DE19518127A1

DE19518127A1 - Legierungsmaterial zum Thixo-Gießen, Verfahren zum Zubereiten semi-geschmolzenen Legierungsmaterials zum Thixo-Gießen und Thixo-Gießverfahren

Info

Publication number: DE19518127A1
Application number: DE19518127A
Authority: DE
Inventors: Haruo Shiina; Nobuhiro Saito; Takeyoshi Nakamura; Takeshi Sugawara
Original assignee: Honda Motor Co Ltd
Current assignee: Honda Motor Co Ltd
Priority date: 1994-05-17
Filing date: 1995-05-17
Publication date: 1995-11-23
Anticipated expiration: 2015-05-18
Also published as: US5849115A; ITRM950316A0; ITRM950316A1; FR2720016B1; DE19518127C2; IT1278069B1; FR2720016A1

Description

Die Erfindung betrifft ein Legierungsmaterial zum Thixo- Gießen, ein Verfahren zum Zubereiten eines semi-geschmol zenen Legierungsmaterials zum Thixo-Gießen und einen Thixo- Gießprozeß. Der Begriff "Thixo-Gießen" bezeichnet hierbei einen Gießprozeß, bei welchem Material mit thixotropen Eigenschaften verwendet wird.

Herkömmlich bekannte Legierungsmaterialien zum Thixo-Gießen, bspw. Aluminiumlegierungen, umfassen Legierungen der 2000′er Serie nach der AA-Spezifikation (AA specification 2000-series alloys), die eingesetzt werden, um das Gußteil mit einer verbesserten Wärmewiderstandsfähigkeit zu verse hen, und Legierungen der 6000′er Serie nach der AA-Spezifi kation (AA specification 6000-series alloys), die zur Erhö hung der Widerstandsfähigkeit und Festigkeit eines Gußteils eingesetzt werden.

Bei der Durchführung des Thixo-Gießprozesses wird ein Ver fahren eingesetzt, bei welchem ein Aluminiumlegierungsma terial zur Zubereitung eines semi-geschmolzenen Aluminium legierungsmaterials einer Wärmebehandlung unterzogen wird, welches eine feste Phase (womit eine im wesentlichen feste Phase usw. gemeint ist) und eine flüssige Phase aufweist, die darin koexistieren, wobei weiter das semi-geschmolzene Aluminiumlegierungsmaterial unter Druck in einen Hohlraum in einer Gußform gegossen wird und das semi-geschmolzene Aluminiumlegierungsmaterial unter Druck verfestigt wird.

Bei der Durchführung des Thixo-Gießprozesses ergibt sich jedoch folgendes Problem: Bei Einsatz eines herkömmlichen Aluminiumlegierungsmaterials werden leicht Defekte, bspw. Leerstellen der Größenordnung Mikrometer, in einem Grenz bereich zwischen den körnigen festen Phasen des Gußteils erzeugt.

Die Erzeugung der Defekte ist an einem dicken Abschnitt des Gußteils, einem Abschnitt komplexer bzw. komplizierter Gestalt und dergl. bemerkenswert und führt zu einer Vermin derung der Ermüdungsfestigkeit des Gußteils.

Die bekannten Materialen dieser Art umfassen ein Legie rungsmaterial, bei welchem in einem differentialthermo analytischen Thermographen (differential thermal analysis thermograph; im folgenden kurz "DTA-Thermograph" genannt) sowohl ein durch eutektisches Schmelzen hervorgerufener V-förmiger erster endothermer Abschnitt (first angle entdothermic section) als auch ein V-förmiger zweiter endothermer Abschnitt (second angle entdothermic section) vorhanden sind, der durch Schmelzen eines Anteils mit einem Schmelzpunkt oberhalb des eutektischen Punkts hervorgerufen wird, und eine Differenz (T₅-T₄) zwischen der Spitzentempe ratur T₄ des V-förmigen ersten endothermen Abschnitts und der Spitzentemperatur T₅ des V-förmigen zweiten endothermen Abschnitts in einem durch (T₅-T₄) < 20°C dargestellten Be reich liegt.

Der erste endotherme Abschnitt und der zweite endotherme Abschnitt werden hierbei aufgrund der Gestalt der beiden diese Abschnitte charakterisierenden Maxima als "V-förmig" bezeichnet. Diese beiden Maxima weisen nämlich in der in den Zeichnungen getroffenen Darstellungsweise der DTA- Thermographen jeweils die Gestalt eines auf der Seite liegenden "V" auf. Im folgenden wird die sich auf die Gestalt der Maxima beziehende Bezeichnung "V-förmig" der beiden endothermen Abschnitte aus Gründen der einfacheren Terminologie weggelassen werden und die beiden Abschnitte kurz als "erster endothermer Abschnitt" und "zweiter endo thermer Abschnitt" bezeichnet werden.

Der Grund dafür, daß die Differenz (T₅-T₄) der beiden Tem peraturen T₄ und T₅, wie vorstehend beschrieben, auf einen kleinen Wert festgesetzt ist, liegt in der Einengung des Temperaturbereichs der Flüssig/Fest-Koexistenz des Alumi niummaterials, um die Erzeugung von Schrumpfungshohlräumen während der Verfestigung zu verhindern.

Bei dem Legierungsmaterial mit einer auf einen kleinen Wert festgesetzten Temperaturdifferenz (T₅-T₄) variiert der An teil der festen Phase bei einer Änderung der Erwärmungstem peratur. Um ein derartiges Legierungsmaterial gleichmäßig zu erwärmen, muß aus diesem Grund die Temperaturanstiegs rate herabgesetzt werden, d. h. die Erwärmungszeit muß auf einen großen Wert festgesetzt werden. Als Folge ist der Nachteil des Zusammenwachsens von Primärkristallen aufge treten, die die Hauptbestandteile der festen Phase bilden. Falls die Temperaturanstiegsrate erhöht wird, d. h. falls die Erwärmungszeit kurz festgesetzt ist, ist andererseits die Verteilung des festen Anteils in dem semi-geschmolze nen Legierungsmaterial ungleichmäßig, was zu dem Nachteil führt, daß das semi-geschmolzene Legierungsmaterial im Ver lauf des Gießens in einem Sprühzustand in den Hohlraum ge laden wird und infolgedessen Luft in dem semi-geschmolzenen Legierungsmaterial eingeschlossen wird und relativ große Leerstellen erzeugt.

Bei diesem Typ von Legierungsmaterial ist der Temperatur bereich, der die Existenz der von eutektischem Schmelzen herrührenden flüssigen Phase im Verlauf der Verfestigung ermöglicht, zur Vermeidung der Erzeugung von Schrumpfungs hohlräumen auf einen relativ engen Bereich festgesetzt.

Bei der Wärmebehandlung des Legierungsmaterials ist es er forderlich, die Temperaturanstiegsrate für das Legierungs material zu erhöhen und das Legierungsmaterial innerhalb kurzer Zeit schnell auf eine Gießtemperatur zu erwärmen, um für einen Anstieg des Wirkungsgrads zu sorgen.

Wenn jedoch herkömmliches Legierungsmaterial schnell er wärmt wird, tritt folgendes Problem auf: Es ist unmöglich, die flüssige Phase derart fließen zu lassen, daß sich im Verlauf der Verfestigung eine gleichmäßige Verteilung der flüssigen Phase ergibt, da der die Existenz der flüssigen Phase zulassende Temperaturbereich relativ eng ist. Als Folge hiervon ist die metallographische Struktur des er zeugten Gußteils ungleichmäßig und somit weist das Gußteil eine geringe Ermüdungsfestigkeit auf.

Es gibt einen herkömmlich bekannten Prozeß zum Zubereiten eines semi-geschmolzenen Legierungsmaterials zum Thixo- Gießen durch Erwärmen eines Legierungsmaterials, bei wel chem in einem DTA-Thermographen ein durch eutektisches Schmelzen hervorgerufener erster endothermer Abschnitt und ein zweiter endothermer Abschnitt vorhanden sind, der durch Schmelzen eines Anteils mit einem Schmelzpunkt oberhalb des eutektischen Punkts hervorgerufen wird, auf eine Gießtempe ratur zwischen einem abfallenden Endpunkt des ersten endo thermen Abschnitts und einer Spitze des zweiten endothermen Abschnitts, so daß in dem semi-geschmolzenen Legierungs material feste und flüssige Phase koexistieren. In diesem Fall ist die mittlere Temperaturanstiegsrate für das Le gierungsmaterial im wesentlichen konstant und beträchtlich hoch festgesetzt. Der Grund, aus dem die mittlere Tempera turanstiegsrate in dieser Weise festgesetzt ist, liegt darin, daß das Zusammenwachsen (coalescence) der metallo graphischen Struktur aufgrund des Wachstums eines Primär kristalls oder dergl. vermieden wird, um das Erwärmungs verhalten zu verbessern.

Der bekannte Prozeß leidet jedoch an dem Problem, daß das Temperaturprofil der flüssigen Phase in dem semi-geschmol zenen Legierungsmaterial leicht ungleichmäßig wird und auf grunddessen Leerstellen der Größenordnung Mikrometer er zeugt werden. Aus diesem Grund ist es schwierig, ein Guß teil mit hochwertigen mechanischen Eigenschaften, bspw. ausgezeichneter Ermüdungsfestigkeit, herzustellen.

Bei der Durchführung des Thixo-Gießprozesses ist es her kömmliche Praxis, die Temperatur des semi-geschmolzenen Le gierungsmaterials beim Gießen, d. h. die Gießtemperatur, auf einen Wert zwischen einem ansteigenden Anfangspunkt des er sten endothermen Abschnitts und einem abfallenden Endpunkt des ersten endothermen Abschnitts festzusetzen, um das semi-geschmolzene Legierungsmaterial zur Verbesserung seiner Handhabbarkeit auf einem hohen Festphasenanteil zu halten.

Falls der Thixo-Gießprozeß bei hohem Festphasenanteil durchgeführt wird, wie bei dem bekannten Verfahren, ergibt sich jedoch folgendes Problem: trotz der Verwendung von bspw. untereutektischem (hypoeutectic) Legierungsmaterial wird ein Primärkristall von Legierungselementen mit einer eutektischen Reaktion des semi-geschmolzenen Legierungs materials abgeschieden und aufgrunddessen ein Gußteil mit verminderter Duktilität und Festigkeit erhalten. Dieses Phänomen tritt in einer Al-Si-Legierung, einer Al-CuAl₂- Legierung, einer Al-Mg₂Si-Legierung und dergl. auf.

Die Erfinder haben zur Lösung der vorstehend genannten Pro bleme Untersuchungen durchgeführt und als Ergebnis haben sie herausgefunden, daß die Defekte des Gußteils davon her rühren, daß aufgrund einer kleinen latenten Wärme der flüs sigen Phase in dem semi-geschmolzenen Aluminiumlegierungs material die flüssige Phase in Antwort auf die Verfestigung und Schrumpfung der festen Phase nicht in ausreichendem Maße in die Umgebung der festen Phase zugeführt wird.

Die Erfindung wurde unter Berücksichtigung der Ergebnisse dieser Untersuchungen gemacht und es ist Aufgabe der Erfin dung, eine Aluminiumlegierung der vorstehend genannten Art bereitzustellen, aus welcher in einem Thixo-Gießprozeß ein Gußteil gefertigt wenden kann, welches frei von Defekten ist und eine tadellose Qualität aufweist.

Zur Lösung der vorstehend genannten Aufgabe wird erfin dungsgemäß ein Legierungsmaterial zum Thixo-Gießen bereit gestellt, bei welchem in einem DTA-Thermographen ein Spit zenwert E₁ eines durch eutektisches Schmelzen hervorgerufe nen ersten endothermen Abschnitts größer ist als ein Spit zenwert E₂ eines zweiten endothermen Bereichs, der durch Schmelzen eines Anteils mit einem Schmelzpunkt oberhalb des eutektischen Punkts hervorgerufen wird.

Ein semi-geschmolzenes Legierungsmaterial mit darin koexi stierenden festen und flüssigen Phasen wird zubereitet, indem das Legierungsmaterial einer Wärmebehandlung unter worfen wird. In diesem semi-geschmolzenen Legierungsmate rial weist die durch das eutektische Schmelzen erzeugte flüssige Phase aufgrund der Tatsache, daß der Spitzenwert E₁ des ersten endothermen Abschnitts größer ist als der Spitzenwert E₂ des zweiten endothermen Abschnitts, eine große latente Wärme auf. Als Folge hiervon wird die flüs sige Phase in ausreichenden Maße in die Umgebung der festen Phase zugeführt und dann in Antwort auf die Verfestigung und Schrumpfung der festen Phase im Verlauf der Verfesti gung des Thixo-Gießprozesses verfestigt. Somit ist es mög lich, ein Gußteil herzustellen, welches frei von Defekten, bspw. Leerstellen der Größenordnung Mikrometer, ist und eine tadellose Gußqualität aufweist.

Die Erfinder haben zur Lösung der vorstehend beschriebenen Probleme Untersuchungen durchgeführt und in der Folge her ausgefunden, daß die Defekte des Gußteils ferner von einer verschlechterten Kompatibilität zwischen den festen und flüssigen Phasen herrühren, da die latente Wärme der flüs sigen Phase in dem semi-geschmolzenen Legierungsmaterial klein ist und somit die flüssige Phase in Antwort auf die Verfestigung und Schrumpfung der festen Phase nicht in aus reichendem Maße in die Umgebung der festen Phase zugeführt wird, sondern auch ein Außenumfang der festen Phase sich im wesentlichen im festen Zustand befindet.

Die Erfindung wurde unter Berücksichtigung der Untersu chungsergebnisse gemacht und es ist Aufgabe der vorliegen den Erfindung, ein Legierungsmaterial der vorstehend ange gebenen Art bereitzustellen, welches eine gute Zuführbar keit der flüssigen Phase zu einer festen Phase und eine gute Kompatibilität zwischen den festen und flüssigen Pha sen in einem Thixo-Gießprozeß zeigt, und aus welchem ein Gußteil in dem Thixo-Gießprozeß gefertigt werden kann, wel ches frei von Defekten ist und eine tadellose Gußqualität und hohe Ermüdungsfestigkeit aufweist.

Zur Lösung dieser Aufgabe wird erfindungsgemäß ein Legie rungsmaterial zum Thixo-Gießen bereitgestellt, bei welchem in einem DTA-Thermographen ein Verhältnis (E₁/E₂) eines Spitzenwerts E₁ eines durch eutektisches Schmelzen hervor gerufenen ersten endothermen Abschnitts zu einem Spitzen wert E₂ eines zweiten endothermen Abschnitts, der durch Schmelzen eines Anteils mit einem Schmelzpunkt oberhalb des eutektischen Punkts erzeugt wird, in einem Bereich von 1 < (E₁/E₂) < 2,5 liegt, und eine Differenz (T₂-T₁) zwi schen einer Temperatur T₁ an einem ansteigenden Startpunkt des ersten endothermen Abschnitts und einer Temperatur T₂ an einem abfallenden Endpunkt des zweiten endothermen Ab schnitts in einem Bereich von 10°C < (T₂-T₁) < 120°C liegt.

Ein semi-geschmolzenes Legierungsmaterial mit darin koexi stierenden flüssigen und festen Phasen und eutektischer Zu sammensetzung wird dadurch zubereitet, daß man das vorste hend beschriebene Legierungsmaterial einer Wärmebehandlung unterzieht. In diesem semi-geschmolzenen Legierungsmaterial weist die flüssige Phase aufgrund der Tatsache, daß das Verhältnis (E₁/E₂) der Spitzenwerte E₁ und E₂ spezifiziert ist, eine große latente Wärme auf. Als Folge hiervon wird die flüssige Phase in ausreichenden Maße in die Umgebung der festen Phase zugeführt und dann in Antwort auf die Ver festigung und Schrumpfung der festen Phase im Verlauf der Verfestigung des Thixo-Gießprozesses verfestigt. Ein Auße numfang der festen Phasen befindet sich aufgrund der Tatsa che, daß die Temperaturdifferenz (T₂-T₁) spezifiziert ist, in einem Gelzustand. Als Folge hiervon ist die Kompatibili tät zwischen dem gelierten Außenumfang der festen Phase und der flüssigen Phase verbessert. Somit ist es möglich, die Erzeugung von Leerstellen der Größenordnung Mikrometer beim Gießen zu vermeiden.

Das Mengengleichgewicht zwischen den flüssigen und festen Phasen ist aufgrund des in der vorstehend angegebenen Art und Weise spezifizierten Verhältnisses (E₁/E₂) ausgezeich net und somit wird das semi-geschmolzene Legierungsmaterial im Verlauf des Gießens ein homogenes Fluid. Somit ist es möglich, die Erzeugung von Segregation in dem Gußteil zu verhindern. Ein derartiges Gußteil weist eine tadellose Gußqualität und eine hohe Ermüdungsfestigkeit auf.

Falls jedoch das Verhältnis (E₁/E₂) des Spitzenwerts E₁ zum Spitzenwert E₂ kleiner oder gleich 1 ist (E₁/E₂ 1), so ist die latente Wärme der flüssigen Phase vermindert und aus diesem Grund die Zufuhr der flüssigen Phase in die Umgebung der festen Phase im Verlauf der Verfestigung und Schrumpfung nicht ausreichend. Als Folge hiervon werden leicht Leerstellen der Größenordnung Mikrometer in dem Guß teil erzeugt. Falls andererseits (E₁/E₂) 2,5 segregieren Primärkristalle und wachsen zusammen, und somit werden ebenfalls leicht Leerstellen erzeugt. Die Segregation von Primärkristallen rührt von der Tatsache her, daß das semi geschmolzene Legierungsmaterial aufgrund der großen Menge an flüssiger Phase im Verlauf des Gießens ein inhomogenes Fluid wird (z. B. während das Legierungsmaterial durch einen Zugang (gate) einer Form hindurchtritt). Andererseits rührt das Zusammenwachsen von Primärkristallen von der Tatsache her, daß die Primärkristalle aufgrund einer großen latenten Wärme der flüssigen Phase verzögert abkühlen, wenn eine übermäßige Menge an flüssiger Phase verfestigt wird.

Falls die Differenz (T₂-T₁) zwischen den Temperaturen kleiner oder gleich 10°C ist, so können ein Flüssig/Fest- Phasenkoexistenz-Zustand mit einem vorbestimmten Festanteil sowie die Gelbildung am Außenumfang der festen Phase nicht stabil aufrechterhalten werden. Auch als Folge hiervon werden leicht Leerstellen erzeugt. Falls andererseits (T₂-T₁) 120°C ist, so werden aufgrund einer verlängerten Verfestigungszeit der flüssigen Phase im Verlauf der Ver festigung leicht Schrumpfungshohlräume in dem Gußteil erzeugt.

Es ist eine weitere Aufgabe der Erfindung, ein Legierungs material der vorstehend genannten Art bereitzustellen, wel ches eine gute Zuführbarkeit der flüssigen Phase zu einer festen Phase zeigt, und aus welchem in dem Thixo-Gießprozeß ein Gußteil gefertigt werden kann, das frei von Defekten ist und eine tadellose Gußqualität und hohe Ermüdungs festigkeit aufweist.

Zur Lösung dieser Aufgabe wird erfindungsgemäß ein Legie rungsmaterial zum Thixo-Gießen bereitgestellt, bei welchem in einem DTA-Thermographen die Beziehung E₁ < E₂ gilt zwi schen einem Spitzenwert E₁ eines durch eutektisches Schmel zen hervorgerufenen ersten endothermen Abschnitts und eines Spitzenwerts E₂ eines zweiten endothermen Abschnitts, der durch Schmelzen eines Anteils mit einem Schmelzpunkt ober halb des eutektischen Punkts hervorgerufen wird; und wenn eine Temperaturgerade, welche eine Spitze des ersten endo thermen Abschnitts und einen Temperatur-Teilstrich der Spitze auf einer Erwärmungstemperaturachse verbindet, eine Grundlinie schneidet, welche einen ansteigenden Anfangs punkt des ersten endothermen Abschnitts und einen abfal lenden Endpunkt des zweiten endothermen Abschnitts ver bindet, und wenn eine Teilungslinie, welche eine zwischen der Spitze und einem ersten Schnittpunkt der Temperatur gerade mit der Grundlinie liegende Strecke der Temperatur geraden halbiert, ein zwischen dem ansteigenden Anfangs punkt und der Spitze liegendes ansteigendes Liniensegment des ersten endothermen Abschnitts schneidet, die Beziehung (Tb/Ta) 0,68 gilt zwischen Ta (= T₄-T₁) und Tb (= T₃-T₁), wobei T₁ die Temperatur an dem ansteigenden Anfangspunkt darstellt, T₃ die Temperatur an einem zweiten Schnittpunkt zwischen dem ansteigenden Liniensegment und der Teilungslinie darstellt, und T₄ die Spitzentemperatur darstellt.

Erfindungsgemäß wird ferner ein Legierungsmaterial zum Thixo-Gießen bereitgestellt, bei welchem in einem DTA- Thermographen die Beziehung E₁ < E₂ gilt zwischen einem Spitzenwert E₁ eines durch eutektisches Schmelzen hervor gerufenen ersten endothermen Abschnitts und einem Spitzen wert E₂ eines zweiten endothermen Abschnitts, der durch Schmelzen eines Anteils mit einem Schmelzpunkt oberhalb des eutektischen Punkts hervorgerufen wird, und die Beziehung (Sm/St) 0,365 gilt zwischen (1) einer Fläche St eines Be reichs, der umgeben ist von (i) einer Grundlinie, die einen ansteigenden Anfangspunkt des ersten endothermen Abschnitts und einen abfallenden Endpunkt des zweiten endothermen Abschnitts miteinander verbindet, (ii) einer ersten Tem peraturgeraden, die eine Spitze des ersten endothermen Ab schnitts und einen Temperatur-Teilstrich der Spitze auf einer Erwärmungstemperaturachse miteinander verbindet, und (iii) einem ansteigenden Liniensegment des ersten endother men Abschnitts, das zwischen dem ansteigenden Anfangspunkt und der Spitze liegt, und (2) einer Fläche Sm eines Be reichs, der umgeben ist von (i) einer zweiten Temperaturge raden, die miteinander verbindet (a) einen zweiten Schnitt punkt des ansteigenden Liniensegments mit einer Teilungsli nie, die eine zwischen einem ersten Schnittpunkt der ersten Temperaturgeraden mit der Grundlinie und der Spitze liegen de und das ansteigende Liniensegment schneidende Strecke der ersten Temperaturgeraden halbiert, und (b) einen Tem peratur-Teilstrich des zweiten Schnittpunkts auf der Erwär mungstemperaturachse, (ii) einem Teil des ansteigenden Liniensegments, der zwischen dem ansteigenden Anfangspunkt des ansteigenden Liniensegments und dem zweiten Schnitt punkt liegt, und (iii) der Grundlinie.

Ein semi-geschmolzenes Legierungsmaterial mit darin koexi stierenden festen und flüssigen Phasen wird zubereitet, indem man das Legierungsmaterial einer Wärmebehandlung unterzieht. In diesem semi-geschmolzenen Legierungsmaterial weist die durch eutektisches Schmelzen hervorgerufene flüs sige Phase aufgrund der Tatsache, daß der Spitzenwert E₁ des ersten endothermen Abschnitts größer ist als der Spit zenwert E₂ des zweiten endothermen Abschnitts, eine große latente Wärme auf. Als Folge hiervon wird die flüssige Phase im Verlauf der Verfestigung in dem Thixo-Gießprozeß in ausreichendem Maße in die Umgebung der festen Phase zugeführt und dann verfestigt. Somit ist es möglich, die Erzeugung von Leerstellen der Größenordnung Mikrometer in einem relativ dünnen Teil, einem Teil einfacher Gestalt oder dergl. eines Gußteils zu verhindern.

Falls die latente Wärme der flüssigen Phase im Verlauf der Verfestigung des semi-geschmolzenen Legierungsmaterials auf 1/2 der maximalen freigesetzten latenten Wärme, d. h. E₁/2, vermindert wird, geliert die flüssige Phase hierauf, so daß die Viskosität allmählich ansteigt. Aufgrunddessen ist die Zuführbarkeit in die Umgebung der festen Phase, insbeson dere in einem dickeren Teil, einem Teil komplizierter bzw. komplexer Gestalt oder dergl. eines Gußteils, schlecht und somit werden in dem dickeren Teil oder dergl. leicht Leer stellen der Größenordnung Mikrometer erzeugt.

Ta stellt einen Temperaturabfall dar, der zur Verfestigung der flüssigen Phase erforderlich ist, und Tb stellt einen Temperaturabfall dar, der zur Verfestigung der aus der flüssigen Phase erzeugten Gel-Phase erforderlich ist. Falls (Tb/Ta) in einem Bereich von (Tb/Ta) 0,68 festgesetzt ist, ist daher der zur Verfestigung der Gel-Phase erforder liche Temperaturbereich verengt und andererseits der die Erzeugung der Gel-Phase aus der flüssigen Phase erlaubende Temperaturbereich relativ erweitert. Somit ist es möglich, in dem dickeren Teil des Gußteils oder dergl. die Zuführ barkeit der flüssigen Phase in die Umgebung der festen Phase zu verbessern, um die Erzeugung von Leerstellen der Größenordnung Mikrometer zu verhindern.

Die Fläche St gibt die Menge an freigesetzter latenter Wärme an, die zur Verfestigung der flüssigen Phase erfor derlich ist, und die Fläche Sm gibt die Menge an freige setzter latenter Wärme an, die zur Verfestigung der aus der flüssigen Phase erzeugten Gel-Phase erforderlich ist. Falls (Sm/St) in einem Bereich von (Sm/St) 0,365 festgesetzt ist, ist daher die Menge an freigesetzter latenter Wärme, die zur Verfestigung der Gel-Phase erforderlich ist, ver ringert und andererseits die Menge an freigesetzter laten ter Wärme, die die Erzeugung der Gel-Phase aus der flüssi gen Phase erlaubt, relativ erhöht. Somit ist es möglich, in dem dickeren Teil des Gußteils oder dergl. die Zuführbar keit der flüssigen Phase in die Umgebung der festen Phase zu verbessern, um die Erzeugung von Leerstellen der Größen ordnung Mikrometer zu verhindern. Ein derartiges Gußteil weist eine tadellose Gußqualität auf.

Ferner ist es eine weitere Aufgabe der Erfindung, ein Le gierungsmaterial zum Thixo-Gießen der vorstehend genannten Art bereitzustellen, aus welchem ein Gußteil mit tadelloser Gußqualität und hohen mechanischen Eigenschaften, wie aus gezeichneter Ermüdungsfestigkeit, erzeugt werden kann, in dem man die Differenz (T₅-T₄) zwischen den Spitzentempera turen T₄ des ersten endothermen Abschnitts und T₅ des zwei ten endothermen Abschnitts spezifiziert.

Zur Lösung dieser Aufgabe wird erfindungsgemäß ein Legie rungsmaterial zum Thixo-Gießen bereitgestellt, bei welchem in einem DTA-Thermographen ein durch eutektisches Schmelzen hervorgerufener erster endothermer Abschnitt und ein zwei ter endothermer Abschnitt vorhanden sind, der durch Schmel zen eines Anteils mit einem Schmelzpunkt oberhalb des eu tektischen Punkts hervorgerufen wird, und bei welchem eine Differenz (T₅-T₄) zwischen einer Spitzentemperatur T₄ des ersten endothermen Abschnitts und einer Spitzentemperatur T₅ des zweiten endothermen Abschnitts im Bereich von 20°C (T₅-T₄) 80°C liegt.

Bei dem Legierungsmaterial, bei welchem die Differenz (T₅-T₄) zwischen den Temperaturen T₄ und T₅ in dem vorste hend genannten Bereich spezifiziert ist, wird die Variation des Festphasenanteils bei Änderung der Erwärmungstemperatur abgeschwächt. Daher ist es möglich, die Temperaturanstiegs rate zu erhöhen, so daß das Legierungsmaterial innerhalb kurzer Zeit auf eine Gießtemperatur (eine Temperatur des Materials während des Gießens usw.) erwärmt wird, wodurch das Zusammenwachsen von Primärkristallen verhindert wird.

Zusätzlich wird die Diffusion von Primärkristallen aktiv als Ergebnis der Erweiterung des Temperaturbereichs durch geführt, der die Koexistenz flüssiger und fester Phasen erlaubt, und daher werden das feine Weichglühen bzw. das Feinkugeligglühen (fine spheroidization) und die gleich mäßige Verteilung des Primärkristalls unterstützt. Dies bringt eine Vergleichmäßigung der metallographischen Struktur in dem semi-geschmolzenen Legierungsmaterial mit sich, so daß die gleichmäßige Verfestigung des Materials erreicht und dadurch die Erzeugung von Schrumpfungshohl räumen in einem Gußteil vermieden wird. Ein derartiges Guß teil weist eine tadellose Gußqualität und hohe mechanische Eigenschaften, bspw. ausgezeichnete Ermüdungsfestigkeit auf.

Falls jedoch die Temperaturdifferenz (T₅-T₄) kleiner als 20°C ist, tritt der vorstehend beschriebene Nachteil auf. Falls andererseits (T₅-T₄) < 80°C gilt, ist der Temperatur bereich der Flüssig/Fest-Phasenkoexistenz des Legierungsma terials zu weit, und somit treten während der Verfestigung leicht Schrumpfungshohlräume auf.

Es ist eine weitere Aufgabe der Erfindung, ein Legierungs material der vorstehend genannten Art bereit zustellen, aus welchem ein Gußteil mit gleichmäßiger metallographischer Struktur selbst dann hergestellt werden kann, wenn das Legierungsmaterial schnell erwärmt wird.

Zur Lösung dieser Aufgabe wird erfindungsgemäß ein Legie rungsmaterial zum Thixo-Gießen bereitgestellt, bei welchem in einem DTA-Thermographen ein durch eutektisches Schmelzen hervorgerufener erster endothermer Abschnitt und ein zwei ter endothermer Abschnitt vorhanden sind, der durch Schmel zen eines Anteils mit einem Schmelzpunkt oberhalb des eutektischen Punkts hervorgerufen wird, wobei der zweite endotherme Abschnitt einen abfallenden Abschnitt zwischen einer Spitze des zweiten endothermen Abschnitts und einem abfallenden Endpunkt des zweiten endothermen Abschnitts auf weist, wobei der abfallende Abschnitt derart schwache bzw. geringe Steigung aufweist (is shelvy) ist, daß er längs einer Geraden verläuft, die einen ansteigenden Anfangspunkt des ersten endothermen Abschnitts und den abfallenden End punkt des zweiten endothermen Abschnitts verbindet; und ein Verhältnis Rt (Td/Tc × 100) eines Temperaturbereichs Td zwischen der Spitze des ersten endothermen Abschnitts und der Spitze des zweiten endothermen Abschnitts in einem Fest/Flüssig-Phasenkoexistenz-Temperaturbereich Tc zwischen dem ansteigenden Anfangspunkt des ersten endothermen Ab schnitts und dem abfallenden Endpunkt des zweiten endother men Abschnitts in dem Bereich von Rt 69% liegt.

Falls der zweite endotherme Abschnitt in dem DTA-Thermo graphen den sanft abfallenden Abschnitt aufweist und das Verhältnis Rt (Td/Tc × 100) eines Spitze-Spitze-Temperatur bereichs Td zwischen der Spitze des ersten endothermen Ab schnitts und der Spitze des zweiten endothermen Abschnitts in dem Flüssig/Fest-Phasenkoexistenz-Temperaturbereich Tc in dem vorstehend beschriebenen Bereich festgesetzt ist, wird der Temperaturbereich, der die Existenz einer von eu tektischem Schmelzen herrührenden Flüssigphase im Verlauf der Verfestigung erlaubt, erweitert. Daher ist es selbst dann, wenn das Legierungsmaterial schnell erwärmt wird, möglich, die flüssige Phase in ausreichendem Maße zwischen die festen Phasen fließen zu lassen und hierdurch die Ver teilung der flüssigen Phase zu vergleichmäßigen.

Selbst wenn trotz des schnellen Erwärmens keine gleichmäßige Verteilung der Wärme in dem semi-geschmolzenen Legie rungsmaterial erzielt wird, kann somit die Fließfähigkeit des Materials verbessert werden, um die Formbarkeit zu ver bessern, und es kann ein Gußteil mit gleichförmiger metal lographischer Struktur und hoher Ermüdungsfestigkeit her gestellt werden. In diesem Fall wird das semi-geschmolzene Legierungsmaterials aufgrund der vergleichmäßigten Vertei lung der flüssigen Phase im wesentlichen in seinem gesamten Volumen verfestigt, und daher wird die Erzeugung von Schrumpfungshohlräumen vermieden.

Falls jedoch in dem DTA-Thermographen ein derartiger sanft abfallender Abschnitt, wie er vorstehend beschrieben wurde, nicht existiert, und Rt < 69% gilt, weist ein unter schneller Erwärmung hergestelltes Gußteil eine ungleich mäßige metallographische Struktur auf.

Ferner ist es Aufgabe der Erfindung, einen Herstellungs prozeß der vorstehend angegebenen Art bereitzustellen, bei welchem beim Erwärmen des Legierungsmaterials die mittlere Temperaturanstiegsrate entsprechend den thermischen Eigen schaften des Legierungsmaterials gesteuert werden kann und dadurch die Zubereitung eines semi-geschmolzenen Legie rungsmaterials ermöglicht wird, aus welchem ein Gußteil mit tadelloser Gußqualität hergestellt werden kann.

Zur Lösung dieser Aufgabe wird erfindungsgemäß ein Prozeß zum Zubereiten eines semi-geschmolzenen Legierungsmaterials zum Thixo-Gießen mit darin koexistierenden flüssigen und festen Phasen bereitgestellt, umfassend den Schritt: Er wärmen eines Legierungsmaterials, in welchem in einem DTA- Thermographen ein durch eutektisches Schmelzen hervorgeru fener erster endothermer Abschnitt und ein zweiter endo thermer Abschnitt vorhanden sind, der durch Schmelzen eines Anteils mit einem Schmelzpunkt oberhalb des eutektischen Punkts hervorgerufen wird, auf eine Gießtemperatur, die zwischen einem abfallenden Endpunkt des ersten endothermen Abschnitts und einer Spitze des zweiten endothermen Ab schnitts liegt, wobei ein Verhältnis (α/β) zwischen den beiden folgenden mittleren Temperaturanstiegsraten α und β in einem Bereich von (α/β) < 1 festgesetzt ist: (1) die mittlere Temperaturanstiegsrate α für das Legierungsmate rial zwischen einem ansteigenden Anfangspunkt des ersten endothermen Bereichs und dem abfallenden Endpunkt, und (2) der mittleren Temperaturanstiegsrate β für das Legierungs material zwischen dem abfallenden Endpunkt und der Gieß temperatur.

Falls das Verhältnis (α/β) zwischen den mittleren Tempera turanstiegsraten α und β in dem Bereich von (α/β) < 1 fest gesetzt ist, findet eutektisches Schmelzen bei der relativ hohen mittleren Temperaturanstiegsrate α statt und daher das Zusammenwachsen der metallographischen Struktur auf grund des Wachstums und/oder des Zusammenwachsens eines Primärkristalls. Andererseits steigt nach dem eutektischen Schmelzen die Erwärmungsbehandlung mit der relativ niedri gen mittleren Temperaturanstiegsrate β fort und daher wird die Bildung einer flüssigen Phase eines eutektischen An teils unterstützt, und das Temperaturprofil der flüssigen Phase vergleichmäßigt. Somit ist es möglich, ein Gußteil mit einer tadellosen Gußqualität herzustellen.

Falls jedoch (α/β) 1 gilt, so wächst die metallographi sche Struktur aufgrund des Wachstums von Primärkristallen oder dergl. leicht zusammen und das Temperaturprofil der flüssigen Phase wird leicht ungleichmäßig.

Die Erfinder haben ferner Untersuchungen durchgeführt, um die vorstehend beschriebenen Probleme des Thixo-Gießprozes ses zu lösen, und als Ergebnis haben sie herausgefunden, daß die Abscheidung eines Primärkristalls der Legierungs elemente davon herrührt, daß die Kühlungsrate während einer eutektischen Reaktion des semi-geschmolzenen Legierungsma terials höher ist.

Die Erfindung wurde unter Berücksichtigung der Untersu chungsergebnisse gemacht, und es ist Aufgabe der Erfindung, einen Thixo-Gießprozeß der vorstehend genannten Art bereit zustellen, bei welchem die Kühlungsrate während der eutek tischen Reaktion des semi-geschmolzenen Legierungsmaterials vermindert werden kann, um die Abscheidung des Primärkri stalls der Legierungselemente zu vermeiden und dadurch ein Gußteil herzustellen, welches eine hohe Duktilität und eine hohe Festigkeit aufweist.

Zur Lösung dieser Aufgabe wird erfindungsgemäß ein Thixo- Gießprozeß bereitgestellt, welcher ein Legierungsmaterial verwendet, bei welchem in einem DTA-Thermographen ein durch eutektisches Schmelzen hervorgerufener erster endothermer Abschnitt und ein zweiter endothermer Abschnitt vorhanden sind, der durch Schmelzen eines Anteils mit einem Schmelz punkt oberhalb des eutektischen Punkts hervorgerufen wird, bei welchem eine Gießtemperatur T₆ des Legierungsmaterials in einem Bereich von T₇ T₆ T₅ festgesetzt ist, wobei T₇ eine Temperatur an einem abfallenen Endpunkt des ersten endothermen Abschnitts und T₅ die Temperatur einer Spitze des zweiten endothermen Abschnitts darstellen.

Falls die Gießtemperatur T₆ des Legierungsmaterials in dem vorstehend genannten Bereich festgesetzt ist, wird das Legierungsmaterial in einen semi-geschmolzenen Zustand gebracht, und darüber hinaus weist das semi-geschmolzene Legierungsmaterial einen niedrigeren Festphasenanteil auf. D.h. das Maß einer flüssigen Phase wird relativ dazu erhöht.

Als Folge hiervon wird die Kühlungsrate in der eutektischen Reaktion des semi-geschmolzenen Legierungsmaterial vermin dert, da die relativ große Menge an flüssiger Phase eine relativ große latente Menge aufweist. Dies ermöglicht es, die Abscheidung von Primärkristallen von Legierungselemen ten zu vermeiden.

Ein in dieser Art und Weise hergestelltes Gußteil weist hohe Duktilität und hohe Festigkeit auf.

Falls jedoch die Gießtemperatur T₆ niedriger ist als T₇, kommt es leicht zu einer Abscheidung von Primärkristallen der Legierungselemente. Falls andererseits T₆ < T₅, ist die Formhaltbarkeit des semi-geschmolzenen Legierungsmaterials vermindert, was zu verschlechterter Handhabbarkeit dessel ben führt.

Die vorstehenden und anderen Ziele, Merkmale und Vorteile der Erfindung werden aus der folgenden Beschreibung der bevorzugten Ausführungsformen mit Bezug auf die beigefügte Zeichnung ersichtlich. Es stellt dar:

Fig. 1 einen Vertikalschnitt einer Druckgußvorrichtung;

Fig. 2 ein Zustandsdiagramm einer Legierung auf Al-Cu- Basis;

Fig. 3 einen differentialthermoanalytischen Thermo graphen (im folgenden kurz "DTA-Thermograph" genannt) für ein Beispiel A;

Fig. 4A einen wesentlichen Teil des DTA-Thermographen für ein Beispiel A;

Fig. 4B ein Mikrobild der metallographischen Struktur eines Aluminiumlegierungs-Gußteils A;

Fig. 5A einen wesentlichen Teil des DTA-Thermographen für ein Vergleichsbeispiel a₁;

Fig. 5B ein Mikrobild der metallographischen Struktur eines Aluminiumlegierungs-Gußteils a₁;

Fig. 6A einen wesentlichen Teil des DTA-Thermographen für ein Vergleichsbeispiel a₂;

Fig. 6B ein Mikrobild der metallographischen Struktur eines Aluminiumlegierungs-Gußteils a₂;

Fig. 7 ein Diagramm, das einen semi-geschmolzenen Zustand eines Beispiels darstellt;

Fig. 8 ein Zustandsdiagramm einer Legierung auf Al-Si- Basis;

Fig. 9A einen wesentlichen Teil des DTA-Thermographen für das Beispiel A₁;

Fig. 9B ein Mikrobild der metallographischen Struktur eines Aluminiumlegierungs-Gußteils A₁;

Fig. 10A einen wesentlichen Teil des DTA-Thermographen für das Beispiel A₂;

Fig. 10B ein Mikrobild der metallographischen Struktur eines Aluminiumlegierungs-Gußteils A₂;

Fig. 11A einen wesentlichen Teil des DTA-Thermographen für ein Vergleichsbeispiel a;

Fig. 11B ein Mikrobild der metallographischen Struktur eines Aluminiumlegierungs-Gußteils a;

Fig. 12 einen DTA-Thermographen für ein Beispiel A₁;

Fig. 13 ein Mikrobild der metallographischen Struktur eines Aluminiumlegierungs-Gußteils A₁;

Fig. 14A einen wesentlichen Teil des DTA-Thermographen für ein Beispiel A₂;

Fig. 14B ein Mikrobild der metallographischen Struktur eines Aluminiumlegierungs-Gußteils A₂;

Fig. 15A einen wesentlichen Teil des DTA-Thermographen für ein Beispiel A₃;

Fig. 15B ein Mikrobild der metallographischen Struktur eines Aluminiumlegierungs-Gußteils A₃;

Fig. 16A einen wesentlichen Teil des DTA-Thermographen für ein Beispiel A₄;

Fig. 16B ein Mikrobild der metallographischen Struktur eines Aluminiumlegierungs-Gußteils A₄;

Fig. 17A einen wesentlichen Teil des DTA-Thermographen für ein Vergleichsbeispiel a₁;

Fig. 17B ein Mikrobild der metallographischen Struktur eines Aluminiumlegierungs-Gußteils a₁;

Fig. 18A einen wesentlichen Teil des DTA-Thermographen für ein Vergleichsbeispiel a₂;

Fig. 18B ein Mikrobild der metallographischen Struktur eines Aluminiumlegierungs-Gußteils a₂;

Fig. 19A einen wesentlichen Teil des DTA-Thermographen für ein Vergleichsbeispiel a₃;

Fig. 19B ein Mikrobild der metallographischen Struktur eines Aluminiumlegierungs-Gußteils a₃;

Fig. 19C einen wesentlichen Teil des in Fig. 19B gezeig ten Mikrobilds;

Fig. 20A einen wesentlichen Teil des DTA-Thermographen für ein Vergleichsbeispiel a₄;

Fig. 20B ein Mikrobild der metallographischen Struktur eines Aluminiumlegierungs-Gußteils a₄;

Fig. 21A einen wesentlichen Teil des DTA-Thermographen für ein Vergleichsbeispiel a₅;

Fig. 21B ein Mikrobild der metallographischen Struktur eines Aluminiumlegierungs-Gußteils a₅;

Fig. 22 einen Graphen, der die Ermüdungsfestigkeiten ver schiedener Aluminiumlegierungs-Gußteile zeigt;

Fig. 23 einen Schnitt eines Aluminiumlegierungs-Gußteils;

Fig. 24 einen Vertikalschnitt einer Druckgußvorrichtung;

Fig. 25 einen DTA-Thermographen für ein Beispiel A₁;

Fig. 26 ein vergrößertes Diagramm eines wesentlichen, in Fig. 25 gezeigten Teils;

Fig. 27 einen DTA-Thermographen für ein Beispiel A₂;

Fig. 28 einen DTA-Thermographen für ein Beispiel A₃;

Fig. 29 ein vergrößertes Diagramm eines wesentlichen, in Fig. 28 gezeigten Teils;

Fig. 30 einen DTA-Thermographen für ein Vergleichsbei spiel a₁;

Fig. 31 einen DTA-Thermographen für ein Vergleichsbei spiel a₂;

Fig. 32 ein Mikrobild der metallographischen Struktur eines unter Verwendung des Beispiels A₁ herge stellten Aluminiumlegierungsgußteils;

Fig. 33 ein Mikrobild der metallographischen Struktur eines unter Verwendung des Beispiels A₂ herge stellten Aluminiumlegierungsgußteils;

Fig. 34A ein Mikrobild der metallographischen Struktur eines unter Verwendung des Vergleichsbeispiels a₁ hergestellten Aluminiumlegierungsgußteils;

Fig. 34B einen wesentlichen Teil des in Fig. 34A gezeig ten Mikrobilds;

Fig. 35 einen Graphen, der die Beziehung zwischen dem Verhältnis (Tb/Ta) und dem Flächenanteil von Defekten in einem dickeren Abschnitt zeigt;

Fig. 36 einen Graphen, der die Beziehung zwischen dem Verhältnis (Sm/St) und dem Flächenanteil von Defekten in einem dickeren Abschnitt zeigt;

Fig. 37 einen wesentlichen Teil des DTA-Thermographen für ein Beispiel A₁;

Fig. 38 einen wesentlichen Teil des DTA-Thermographen für ein Beispiel A₂;

Fig. 39 einen wesentlichen Teil des DTA-Thermographen für ein Beispiel A₃;

Fig. 40 einen wesentlichen Teil des DTA-Thermographen für ein Beispiel A₄;

Fig. 41 einen wesentlichen Teil des DTA-Thermographen für ein Beispiel A₅;

Fig. 42 einen wesentlichen Teil des DTA-Thermographen für ein Beispiel A₆;

Fig. 43 einen wesentlichen Teil des DTA-Thermographen für ein Beispiel A₇;

Fig. 44 einen wesentlichen Teil des DTA-Thermographen für ein Vergleichsbeispiel a₁;

Fig. 45 einen wesentlichen Teil des DTA-Thermographen für ein Vergleichsbeispiel a₂;

Fig. 46 ein Mikrobild der metallographischen Struktur eines Aluminiumlegierungs-Gußteils A₇;

Fig. 47A ein Mikrobild der metallographischen Struktur eines Aluminiumlegierungs-Gußteils a₁;

Fig. 47B einen wesentlichen Teil des in Fig. 47A gezeig ten Mikrobilds;

Fig. 48 ein Mikrobild der metallographischen Struktur eines Aluminiumlegierungs-Gußteils a₃;

Fig. 49 ein Mikrobild der metallographischen Struktur eines Aluminiumlegierungs-Gußteils a₂;

Fig. 50 einen Graphen, der die Beziehung zwischen der Temperaturdifferenz (T₅-T₄) und dem Festigkeits verhältnis (S₁/S₂) zeigt;

Fig. 51 einen wesentlichen Teil des DTA-Thermographen für ein Beispiel A₁;

Fig. 52 einen wesentlichen Teil des DTA-Thermographen für ein Beispiel A₂;

Fig. 53 einen wesentlichen Teil des DTA-Thermographen für ein Beispiel A₃;

Fig. 54 einen wesentlichen Teil des DTA-Thermographen für ein Beispiel A₄;

Fig. 55 einen wesentlichen Teil des DTA-Thermographen für ein Vergleichsbeispiel a₁;

Fig. 56 einen wesentlichen Teil des DTA-Thermographen für ein Vergleichsbeispiel a₂;

Fig. 57 einen wesentlichen Teil des DTA-Thermographen für ein Vergleichsbeispiel a₃;

Fig. 58 ein Mikrobild der metallographischen Struktur eines Aluminiumlegierungs-Gußteils A₁,

Fig. 59 ein Mikrobild der metallographischen Struktur eines Aluminiumlegierungs-Gußteils A₂;

Fig. 60 ein Mikrobild der metallographischen Struktur eines Aluminiumlegierungs-Gußteils A₄;

Fig. 61 ein Mikrobild der metallographischen Struktur eines Aluminiumlegierungs-Gußteils a₁;

Fig. 62 einen Graphen, der die Beziehung zwischen dem Anteil Rt eines Spitze-Spitze-Temperaturbereichs Td in einem Fest/Flüssig-Phasenkoexistenz-Tempe raturbereich Tc zeigt;

Fig. 63 einen wesentlichen Teil des DTA-Thermographen für ein Beispiel A₁;

Fig. 64 einen Graphen zeigt, der die Beziehung zwischen der Erwärmungszeit und der Temperatur des Bei spiels A₁ eines Aluminiumlegierungsmaterials zeigt;

Fig. 65 einen wesentlichen Teil des DTA-Thermographen für ein Beispiel A₂;

Fig. 66 einen wesentlichen Teil des DTA-Thermographen für ein Beispiel A₃;

Fig. 67 einen wesentlichen Teil des DTA-Thermographen für ein Beispiel A₄;

Fig. 68 einen wesentlichen Teil des DTA-Thermographen für ein Beispiel A₅;

Fig. 69A ein Mikrobild der metallographischen Struktur eines Aluminiumlegierungs-Gußteils A₁₁;

Fig. 69B ein Diagramm zur Erläuterung der Messung der Größe von α-Al;

Fig. 70A ein Mikrobild der metallographischen Struktur eines Aluminiumlegierungs-Gußteils A₁₂;

Fig. 70B ein Diagramm zur Erläuterung der Messung der Größe von α-Al;

Fig. 71 einen Graphen, der die Ermüdungsfestigkeiten ver schiedener Aluminiumlegierungs-Gußteile zeigt;

Fig. 72 einen DTA-Thermographen für ein Aluminiumlegie rungsmaterial;

Fig. 73 einen wesentlichen Teil einer Kühlungskurve für das Aluminiumlegierungsmaterial;

Fig. 74 ein Mikrobild der metallographischen Struktur eines Aluminiumlegierungs-Gußteils A₁;

Fig. 75 ein Mikrobild der metallographischen Struktur eines Aluminiumlegierungs-Gußteils A₅;

Fig. 76 einen Graphen, der die Beziehung zwischen der Gießtemperatur T₆ der Kühlungsrate während einer eutektischen Reaktion, die Bruchdehnung und den Charpy-Testwert zeigt (Charpy-Test = Kerbschlag biegeversuch nach Charpy).

Mit Bezug auf Fig. 1 ist eine Druckgußvorrichtung 1 darge stellt, die zur Herstellung eines Aluminiumlegierungs-Guß teils in einem Thixo-Gießprozeß unter Einsatz eines Alumi niumlegierungsmaterials als Legierungsmaterial hergestellt wird. Die Druckgußvorrichtung 1 umfaßt ein stationäres Formteil 2 und ein bewegbares Formteil 3 mit vertikalen und zueinander passenden Flächen 2a und 3a. Ein Gußform-Hohl raum 4 ist zwischen den beiden zueinander passenden Flächen 2a und 3a gebildet. Eine Kammer 6 zur Aufnahme eines Alumi niumlegierungsmaterials 5 ist in dem stationären Formteil 2 ausgebildet und steht mit einem unteren Teil des Hohlraums 4 über einen Zugang 7 in Verbindung. Eine Hülse 8 ist hori zontal in dem stationären Formteil 2 angebracht und steht mit der Kammer 6 in Verbindung. Ein Druckkolben 9 ist gleitverschieblich in der Hülse 8 aufgenommen und kann in die Kammer 6 eingeführt und aus dieser zurückgezogen wer den. Die Hülse 8 weist eine Materialbeladeöffnung 10 in einem oberen Abschnitt ihrer Umfangswandung auf.

Ausführungsform I Beispiel 1

In dem Beispiel 1 wird hauptsächlich ein untereutektisches (hypoeutectic) Legierungsmaterial auf Al-Cu-Basis beschrie ben werden.

(A) Fig. 2 zeigt ein Zustandsdiagramm einer Legierung auf Al-Cu-Basis und Tabelle 1 zeigt Zusammensetzungen eines Beispiels A und von Vergleichsbeispielen a₁ und a₂ von Le gierungsmaterialien auf Al-Cu-Basis. In Fig. 2 entsprechen A, a₁ und a₂ dem Beispiel A und den Vergleichsbeispielen a₁ und a₂. Sowohl das Beispiel A als auch die Vergleichsbei spiele a₁ und a₂ wurden aus einem kontinuierlichen, in einem kontinuierlichen Gießprozeß hergestellten Hochquali tätsgußteil geschnitten. Bei der Fertigung des Gußteils wurde eine Weichglühbehandlung eines α-Al-Primärkristalls durchgeführt. Sowohl das Beispiel A als auch die Ver gleichsbeispiele a₁ und a₂ weisen einen Durchmesser von 76 mm und eine Länge von 85 mm auf.

Das Beispiel A wurde einer kalorimetrischen Messung mit differentieller Abtastung bzw. Differentialscanning-Kalori metrie (DSK) unterzogen, um das in Fig. 3 dargestellte Er gebnis zu erhalten. In einem differentialthermoanalytischen Thermographen (im folgenden "DTA-Thermograph" genannt) in Fig. 3 beträgt ein Spitzenwert E₁ eines von eutektischem Schmelzen herrührenden ersten endothermen Abschnitts e 2,7 mcal/sec und ein Spitzenwert E₂ eines zweiten endother men Abschnitts f, der von Schmelzen eines Anteils mit einem Schmelzpunkt oberhalb des eutektischen Punkts herrührt, be trägt 2,6 mcal/sec. Aus vorstehendem wurde bestätigt, daß E₁ < E₂ gilt. In analoger Weise wurden die Vergleichsbei spiele a₁ und a₂ einer kalorimetrischen Messung mit diffe rentieller Abtastung (DSK) unterzogen, um die weiter unten beschriebenen Ergebnisse bereitzustellen.

Dann wurde das Beispiel A in eine Heizspule einer Induk tionserwärmungsvorrichtung gebracht und unter den Bedin gungen einer Frequenz von 1 kHz und einer maximalen Aus gangsleistung von 37 kW erwärmt, um ein semi-geschmolzenes Beispiel A mit darin koexistierenden festen und flüssigen Phasen zuzubereiten. In diesem Fall ist ein Festphasen anteil in einem Bereich von 50% (inklusive) bis 60% (inklusive) festgesetzt.

Hierauf wurde das semi-geschmolzene Beispiel A (mit 5 be zeichnet) in die Kammer 6 gebracht, durch den Zugang 7 ge leitet und in den Hohlraum 4 geladen, während es unter den Bedingungen einer Bewegungsgeschwindigkeit des Druckkolbens 9 von 0,07 m/sec und einer Formtemperatur von 250°C unter Druck gesetzt wurde. Auf das in den Hohlraum 4 eingefüllte Beispiel A wird eine Druckkraft ausgeübt, indem der Druck kolben 9 an einem Hubende gehalten wird, und das Beispiel A wurde unter Druck verfestigt, um ein Aluminiumlegierungs gußteil A bereitzustellen. Ferner wurden in einem analogen Gießverfahren unter Verwendung der Vergleichsbeispiele a₁ und a₂ Aluminiumlegierungsgußteile a₁ und a₂ hergestellt. Fig. 4A und 4B bis 6A und 6B zeigen wesentliche Teile von DTA-Thermographen für das Beispiel A und die Ver gleichsbeispiele a₁ und a₂ sowie Mikrobilder der metallo graphischen Strukturen der Aluminiumlegierungsgußteile A, a₁ und a₂.

Im Fall des Beispiels A gilt, wie vorstehend beschrieben, die Beziehung E₁ < E₂ zwischen den beiden Spitzenwerten E₁ und E₂, wie in Fig. 4A dargestellt. Aufgrund dieser Tat sache wurden in dem Aluminiumlegierungsgußteil A keine Defekte, bspw. Leerstellen der Größenordnung Mikrometer, gebildet, wie in Fig. 4B dargestellt ist.

Im Fall des Vergleichsbeispiels a₁ beträgt der Spitzenwert E₁ des ersten endothermen Abschnitts e 0,61 mcal/sec und der Spitzenwert E₂ des zweiten endothermen Abschnitts f be trägt 5,6 mcal/sec, wie in Fig. 5A dargestellt. Somit gilt E₁ < E₂. Aufgrund dieser Tatsache ist die latente Wärme der flüssigen Phase niedriger als jene des Beispiels A. Als Folge hiervon wurde in dem Aluminiumlegierungsgußteil a₁ an Grenzflächen zwischen den körnigen festen Phasen eine große Anzahl von Leerstellen der Größenordnung Mikrometer gebil det, wie dies in Fig. 5B dargestellt ist.

Im Fall des Vergleichsbeispiels a₂ trat kein eutektisches Schmelzen auf (siehe Fig. 2), wie dies in Fig. 6A darge stellt ist, und somit wurde lediglich ein endothermer Ab schnitt erzeugt. Aufgrund dieser Tatsache ist die latente Wärme der flüssigen Phase verglichen mit dem Vergleichs beispiel a₁ niedrig. Folglich wurden in dem Aluminium legierungsgußteil a₂ an Grenzflächen zwischen den körnigen festen Phasen relativ große Leerstellen gebildet, wie dies in Fig. 6B dargestellt ist.

(B) In dem in Fig. 3 dargestellten DTA-Thermographen d sind ein abfallendes Liniensegment s des ersten endothermen Abschnitts e und ein ansteigendes Liniensegment w des zwei ten endothermen Abschnitts f miteinander in einem Bereich Ed verbunden, der einem stärker endothermen Verhalten ent spricht als eine Grundlinie i, welche einen ansteigenden Anfangspunkt g des ersten endothermen Abschnitts e und einen abfallenden Endpunkt h des zweiten endothermen Abschnitts f miteinander verbindet.

Im Fall des Beispiels A, für welches der DTA-Thermograph d beschrieben wurde, geliert ein Außenumfang 12 einer festen Phase 11 in dem semi-geschmolzenen Zustand des Beispiels A, wie dies in Fig. 7 dargestellt ist, so daß die Kompatibi lität zwischen dem gelierten Außenumfang 12 und der flüssi gen Phase 13 verbessert ist. Als Folge hiervon wird in dem Aluminiumlegierungsgußteil A die Bindungsstärke zwischen der körnigen festen Phase, die eine aus der festen Phase 11 abgeleitete verfestigte Phase ist, und einer Matrix, die eine aus der flüssigen Phase 13 abgeleitete verfestigte Phase ist, erhöht und somit wird eine Erhöhung der Festig keit des Aluminiumlegierungsgußteils A erhalten.

In dem Vergleichsbeispiel a₁ sind das abfallende Linienseg ment s des ersten endothermen Abschnitts e und das anstei gende Liniensegment w des zweiten endothermen Abschnitts f miteinander auf der Grundlinie i verbunden, wie dies in Fig. 5A dargestellt ist. In diesem Fall ist der Außenumfang der festen Phase wenig geliert.

Dann wurden unter Verwendung des Beispiels A und des Ver gleichsbeispiels a₁ jeweils fünf Aluminiumlegierungsguß teile A bzw. a₁ in einem dem vorstehend beschriebenen ähn lichen Gießprozeß hergestellt und dann zur Bereitstellung der in Tabelle 2 angegebenen Ergebnisse einem Zugtest unterworfen.

Al-Legierungsgußteil A
Zugfestigkeit (MPa)
Nr. 1
307
Nr. 2	357
Nr. 3	359
Nr. 4	337
Nr. 5	343
mittlere Zugfestigkeit	341
Al-Legierungsgußteil a₁	Zugfestigkeit (MPa)
Nr. 1	289
Nr. 2	251
Nr. 3	301
Nr. 4	274
Nr. 5	212
mittlere Zugfestigkeit	265

Aus Tabelle 2 ist zu ersehen, daß die unter Verwendung des Beispiels A hergestellten Aluminiumlegierungsgußteile A im Vergleich zu den unter Verwendung des Vergleichsbeispiels a₁ hergestellten Aluminiumlegierungsgußteilen a₁ eine hohe Festigkeit aufweisen. Anstelle der Gelbildung am Außenum fang 12 der festen Phase 11 kann in dem Material auch ein Anteil enthalten sein, der auf der festen Phase abgeschie den und in der vorstehend beschriebenen Situation gelieren kann.

(C) In dem in Fig. 3 dargestellten DTA-Thermographen d ist der Gradient des ansteigenden Liniensegments w des zweiten endothermen Abschnitts f dem Betrage nach kleiner als jener des abfallenden Liniensegments s des ersten endothermen Abschnitts d.

Im Fall des Beispiels A, für das der DTA-Thermograph d be schrieben wurde, ist der annehmbare Bereich der Gießtempe ratur erweitert, da die Gießtemperatur in einem Bereich von einem abfallenden Endpunkt u des ersten endothermen Ab schnitts e bis zu einer Spitze v des zweiten endothermen Abschnitts f festgesetzt ist. Somit ist es möglich, die Gußqualität eines Aluminiumlegierungsgußteils zu stabili sieren.

Beispiel 2

In diesem Beispiel 2 wird hauptsächlich ein untereutek tisches Legierungsmaterial auf Al-Si-Basis beschrieben werden.

Fig. 8 zeigt ein Zustandsdiagramm einer Legierung auf Al- Si-Basis, und Tabelle 3 zeigt Zusammensetzungen von Bei spielen A₁ und A₂ und einem Vergleichsbeispiel a von Legie rungsmaterialien auf Al-Si-Basis. In Fig. 8 entsprechen die Bezugszeichen A₁, A₂ und a den Beispielen A₁ und A₂ und dem Vergleichsbeispiel a. Jedes der Beispiele A₁ und A₂ und das Vergleichsbeispiel a wurde aus einem langen, kontinu ierlichen, in einem kontinuierlichen Gießprozeß hergestell ten Hochqualitätsgußteil geschnitten. Bei der Herstellung des Gußteils wurde eine Weichglühbehandlung des α-Al-Pri märkristalls durchgeführt. Jedes der Beispiele A₁ und A₂ und das Vergleichsbeispiel a weist einen Durchmesser von 76 mm und eine Länge von 85 mm auf.

Das Beispiel A₁ wurde einer kalorimetrischen Messung mit differentieller Abtastung (DSK) unterzogen, um das in Fig. 9A dargestellte Ergebnis bereitzustellen. In dem DTA- Thermographen gemäß Fig. 9A beträgt ein Spitzenwert E₁ eines von eutektischem Schmelzen herrührenden ersten endo thermen Abschnitts e 3,2 mcal/sec und ein Spitzenwert E₂ eines zweiten endothermen Abschnitts f, der von Schmelzen eines Anteils mit einem Schmelzpunkt oberhalb des eutekti schen Punkts herrührt, beträgt 2,9 mcal/sec. Es wurde aus dem vorstehenden bestätigt, daß E₁ < E₂ gilt. In analoger Weise wurde das Beispiel A₂ und das Vergleichsbeispiel a einer kalorimetrischen Messung mit differentieller Abta stung (DSK) unterworfen, um die weiter unten zu beschrei benden Ergebnisse bereitzustellen.

Dann wurde das Beispiel A₁ in die Heizspule der Induktions erwärmungsvorrichtung gebracht und dann unter den Bedingun gen einer Frequenz von 1 kHz und einer maximalen Ausgangs leistung von 37 kW erwärmt, um ein semi-geschmolzenes Bei spiel A₁ mit darin koexistierenden festen und flüssigen Phasen zuzubereiten. In diesem Fall ist ein Festphasenan teil in einem Bereich von 50% (inklusive) bis 60% (inklusive) festgesetzt.

Hierauf wurde das semi-geschmolzene Beispiel A₁ (mit 5 be zeichnet) in die Kammer 6 gebracht, durch den Zugang 7 ge leitet und in den Hohlraum 4 geladen, während es unter den Bedingungen einer Bewegungsgeschwindigkeit des Druckkolbens 9 von 0,07 m/sec und einer Formtemperatur von 250°C unter Druck gesetzt wurde. Auf das in den Hohlraum 4 eingefüllte Beispiel A₁ wurde eine Druckkraft ausgeübt, indem der Druckkolben 9 an dem Hubende gehalten wurde, und das Bei spiel A₁ wurde unter Druck verfestigt, um das Aluminium legierungsteil A₁ bereitzustellen. Ferner wurden in einem ähnlichen Gießverfahren unter Verwendung des Beispiels A₂ und des Vergleichsbeispiels a Aluminiumlegierungsgußteile A₂ und a hergestellt.

Fig. 10A und 11A zeigen wesentliche Teile der DTA-Ther mographen d für das Beispiel A₂ und das Vergleichsbeispiel a, und Fig. 9B bis 11B zeigen Mikrobilder der metallo graphischen Strukturen der Aluminiumlegierungsgußteile A₁, A₂ und a.

Im Fall des Beispiels A₁ gilt die vorstehend beschriebene Beziehung E₁ < E₂ zwischen den beiden Spitzenwerten E₁ und E₂, wie dies in Fig. 9A dargestellt ist. Aufgrund dieser Tatsache wurden in dem Aluminiumlegierungsgußteil A₁ keine Defekte, wie Leerstellen der Größenordnung Mikrometer, er zeugt, wie in Fig. 9B dargestellt ist.

Im Fall des Vergleichsbeispiels A₂ beträgt der Spitzenwert E₁ des ersten endothermen Abschnitts e 9,1 mcal/sec und der Spitzenwert E₂ des zweiten endothermen Abschnitts f beträgt 4,5 mcal/sec, wie in Fig. 10A dargestellt ist, und somit gilt E₁ < E₂. Somit ist auch das Aluminiumlegierungsgußteil A₂ tadellos, wie in Fig. 10B dargestellt ist.

Im Fall des Vergleichsbeispiels a trat kein eutektisches Schmelzen auf (siehe Fig. 8), wie in Fig. 11A dargestellt ist. Es wurde lediglich ein endothermer Abschnitt erzeugt. Aufgrund dieser Tatsache ist die latente Wärme der flüssi gen Phase äußerst niedrig und infolgedessen wurden an Grenzflächen zwischen den körnigen festen Phasen in dem Aluminiumlegierungsgußteil A relativ große Leerstellen er zeugt, wie in Fig. 11B dargestellt ist.

Die Beschreibung unter den Punkten (B) und (C) für das Bei spiel 1 trifft auch auf die Legierung auf Al-Si-Basis zu.

Ausführungsform II

Tabelle 4 zeigt Zusammensetzungen von Beispielen A₁ bis A₄ und von Vergleichsbeispielen a₁ bis a₅. Jedes dieser Bei spiele und Vergleichsbeispiele wurde aus einem langen, kon tinuierlichen, in einem kontinuierlichen Gießprozeß herge stellten Hochqualitätsgußteil geschnitten. Bei der Herstel lung des Gußteils wurde eine Weichglühbehandlung eines α- Al-Primärkristalls durchgeführt. Jedes der Beispiele und der Vergleichsbeispiele weist einen Durchmesser von 50 mm und eine Länge von 65 mm auf.

Das Beispiel A₁ wurde einer kalorimetrischen Messung mit differentieller Abtastung (DSK) unterzogen, um das in Fig. 12 dargestellte Ergebnis bereitzustellen. In dem DTA- Thermographen d gemäß Fig. 12 beträgt ein Spitzenwert E₁ eines von eutektischem Schmelzen herrührenden ersten endo thermen Abschnitts 2,7 mcal/sec und ein Spitzenwert E₂ eines zweiten endothermen Abschnitts f, der von Schmelzen eines Anteils mit einem Schmelzpunkt oberhalb des eutekti schen Punkts herrührt, beträgt 2,6 mcal/sec. Aus vorste hendem wurde bestätigt, daß das Verhältnis (E₁/E₂) der Spitzenwerte E₁ und E₂ 1,04 beträgt.

Andererseits beträgt in dem DTA-Thermographen d die Tem peratur T₁ eines ansteigenden Anfangspunkts g des ersten endothermen Abschnitts e 540°C und die Temperatur T₂ eines abfallenden Endpunkts h des zweiten endothermen Abschnitts f beträgt 636°C. Hieraus wurde bestätigt, daß die Differenz (T₂-T₁) zwischen den Temperaturen T₁ und T₂ 96°C beträgt.

Dann wurde das Beispiel A₁ in die Heizspule der Induktions erwärmungsvorrichtung gebracht und unter den Bedingungen einer Frequenz von 1 kHz und einer maximalen Ausgangslei stung von 37 kW erwärmt, um ein semi-geschmolzenes Beispiel A₁ mit darin koexistierenden flüssigen und festen Phasen zuzubereiten. In diesem Fall ist ein Festphasenanteil in einem Bereich von 50% (inklusive) bis 60% (inklusive) festgesetzt.

Hierauf wurde das semi-geschmolzene Beispiel A₁ (mit 5 bezeichnet) in die Kammer 6 gebracht, durch den Zugang 7 geleitet und in den Hohlraum 4 geladen, während es unter den Bedingungen einer Bewegungsgeschwindigkeit des Druck kolbens 9 von 0,07 m/sec und einer Formtemperatur von 250°C unter Druck gesetzt wurde. Auf das in den Hohlraum 4 einge füllte Beispiel A₁ wurde eine Druckkraft ausgeübt, indem der Druckkolben 9 an dem Hubende gehalten wurde, und das Beispiel A₁ wurde zur Bereitstellung eines Aluminiumlegie rungsgußteils A₁ unter Druck verfestigt.

Jedes der Beispiele A₂ bis A₄ und jedes der Vergleichsbei spiele a₁ bis a₅ wurde der DSK unterzogen, und unter Ver wendung dieser Beispiele bzw. Vergleichsbeispiele wurden acht Aluminiumlegierungsgußteile A₂ bis A₄ und a₁ bis a₅ in analogen Gießprozessen hergestellt.

Tabelle 5 zeigt die Spitzenwerte E₁ und E₂, das Verhältnis (E₁/E₂), die Temperatur T₁ am ansteigenden Anfangspunkt g, die Temperatur T₂ am abfallenden Endpunkt h, die Tempera turdifferenz (T₂-T₁) zwischen den Temperaturen T₂ und T₁ und die Gießtemperatur für die Beispiele A₁ bis A₄ und die Vergleichsbeispiele a₁ bis a₅, sowie das Vorhandensein oder Fehlen von Defekten in dem hergestellten Aluminiumlegie rungsgußteil.

Fig. 13 ist ein Mikrobild, das die metallographische Struktur des Aluminiumlegierungsgußteils A₁ zeigt. Fig. 14A bis 16A zeigen wesentliche Teile der DTA-Thermographen d für die Beispiele A₂ bis A₄. Fig. 14B bis 16B zeigen Mikrobilder, die die metallographischen Strukturen der un ter Verwendung der Beispiele A₂ bis A₄ gefertigten Alumi niumlegierungsgußteile A₂ bis A₄ zeigen.

Wie aus Tabelle 5 und Fig. 14A bis 16B zu ersehen ist, liegt bei jedem der Beispiele A₁ bis A₄ das Verhältnis (E₁/E₂) in einem Bereich von 1 < (E₁/E₂) < 2,5 und die Temperaturdifferenz (T₂-T₁) liegt in einem Bereich von 10°C < (T₂-T₁) < 120°C. Da die flüssige Phase eine größere latente Wärme aufwies, wurde die flüssige Phase daher in Antwort auf die Verfestigung und Schrumpfung der festen Phase in ausreichendem Maße in die Umgebung der festen Phase zugeführt und gelierte am Außenumfang 12 der festen Phase, so daß die Kompatibilität zwischen dem gelierten Außenumfang 12 und der flüssigen Phase 13 verbessert wurde. Daher wurden in keinem dieser Aluminiumlegierungsgußteile A₁ bis A₄ Defekte, wie Leerstellen der Größenordnung Mikrometer, erzeugt.

Fig. 17A bis 21A zeigen wesentliche Teile von DTA-Ther mographen d für die Vergleichsbeispiele a₁ bis a₅. Fig. 17B bis 21B sind Mikrobilder, die die metallographische Strukturen der unter Verwendung der Vergleichsbeispiele a₁ bis a₅ gefertigten Aluminiumlegierungsgußteile a₁ bis a₅ zeigen.

Wie aus Tabelle 5 zu ersehen ist, war keine der beiden erforderlichen Bedingungen für das Verhältnis (E₁/E₂) bzw. die Temperaturdifferenz (T₂-T₁) erfüllt. Aufgrund dieser Tatsache wurden in jedem der Aluminiumlegierungsgußteile a₁, a₂, a₄ und a₅ an Grenzflächen Leerstellen der Größen ordnung Mikrometer (schwarze Bereiche) erzeugt, wie dies in Fig. 18B, 20B und 21B dargestellt ist. Bei dem Alumi niumlegierungsgußteil a₃ wurde Segregation und Zusammen wachsen von feinteiligen tiefgrauen Si-Primärkristallen erzeugt, wie dies in Fig. 19B dargestellt ist, da das Ver hältnis (E₁/E₂) größer oder gleich 2,5 war. Darüber hinaus wurden aufgrund der Temperaturdifferenz (T₂-T₁) schwarze Schrumpfungshohlräume erzeugt, wie es in Fig. 19B darge stellt ist. Dies ist auch aus Fig. 19C zu ersehen.

Dann wurde jedes der Aluminiumlegierungsgußteile A₁ bis A₄ und a₁ bis a₅ einer T6-Behandlung unter den in Tabelle 6 zusammengefaßten Bedingungen unterworfen.

Tabelle 6

Zur Durchführung eines Ermüdungstests wurden aus jedem der sich aus der T6-Behandlung ergebenden Aluminiumlegierungs gußteile A₁ bis A₄ und a₁ bis a₅ sechs Teststücke gefer tigt, welche jeweils einen parallelen Abschnitt mit einem Durchmesser von 4 mm und einer Länge von 20 mm aufwiesen. Diese Teststücke wurden einem Test mit verschiedenen Span nungsamplituden unter Verwendung eines elektrohydraulischen Ermüdungstestgeräts unterworfen, um die Anzahl von Wieder holungen bis zum Bruch zu bestimmen. Aus diesen Daten wurde eine Ermüdungsfestigkeit bei einer Anzahl von Wiederholun gen von 10⁷ bestimmt. Die Ergebnisse sind in Tabelle 7 zusammengefaßt.

Tabelle 7

Fig. 22 ist ein Graph, der die Ermüdungsfestigkeiten der Aluminiumlegierungsgußteile A₁ bis A₄ und a₁ bis a₅ dar stellt, wie sie in Tabelle 7 zusammengefaßt sind.

Wie aus Tabelle 7 und Fig. 22 zu ersehen ist, weist jedes der unter Verwendung der Beispiele A₁ bis A₄ des Aluminium legierungsmaterials in dem Thixo-Gießprozeß gefertigten Aluminiumlegierungsgußteile A₁ bis A₄ eine Ermüdungsfestig keit auf, die größer ist als jene der unter Verwendung der Vergleichsbeispiele a₁ bis a₅ des Aluminiumlegierungsmate rials hergestellten Aluminiumlegierungsgußteile a₁ bis a₅. Aus dieser Tatsache wurde herausgefunden, daß die Beispiele A₁ bis A₄ als Aluminiumlegierungsmaterialien zum Thixo- Gießen geeignet sind.

Ausführungsform III

Ein in Fig. 23 dargestelltes Aluminiumlegierungsgußteil 14 wird in einem Thixo-Gießprozeß unter Verwendung eines Alu miniumlegierungsmaterials hergestellt. Das Aluminiumlegie rungsgußteil 14 umfaßt einen Abschnitt 14a mittlerer Dicke, der mit einem Zugang 7 einer Druckgußvorrichtung i zu ver binden ist, einen dünneren Abschnitt 14b, der mit dem Ab schnitt 14a mittlerer Dicke verbunden ist und ein relativ kleines Volumen aufweist, und einen dickeren Abschnitt 14c, der mit dem dünneren Abschnitt 14b verbunden ist und ein relativ großes Volumen aufweist. Falls die Dicke des dicke ren Abschnitts 14c durch t₁ dargestellt ist, und die Dicke des dünneren Abschnitts 14b durch t₂ dargestellt ist, gilt die Beziehung t₁ = 2·t₂.

In der in Fig. 24 dargestellten Vorrichtung 1 umfaßt ein Gußformhohlraum 4 im unteren Teil einen Bereich 4a zum For men des Abschnitts mittlerer Dicke, im mittleren Teil einen Bereich 4b zum Formen des dünneren Abschnitts und im oberen Teil einen Bereich 4c zum Formen des dicken Abschnitts. Der weitere Aufbau ist der gleiche wie bei der in Fig. 1 dar gestellten Druckgußvorrichtung. Daher sind Bereiche oder Teile, die jenen der in Fig. 1 dargestellten Vorrichtung entsprechen mit gleichen Bezugszeichen versehen, und deren detaillierte Beschreibung ist hier weggelassen.

Tabelle 8 zeigt Zusammensetzungen von Beispielen A₁ bis A₃ und Vergleichsbeispielen a₁ und a₂ von Aluminiumlegierungs materialien. Jedes dieser Materialien wurde aus einem lan gen, kontinuierlichen, in einem kontinuierlichen Gießver fahren hergestellten Hochqualitätsgußteil geschnitten. Bei der Herstellung des Gußteils wurde eine Weichglühbehandlung eines α-Al-Primärkristalls durchgeführt. Jedes der Bei spiele A₁ und dergl. weist einen Durchmesser von 76 mm und eine Länge von 85 mm auf.

Tabelle 8

Beispiel A₁ wurde einer kalorimetrischen Messung mit dif ferentieller Abtastung (DSK) unterzogen, um die in Fig. 25 und 26 dargestellten Ergebnisse bereitzustellen. In dem in jeder der Fig. 25 und 26 dargestellten DTA-Thermogra phen d beträgt ein Spitzenwert E₁ eines von eutektischem Schmelzen herrührendes ersten endothermen Abschnitts e 2,7 mcal/sec und ein Spitzenwert eines zweiten endothermen Abschnitts f, der von Schmelzen eines Anteils mit einem Schmelzpunkt oberhalb des eutektischen Punkts herrührt, beträgt 2,6 mcal/sec. Aus dieser Tatsache wurde bestätigt, daß E₁ < E₂ gilt.

In dem DTA-Thermographen d schneidet eine Temperaturgerade m, die eine Spitze j des ersten endothermen Abschnitts e und einen Temperatur-Teilstrich der Spitze j auf einer Er wärmungstemperaturachse k verbindet, eine Grundlinie i, die einen ansteigenden Anfangspunkt g des ersten endothermen Abschnitts e und einen abfallenden Endpunkt h des zweiten endothermen Abschnitts f verbindet. Eine Teilungslinie o, die eine zwischen der Grundlinie i und der Spitze j lie gende Strecke m₁ der Temperaturgeraden m halbiert, schnei det ein ansteigendes Liniensegment p des ersten endothermen Abschnitts e, das zwischen dem ansteigenden Anfangspunkt g und der Spitze j liegt. Unter dieser Bedingung beträgt die Temperatur T₃ am Schnittpunkt q des ansteigenden Linienseg ments p mit der Teilungslinie o 545°C.

Ferner beträgt die Temperatur T₁ am ansteigenden Anfangs punkt g 540°C und die Temperatur T₄ an der Spitze j 549°C.

Ta = (T₄-T₁) beträgt somit 9°C, und Tb = (T₃-T₁) be trägt 5°C. In dem Beispiel A₁ gilt daher die Beziehung (Tb/Ta) = 0,55, d. h. (Tb/Ta) 0,68, zwischen den Temperaturabfällen Ta und Tb.

Mit St sei der Flächeninhalt des Bereichs bezeichnet, der umgeben ist von (1) der Grundlinie i, die den ansteigenden Anfangspunkt g des ersten endothermen Abschnitts e und den abfallenden Endpunkt des zweiten endothermen Abschnitts f verbindet, (2) einer ersten Temperaturgeraden m, die der vorstehend beschriebenen Temperaturgeraden entspricht, welche die Spitze j des ersten endothermen Abschnitts e und den Temperatur-Teilstrich der Spitze j auf der Achse k der Erwärmungstemperatur verbindet, und (3) dem ansteigenden Liniensegment p des ersten endothermen Abschnitts, das zwischen dem ansteigenden Anfangspunkt g und der Spitze j liegt.

Die Teilungslinie o, die die zwischen dem ersten Schnitt punkt n der ersten Temperaturgeraden m mit der Grundlinie i und der Spitze j liegende Strecke m₁ der Temperaturgeraden m halbiert, schneidet ferner das ansteigende Liniensegment p. Demzufolge sei mit Sm der Flächeninhalt des Bereichs be zeichnet, der umgeben ist von (1) einer zweiten Temperatur geraden r, die den zweiten Schnittpunkt q der Teilungslinie o mit dem ansteigenden Liniensegment p und den Temperatur- Teilstrich des zweiten Schnittpunkts q auf der Erwärmungs temperaturachse k verbindet, (2) einem Abschnitt p₁ des an steigenden Liniensegments p, das zwischen dem ansteigenden Anfangspunkt g und dem zweiten Schnittpunkt q liegt, und (3) der Grundlinie i.

In dem Beispiel A₁ gilt die Beziehung (Sm/St) = 0,138, d. h. (Sm/St) 0,365, für die beiden Flächen St und Sm. Zum Mes sen der Flächen St und Sm wurde ein Planimeter verwendet.

Um die Beziehung (Tb/Ta) 0,68 und/oder die Beziehung (Sm/St) 0,365 zu erhalten, ist es erforderlich, die Menge von Mg und dergl., die zusätzliche Bestandteile mit einem niedrigen Schmelzpunkt sind, zu erniedrigen, anstatt die Mengen von Cu, Si und dergl. zu erniedrigen, die eutekti sche Bestandteile sind, und dadurch die Festphasenlinie zu höherer Temperatur hin zu verschieben.

Dann wurde das Beispiel A₁ in die Heizspule der Induktions erwärmungsvorrichtung gebracht und unter den Bedingungen von einer Frequenz von 1 kHz und einer maximalen Ausgangs leistung von 37 kW erwärmt, um ein semi-geschmolzenes Bei spiel A₁ mit darin koexistierenden flüssigen und festen Phasen zuzubereiten. In diesem Fall ist ein Festphasen anteil in einem Bereich von 50% (inklusive) bis 60% (inklusive) festgesetzt.

Daraufhin wurde das semi-geschmolzene Beispiel A₁ (mit 5 be zeichnet) in die Kammer 6 gebracht, durch den Zugang 7 ge leitet und in den Hohlraum 4 geladen, während es unter den Bedingungen einer Bewegungsgeschwindigkeit des Druckkolbens 9 von 0,07 m/sec und einer Formtemperatur von 250°C unter Druck gesetzt wurde. Auf das in den Hohlraum eingefüllte Beispiel A₁ wurde eine Druckkraft ausgeübt, indem der Druckkolben 9 an dem Hubende gehalten wurde, und das Bei spiel A₁ wurde unter Druck verfestigt, um ein Aluminium legierungsgußteil 14 bereitzustellen.

Im Hinblick auf die in Fig. 27 bis 31 dargestellten Er gebnisse der DSK entspricht Fig. 27 einem Beispiel A₂ und Fig. 28 und 29 entsprechen einem Beispiel A₃, während Fig. 30 einem Vergleichsbeispiel a₁ entspricht, und Fig. 31 einem Vergleichsbeispiel a₂ entspricht.

Unter Verwendung dieser Beispiele A₂ und A₃ und Vergleichs beispiele a₁ und a₂ wurden in dem gleichen Gießprozeß, wie er vorstehend beschrieben wurde, vier Aluminiumlegierungs gußteile gefertigt.

Tabelle 9 zeigt die Spitzenwerte E₁ und E₂, das Verhältnis (E₁/E₂), die Temperaturabfälle Ta und Tb, das Verhältnis (Tb/Ta), das Verhältnis (Sm/St) der Flächen St und Sm für die Beispiele A₁ bis A₃ und die Vergleichsbeispiele a₁ und a₂, sowie das Vorhandensein oder Fehlen von Defekten in den aus den Beispielen A₁ bis A₃ und den Vergleichsbeispielen a₁ und a₂ gefertigten Aluminiumlegierungsgußteilen.

Tabelle 9

Fig. 32 bis 34B sind Mikrobilder, die jeweils die metal lographische Struktur des dickeren Abschnitts 14c des Alu miniumlegierungsgußteile 14 zeigen. Fig. 32 entspricht dem Fall des Beispiels A₁; Fig. 33 entspricht dem Fall des Beispiels A₂; und Fig. 34A und 34B entsprechen dem Fall des Vergleichsbeispiels a₁.

Wie aus Fig. 32 und 33 zu ersehen ist, werden im Fall der aus den Beispielen A₁ und A₂ gefertigen Aluminiumlegie rungsgußteile in dem dickeren Abschnitt 14c des Aluminium legierungsgußteils 14 keine Defekte, wie Leerstellen der Größenordnung Mikrometer, gebildet, da die Beziehung E₁ < E₂ zwischen den Spitzenwerten E₁ und E₂ und die Be ziehung (Tb/Ta) 0,68 zwischen den Temperaturabfällen Tb und Ta gelten. In diesen Fällen gilt ferner die Bezie hung (Sm/St) 0,365 zwischen den Flächen St und Sm.

Falls die latente Wärme der flüssigen Phase im Verlauf der Verfestigung des semi-geschmolzenen Legierungsmaterials auf 1/2 der maximal freigesetzten latenten Wärme, d. h. auf E₁/2, vermindert wird, geliert die flüssige Phase hierauf, so daß die Viskosität allmählich zunimmt. Dies bewirkt in dem dickeren Abschnitt 14c des Aluminiumlegierungsgußteils teilweise eine verschlechterte Zuführbarkeit der flüssigen Phase in die Umgebung der festen Phase, und somit werden in dem dickeren Abschnitt 14c leicht Leerstellen der Größen ordnung Mikrometer erzeugt. Diese Tendenz verdoppelt sich, da der Bereich 4b zum Formen des dünneren Abschnitts direkt vor dem Bereich 4c zum Formen des dickeren Abschnitts ange ordnet ist, wie dies in Fig. 24 dargestellt ist.

Da Ta den Temperaturabfall darstellt, der erforderlich ist, um die flüssige Phase zu verfestigen, und Tb den Tem peraturabfall darstellt, der erforderlich ist, um die Gel- Phase aus der flüssigen Phase zu verfestigen, ist der zur Verfestigung der Gel-Phase erforderliche Temperaturbereich eingeengt und andererseits der zur Erzeugung der Gel-Phase aus der flüssigen Phase erforderliche Temperaturbereich er weitert, wenn das Verhältnis (Tb/Ta) in den Bereich von (Tb/Ta) 0,68 festgesetzt ist. Somit ist es möglich, die Zuführbarkeit der flüssigen Phase in die Umgebung der fe sten Phase in dem dickeren Abschnitt 14c des Aluminium legierungsgußteil 14 zu verbessern, um die Erzeugung von Leerstellen der Größenordnung Mikrometer zu verhindern.

Da die Fläche St die freigesetzte Menge an latenter Wärme darstellt, die zur Verfestigung der flüssigen Phase erfor derlich ist, und die Fläche Sm die freigesetzte Menge an latenter Wärme darstellt, die erforderlich ist, um die aus der flüssigen Phase hergestellte Gel-Phase zu verfestigen, wird die freigesetzte latente Wärmemenge bei der Produktion der Gel-Phase aus der flüssigen Phase erhöht, wenn das Ver hältnis (Sm/St) in dem Bereich (Sm/St) 0,365 festgesetzt ist. Somit ist es möglich, in dem dickeren Abschnitt 14c des Aluminiumlegierungsgußteil 14 die Zuführbarkeit der flüssigen Phase in die Umgebung der festen Phase zu verbes sern, um die Erzeugung von Leerstellen der Größenordnung Mikrometer zu verhindern.

Im Fall des unter Verwendung des Vergleichsbeispiels a₁ erzeugten Aluminiumlegierungsgußteils 14, das in Fig. 34A und 34B gezeigt ist, gilt die Beziehung E₁ < E₂, jedoch gelten die Beziehungen (Tb/Ta) 0,68 und/oder die Be ziehung (Sm/St) 0,365 nicht. Somit weist der dickere Ab schnitt 14c darin erzeugte Leerstellen der Größenordnung Mikrometer auf.

Bei keinem der Aluminiumlegierungsgußteile weist der dünnere Abschnitt 14b darin erzeugte Defekte auf.

Fig. 35 zeigt die Beziehung zwischen dem Verhältnis (Tb/Ta) und dem Defektflächenanteil in dem dickeren Abschnitt 14c. Aus Fig. 35 ist zu ersehen, daß Defekte erzeugt werden, wenn (Tb/Ta) < 0,68 gilt.

Fig. 36 zeigt die Beziehung zwischen dem Verhältnis (Sm/St) und dem Defektflächenanteil in dem dickeren Abschnitt 14c. Aus Fig. 36 ist zu ersehen, daß Defekte erzeugt werden, wenn (Sm/St) < 0,365 gilt.

Der Defektflächenanteil in dem dickeren Abschnitt wurde unter Verwendung einer Bildauflösungsvorrichtung gemessen.

Ausführungsform IV

Tabelle 10 zeigt Zusammensetzungen von Beispielen A₁ bis A₇ und Vergleichsbeispielen a₁ und a₂. Das Beispiel A₁ ist eine Legierung auf Al-Si-Cu-Basis; die Beispiele A₂ bis A₄ sind Legierungen auf Al-Si-Mg-Basis; die Beispiele A₅ bis A₇ und das Vergleichsbeispiel a₁ sind Legierungen auf Al- Cu-Basis; und das Vergleichsbeispiel a₂ ist eine Legierung auf Al-Zn-Mg-Basis. Jedes der Beispiele und Vergleichsbei spiele wurde von einem langen, kontinuierlichen, in einem kontinuierlichen Gießprozeß hergestellten Hochqualitätsguß teil geschnitten. Bei der Herstellung des Gußteils wurde eine Weichglühbehandlung eines α-Al-Primärkristalls durch geführt. Jedes der Beispiele und der Vergleichsbeispiele weist einen Durchmesser von 50 mm und eine Länge von 65 mm auf.

Das Beispiel A₁ wurde einer kalorimetrischen Messung mit differentieller Abtastung (DSK) unterworfen, um das in Fig. 37 dargestellte Ergebnis bereitzustellen. In dem in Fig. 37 dargestellten DTA-Thermographen d gibt es einen von eutektischem Schmelzen herrührenden ersten endothermen Ab schnitt e und einen zweiten endothermen Abschnitt f, der von Schmelzen eines Anteils mit einem Schmelzpunkt oberhalb des eutektischen Punkts herrührt. In diesem Fall beträgt die Temperatur T₄ bei der Spitze j des ersten endothermen Abschnitts e 559°C und die Temperatur T₅ bei der Spitze des zweiten endothermen Abschnitts f beträgt 579°C. Daher wurde herausgefunden, daß die Differenz (T₅-T₄) zwischen den Tem peraturen T₄ und T₅ 20°C beträgt.

Dann wurde das Beispiel A₁ in die Heizspule einer Induk tionserwärmungsvorrichtung gebracht und dann unter den Be dingungen einer Frequenz von 1 kHz, einer maximalen Aus gangsleistung von 30 kW und einer Erwärmungszeit von 7 min erwärmt, um ein semi-geschmolzenes Beispiel A₁ mit darin koexistierenden flüssigen und festen Phasen zuzubereiten. In diesem Fall ist der Festphasenanteil in einem Bereich von 40% (inklusive) bis 60% (inklusive) festgesetzt.

Hierauf wurde das semi-geschmolzene Beispiel A₁ (mit 5 bezeichnet) in die Kammer 6 gebracht, durch den Zugang 7 geleitet und in den Hohlraum 4 geladen, während es unter Bedingungen einer Bewegungsgeschwindigkeit des Druckkolbens 9 von 0,2 m/sec und einer Formtemperatur von 250°C unter Druck gesetzt wurde. Auf das in den Hohlraum 4 eingefüllte Beispiel A₁ wurde eine Druckkraft ausgeübt, indem der Druckkolben 9 an einem Hubende gehalten wurde, und das Beispiel A₁ wurde unter Druck verfestigt, um ein Aluminium legierungsgußteil A₁ bereitzustellen.

Jedes der Beispiele A₂ bis A₇ und der Vergleichsbeispiele a₁ und a₂ wurde ebenfalls der DSK unterworfen. Ferner wur den in dem gleichen Gießprozeß unter Verwendung der Bei spiele A₂ bis A₇ und der Vergleichsbeispiele a₁ und a₂ acht Aluminiumlegierungsgußteile A₂ bis A₇ und a₁ und a₂ herge stellt. In diesem Fall betrug die Erwärmungszeit 7 min, wie vorstehend beschrieben. Zum Vergleich wurde ein Aluminium legierungsgußteil a₃ mit einer Erwärmungszeit von 20 min in einem Widerstandsofen hergestellt.

Dann wurde jedes der Aluminiumlegierungsgußteile A₁ bis A₇ und a₁ bis a₃ einer T6-Behandlung unter den in Tabelle 11 zusammengefaßten Bedingungen unterworfen.

Tabelle 11

Zur Durchführung eines Ermüdungstests wurden acht Test stücke, die jeweils einen parallelen Abschnitt mit einem Durchmesser von 4 mm und einer Länge von 20 mm aufwiesen, aus jedem der sich aus der T6-Behandlung ergebenden Alumi niumlegierungsgußteile A₁ bis A₇ und a₁ bis a₃ hergestellt. Jedes der Teststücke wurde bei Raumtemperatur einem Test mit verschiedenen Spannungsamplituden unter Verwendung ei nes elektrohydraulischen Ermüdungstestgeräts unterworfen, um die Zahl der Wiederholungen bis zum Bruch zu bestimmen. Aus diesen Daten wurde eine Ermüdungsfestigkeit S₁ bei ei ner Anzahl von Wiederholungen von 10⁷ bestimmt. Tabelle 12 faßt die Ergebnisse zusammen.

Fig. 38 bis 45 zeigen DTA-Thermographen für die Bei spiele A₂ bis A₇ und die Vergleichsbeispiele a₁ und a₂.

Tabelle 12 zeigt die Temperatur bei der Spitze j des ersten endothermen Abschnitts f und die Temperatur bei der Spitze v des zweiten endothermen Abschnitt f, die Differenz (T₅-T₄) zwischen den Temperaturen T₄ und T₅, die Erwär mungszeit und die Gießtemperatur für die Beispiele A₁ bis A₇ und die Vergleichsbeispiele a₁ und a₂, sowie das Vorhan densein oder Fehlen von Leerstellen, das Vorhandensein oder Fehlen von Zusammenwachsen des α-Al-Primärkristalls und die Ermüdungsfestigkeit S₁ für die Aluminiumlegierungsgußteile A₁ bis A₇ und a₁ bis a₃.

Fig. 46 ist ein Mikrobild, das die metallographische Struktur des Aluminiumlegierungsgußteil A₇ zeigt. Fig. 47A, 48 und 49 sind Mikrobilder, die die metallographischen Strukturen der Aluminiumlegierungsgußteile a₁, a₃ bzw. a₁ zeigen.

Wie aus Fig. 37 bis 43 und 46 und Tabelle 12 zu erse hen ist, wurden die Aluminiumlegierungsgußteile A₁ bis A₇ aus den Beispielen A₁ bis A₇ mit einer Temperatur differenz (T₅-T₄) hergestellt, die in einem Bereich von 20°C (T₅-T₄) 80°C festgesetzt ist, und die Änderung des Festphasenanteils bei Änderung der Erwärmungstemperatur war abgeschwächt. Somit ist es möglich, die Temperaturanstiegs rate zu erhöhen und die Beispiele A₁ bis A₇ innerhalb einer kurzen Zeit von 7 min auf die Gießtemperatur zu erwärmen, und hierdurch das Zusammenwachsen des α-Al-Primärkristalls zu verhindern.

Zusätzlich wird die Diffusion des α-Al-Primärkristalls infolge der Erweiterung des Temperaturbereichs, der die Koexistenz der flüssigen und festen Phasen erlaubt, aktiv durchgeführt, und daher das feine Weichglühen und die gleichförmige Verteilung des α-Al-Primärkristalls unter stützt und ferner die Erzeugung von Schrumpfungshohlräumen vermieden.

Aufgrund dieser Tatsache weist jedes der Aluminiumlegie rungsgußteile A₁ bis A₇ tadellose Gußqualität und ausge zeichnete Ermüdungsfestigkeit auf.

Im Fall des Aluminiumlegierungsgußteil a₁, das in Fig. 47A und 47B dargestellt ist, wurden Leerstellen aufgrund von Lufteinschlüssen erzeugt, die während des Einfüllens des Materials auftraten, da die Temperaturdifferenz (T₅-T₄) bei dem Vergleichsbeispiel a₁ kleiner als 20°C war und die Erwärmungstemperatur nur 7 min betrug.

Im Fall des Aluminiumlegierungsgußteil a₃, das in Fig. 48 gezeigt ist, war der Primärkristall α-Al (massiver Anteil) zusammengewachsen, da die Erwärmungszeit für das Ver gleichsbeispiel A₃ 20 min betrug.

Im Fall des Aluminiumlegierungsgußteil a₂, das in Fig. 48 gezeigt ist, wurden während der Verfestigung Schrumpfungs hohlräume und somit Leerstellen (schwarze Bereiche) er zeugt, da die Temperaturdifferenz (T₅-T₄) in dem Ver gleichsbeispiel a₃ oberhalb von 80°C lag.

Zum Vergleich wurden unter Verwendung der Beispiele A₁ bis A₇ und der Vergleichsbeispiele a₁ und a₂ Aluminiumlegie rungsextrudate A₁ bis A₇, a₁ und a₂ in einem Extrudierpro zeß unter Bedingungen einer Extrudiertemperatur von 350 bis 420°C, einer Behältertemperatur von 300°C, einer Formtem pera 32262 00070 552 001000280000000200012000285913215100040 0002019518127 00004 32143tur von 250°C, einem Formbohrungsdurchmesser von 35 mm und einem Extrusionsverhältnis von 4,7 hergestellt.

Jedes der Aluminiumlegierungsextrudate A₁ bis A₇, a₁ und a₂ wurde einer T6-Behandlung unter den gleichen Bedingungen wie für die Aluminiumlegierungsgußteile A₁ bis A₇, a₁ und a₂ (siehe Tabelle 11) unterworfen. Dann wurden den vorste hend beschriebenen Teststücken ähnliche Teststücke aus den Aluminiumlegierungsextrudaten A₁ bis A₇, a₁ und a₂ herge stellt und einem Ermüdungstest unterworfen, der jenem vor stehend beschriebenen ähnlich ist, um die Ermüdungsfestig keit S₂ bei der Wiederholungsanzahl von 10⁷ zu bestimmen.

Tabelle 13 zeigt das Festigkeitsverhältnis (S₁/S₂) der Er müdungsfestigkeit S₁ jedes der Aluminiumlegierungsgußteile A₁ bis A₇, a₁, a₃ und a₂ zur Ermüdungsfestigkeit S₂ jedes der Aluminiumlegierungsextrudate A₁ bis A₇, a₁, a₃ und a₂. In Tabelle 13 ist das Aluminiumlegierungsextrudat a₃ das gleiche wie das Aluminiumlegierungsextrudat a₁.

Tabelle 13

Fig. 50 ist ein Graph, der die Beziehung zwischen der Temperaturdifferenz (T₅-T₄) und dem Festigkeitsverhältnis (S₁/S₂) für die Beispiele A₁ bis A₇ und die Vergleichsbei spiele a₁ und a₂ darstellt. In Fig. 50 entsprechen die Punkte A₁ bis A₇, a₁ und a₂ den Fällen der Beispiele A₁ bis A₇ und der Vergleichsbeispiele a₁ und a₂. Ein Punkt a₂ ent spricht dem Fall, in welchem die Erwärmungszeit für das Vergleichsbeispiel a₁ 20 min betrug.

Wie aus Fig. 50 und Tabelle 13 zu ersehen ist, können bei Verwendung der Beispiel A₁ bis A₇ Aluminiumlegierungsguß teile A₁ bis A₇ hergestellt werden, deren Ermüdungsfestig keit jener der Aluminiumlegierungsextrudate A₁ bis A₇ äqui valent ist. Auch hieraus ist zu ersehen, daß die Tempera turdifferenz (T₅-T₄) in dem Bereich 20°C (T₅-T₄) 80°C festgesetzt werden kann.

Ausführungsform V

Tabelle 14 zeigt die Zusammensetzungen von Beispielen A₁ bis A₄ und Vergleichsbeispielen a₁ bis a₃ von Aluminium legierungsmaterialien. Jedes der Beispiele und der Ver gleichsbeispiele wurde aus einem langen, kontinuierlichen, in einem kontinuierlichen Gießverfahren hergestellten Hoch qualitätsgußteil geschnitten. Bei der Herstellung des Guß teils wurde eine Weichglühbehandlung eines α-Al-Primärkri stalls durchgeführt. Jedes der Beispiele und der Ver gleichsbeispiele weist einen Durchmesser von 50 mm und eine Länge von 65 mm auf.

Das Beispiel A₁ wurde einer kalorimetrischen Messung mit differentieller Abtastung (DSK) unterzogen, um das in Fig. 51 dargestellte Ergebnis bereitzustellen. In dem in Fig. 51 gezeigten DTA-Thermographen d sind ein von eutektischem Schmelzen herrührender erster endothermer Abschnitt e und ein zweiter endothermer Abschnitt f vorhanden, der von Schmelzen eines Anteils mit einem Schmelzpunkt oberhalb des eutektischen Punkts herrührt. Der zweite endotherme Abschnitt f weist zwischen seiner Spitze v und einem ab fallenden Endpunkt u des ersten endothermen Abschnitts e einen in geringem Maße bzw. leicht bzw. sanft geneigten Ab schnitt x auf, der längs einer Grundlinie i verläuft, wel che einen ansteigenden Anfangspunkt g des ersten endother men Abschnitts e und einen abfallenden Endpunkt h des zwei ten endothermen Abschnitts f verbindet.

Die Temperatur T₁ am ansteigenden Anfangspunkt g des ersten endothermen Abschnitts e beträgt 537°C, und die Temperatur T₄ an der Spitze j beträgt 549°C. Die Temperatur T₅ an der Spitze v des zweiten endothermen Abschnitts f beträgt 623°C und die Temperatur T₂ am abfallenden Endpunkt h beträgt 629°C. Daher beträgt ein Flüssig/Fest-Phasenkoexistenz- Temperaturbereich Tc (=T₂-T₁) zwischen dem ansteigenden Anfangspunkt g des ersten endothermen Abschnitts e und dem abfallenden Endpunkt h des zweiten endothermen Abschnitts f 92°C, und ein Spitze-Spitze-Temperaturbereich Td (= T₅-T₄) zwischen der Spitze j des ersten endothermen Abschnitts e und der Spitze v des zweiten endothermen Abschnitts f be trägt 74°C. In diesem Fall beträgt der Anteil Rt (Td/Tc × 100) des Spitze-Spitze-Temperaturbereichs Td in dem Flüs sig/Fest-Phasenkoexistenz-Temperaturbereich Tc 80%.

Dann wurde das Beispiel A₁ in die Heizspule der Induktions erwärmungsvorrichtung gebracht und dann schnell für 4 min auf eine Gießtemperatur T₆ (= 595°C) unter den Bedingungen einer Frequenz von 1 kHz und einer maximalen Ausgangslei stung von 25 kW aufgeheizt, um ein semi-geschmolzenes Bei spiel A₁ mit darin koexistierenden flüssigen und festen Phasen zuzubereiten. In diesem Fall ist ein Festphasen anteil in einen Bereich von 40% (inklusive) bis 60% (inklusive) festgesetzt.

Hierauf wurde das semi-geschmolzene Beispiel A₁ (mit 5 bezeichnet) in die Kammer 6 gebracht, durch den Zugang 7 geleitet und in den Hohlraum 4 geladen, während es unter den Bedingungen einer Gießtemperatur von 595°C, einer Bewe gungsgeschwindigkeit des Druckkolbens 9 von 0,2 m/sec und einer Formtemperatur von 250°C unter Druck gesetzt wurde. Auf das in den Hohlraum 4 eingefüllte Beispiel A₁ wurde eine Druckkraft ausgeübt, indem der Druckkolben 9 am Hub ende gehalten wurde, und das Beispiel A₁ wurde unter Druck verfestigt, um ein Aluminiumlegierungsgußteil A₁ bereitzu stellen.

Die Beispiele A₂ bis A₄ und die Vergleichsbeispiele a₁ bis a₃ wurden ebenfalls der DSK unterzogen und ferner wurden in dem gleichen Gießprozeß unter Verwendung dieser Beispiele und Vergleichsbeispiele sechs Aluminiumlegierungsgußteile A₂ bis A₄ und a₁ bis a₃ hergestellt.

Fig. 52 bis 54 zeigen DTA-Thermographen für die Bei spiele A₂ bis A₄ und Fig. 55 bis 57 zeigen DTA-Thermo graphen d für die Vergleichsbeispiele a₁ bis a₃. Aus dem Vergleich der Fig. 52 bis 54 mit den Fig. 55 bis 57 ist zu ersehen, daß für jedes der in den Fig. 52 bis 54 dargestellten Beispiele A₂ bis A₄ ein sanft geneigter Abschnitt x existiert, ein derartiger sanft geneigter Ab schnitt x jedoch für die Vergleichsbeispiele a₁ bis a₃, die in den Fig. 55 bis 57 dargestellt sind, nicht existiert.

Tabelle 15 zeigt den Flüssig/Fest-Phasenkoexistenz-Tempera turbereich Tc, den Spitze-Spitze-Temperaturbereich Td und den Anteil Rt des Spitze-Spitze-Temperaturbereichs Td in dem Flüssig/Fest-Phasenkoexistenz-Temperaturbereich Tc für die Beispiele A₁ bis A₄ und die Vergleichsbeispiele a₁ bis a₃, sowie die metallographische Struktur der entsprechenden Aluminiumlegierungsgußteile A₁ bis A₄ und a₁ bis a₃.

Tabelle 15

Fig. 58 ist ein Mikrobild, daß die metallographische Struktur des Aluminiumlegierungsgußteil A₁ zeigt, und Fig. 59 ist ein Mikrobild, daß die metallographische Struktur des Aluminiumlegierungsgußteil A₂ zeigt. Aus Fig. 58 und 59 ist zu ersehen, daß jedes der Beispiele A₁ bis A₂ unge achtet der Tatsache, daß sie durch schnelles Erwärmen der Beispiele A₁ bzw. A₂ hergestellt worden sind, eine äußerst gleichmäßige metallographische Struktur aufweist.

Fig. 60 ist ein Mikrobild, daß die metallographische Struktur des Aluminiumlegierungsgußteil A₄ zeigt. Wie aus Fig. 60 zu ersehen ist, beobachtet man eine etwas größere verfestigte α-Al-Phase in dem Aluminiumlegierungsgußteil A₄, jedoch ist die metallocraphische Struktur des Alumi niumlegierungsgußteil A₄ im wesentlichen gleichmäßig.

Fig. 61 ist ein Mikrobild, das die metallographische Struktur des Aluminiumlegierungsgußteil a₁ zeigt. Wie aus Fig. 60 zu ersehen ist, war die Verteilung der flüssigen Phase in dem Aluminiumlegierungsgußteil a₁ aufgrund der schnellen Erwärmung des Vergleichsbeispiels a₁ nicht gleichförmig und als Folge hiervon agglomerierten die verfestigten α-Al-Phasen und ergaben eine ungleichmäßige metallographische Struktur. Das gleiche gilt für die Alumi niumlegierungsgußteile a₂ und a₃.

Aus den vorstehenden Ergebnissen kann folgendes entnommen werden. Um ein Aluminiumlegierungsgußteil mit gleichmäßiger metallographischer Struktur herzustellen, ist es erforder lich, daß der zweite endotherme Abschnitt f, wie vorstehend beschrieben, in dem DTA-Thermographen d einen sanft geneig ten Abschnitt x aufweist, und daß der Anteil Rt des Spitze- Spitze-Temperaturbereichs Td in dem Flüssig/Fest-Phasenko existenz-Temperaturbreich Tc im Bereich von Rt 69% liegt, wie bei den Beispielen A₁ bis A₄.

Bei den Beispielen A₁ bis A₄ mit einer derartigen thermi schen Eigenschaft, ist der Temperaturbereich zwischen dem abfallenden Endpunkt u des ersten endothermen Abschnitts e und der Spitze v des zweiten endothermen Abschnitts f weit, und daher wird die Gelbildung am Außenumfang der festen Phase unterstützt. Dies verbessert die Kompatibilität zwischen den festen und flüssigen Phasen. Somit ist es möglich, den Nachteil der Erzeugung von Leerstellen der Größenordnung Mikrometer an Grenzflächen zwischen den festen und flüssigen Phasen zu vermeiden.

Zum Vergleich wurden unter Verwendung der Beispiele A₁ bis A₄ und der Vergleichsbeispiele a₁ bis a₃ sieben Aluminium legierungsgußteile B₁ bis B₄ und b₁ bis b₃ entsprechend den Beispielen A₁ bis A₄ und den Vergleichsbeispielen a₁ bis a₃ in dem gleichen Gießprozeß unter den gleichen Bedingungen hergestellt, mit der Ausnahme, daß die Beispiele B₁ bis B₄ und die Vergleichsbeispiele b₁ bis b₃ (unter normaler Er wärmung) unter den Bedingungen einer Frequenz von 1 kHz, einer maximalen Ausgansleistung von 12 kW und einer Erwär mungszeit von 7 min auf die Gießtemperatur T₆ erwärmt wur den.

Die metallographische Struktur jedes der Aluminiumlegie rungsgußteile B₁ bis B₄ und b₁ bis b₃ wurde unter einem Mi kroskop betrachtet und das Ergebnis zeigte, daß die metallo graphische Struktur gleichförmig war.

Dann wurde jedes der Aluminiumlegierungsgußteile A₁ bis A₄, B₁ bis B₄, a₁ bis a₃ und b₁ bis b₃ einer T6-Behandlung unter den in Tabelle 16 zusammengefaßten Bedingungen unter zogen.

Tabelle 16

Zur Durchführung eines Ermüdungstests wurden zehn Test stücke, von denen jedes einen parallelen Abschnitt mit ei nem Durchmesser von 4 mm und einer Länge von 20 mm aufwies, aus jedem der Aluminiumlegierungsgußteile A₁ bis A₄, B₁ bis B₄, a₁ bis a₃ und b₁ bis b₃, die sich aus der T6-Behandlung ergaben, hergestellt. Diese Teststücke wurden einem Test mit unterschiedlichen Spannungsamplituden unter Verwendung eines elektrohydraulischen Ermüdungstestgeräts unterworfen, um die Anzahl von Wiederholungen bis zum Bruch zu bestim men. Aus diesen Daten wurde eine Ermüdungsfestigkeit bei einer Anzahl von Wiederholungen von 10⁷ bestimmt. Tabelle 17 faßt die Ergebnisse zusammen. Unter dem in Tabelle 17 gezeigten Punkt "Festigkeitsverhältnis" bedeutet "von schneller zu normaler Erwärmung", daß ein Ermüdungsfestig keitswert bspw. für die durch schnelles Erwärmen erzeugte Aluminiumlegierung A₁ durch den Ermüdungsfestigkeitswert für die durch normales Erwärmen hergestellte Aluminium legierung B₁ geteilt worden ist.

Tabelle 17

Fig. 62 ist ein Graph, der die Beziehung zwischen dem Anteil Rt des Spitze-Spitze-Temperaturbereichs Td in dem Flüssig/Fest-Phasenkoexistenz-Temperaturbereich Tc und dem Ermüdungsfestigkeitsverhältnis für die Aluminiumlegierungs gußteile A₁ und B₂ und dergl., die in Tabellen 15 und 17 zusammengefaßt sind, erläutert. In Fig. 62 entsprechen die Punkte A₁ bis A₄ den Fällen der Beispiele A₁ bis A₄, und die Punkte a₁ bis a₃ den Fällen der Vergleichsbeispiele a₁ bis a₃.

Wie aus Tabellen 15 und 17 und Fig. 62 zu ersehen ist, weist jedes der Aluminiumlegierungsgußteile A₁ bis A₄, die unter Verwendung der Beispiele A₁ bis A₄ durch schnelles Erwärmen hergestellt wurden, eine Ermüdungsfestigkeit auf, die jener der Aluminiumlegierungsgußteile B₁ bis B₄, die durch normales Erwärmen hergestellt wurden, äquivalent ist. Dies rührt von der Tatsache her, daß die Aluminiumlegie rungsgußteile A₁ bis A₄ ebenso wie die Aluminiumlegierungs gußteile B₁ bis B₄ eine gleichmäßige metallographische Struktur aufweisen. Die Ungleichmäßigkeit der metallogra phischen Struktur rührt daher, daß der Anteil Rt in den Beispielen a₁ und dergl. größer oder gleich 69% ist (Rt 69%).

Andererseits weist jedes der Aluminiumlegierungsgußteile a₁ bis a₃, die unter Verwendung der Vergleichsbeispiele a₁ bis a₃ durch schnelles Erwärmen hergestellt wurden, im Ver gleich mit den Aluminiumlegierungsgußteile b₁ bis b₃, die durch normales Erwärmen hergestellt wurden, eine niedrige Ermüdungsfestigkeit auf. Dies rührt von der Tatsache her, daß die metallographische Struktur der Aluminiumlegierungs gußteile a₁ bis a₃ ungleichmäßig ist. Die Ungleichmäßigkeit der metallographischen Struktur wiederum rührt von der Tat sache her, daß der Anteil Rt bei den Vergleichsbeispielen a₁ und dergl. kleiner als 69% ist (Rt < 69%).

Ausführungsform VI

Tabelle 18 zeigt die Zusammensetzungen von Aluminiumlegie rungsmaterialien A₁ bis A₅. Jedes der Beispiele A₁ bis A₅ wurde von einem langen, kontinuierlichen, in einem konti nuierlichen Gießprozeß hergestellten Hochqualitätsgußteil geschnitten. Bei der Herstellung des Gußteils wurde eine Weichglühbehandlung eines α-Al-Primärkristalls durchge führt. Jedes der Beispiele A₁ bis A₅ weist einen Durch messer von 50 mm und eine Länge von 65 mm auf.

Tabelle 18

Das Beispiel A₁ wurde einer kalorimetrischen Messung mit differentieller Abtastung (DSK) unterzogen, um das in Fig. 63 dargestellte Ergebnis zu liefern. In dem DTA-Thermogra phen d gemäß Fig. 63 sind ein von eutektischem Schmelzen herrührender erster endothermer Abschnitt e und ein zweiter endothermer Abschnitt f vorhanden, der von Schmelzen eines Anteils mit einem Schmelzpunkt oberhalb des eutektischen Punkts herrührt. Die Temperatur T₁ an einem ansteigenden Anfangspunkt g des ersten endothermen Abschnitts e beträgt 537°C und die Temperatur T₇ an einem abfallenden Endpunkt u beträgt 561°C. Die Temperatur T₅ an einer Spitze v des zweiten endothermen Abschnitts f beträgt 624°C.

Dann wurde das Beispiel A₁ aufrechtstehend in die Heizspule der Induktionserwärmungsvorrichtung gebracht und dann unter den in Fig. 64 dargestellten Bedingungen auf eine Gieß temperatur T₆ von 595°C erwärmt, um ein semi-geschmolzenes Beispiel A₁ mit darin koexistierenden flüssigen und festen Phasen zuzubereiten. Während die Temperatur des Beispiels A₁ in einem Bereich zwischen 30°C und der Temperatur T₁ am ansteigenden Anfangspunkt g von 537°C lag, wurden die Fre quenz auf 1 kHz und die Ausgangsleistung auf 20 kW einge stellt. Während die Temperatur des Beispiels A₁ in einem Bereich zwischen der Temperatur T₁ am ansteigenden Anfangs punkt g von 537°C und der Temperatur T₇ am abfallenden End punkt u von 561°C lag, wurden die Frequenz auf 1 kHz und die Ausgangsleistung auf 15 kW eingestellt. Während die Temperatur des Beispiels A₁ in einem Bereich zwischen der Temperatur T₇ am abfallenden Endpunkt u von 561°C und der Gießtemperatur T₆ lag, wurden ferner die Frequenz auf 1 kHz und die Ausgangsleistung auf 3 kW eingestellt. Somit wurde die mittlere Temperaturanstiegsrate α für das Beispiel A₁ zwischen dem ansteigenden Anfangspunkt g und dem abfallen den Endpunkt u auf 0,23°C/sec gesteuert, während die mitt lere Temperaturanstiegsrate β für das Beispiel A₁ zwischen dem abfallenden Endpunkt u und der Gießtemperatur T₆ auf 0,18°C/sec gesteuert wurde. In diesem Fall liegt der Festphasenanteil bei dem Beispiel A₁ im Bereich von 40% (inklusive) bis 60% (inklusive). Die Messung der Tempera tur des Beispiels A₁ wurde durch Einsetzen eines Thermoele ments in ein Meßloch durchgeführt, welches in die Mitte der unteren Fläche des Beispiels A₁ eingebracht war.

Hierauf wurde das semi-geschmolzene Beispiel A₁ (mit 5 bezeichnet) in die Kammer 6 gebracht, durch den Zugang 7 geleitet und in den Hohlraum 4 geladen, während es unter den Bedingungen einer Gießtemperatur T₆ von 595°C, einer Bewegungsgeschwindigkeit des Druckkolbens 9 von 0,2 m/sec und einer Formtemperatur von 250°C unter Druck gesetzt wurde. Auf das in den Hohlraum 4 eingefüllte Beispiel A₁ wurde eine Druckkraft ausgeübt, indem der Druckkolben 9 am Hubende gehalten wurde, und das Beispiel A₁ wurde unter Druck verfestigt, um ein Aluminiumlegierungsgußteil A₁₁ vorzusehen. Unter Verwendung des Beispiels A₁ wurde ferner Aluminiumlegierungsgußteil 12 in einem analogen Gießprozeß hergestellt mit der Ausnahme, daß die mittleren Temperatur anstiegsraten α und β geändert waren.

Die Beispiele A₂ bis A₅ wurden ebenfalls einer DSK unterzo gen und ferner wurden unter Verwendung dieser Beispiele A₂ bis A₅ acht Aluminiumlegierungsgußteile A₂₁, A₃₁, A₄₁, A₅₁, A₂₂, A₃₂, A₄₂ und A₅₂ in dem gleichen Gießprozeß herge stellt. Fig. 65 bis 68 zeigen DTA-Thermographen d für die Beispiele A₂ bis A₅.

Jedes der Aluminiumlegierungsgußteile A₁₁ bis A₅₁ und A₁₂ bis A₅₂ wurde unter einem Mikroskop betrachtet, um das Vorhandensein oder das Fehlen von Leerstellen der Größen ordnung Mikrometer und die α-Al-Größe zu bestimmen.

Fig. 69A ist ein Mikrobild, das die metallographische Struktur des Aluminiumlegierungsgußteil A₁₁ zeigt, in wel chem ein relativ großer körniger Anteil α-Al vorhanden ist. Aus Fig. 69A ist zu ersehen, daß in dem Aluminiumlegie rungsgußteil A₁₁ keine Leerstellen erzeugt wurden, wie sie vorstehend beschrieben wurden.

Fig. 69B zeigt die Größe einer α-Al-Phase. Zur Messung der Größe der α-Al-Phase werden zunächst zwei sich einander schneidende Geraden L₁ und L₂ derart eingezeichnet, daß sie eine Mehrzahl von α-Al-Phasen durchsetzen. Dann wird die Länge einer Strecke La jeder der Geraden L₁ und L₂ in jeder α-Al-Phase gemessen, wobei ein Mittelwert der Länge be stimmt wird. Somit beträgt der Mittelwert der Längen aller Liniensegmente La einer Geraden L₁ (25 µm + 35 µm + 67,5 µm)/3 = 42,5 µm und der Mittelwert der Längen aller Liniensegmente La der anderen Geraden L₂ beträgt (60 µm + 40 µm + 75 µm)/3≈58,3 µm. Hierauf wird ferner ein Mittel wert dieser Mittelwerte bestimmt und als Größe der α-Al- Phase definiert. Somit beträgt die Größe der α-Al-Phase (42,5 µm + 58,3 µm)/2 ≈ 50 µm.

Fig. 70 ist ein Mikrobild, das die metallographische Struktur des Aluminiumlegierungsgußteil A₁₂ zeigt, bei welchem ein relativ großer Teil eine α-Al-Phase ist. Es ist zu ersehen, daß Leerstellen, wie sie vorstehend beschrieben wurden, in dem Aluminiumlegierungsgußteil A₁₂ erzeugt wur den, wie dies auch in Fig. 70B dargestellt ist. In diesem Fall beträgt ein Mittelwert der Längen aller Liniensegmente La einer der Geraden L₁ (62,5 µm + 60 µm)/2 = 61,25 µm, und ein Mittelwert der Längen der Liniensegmente La der anderen Geraden L₂ beträgt (40 µm + 67,5 µm + 87,5 µm)/3 ≈ 65 µm. Daher beträgt die Größe der α-Al-Phase (61,25 µm + 65 µm)/2≈63 µm.

Jedes der Aluminiumlegierungsgußteile A₁₁ bis A₅₁ und A₁₂ bis A₅₂ wurde einer T6-Behandlung unterworfen. Dann wurden zur Durchführung eines Ermüdungstest zehn Teststücke, von denen jedes einen parallelen Abschnitt mit einem Durchmes ser von 4 mm und einer Länge von 20 mm aufwies, aus jedem der sich aus der T6-Behandlung ergebenden Aluminiumlegie rungsgußteile A₁₁ bis A₅₁ und A₁₂ bis A₅₂ gefertigt. Jedes der Teststücke wurde einem Test mit verschiedenen Span nungsamplituden unter Verwendung eines elektrohydraulischen Ermüdungstestgeräts unterzogen, um die Anzahl von Wiederho lungen bis zum Bruch zu bestimmen. Aus diesen Daten wurde eine Ermüdungsfestigkeit bei einer Anzahl von Wiederholun gen von 10⁷ bestimmt.

Tabelle 19 zeigt die mittleren Temperaturanstiegsraten α und β, das Verhältnis (α/β), die Größe der α-Al-Phase, das Vorhandensein oder Fehlen von Leerstellen und die Ermü dungsfestigkeit für die Aluminiumlegierungsgußteile A₁₁ bis A₅₁ und A₁₂ bis A₅₂.

Fig. 71 ist ein Graph, der die Beziehung zwischen dem Ver hältnis (α/β) und der Ermüdungsfestigkeit für die Alumini umlegierungsgußteile A₁₁ bis A₅₁ und A₁₂ bis A₅₂ darstellt, die Tabelle 19 entnommen sind.

Wie sich aus Tabelle 19 und Fig. 71 ergibt, weist jedes der Aluminiumlegierungsgußteile A₁₁ bis A₅₁, die mit dem Verhältnis (α/β) zwischen den beiden Temperaturanstiegs raten α und β in einem Bereich von (α/β) < 1 hergestellt wurden, eine im Vergleich mit den entsprechenden Aluminium legierungsgußteilen A₁₂ bis A₅₂ verbesserte Ermüdungsfe stigkeit auf.

Aus dem Vergleich der Aluminiumlegierungsgußteile A₁₁ und A₁₂, A₃₁ und A₃₂, A₄₁ und A₄₂, A₅₁ und A₅₂ miteinander ist zu ersehen, daß die Größe der α-Al-Phase kleiner gehalten werden kann, wenn die mittlere Temperaturanstiegsrate α höher ist. Die Aluminiumlegierungsgußteile A₂₁ und A₂₂ weisen aufgrund der im wesentlichen gleichen mittleren Tem peraturanstiegsrate die gleiche Größe der α-Al-Phase auf.

Wie ebenfalls aus dem Vergleich der Aluminiumlegierungsguß teile A₁₁ und A₁₂, A₃₁ und A₃₂, A₄₁ und A₄₂ und A₅₁ und A₅₂ miteinander zu ersehen ist, ist es möglich, die Erzeugung von Leerstellen der Größenordnung Mikrometer zu verhindern, indem man die mittleren Temperaturanstiegsraten α und β derart festsetzt, daß die mittlere Temperaturanstiegsrate α kleiner ist als die mittlere Temperaturanstiegsrate β. Dies ist der Tatsache zuzuschreiben, daß das Temperaturprofil der flüssigen Phase vergleichmäßigt wurde und daß sich am Außenumfang der festen Phase Gel bildete, um für eine ver besserte Kompatibilität zwischen den festen und flüssigen Phasen zu sorgen.

Ausführungsform VII

Tabelle 20 zeigt die Zusammensetzung eines A357-Materials, das ein Aluminiumlegierungsmaterial ist. Das Aluminium legierungsmaterial wurde von einem langen, kontinuierli chen, in einem kontinuierlichen Gießprozeß hergestellten Hochqualitätsgußteil geschnitten. Bei der Herstellung des Gußteils wurde eine Weichglühbehandlung eines α-Al-Primär kristalls durchgeführt. Das Aluminiumlegierungsmaterial weist einen Durchmesser von 50 mm und eine Länge von 65 mm auf.

Tabelle 20

Das Aluminiumlegierungsmaterial wurde einer kalorimetri schen Messung mit differentieller Abtastung (DSK) unter zogen, um das in Fig. 72 dargestellte Ergebnis bereitzu stellen. In einem DTA-Thermographen d gemäß Fig. 72 sind ein von eutektischem Schmelzen herrührender erster endo thermer Abschnitt e und ein zweiter endothermer Abschnitt f vorhanden, der von Schmelzen eines Anteils mit einem Schmelzpunkt oberhalb des eutektischen Punkts herrührt. Die Temperatur T₁ an einem ansteigenden Anfangspunkt g des ersten endothermen Abschnitts e beträgt 556°C, und die Tem peratur T₇ an einem abfallenden Endpunkt u beträgt 580°C. Die Temperatur T₅ an einer Spitze v in dem zweiten endo thermen Abschnitt f beträgt 598°C.

Dann wurde das Beispiel A₁ in die Heizspule einer Induk tionserwärmungsvorrichtung gebracht und dann unter den Be dingungen einer Frequenz von 1 kHz und einer maximalen Aus gangsleistung von 30 kW erwärmt, um ein semi-geschmolzenes Beispiel A₁ mit darin koexistierenden flüssigen und festen Phasen zuzubereiten. In diesem Fall ist der Festphasen anteil in einem Bereich von 40% (inklusive) bis 60% (inklusive) festgesetzt.

Hierauf wurde das semi-geschmolzene Beispiel 5 in die Kammer 6 gebracht, durch den Zugang 7 geleitet und in den Hohlraum 4 geladen, während es unter den Bedingungen einer Gießtemperatur von 595°C, einer Bewegungsgeschwindigkeit des Druckkolbens 9 von 0,2 m/sec und einer Formtemperatur von 250°C unter Druck gesetzt wurde. Auf das in den Hohl raum 4 eingefüllte semi-geschmolzene Aluminiumlegierungs material wurde eine Druckkraft ausgeübt, indem der Druck kolben 9 an einem Hubende gehalten wurde, und das semi geschmolzene Aluminiumlegierungsmaterial 5 wurde unter Druck verfestigt, um ein Aluminiumlegierungsgußteil A₁ bereitzustellen.

Ferner wurden sechs Aluminiumlegierungsgußteile A₂ bis A₇ in dem Gießprozeß unter den gleichen Bedingungen wie die vorstehend beschriebenen hergestellt, mit der Ausnahme, daß die Gießtemperatur T₆ variiert wurde.

Jedes der Aluminiumlegierungsgußteile A₁ bis A₇ wurde einer T6-Behandlung unterzogen, welche ein Erwärmen für 5 Std. auf 540°C gefolgt von Abkühlen mittels Wasser, und eine Erwärmung von 5 Std. bei 170°C gefolgt von Abkühlen durch Wasser umfaßt. Aus jedem der Aluminiumlegierungsgußteile A₁ bis A₇ wurde ein Zugteststück, das einen parallelen Abschnitt mit einem Durchmesser von 4 mm und einer Länge von 20 mm aufwies, und ein JIS Nr.3-Charpy-Teststück herge stellt und einem Zugtest und einem Charpy-Test unterzogen.

Tabelle 21 zeigt die Gießtemperatur T₆, die Testergebnisse und dergl. für die Aluminiumlegierungsgußteile A₁ bis A₇.

Fig. 73 ist ein wesentlicher Teil einer Kühlungskurve für das Aluminiumlegierungsmaterial im Verlauf der Herstellung des Aluminiumlegierungsgußteils A₃. Die Temperatur an einem Anfangspunkt y₁ einer eutektischen Reaktion beträgt 552°C, die Temperatur an einem Endpunkt y₂ beträgt 535,8°C und eine eutektische Reaktionszeit z zwischen dem Anfangspunkt y₁ und dem Endpunkt y₂ beträgt 0,2 sec. Daher beträgt eine Reaktionsrate während der eutektischen Reaktion 81°C/sec.

Fig. 74 ist ein Mikrobild, das die metallographische Struktur des Aluminiumlegierungsgußteil A₁ zeigt. Aus Fig. 74 ist zu ersehen, daß die metallographische Struktur des Aluminiumlegierungsgußteil A₁ von hellen α-Al-Primärkri stallen und dunklen Abschnitten mit eutektischer Struktur gebildet ist, welche zwischen die α-Al-Primärkristalle gefüllt sind, und darin keine abgeschiedenen Si-Primär kristalle (ein Legierungselement) umfassen.

Fig. 75 ist ein Mikrobild, das die metallographische Struktur des Aluminiumlegierungsgußteils A₅ zeigt. Aus Fig. 75 ist zu ersehen, daß eine große Anzahl von schwarzen und eckigen Si-Primärkristallen in der eutektischen Struk tur und dem α-Al-Primärkristall abgeschieden wurden.

Fig. 76 ist ein Graph, der die Beziehung zwischen der Gießtemperatur T₆, der Kühlungsrate während der eutekti schen Reaktion, der Bruchdehnung und dem Charpy-Testwert erläutert, wie sie Tabelle 21 entnommen sind. In Fig. 76 entsprechen die Punkte A₁ bis A₇ jeweils den Aluminium legierungsgußteilen A₁ bis A₇.

Für die in Fig. 76 gezeigten Aluminiumlegierungsgußteile A₁ bis A₇ nimmt das Aluminiumlegierungsmaterial dann, wenn die Gießtemperatur für das Aluminiumlegierungsmaterial in einem Bereich von T₇ (580°C) T₆ T₅ (598°C) festgesetzt ist, einen semi-geschmolzenen Zustand an. Darüber hinaus wird der Festphasenanteil in dem semi-geschmolzenen Alumi niumlegierungsmaterial relativ verringert, d. h. die Menge der flüssigen Phase wird erhöht.

Als Folge hiervon weist in der eutektischen Reaktion des semi-geschmolzenen Aluminiumlegierungsmaterials die flüs sige Phase mit der relativ großen Menge eine relativ hohe latente Wärme auf, und somit ist die Kühlungsrate für die flüssige Phase vermindert. Somit ist es möglich, die Ab scheidung des Si-Primärkristalls zu vermeiden.

Folglich weist jedes der Aluminiumlegierungsgußteile A₁ bis A₄ hohe Duktilität und hohe Festigkeit auf verglichen mit den Aluminiumlegierungsgußteilen A₅ bis A₇, also jenen, die bei einer Gießtemperatur T₆ hergestellt worden sind, deren Wert niedriger als T₇ festgesetzt ist, und darin abgeschie dene Si-Primärkristalle aufweisen.

Das bei jeder der Ausführungsformen eingesetzte Legierungs material ist nicht auf Aluminiumlegierungsmaterial be schränkt.

Es wird ein Aluminiumlegierungsmaterial zum Thixo-Gießen vorgestellt. In einem differentialthermoanalytischen Ther mographen für dieses Aluminiumlegierungsmaterial zum Thixo- Gießen gilt die Beziehung E₁ < E₂ zwischen einem Spitzen wert E₁ eines durch eutektisches Schmelzen hervorgerufenen ersten endothermen Abschnitts und einem Spitzenwert E₂ eines zweiten endothermen Abschnitts, der durch Schmelzen eines Anteils mit einem Schmelzpunkt oberhalb des eutekti schen Punkts hervorgerufen ist. Somit weist die durch das eutektische Schmelzen erzeugte flüssige Phase aufgrund der Tatsache, daß der Spitzenwert E₁ des ersten endothermen Abschnitts größer als der Spitzenwert E₂ des zweiten endo thermen Abschnitts ist, in dem semi-geschmolzenen eutekti schen Aluminiumlegierungsmaterial, das von dem Aluminium legierungsmaterial zum Thixo-Gießen abgeleitet ist, eine große latente Wärme auf, und als Folge hiervon wird in ei nem Verfestigungsschritt des Thixo-Gießprozesses eine durch das eutektische Schmelzen erzeugte flüssige Phase in Ant wort auf die Verfestigung und Schrumpfung der festen Phase in ausreichendem Maße in die Umgebung einer festen Phase zugeführt und dann verfestigt. Somit ist es möglich, ein Gußteil herzustellen, das frei von Defekten, bspw. Leer stellen der Größenordnung Mikrometer, ist.

Claims

1. Legierungsmaterial zum Thixo-Gießen, bei welchem in einem differentialthermoanalytischen Thermographen ein Spitzenwert E₁ eines durch eutektisches Schmelzen her vorgerufenen ersten endothermen Abschnitts größer als ein Spitzenwert E₂ eines zweiten endothermen Ab schnitts ist, der durch Schmelzen eines Anteils mit einem Schmelzpunkt oberhalb des eutektischen Punkts hervorgerufen wird.

2. Legierungsmaterial zum Thixo-Gießen nach Anspruch 1, bei welchem in dem differentialthermoanalytischen Thermographen ein abfallendes Liniensegment des ersten endothermen Abschnitts und ein ansteigendes Linienseg ment des zweiten endothermen Abschnitts miteinander in einem Bereich verbunden sind, der einem stärkeren endothermen Verhalten entspricht als eine Grundlinie, welche einen ansteigenden Anfangspunkt des ersten endothermen Abschnitts und einen abfallenden Endpunkt des zweiten endothermen Abschnitts miteinander verbin det.

3. Legierungsmaterial zum Thixo-Gießen nach Anspruch 1 oder 2, bei welchem in dem differentialthermoanaly tischen Thermographen ein Gradient des ansteigenden Liniensegments des zweiten endothermen Abschnitts dem Betrag nach kleiner als ein Gradient des abfallenden Liniensegments des ersten endothermen Abschnitts ist.

4. Legierungsmaterial zum Thixo-Gießen, bei welchem in einem differentialthermoanalytischen Thermographen ein Verhältnis (E₁/E₂) eines Spitzenwerts E₁ eines durch eutektisches Schmelzen hervorgerufenen ersten endo thermen Abschnitts zu einem Spitzenwert E₂ eines zwei ten endothermen Abschnitts, der durch Schmelzen eines Anteils mit einem Schmelzpunkt oberhalb des eutekti schen Punkts hervorgerufen ist, in einem Bereich von 1 < (E₁/E₂) < 2,5 liegt, und eine Temperaturdifferenz (T₂-T₁) zwischen einer Temperatur T₂ an einem abfal lenden Endpunkt des zweiten endothermen Abschnitts und einer Temperatur T₁ an einem ansteigenden Anfangspunkt des ersten endothermen Abschnitts in einem Bereich von 10°C < (T₂-T₁) < 120°C liegt.

5. Legierungsmaterial zum Thixo-Gießen, bei welchem in einem differentialthermoanalytischen Thermographen die Beziehung E₁ < E₂ gilt zwischen einem Spitzenwert E₁ eines durch eutektisches Schmelzen hervorgerufenen ersten endothermen Abschnitts und einem Spitzenwert E₂ eines zweiten endothermen Abschnitts, der durch Schmelzen eines Anteils mit einem Schmelzpunkt ober halb des eutektischen Punkts hervorgerufen wird, und wenn eine Temperaturgerade, die eine Spitze des ersten endothermen Abschnitts und einen Temperatur- Teilstrich der Spitze auf einer Erwärmungstemperatur achse verbindet, eine Grundlinie schneidet, welche einen ansteigenden Anfangspunkt des ersten endothermen Abschnitts und einen abfallenden Endpunkt des zweiten endothermen Abschnitts miteinander verbindet, und eine Teilungslinie, die eine zwischen der Spitze und einem ersten Schnittpunkt der Temperaturgeraden mit der Grundlinie liegende Strecke der Temperaturgeraden halbiert, ein zwischen dem ansteigenden Anfangspunkt und der Spitze liegendes ansteigendes Liniensegment des ersten endothermen Abschnitts schneidet, die Beziehung (Tb/Ta) 0,68 zwischen Ta (= T₄-T₁) und Tb (= T₃-T₁) gilt, wobei T₁ die Temperatur an dem ansteigenden Anfangspunkt darstellt, T₃ die Temperatur an einem zweiten Schnittpunkt zwischen dem ansteigen den Liniensegment und der Teilungslinie darstellt, und T₄ die Spitzentemperatur darstellt.

6. Legierungsmaterial zum Thixo-Gießen nach Anspruch 5, bei welchem die Beziehung (Sm/St) 0,365 gilt zwischen

(1) einer Fläche St eines Bereichs, der umgeben ist von
(i) der Grundlinie,
(ii) der Temperaturgeraden, und
(iii) dem ansteigenden Liniensegment, und
(2) einer Fläche Sm eines Bereichs, der umgeben ist von
(i) der Grundlinie,
(ii) einer weiteren Temperaturgeraden, die den zweiten Schnittpunkt und einen Temperatur-Teilstrich des zweiten Schnittpunkts auf der Erwärmungstempera turachse miteinander verbindet, und
(iii) einem Teil des ansteigenden Liniensegments, der zwischen dem ansteigenden Anfangspunkt und dem zweiten Schnittpunkt liegt.

7. Legierungsmaterial zum Thixo-Gießen, bei welchem in einem differentialthermoanalytischen Thermographen die Beziehung E₁ < E₂ gilt zwischen einem Spitzenwert E₁ eines durch eutektisches Schmelzen hervorgerufenen ersten endothermen Abschnitts und einem Spitzenwert E₂ eines zweiten endothermen Abschnitts, der durch Schmelzen eines Anteils mit einem Schmelzpunkt ober halb des eutektischen Punkts hervorgerufen ist, und die Beziehung (Sm/St) 0,365 gilt zwischen

(1) einer Fläche St eines Bereichs, der umgeben ist von
(i) einer Grundlinie, die einen ansteigenden Anfangspunkt des ersten endothermen Abschnitts und einen abfallenden Endpunkt des zweiten endothermen Abschnitts miteinander verbindet,
(ii) einer ersten Temperaturgeraden, die eine Spitze des ersten endothermen Abschnitts mit einem Temperatur-Teilstrich der Spitze auf der Erwärmungs temperaturachse miteinander verbindet, und
(iii) einem ansteigenden Liniensegment des ersten endothermen Abschnitts, das zwischen dem ansteigenden Anfangspunkt und der Spitze liegt, und
(2) einer Fläche Sm eines Bereichs, der umgeben ist von
(i) einer zweiten Temperaturgeraden, die miteinander verbindet
(a) einen zweiten Schnittpunkt des ansteigen den Liniensegments mit einer Teilungslinie, die ein zwischen einem ersten Schnittpunkt der ersten Tempera turgeraden mit der Grundlinie und der Spitze liegendes und das ansteigende Liniensegment schneidendes Segment der ersten Temperaturgeraden halbiert, und
(b) einen Temperatur-Teilstrich des zweiten Schnittpunkts auf der Erwärmungstemperaturachse,
(ii) einem Abschnitt des ansteigenden Linien segments, der zwischen dem ansteigenden Anfangspunkt des ansteigenden Liniensegments und dem zweiten Schnittpunkt liegt, und
(iii) der Grundlinie.

8. Legierungsmaterial zum Thixo-Gießen, bei welchem in einem differentialthermoanalytischen Thermographen ein von eutektischem Schmelzen erzeugter erster endother mer Abschnitt und ein zweiter endothermer Abschnitt vorhanden sind, der durch Schmelzen eines Anteils mit einem Schmelzpunkt oberhalb des eutektischen Punkts hervorgerufen wird, und bei welchem eine Temperatur differenz (T₅-T₄) zwischen einer Spitzentemperatur T₅ des zweiten endothermen Abschnitts und einer Spitzen temperatur T₄ des ersten endothermen Abschnitts in einem Bereich von 20°C (T₅-T₄) 80°C liegt.

9. Legierungsmaterial zum Thixo-Gießen, bei welchem in einem differential thermoanalytischen Thermographen ein durch eutektisches Schmelzen hervorgerufener erster endothermer Abschnitt und ein zweiter endothermer Ab schnitt vorhanden sind, der durch Schmelzen eines An teils mit einem Schmelzpunkt oberhalb des eutektischen Punkts hervorgerufen wird, wobei der zweite endotherme Abschnitt einen geneigten Abschnitt zwischen einer Spitze des zweiten endothermen Abschnitts und einem abfallenden Endpunkt des ersten endothermen Abschnitts aufweist, wobei der geneigte Abschnitt eine derart geringe Steigung aufweist, daß er längs einer Geraden verläuft, die einen ansteigenden Anfangspunkt des er sten endothermen Abschnitts und den abfallenden End punkt des zweiten endothermen Abschnitts miteinander verbindet; und
ein Anteil Rt (Td/Tc × 100) eines Temperaturbe reichs Td zwischen der Spitze des ersten endothermen Abschnitts und der Spitze des zweiten endothermen Ab schnitts in einem Flüssig/Fest-Phasenkoexistenz-Tem peraturbereich Tc zwischen dem ansteigenden Anfangs punkt des ersten endothermen Abschnitts und dem abfal lenden Endpunkt des zweiten endothermen Abschnitts in einem Bereich von Rt 69% liegt.

10. Verfahren zum Zubereiten eines semi-geschmolzenen Legierungsmaterials zum Thixo-Gießen mit darin koexi stierenden flüssigen und festen Phasen, umfassend den Schritt: Erwärmen eines Legierungsmaterials, welches in einem differentialthermoanalytischen Thermographen einen durch eutektisches Schmelzen hervorgerufenen er sten endothermen Abschnitt und einen zweiten endother men Abschnitt aufweist, der durch Schmelzen eines An teils mit einem Schmelzpunkt oberhalb des eutektischen Punkts hervorgerufen wird, auf eine Gießtemperatur, die zwischen einem abfallenden Endpunkt des ersten endothermen Abschnitts und einer Spitze des zweiten endothermen Abschnitts liegt, wobei ein Verhältnis (α/β) zwischen den folgenden beiden mittleren Tem peraturanstiegsraten α und β in einem Bereich von (α/β) < 1 festgesetzt ist: (1) die mittlere Tempe raturanstiegsrate α für das Legierungsmaterial zwi schen einem ansteigenden Anfangspunkt des ersten endothermen Abschnitts und dem abfallenden Endpunkt, und (2) die mittlere Temperaturanstiegsrate β für das Legierungsmaterial zwischen dem abfallenden Endpunkt und der Gießtemperatur.

11. Thixo-Gießprozeß unter Verwendung eines Legierungs materials, welches in einem differentialthermoanalyti schen Thermographen einen durch eutektisches Schmelzen hervorgerufenen ersten endothermen Abschnitt und einen zweiten endothermen Abschnitt aufweist, der durch Schmelzen eines Anteils mit einem Schmelzpunkt ober halb des eutektischen Punkts hervorgerufen wird, bei welchem eine Gießtemperatur T₆ des Legierungsmaterials in dem Bereich T₇ T₆ T₅ festgesetzt ist, wobei T₇ die Temperatur an einem abfallenden Endpunkt des er sten endothermen Abschnitts und T₅ die Spitzentempera tur des zweiten endothermen Abschnitts darstellen.