die erste Schmelze aus einem vollständig flüssigen Zustand in einer Zweiphasenflüssigkeit und einen Dispersoidbereich des Phasendiagramms 200 abgeschreckt, wenn die erste Schmelze von hoher Temperatur mit der zweiten Schmelze von niedrigerer Temperatur in der Mischkammer 106 vermischt wird. Die erste Schmelze von hoher Temperatur startet zunächst bei Punkt A im Zustandsdiagramm. Punkt A entspricht einer vollständig flüssigen Schmelze. Wenn die erste Schmelze mit der zweiten Schmelze vermischt wird, wird die Temperatur gesenkt, wodurch, wie durch den Übergang von Punkt A im Zustandsdiagramm 200 zu Punkt B angezeigt, ein Abschrecken der ersten Schmelze stattfindet. Sobald die Temperatur die gekrümmte Linie knapp unterhalb von Punkt „A“ kreuzt, beginnt die Bildung von festem ZrAl3. Dieser Flüssigkeit-zu-Flüssigkeit-Abschreckvorgang verursacht, wie durch die Linie bei „C“ angezeigt, den unmittelbaren Niederschlag der Phase ZrAl3 von hoher Temperatur. Die Anzahl an Dispersoiden wird durch die hohe Antriebskraft, die durch die Temperaturänderung erzeugt wird, maximiert, wodurch die Größe der Dispersoide minimiert wird. Die Dispersoide werden dann über die gesamte Mischschmelze gleichmäßig verteilt, indem das Mischen vor der Einführung in die Form und vor dem Einsetzen der Verfestigung in der Mischkammer 106 stattfindet.
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Die nachfolgende unmittelbare Verfestigung des Gussstücks erfolgt schnell, was ein nennenswertes Wachstum der Dispersoide oder ihre Umwandlung in komplexere intermetallische Phasen ausschließt. Auf diese Weise stellen die resultierenden Dispersoid-Phasen hervorragende Keime für die primäre Verfestigung des Aluminiums, welche die Kornverfeinerung des Gussstücks unterstützen, dar.
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3 stellt ein Zustandsdiagramm 300 einer anderen exemplarischen Schmelze von hoher Temperatur bereit, die hohe Temperaturphasen in einer ähnlichen peritektischen Reaktion ausbilden kann. Bei konventionellen Gusslegierungen muss die Gießtemperatur minimiert werden, da die Wasserstofflöslichkeit mit ansteigender Temperatur zunimmt. Ein höherer Wasserstoffgehalt erhöht die Porosität des Gases im resultierenden verfestigten Gussstück. Um auch nur ein Prozent Titan in die Aluminiumlegierung zu integrieren, muss die Temperatur der Schmelze, wie im Zustandsdiagramm aus 3 angegeben, mehr als 900 Gard Celsius betragen. Im Gegensatz dazu, werden konventionelle Legierungen bei Temperaturen gegossen, die nicht mehr als etwa 720 Grad Celsius betragen. Somit ermöglicht diese Erfindung ohne Einschränkung die Möglichkeit viele andere Temperaturphasen, die bisher nicht möglich gewesen sind, zusätzlich zu den hierin beschriebenen bereitzustellen.
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Die Schmelze höherer Temperatur wird bei einer Temperatur gehalten, die sich oberhalb des Liquidus dieser Schmelze befindet. Die Zusammensetzung der Schmelze kann im Wesentlichen und ohne Einschränkungen Aluminium zusammen mit einer beliebigen Anzahl anderer peritektischer Übergangsmetallelemente, wie zum Beispiel Zirkonium, Scandium, Kobalt, Chrom, Niob, Tantal, Titan, Vanadium, Wolfram, Molybdän, und dergleichen beinhalten. Die Gesamtheit aller Elemente in der Legierung kann durch die resultierende Liquidustemperatur beschränkt sein. In exemplarischen Ausführungsformen kann die Schmelze unterhalb einer Temperatur von etwa tausend Grad Celsius gehalten werden, aber kann auf zwölf hundert Grad Celsius oder höher für kurze Zeitperioden erhitzt werden, wie dies der Fall ist, wenn die Schmelze unter Verwendung eines Schmelz-On-Demand-Systems hergestellt wird, welcher nur die Menge des für jeden Gus benötigten Materials schmilzt. In einem derartigen System überschreitet Temperatur tausend Grad Celsius wahrscheinlich nur für eine kurze Zeitdauer.
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Die Schmelze der geringeren Temperatur kann bei einer Temperatur gehalten werden, die oberhalb der Liquidustemperatur dieser Schmelze liegt. Die Zusammensetzung dieser Schmelze kann gesteuert werden, um die Liquidustemperatur zu minimieren, um einen fast eutektischen Siliziumgehalt von zwischen etwa 10-12% Silizium bereitzustellen, wobei die Mischschmelze einen Siliziumgehalt von zwischen etwa 6-10% Silizium aufweist. Legierungselemente in der Schmelze der niedrigeren Temperatur können ferner Elemente beinhalten, welche die Härtbarkeit verbessern, wie zum Beispiel Kupfer und Magnesium, aber können auch andere Elemente beinhalten, wie zum Beispiel Silber, Zink, Mangan und dergleichen. In einer exemplarischen Ausführungsform kann die Schmelze niedrigerer Temperatur einen Mischlegierungsgehalt von zwischen etwa 0,5 - 5,5% Kupfer, zwischen etwa 0,1 - 0,6% Magnesium, zwischen etwa 0,1 - 3,0% Zink und/oder zwischen etwa 0,1 - 0,6% Mangan beinhalten.
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Die Mischschmelze ergibt eine Temperatur über der Liquidustemperatur der Zusammensetzung der Mischschmelze. Die Zusammensetzung, Temperatur und das Volumen können durch die Regeln von Mischungen ermittelt werden, welche die Zusammensetzung der Schmelze bei hoher Temperatur und der Schmelze bei niedriger Temperatur im Betracht ziehen. Nach dem Mischen, kann das Gießen unmittelbar nach dem Minimieren der Agglomeration der Dispersoide von hoher Temperatur durchgeführt werden. Die geringe Diffusion der Übergangsmetallatome minimiert die Umwandlung der Dispersoide von hoher Temperatur zu komplexeren intermetallischen Phasen während der Verfestigung und hemmt die Auflösung bei der Wärmebehandlungstemperatur und bei der Servicetemperatur, um für die Lebensdauer des Gussstücks stabile Eigenschaften bei erhöhter Temperatur zu erzeugen.
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5A veranschaulicht ein Zustandsdiagramm 500 für eine Aluminium-Zirkonium-Legierung mit einer kleinen Menge Silizium als Verunreinigung. 5B veranschaulicht ein Zustandsdiagramm 502 für eine Aluminium-Zirkonium-Legierung mit ungefähr zehn Prozent Silizium für Gießbarkeit und etwa 1,5 % Kupfer und 0,4 % Magnesium für Härtbarkeit. Der Vergleich der zwei Phasendiagramme 500 und 502 veranschaulicht, dass die Zusätze von Silizium, Kupfer, Magnesium verhindern, dass ZrAl3 von hoher Temperatur sich bei Raumtemperatur bildet. Die vorliegende Erfindung umgeht dieses Problem durch Unterbinden der Gleichgewichtsphasenverteilung durch Steuern der Kinetik zur Ausbildung der Dispersolidphasen durch Erstarren einer Schmelzlegierung von hoher Temperatur, die gemäß der Veranschaulichung des Zustandsdiagramms 500 während des Mischens der zwei Legierungen Dispersoide ausbildet und die Mischschmelze dann gießt, um die Mischschmelze zu verfestigen, um die restlichen Phasen auszubilden, die für die Gießbarkeit und die anschließende Wärmebehandlung, um eine Niederschlag-Härtung zu erzeugen, notwendig sind. Die Niederschläge von hoher Temperatur, die während des Mischen der zwei Schmelzen ausgebildet werden, lösen sich während der anschließenden Verfestigung nicht auf, da die Diffusionsraten für Zirkonium (und sonstige Übergangsmetalle) bei diesen Temperaturbereichen sehr gering sind. Dieses ist für die Unfähigkeit verantwortlich, Dispersoid-Phasen durch konventionelle Verfahren, wie etwa zum Beispiel durch die Wärmebehandlung, auszubilden.
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4 veranschaulicht ein Zustandsdiagramm 400 für Aluminium-Silizium. Konventionelle Gusslegierungen enthalten im Allgemeinen zwischen etwa sechs bis zehn Prozent Silizium. Somit beträgt die Liquidustemperatur etwa 620 - 640 Grad Celsius, welche das Gießen bei etwa 720 Grad Celsius (d. h. eine 100 Grad Celsius Überhitzungswärme) zulässt. In einem exemplarischen Aspekt enthält die Schmelze von niedrigerer Temperatur einen höheren Siliziumgehalt als diese herkömmlichen Legierungen, was bedeutet, dass die Schmelze einen noch geringeren Liquidus von etwa 600 Grad Celsius aufweist. Das Vermischen dieser Schmelze mit hohem Siliziumgehalt von geringer Temperatur mit einer Phasenschmelze von hoher Temperatur erhöht die Temperatur der Schmelze mit hohem Siliziumgehalt während sie Menge des Siliziums in der Mischschmelze senkt, was die Liquidustemperatur der Mischschmelze über der anfänglichen Schmelze mit hohem Siliziumgehalt anhebt. Dies hält die Temperatur der Mischschmelze oberhalb der erforderlichen Überhitzungswärme bei etwa 100 Grad Celsius über der Liquidustemperatur der Mischschmelze. Auf diese Weise reduziert die geringere Haltetemperatur der Schmelze mit hohen Siliziumgehalt von niedriger Temperatur den Wasserstoffgehalt und ergibt eine geringere Porosität des Gases im endgültigen Gussstück.
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Die Zusammensetzung, Temperatur und das Volumen der zwei Vorläuferschmelzen können maßgeschneidert werden, um den Volumenanteil und die Dispersion des Aluminids zu optimieren, um die erwünschten Eigenschaften im resultierenden Gussstück zu erhalten.
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Tabelle 2 zeigt exemplarische Bereiche für einen bevorzugten Satz von Schmelzen:
Tabelle 2
| Allgemein | Mindestens 1 der Folgenden | Minimaler kombinierter Bereich | Maximaler kombinierter Bereich |
| Dispersoid-F ormer | Zr, Sc, Co, Cr, Nb, Ta, Ti, V, W, Mo, B | 0,1 | 5,5 |
| Silizium | Si | 4,5 | 12,5 |
| Niederschlag-Verstärkungsstoffe | Cu, Mg, Zn, Mn | 0,2 | 7 |
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Tabelle 3 unten veranschaulicht eine bevorzugte Ausführungsform der Schmelzen:
Tabelle 3
| Bevorzugt 1 | Mindestens 1 der Folgenden | Minimaler kombinierter Bereich | Maximaler kombinierter Bereich |
| Dispersoid-Former | Zr, Sc, Co, Cr, Nb, Ta, Ti, V, W, Mo, B | 0,3 | 0,6 |
| Silizium | Si | 4,5 | 12,5 |
| Niederschlag-Verstärkungsstoffe | Cu, Mg, Zn, Mn | 0,2 | 0,7 |
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Tabelle 4 veranschaulicht eine weitere bevorzugte Ausführungsform für Schmelzen:
Tabelle 4
| Bevorzugt 2 | Mindestens 1 der Folgenden | Minimaler kombinierter Bereich | Maximaler kombinierter Bereich |
| Dispersoid-F ormer | Zr, Sc, Co, Cr, Nb, Ta, Ti, V, W, Mo, B | 0,3 | 1,3 |
| Silizium | Si | 4,5 | 12,5 |
| Niederschlag-Verstärkungsstoffe | Cu, Mg, Zn, Mn | 3 | 4 |
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Tabelle 5 veranschaulicht einen spezifischen exemplarischen Satz von Schmelzbedingungen:
Tabelle 5
| Spezialität | Mindestens 1 der Folgenden | Minimal er kombinierter Bereich | Maximal er kombinierter Bereich |
| Dispersoid-F ormer | Zr, Sc, Co, Cr, Nb, Ta, Ti, V, W, Mo, B | 0 | 1,3 |
| Silizium | Si | 11 | 22 |
| Niederschlag-Verstärkungsstoffe | Cu, Mg, Zn, Mn | 0,2 | 7 |
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Zusätzliche exemplarische Schmelz-Zusammensetzungen und resultierende Mischschmelz-Zusammensetzungen werden durch die Tabellen 6 bis 8 veranschaulicht:
Tabelle 6
| | Ursprüngliche Schmelze 1 | Ursprüngliche Schmelze 2 | Ziellegierung |
| Gewicht | 20 | 80 | 100,0 |
| | | | 0 |
| Si | 0,1 | 12 | 9,62 |
| Fe | 0,1 | 0,5 | 0,42 |
| Cu | 0,1 | 3,5 | 2,82 |
| Mg | 0,1 | 0,5 | 0,42 |
| Ti | 0,3 | 0,1 | 0,14 |
| Mn | 0,3 | 0,1 | 0,14 |
| Zn | 0,1 | 0,5 | 0,42 |
| V | 0,5 | 0,01 | 0,108 |
| Zr | 0,5 | 0,01 | 0,108 |
| Temperatur | 1200 | 620 | 736 |
Tabelle 7
| | Ursprüngliche Schmelze 1 | Ursprüngliche Schmelze 2 | Ziellegierung |
| Gewicht | 50 | 50 | 100 |
| Si | 0,1 | 12 | 6,05 |
| Fe | 0,1 | 0,5 | 0,3 |
| Cu | 0,1 | 3,5 | 1,8 |
| Mg | 0,1 | 0,5 | 0,3 |
| Ti | 0,3 | 0,1 | 0,2 |
| Mn | 0,3 | 0,1 | 0,2 |
| Zn | 0,1 | 0,5 | 0,3 |
| V | 0,5 | 0,01 | 0,255 |
| Zr | 0,5 | 0,01 | 0,255 |
| Temperatur | 800 | 620 | 710 |
Tabelle 8
| | Ursprüngliche Schmelze 1 | Ursprüngliche Schmelze 2 | Ziellegierung |
| Gewicht | 10 | 90 | 100,0 |
| | | | 0 |
| Si | 0,1 | 12 | 10,81 |
| Fe | 0,1 | 0,5 | 0,46 |
| Cu | 0,1 | 3,5 | 3,16 |
| Mg | 0,1 | 0,5 | 0,46 |
| Ti | 0,3 | 0,1 | 0,12 |
| Mn | 0,3 | 0,1 | 0,12 |
| Zn | 0,1 | 0,5 | 0,46 |
| V | 0,7 | 0,02 | 0,088 |
| Zr | 0,7 | 0,02 | 0,088 |
| Temperatur | 1100 | 640 | 686 |
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In einer noch weiteren exemplarischen Ausführungsform kann das primäre Silizium zum Beispiel verfeinert werden, um die verschleißbeständigen Eigenschaften des resultierenden Gussstücks zu verbessern. Unternunmehriger Bezugnahme auf 4 kann die Schmelze von höherer Temperatur eine Aluminium-Legierung mit einem hohem Siliziumgehalt beinhalten. Bei etwa 900 Grad Celsius ist eine Legierung mit einem 25% Siliziumgehalt vollständig geschmolzen, wie am Punkt „A“ im Zustandsdiagramm 400 angegeben. Eine Schmelze von niedrigerer Temperatur enthält eine eutektische oder hypoeutektische Zusammensetzung, wie durch Punkt „B“ im Zustandsdiagramm 400 angegeben. Die kombinierte Legierung (oder Mischschmelze) wird durch Punkt „C“ angegeben, und bildet aufgrund der kinetischen Keimbildner einer hohen Anzahl an primären Siliziumkristallen eine Legierung im Bereich herkömmlicher hyper-eutektischer Legierungen oder sogar mit höherem Siliziumgehalt als bisher möglich gewesen ist. Das Gießen aus dem kombinierten Legierung „C“ erhält die verfeinerte Struktur der Siliziumkristalle aufrecht, sodass der primäre Modus der anschließenden Verfestigung eine eutektische Verfestigung mit einigem Wachstum der primären Siliziumkristalle ist. Dies lässt die Möglichkeit der Verwendung chemischer Modifikatoren in der Schmelze von niedriger Temperatur offen, sodass die wie-verfestigte eutektische Struktur modifiziert bleibt und dabei die bisher unerreichbare Mikrostruktur erreicht, und sowohl primäres Silizium als auch modifiziertes eutektisches Silizium aufweist.
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In einer exemplarischen Ausführungsform kann die vorliegende Erfindung Komponenten für einen Verbrennungsmotor erzeugen, wie zum Beispiel einen Zylinderkopf aus einer Aluminiumlegierung, der bei hoher Temperatur, im Vergleich zu dem was zuvor erreicht werden konnte, verbesserte Eigenschaften aufweist. Auf diese Weise ist der Zylinderkopf in der Lage höheren Temperaturen standzuhalten, was die Wirksamkeit des Verbrennungsprozesses verbessert, was eine verbesserte Kraftstoffeffizienz und/oder eine verbesserte Leistung eines Fahrzeugs, das einen Verbrennungsmotor enthält, bereitstellt, wobei ein Zylinderkopf aus Aluminium die Merkmale, die durch die Verwendung der vorliegenden Erfindung erreichbar sind, enthält.
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Diese Beschreibung ist rein illustrativ und soll die vorliegende Offenbarung sowie ihre Ausführungen oder Verwendungen keineswegs einschränken. Die umfassenden Lehren der Offenbarung können in zahlreichen Formen umgesetzt werden. Obwohl die vorliegende Offenbarung also bestimmte Beispiele beinhaltet, ist der eigentliche Umfang der Offenbarung hierdurch in keiner Weise eingeschränkt und weitere Modifikationen gehen aus dem Studium der Zeichnungen, der Beschreibung und den folgenden Patentansprüchen hervor.
