DE19538242C2 - Thixo-Giessverfahren und Verwendung eines Thixo-Giesslegierungsmaterials - Google Patents

Description

Die Erfindung betrifft ein Thixo-Gießverfahren unter Verwendung eines Legierungsmaterials mit bestimmten Eigenschaften umfassend die Schritte: Erwärmen des Legierungsmaterials unter Herstellung eines halbgeschmolzenen Materials, Einbringen des Materials in einen Hohlraum mittels einer ersten Druckbehandlung und Unterwerfen einer zweiten Druckbehandlung zur Verfestigung des halbgeschmolzenen Legierungsmaterials.

Bei Verfahren nach dem Stand der Technik, siehe z. B. EP 0 513 523, wird der auf das halbgeschmolzene Legierungsmaterial ausgeübte Druck derart gewählt, daß er schnell und geradlinig auf einen vorbestimmten Wert ansteigt, nachdem das Material in den Hohlraum der Gießform eingebracht wurde. Der Grund dafür, daß der Druck in dieser Weise ausgeübt wird, liegt darin, daß die Flüs­ sigphase bereitgestellt wird, um die Festphase zu umgeben, wodurch die Erzeugung von Schrumpfhohlräumen vermieden werden soll.

In diesem Fall ist ein Abschnitt um die äußere Peripherie der Festphase in dem in den Hohlraum der Gießform eingefüllten halbgeschmolzenen Legierungsmaterial in einem gelierten Zustand, und eine solche gelierte Schicht hemmt das Fließvermögen. Um eine solche Hemmung des Fließvermögens zu überwinden und ein Fließen der flüssigen Phase zu ermöglichen, wird der Druck auf einen sehr hohen Wert eingestellt, z. B. ein Kolbendruck in einem Bereich von 83400-196000 kPa (850-2000 kp/cm²).

Um den Kolbendruck auf einen so hohen Wert einstellen zu können, ist jedoch eine sehr große Apparatur erforderlich, was mit entsprechend hohen Kosten für die Apparatur verbunden ist und somit die Produktionskosten des Gußproduktes vergrößert.

Legierungen der Serie AA-Spezifikation - 6000 sind als hochzähes Legierungsmaterial, z. B. als hochzähes Aluminiumlegierungsmaterial, bekannt.

Wenn jedoch die bekannte 6000-Serien-Legierung in dem Thixo-Gießverfahren verwendet wird, tritt folgendes Problem auf:

Es liegt die Tendenz vor, daß Defekte, wie etwa Lücken in der Größenordnung von µm an einer Korngrenze in einem Gußprodukt erzeugt werden und die Dauerfestigkeit des Gußproduktes niedrig ist. Derartige Defekte werden aufgrund der Tatsache erzeugt, daß die Bereitstellung der Flüssigphase um die Festphase herum auf die Verfestigung und Schrumpfung der Festphase hin nicht betrieben wird, da die aufgrund des Schmelzens eines eutektischen Kristalls erzeugte Flüssigphase bei dem 6000-Serien-Legierungsmaterial nur geringfügig in einem halbgeschmolzenen Zustand existiert.

Ein AA-Spezifikation-238-Legierungsmaterial, das Kupfer (Cu) mit einem Gehalt von 9,5 Gew.-% ≦ Cu ≦ 10,5 Gew.-% und Silizium (Si) mit einem Gehalt von 3,5 Gew.-% ≦ Si ≦ 4,5 Gew.-% enthält, ist beispielsweise als Thixo- Gießlegierungsmaterial auf Al-Cu-Si-Basis bekannt.

Wenn jedoch das bekannte 238-Legierungsmaterial bei dem Thixo- Gießverfahren verwendet wird, tritt folgendes Problem auf:

Es besteht die Neigung zur Erzeugung von Lücken in der Größenordnung von gm an einer Grenze zwischen körnigen festen Phasen in einem Aluminiumgußprodukt. Der Grund hierfür wird nachstehend beschrieben. Das bekannte 238-Legierungsmaterial hat eine thermische Charakteristik dahingehend, daß in einem ersten endothermischen Winkelabschnitt oder Spitzenabschnitt in einer differentialkalorimetrischen Kurve die Steigung eines ansteigenden Liniensegmentes zwischen einem Anstiegsstartpunkt und einer Spitze klein ist, was eine vergrößerte Viskosität eines letztendlich verfestigten Teils der Flüssigphase mit sich bringt, und folglich wird die Flüssigphase nicht in ausreichendem Maße auf die Verfestigung und Schrumpfung der Festphase hin um die Festphase herum bereitgestellt.

Es ist Aufgabe der vorliegenden Erfindung, ein Thixo-Gießverfahren der oben beschriebenen Art anzugeben, das dazu geeignet ist, ein Gußprodukt mit guter Gießqualität unter relativ niedrigem Druck zu erzeugen. Es ist ferner eine Aufgabe der vorliegenden Erfindung, ein Thixo-Gießverfahren der oben genannten Art bereitzustellen, bei dem sowohl die Bereitstellung der flüssigen Phase um die feste Phase herum und die Verträglichkeit zwischen der festen Phase und der flüssigen Phase verbessert werden kann, um so ein Gußprodukt herzustellen, in dem keine Defekte erzeugt sind, das von guter Qualität ist sowie eine hohe Alterungsfestigkeit, Zähigkeit und Festigkeit aufweist.

Zur Lösung dieser Aufgaben wird erfindungsgemäß ein Thixo-Gießverfahren vorgeschlagen, unter Verwendung eines Legierungsmaterials, das eine differentialkalorimetrische Kurve aufweist, welche einschließt einen planaren Zwei-Winkelbereich, der von einem ersten endothermen Winkelabschnitt und einem zweiten endothermen Winkelabschnitt gebildet wird, wobei der erste endotherme Winkelabschnitt durch das Schmelzen eines eutektischen Kristalls hervorgerufen wird und einen Anstiegsstartpunkt aufweist, der einer Temperatur T₁ entspricht, und einen Kurvenabfallendpunkt entsprechend einer Temperatur T₃, und der zweite endotherme Winkelabschnitt gebildet wird durch das Schmelzen einer Komponente mit einem über dem eutektischen Punkt liegenden Schmelzpunkt, wobei der zweite endotherme Winkelabschnitt eine Spitze aufweist, die einer Temperatur T₄ entspricht, wobei der Zweiwinkelbereich so gebildet wird, daß er ein Flächenverhältnis S₁/S₂ im Bereich von 0,09 ≦ S₂/S₁ ≦ 0,57 aufweist, worin S₁ die Fläche des planaren Zwei-Winkelbereichs darstellt, die umgeben wird durch die ersten und zweiten endothermen Winkelabschnitte und eine Basislinie, die den Anfangsstartpunkt im ersten endothermen Winkelabschnitt und einen Kurvenabfallendpunkt, entsprechend einer Temperatur T₂, im zweiten endothermen Winkelabschnitt miteinander verbindet, wogegen S₂ die Fläche darstellt, welche begrenzt wird durch den ersten endothermen Winkelbereich, wenn die Fläche S₁ zweigeteilt wird durch eine gerade Temperaturlinie, die den Kurvenabfallendpunkt in dem ersten endothermen Winkelabschnitt (b) und ein Temperaturmaß des Kurvenabfallendpunktes auf einer Heiztemperaturachse verbindet, wobei das Verfahren folgende Schritte umfaßt:
Erwärmen des Legierungsmaterials unter Herstellung eines halbgeschmolzenen Materials mit darin koexistierender fester und flüssiger Phase,
Einbringen des halbgeschmolzenen Legierungsmaterials in einen Hohlraum einer Gießform durch Unterwerfen des halbgeschmolzenen Legierungsmaterials einem ersten Preßschritt mit einer Druckkraft von 980 bis 58840 kPa (10 bis 600 kgf/cm²), wobei
die Druckbehandlung begonnen wird, wenn die Temperatur T des halbgeschmolzenen Legierungsmaterials in einem Bereich von T₁ < T ≦ T₄ liegt und
nach Vollendung der Einfüllung des Materials in den Gießformhohlraum Unterwerfen des halbgeschmolzenen Legierungsmaterials einer zweiten Druckbehandlung mit einer Druckkraft von 9800 bis 147100 kPa (100 bis 1500 kfg/cm²), größer als bei der ersten Druckbehandlung, wobei die zweite Druckbehandlung begonnen wird, wenn die Temperatur T des halbgeschmolzenen Legierungsmaterials im Bereich von T₁ < T ≦ T₃ liegt, wobei das halbgeschmolzene Legierungsmaterials verfestigt wird.

Durch die Wärmebehandlung wird das Legierungsmaterial zu einem halbgeschmolzenen Legierungsmaterial, in dem flüssige und feste Phasen koexistieren. In dem halbgeschmolzenen Legierungsmaterial hat die Flüssigphase eine große latente Wärme aufgrund der Tatsache, daß das Flächenverhältnis S₂/S₁ dahingehend spezifiziert ist, daß S₂/S₁ ≦ 0,09 ist, wie es oben beschrieben wurde. Hieraus folgt, daß bei einem Verfestigungsschritt des halbgeschmolzenen Legierungsmaterials die flüssige Phase in ausreichendem Maße bereitgestellt wird, um auf die Verfestigung und Schrumpfung der festen Phase hin die feste Phase zu umgeben, woraufhin die flüssige Phase dann verfestigt wird. Ein Abschnitt um die äußere Peripherie der festen Phase herum ist in einem gelierten Zustand, da die Gießtemperatur (die Temperatur des Materials während des Gießens) T des halbgeschmolzenen Legierungsmaterials in dem Bereich T₃ ≦ T ≦ T₄ spezifiziert ist, wie dies oben beschrieben wurde. Dies führt zu einer verbesserten Vereinbarkeit zwischen dem gelierten Abschnitt um die äußere Peripherie der festen Phase und der flüssigen Phase. Es ist daher möglich, die Erzeugung von Lücken in der Größenordnung von µm in einem Gußprodukt zu verhindern, und somit die Festigkeit und Dauerfestigkeit des Gußproduktes zu erhöhen.

Wenn ferner das Flächenverhältnis S₂/S₁ so gewählt wird, daß S₂/S₁ ≦ 0,57, dann kann der Niederschlag oder die Präzipitation einer harten und spröden eutektischen Komponente unterdrückt werden, wodurch die Zähigkeit eines Gußproduktes vergrößert werden kann.

Wenn jedoch das Flächenverhältnis S₂/S₁ kleiner als 0,09 ist, so ist die latente Wärme der flüssigen Phase kleiner, und folglich wird die flüssige Phase in ausreichendem Maße bereitgestellt, um die feste Phase zu umgeben, wenn die feste Phase verfestigt und geschrumpft ist. Folglich besteht die Tendenz, daß Lücken in der Größenordnung von µm in dem Gußprodukt erzeugt werden. Wenn andererseits S₂/S₁ < 0,57, so ist die Menge kristallisierter eutektischer Komponenten zu groß, so daß die Erzeugung von Lücken verhindert wird, wobei jedoch die Zähigkeit des Gußproduktes vermindert wird. Falls die Gießtemperatur T kleiner als T₃ ist, so kann die äußere Peripherie der festen Phase nicht geliert werden, und folglich besteht die Tendenz, daß Lücken in dem Gußprodukt erzeugt werden. Wenn andererseits T < T₄, so erfolgt eine Herabsetzung der Dichte des halbgeschmolzenen Legierungsmaterials, und folglich wird die Transportfähigkeit des halbgeschmolzenen Legierungsmaterials verschlechtert, und das halbgeschmolzene Legierungsmaterial kann nicht in laminar fließender Weise sequentiell geladen werden. Aus diesem Grund besteht die Neigung zur Bildung von Gasblasen in einem Gußprodukt durch Einschluß von Luft.

Falls das Flächenverhältnis S₂/S₁ bei einem Wert kleiner als 0,5 liegt, so wird die Formbeständigkeit des halbgeschmolzenen Legierungsmaterials vergrößert und die Regelung der Materialtemperatur wird erleichtert.

Wenn der Startpunkt des primären Preßschrittes in der oben beschriebenen Weise eingestellt wird, so wird das Legierungsmaterial in dem halbgeschmolzenen Zustand gehalten, wobei bei einem solchen Startpunkt feste und flüssige Phasen in dem Material koexistieren. Das Legierungsmaterial wird daher in einer laminar fließenden Weise sequentiell in den Hohlraum der Gießform eingebracht. Hierdurch wird der Einschluß von Luft in das halbgeschmolzene Legierungsmaterial verhindert.

Der primäre Preßschritt wird zum Zwecke des Eindringens des halbgeschmolzenen Legierungsmaterials in den Hohlraum der Gießform ausgeführt. Der Druck bei dem primären Preßschritt kann daher niedrig sein. Der Kolbendruck wird erfindungsgemäß in einem Bereich von 980-58840 kPa (10-600 kp/cm²) gewählt.

Falls jedoch der Startpunkt des primären Preßschrittes bei einem Punkt vorgesehen ist, bei dem die Temperatur T des halbgeschmolzenen Legierungsmaterials in einem Bereich von T < T, liegt, ist die Menge der Flüssigphase in dem halbgeschmolzenen Legierungsmaterial zu groß, und folglich besteht die Tendenz, daß das Material in den Hohlraum der Gießform eingespritzt wird, so daß es zum Einschluß von Luft kommen kann. Wenn der Startpunkt andererseits bei einem Punkt liegt, bei dem die Temperatur T in einem Bereich von T ≦ T, liegt, wird das Legierungsmaterial in einen im wesentlichen festen Zustand gebracht, was jedoch dazu führt, daß es un­ möglich ist, das Legierungsmaterial zu gießen.

Wenn andererseits der Startpunkt des sekundären Preßschrittes in der oben beschriebenen Weise gewählt wird, so ist die gelierte Schicht um die äußere Peripherie der festen Phase herum in einem verfestigten Zustand, da die Temperatur T₃ des Kurvenabfallendpunktes eine Verfestigungsendtemperatur einer hochschmelzenden Komponente ist und eine eutektische Komponente insgesamt in einem flüssigen Zustand bei der Temperatur T₃ vorliegt. Die Bereitstellung der flüssigen Phase um die Festphase herum erfolgt daher gleichmäßig und ausreichend unter einem relativ kleinen Druck, nämlich unter einem Kolbendruck in einem Bereich von 9800-147100 kPa (100-1500 kp/cm²). Es ist daher möglich, ein Gußprodukt zu erzeugen, das eine ausgezeichnete Qualität aufweist und frei von Schrumpfhohlräumen ist.

Wenn jedoch der Startpunkt des sekundären Preßschrittes bei einem Punkt liegt, bei dem die Temperatur T des halbgeschmolzenen Legierungsmaterials in einem Bereich von T < T₃ liegt, so wird das Bereitstellen der flüssigen Phase um die feste Phase herum durch die gelierte Schicht um die äußere Peripherie der festen Phasen herum gehemmt, und folglich besteht eine Tendenz, daß ein Schrumpfhohlraum unter einem solchen Kolbendruck erzeugt wird. Dasselbe gilt, wenn T ≦ T₁.

Um ein Thixo-Gießlegierungsmaterial der oben beschriebenen Art bereitzustellen, das in einer Struktur gebildet wird, die eine dritte verfestigte Phase zwischen der ersten und der zweiten verfestigten Phase enthält und einen Schmelzpunkt hat, der zwischen den Schmelzpunkten der ersten verfestigten Phase und der zweiten verfestigten Phase liegt, wodurch ein Gußprodukt mit hoher Festigkeit aus dem Thixo-Gießlegierungsmaterial hergestellt werden kann, wird erfindungsgemäß ein Thixo- Gießlegierungsmaterial eingesetzt, das eine thermische Charakteristik dahingehend aufweist, daß in einer differentialkalorimetrischen Kurve ein durch das Schmelzen einer ersten Komponente mit einer eutektischen Zusammensetzung hervorgerufener erster endothermischer Winkelabschnitt, ein durch das Schmelzen einer zweiten Komponente mit einem über einem eutektischen Punkt liegenden Schmelzpunkt hervorgerufener zweiter endothermischer Winkelabschnitt und ein zwischen dem ersten und dem zweiten endothermischen Winkelabschnitt liegender, aufgrund des Schmelzens einer dritten Komponente hervorgerufener dritter endothermischer Winkel­ abschnitt auftreten, wobei der Schmelzpunkt der dritten Komponente höher als der der ersten Komponente und niedriger als der der zweiten Komponente ist.

Bei einem Legierungsmaterial mit der oben beschriebenen thermischen Charakteristik beginnt die Verfestigung der durch die dritte Komponente gebildeten flüssigen Phase bei einem Verfestigungsschritt in einem Thixo- Gießverfahren, wenn die zweite Komponente in einem gelierten Zustand vor­ liegt, und dann beginnt die Verfestigung der von der ersten Komponente gebildeten flüssigen Phase, wenn die dritte Komponente in einem gelierten Zustand ist.

Dies hat zur Folge, daß in einem Gußprodukt die Bindefähigkeit zwischen einer von der zweiten Komponente gebildeten zweiten verfestigten Phase und einer von der dritten Komponente gebildeten dritten verfestigten Phase verbessert wird und daß ebenso die Bindefähigkeit zwischen der von der dritten Komponente gebildeten dritten verfestigten Phase und einer von der ersten Komponente gebildeten ersten verfestigten Phase verbessert wird. Die erste verfestigte Phase und die zweite verfestigte Phase sind daher durch die dritte verfestigte Phase fest aneinander gebunden, so daß eine Vergrößerung der Festigkeit bei Raumtemperatur und bei hoher Temperatur erreicht wird.

Ein weiterer Gegenstand der vorliegenden Erfindung ist daher die Verwendung eines Legierungsmaterials, das einer Wärmebehandlung derart unterzogen wurde, daß es eine differentialkalorimetrische Kurve aufweist, welche einschließt einen planaren Zwei-Winkelbereich, der von einem ersten endothermen Winkelabschnitt und einem zweiten endothermen Winkelabschnitt gebildet wird, wobei der erste endotherme Winkelabschnitt durch das Schmelzen eines eutektischen Kristalls hervorgerufen wird und einen Anstiegsstartpunkt aufweist, der einer Temperatur T₁ entspricht, und einen Kurvenabfallendpunkt entsprechend einer Temperatur T₃, und der zweite endotherme Winkelabschnitt gebildet wird durch das Schmelzen einer Komponente mit einem über dem eutektischen Punkt liegenden Schmelzpunkt, wobei der zweite endotherme Winkelabschnitt eine Spitze aufweist, die einer Temperatur T₄ entspricht, wobei der Zweiwinkelbereich so gebildet wird, daß er ein Flächenverhältnis S₁/S₂ im Bereich von 0,09 ≦ S₂/S₁ ≦ 0,57 aufweist, worin S₁ die Fläche des planaren Zwei-Winkelbereichs darstellt, die umgeben wird durch die ersten und zweiten endothermen Winkelabschnitte und eine Basislinie, die den Anfangsstartpunkt im ersten endothermen Winkelabschnitt und einen Kurvenabfallendpunkt, entsprechend einer Temperatur T₂, im zweiten endothermen Winkelabschnitt miteinander verbindet, wogegen S₂ die Fläche darstellt, welche begrenzt wird durch den ersten endothermen Winkelbereich, wenn die Fläche S₁ zweigeteilt wird durch eine gerade Temperaturlinie, die den Kurvenabfallendpunkt in dem ersten endothermen Winkelabschnitt und ein Temperaturmaß des Kurvenabfallendpunktes auf einer Heiztemperaturachse verbindet, zum Thixogießen.

Im Rahmen der vorliegenden Erfindung kann u. a. ein Thixo- Gießlegierungsmaterial auf Al-Cu-Si-Basis eingesetzt werden, das eine thermische Charakteristik dahingehend hat, daß sich bei einer differentialkalorimetrischen Messung entsprechend der Differential-Scanning- Kalorimetrie (DSC) des Legierungsmaterials eine differentialkalorimetrische Kurve ergibt, die einen durch das Schmelzen eines eutektischen Kristalls CuAl₂ hervorgerufenen ersten endothermischen Winkelabschnitt und einen durch das Schmelzen eines Primärkristalls α-Al hervorgerufenen zweiten endothermischen Winkelabschnitt aufweist, und das einen Si-Gehalt in einem Bereich von 0,01 Gew.-% ≦ Si ≦ 1,5 Gew.-% aufweist.

Falls der Si-Gehalt in dem oben beschriebenen Bereich gewählt wird, so ist die Steigung eines ansteigenden Liniensegmentes des zweiten endothermischen Abschnittes zwischen einem Kurvenabfallendpunkt des ersten endothermischen Winkelabschnittes und einer Spitze des zweiten endothermischen Winkelabschnittes klein, so daß der gelierte Zustand einer festen Phase über eine relativ lange Zeit aufrecht erhalten bleibt, wodurch die Bindungsfähigkeit zwischen den festen Phasen sowie zwischen den festen und flüssigen Phasen verbessert wird.

Andererseits ist in dem ersten endothermischen Winkelabschnitt die Steigung eines ansteigenden Liniensegmentes zwischen einem Anstiegsstartpunkt und einer Spitze steil, so daß die Viskosität eines letztendlich verfestigten Teils der flüssigen Phase niedrig gehalten wird, wodurch die flüssige Phase in ausreichendem Maße bereitgestellt wird, um auf die Verfestigung und Schrumpfung der festen Phase hin die feste Phase zu umgeben.

Auf diese Weise kann ein Aluminiumlegierungsgußprodukt frei von Defekten in guter Qualität und mit exzellenten mechani­ schen Eigenschaften hergestellt werden.

Wenn jedoch der Si-Gehalt kleiner als 0,01 Gew.-% (ein­ schließlich null) ist, so ist die Steigung des ansteigenden Liniensegmentes des zweiten endothermischen Winkelabschnit­ tes steil, und folglich wird der gelierte Zustand der festen Phase für eine verkürzte Zeit aufrecht erhalten, wodurch die Bindungsfähigkeit zwischen den festen Phasen sowie zwischen den festen und flüssigen Phasen verschlechtert wird.

Wenn andererseits der Si-Gehalt größer als 1,5 Gew.-% ist, so ist die Steigung des ansteigenden Liniensegments des ersten endothermischen Winkelabschnittes klein. Aus diesem Grunde ist die Viskosität des zuletzt verfestigten Teils der flüssigen Phase vergrößert, so daß die flüssige Phase nicht in ausreichendem Maße bereitgestellt wird, um die feste Phase auf die Verfestigung und Schrumpfung der festen Phase hin zu umgeben. Es besteht folglich die Tendenz, daß Lücken in der Größenordnung von µm in einem Aluminiumgußprodukt erzeugt werden.

Die Erfindung wird nachstehend anhand bevorzugter Ausfüh­ rungsformen unter Bezugnahme auf die Zeichnungen näher er­ läutert.

Fig. 1 ist eine Vertikalschnittansicht eines Beispiels einer Preßgießmaschine.

Fig. 2 ist eine differentialkalorimetrische Kurve.

Fig. 3 ist eine Vertikalschnittansicht eines anderen Bei­ spiels einer Preßgießmaschine.

Fig. 4 zeigt ein erstes Beispiel einer differentialkalorime­ trischen Kurve.

Fig. 5 ist ein Diagramm, in dem ein Beispiel der Beziehung zwischen der abgelaufenen Zeit und dem Kolbendruck gezeigt ist.

Fig. 6 ist eine Vertikalschnittansicht eines Beispiels eines Aluminiumlegierungsgußproduktes.

Fig. 7 ist eine Mikrofotografie, die ein erstes Beispiel der metallografischen Struktur eines Aluminiumlegierungsgußpro­ duktes zeigt.

Fig. 8 ist ein Foto einer Teilvergrößerung aus Fig. 7.

Fig. 9 ist eine Mikrofotografie, die ein zweites Beispiel der metallografischen Struktur eines Aluminiumlegierungsguß­ produktes zeigt.

Fig. 10 ist eine Mikrofotografie, die ein drittes Beispiel der metallografischen Struktur eines Aluminiumlegierungsguß­ produktes zeigt.

Fig. 11 zeigt ein zweites Beispiel einer differentialkalori­ metrischen Kurve.

Fig. 12 ist ein Diagramm, das ein weiteres Beispiel der Beziehung zwischen der abgelaufenen Zeit und dem Kolbendruck darstellt.

Fig. 13 ist eine Vertikalschnittansicht eines anderen Bei­ spiels eines Aluminiumlegierungsgußproduktes.

Fig. 14 ist eine Mikrofotografie, die ein viertes Beispiel der metallografischen Struktur eines Aluminiumlegierungsguß­ produktes zeigt.

Fig. 15 zeigt ein Foto einer Teilvergrößerung aus Fig. 14.

Fig. 16 ist eine Mikrofotografie, die ein fünftes Beispiel der metallografischen Struktur eines Aluminiumlegierungsguß­ produktes zeigt.

Fig. 17 zeigt in einer Fotografie eine Teilvergrößerung aus Fig. 16.

Fig. 18 zeigt ein drittes Beispiel einer differentialkalori­ metrischen Kurve.

Fig. 19 zeigt ein viertes Beispiel einer differentialkalori­ metrischen Kurve.

Fig. 20 zeigt ein fünftes Beispiel einer differentialkalori­ metrischen Kurve.

Fig. 21 zeigt ein sechstes Beispiel einer differentialkalo­ rimetrischen Kurve.

Fig. 22 zeigt ein siebtes Beispiel einer differentialkalori­ metrischen Kurve.

Fig. 23 zeigt ein achtes Beispiel einer differentialkalori­ metrischen Kurve.

Fig. 24 ist eine Mikrofotografie, die ein sechstes Beispiel der metallografischen Struktur eines Aluminiumlegierungsguß­ produktes zeigt.

Fig. 25 ist eine Mikrofotografie, die ein siebtes Beispiel der metallografischen Struktur eines Aluminiumlegierungsguß­ produktes zeigt.

Fig. 26 ist eine Mikrofotografie, die ein achtes Beispiel der metallografischen Struktur eines Aluminiumlegierungsguß­ produktes zeigt.

Fig. 27 ist eine Mikrofotografie, die ein neuntes Beispiel der metallografischen Struktur eines Aluminiumlegierungsguß­ produktes zeigt.

Fig. 28 ist eine Mikrofotografie, die ein zehntes Beispiel der metallografischen Struktur eines Aluminiumlegierungsguß­ produktes zeigt.

Fig. 29 ist eine Mikrofotografie, die ein elftes Beispiel der metallografischen Struktur eines Aluminiumlegierungsguß­ produktes zeigt.

Fig. 30 ist ein Diagramm, das einen semi-geschmolzenen Zu­ stand eines Aluminiumlegierungsmaterials zeigt.

Fig. 31 zeigt ein neuntes Beispiel einer differentialkalori­ metrischen Kurve.

Fig. 32 zeigt ein zehntes Beispiel einer differentialkalori­ metrischen Kurve.

Fig. 33A ist eine Mikrofotografie, die ein zwölftes Beispiel der metallografischen Struktur eines Aluminiumlegierungsguß­ produktes zeigt.

Fig. 33B ist eine Mikrofotografie, die einen wesentlichen Abschnitt in Fig. 33A zeigt.

Fig. 34 ist eine Mikrofotografie, die ein 13. Beispiel der metallografischen Struktur eines Aluminiumlegierungsgußpro­ duktes zeigt.

Fig. 35 zeigt ein elftes Beispiel einer differentialkalori­ metrischen Kurve.

Fig. 36 zeigt ein zwölftes Beispiel einer differentialkalori­ metrischen Kurve.

Fig. 37A ist eine Mikrofotografie, die ein 14. Beispiel der metallografischen Struktur eines Aluminiumlegierungsgußpro­ duktes zeigt.

Fig. 37B ist eine Mikrofotografie eines wesentlichen Ab­ schnittes in Fig. 37A.

Fig. 38 ist eine Mikrofotografie, die ein 15. Beispiel der metallografischen Struktur eines Aluminiumlegierungsgußpro­ duktes zeigt.

Fig. 39 ist ein 13. Beispiel einer differentialkalorimetri­ schen Kurve.

Fig. 40 ist eine Mikrofotografie, die ein 16. Beispiel der metallografischen Struktur eines Aluminiumlegierungsgußpro­ duktes zeigt.

Fig. 41A ist eine Mikrofotografie, die ein 17. Beispiel der metallografischen Struktur eines Aluminiumlegierungsgußpro­ duktes zeigt.

Fig. 41B ist eine Mikrofotografie eines wesentlichen Ab­ schnittes in Fig. 41A.

Fig. 42A ist eine Mikrofotografie, die ein 18. Beispiel der metallografischen Struktur eines Aluminiumlegierungsgußpro­ duktes zeigt.

Fig. 42B ist eine Mikrofotografie eines wesentlichen Ab­ schnittes in Fig. 42A.

(1. Ausführungsbeispiel)

Eine Preßgießmaschine, wie sie in Fig. 1 gezeigt ist, wird zur Erzeugung eines Aluminiumlegierungsgußproduktes in einem Thixo-Gießverfahren mit einem Aluminiumlegierungsmaterial (Legierungsmaterial) verwendet. Die Preßgießmaschine 1 um­ faßt eine Gießform, die aus einer stationären Form 2 und einer bewegbaren Form 3 gebildet ist, die vertikale Gegen­ flächen 2a bzw. 3a haben. Ein Gießhohlraum 4 ist zwischen den beiden Gegenflächen 2a und 3a festgelegt. Eine Kammer 6, in die ein Aluminiumlegierungsmaterial 5 in einem semi-ge­ schmolzenen Zustand geladen wird, ist in der stationären Form 2 vorgesehen und steht mit dem Hohlraum 4 über einen Durchlaß 7 in Verbindung. Eine horizontal an der stationären Form 2 angebrachte Hülse 8 steht mit der Kammer 6 in Ver­ bindung, und ein Preßkolben 9 ist verschiebbar in der Hülse 8 aufgenommen, so daß er eine Verschiebebewegung in die Kammer 6 hinein und aus der Kammer 6 heraus ausführen kann. Die Hülse 8 hat in einem oberen Abschnitt ihrer Umfangswand einen Materialeinlaß 10.

Fig. 2 zeigt eine differentialkalorimetrische Kurve a für ein Aluminiumlegierungsmaterial. Diese differentialkalorime­ trische Kurve a weist einen ersten endothermischen Winkel­ abschnitt b oder ersten endothermischen Spitzenabschnitt b auf, der durch das Schmelzen eines eutektischen Kristalls hervorgerufen wird. Die differentialkalorimetrische Kurve a weist ferner einen zweiten endothermischen Winkelabschnitt c oder zweiten endothermischen Spitzenabschnitt c auf, der durch Schmelzen einer Komponente hervorgerufen wird, die einen Schmelzpunkt hat, der höher liegt als der eutektische Punkt.

In der differentialkalorimetrischen Kurve a korrespondiert der Anstiegsstartpunkt d in dem ersten endothermischen Win­ kelabschnitt b mit einer Festphasenlinie S in einem Phasen­ diagramm, so daß die Temperatur T₁ des Anstiegsstartpunktes d eine Schmelzstarttemperatur (Verfestigungsendtemperatur oder Erstarrungsendtemperatur) einer eutektischen Komponente ist. Ein Endpunkt e des Kurvenabfalls in dem zweiten endo­ thermischen Winkelabschnitt c korrespondiert mit einer Flüs­ sigphasenlinie L in dem Phasendiagramm, so daß die Tempera­ tur T₂ des Endpunktes e des Kurvenabfalls eine Schmelzendtem­ peratur (Verfestigungsstarttemperatur) einer hochschmelzen­ den Komponente ist.

Die Temperatur T₃ eines Endpunktes f des Kurvenabfalls in dem ersten endothermischen Winkelabschnitt b (Anstiegsstartpunkt in dem zweiten endothermischen Winkelabschnitt c) ist eine Schmelzendtemperatur der eutektischen Komponente (eine Schmelzstarttemperatur der hochschmelzenden Komponente).

Bei der Produktion des Aluminiumlegierungsgußproduktes wird in dem Gießverfahren eine Prozedur durchgeführt, die folgen­ de Schritte umfaßt:

Wärmebehandlung des Aluminiumlegierungsmaterials 5 zur Er­ zeugung eines halbgeschmolzenen Aluminiumlegierungsmaterials 5, das koexistierende flüssige und feste Phasen enthält,
Einbringen des halbgeschmolzenen Aluminiumlegierungsmateri­ als 5 in die Kammer 6 und
Einfüllen des halbgeschmolzenen Aluminiumlegierungsmaterials 5 in den Hohlraum 4 sowie das darauffolgende Verfestigen des halbgeschmolzenen Aluminiumlegierungsmaterials 5 unter einem Druck, der durch die Betätigung des Preßkolbens 9 bereitge­ stellt wird.

Bei diesem Thixo-Gießverfahren ist der Schritt des Pressens des halbgeschmolzenen Aluminiumlegierungsmaterials 5 in einen primären Preßschritt und einen dem primären Preß­ schritt folgenden sekundären Preßschritt unterteilt, wobei der Druck bei dem sekundären Preßschritt größer ist als der Druck bei dem primären Preßschritt. Der primäre Preßschritt und der sekundäre Preßschritt werden mit dem Preßkolben 9 ausgeführt.

Ein Startpunkt des primären Preßschrittes ist an einem Punkt vorgesehen, bei dem die Temperatur T des halbgeschmolzenen Aluminiumlegierungsmaterials 5 in einem Bereich von T₁ < T ≦ T₄ liegt, wobei T₁ eine Temperatur des Anstiegsstartpunktes d in dem ersten endothermischen Winkelabschnitt b und T₄ eine Temperatur eines Maximums bzw. einer Spitze g in dem zweiten endothermischen Winkelabschnitt c bezeichnen. Bei dem primä­ ren Preßschritt wird das Laden des halbgeschmolzenen Alumi­ niumlegierungsmaterials 5 in den Hohlraum 4 abgeschlossen.

Ein Startpunkt des sekundären Preßschrittes ist bei einem Punkt vorgesehen, bei dem die Temperatur T des halbgeschmol­ zenen Aluminiumlegierungsmaterials 5 in einem Bereich von T₁ < T ≦ T₃ liegt, wobei T₃ eine Temperatur des Kurvenabfallend­ punktes f in dem ersten endothermischen Winkelabschnitt b bezeichnet. Bei dem sekundären Preßschritt wird das halbge­ schmolzene Aluminiumlegierungsmaterial 5 verfestigt.

Wenn der Startpunkt des primären Preßschrittes in der oben beschriebenen Weise festgelegt worden ist, wird das Alumini­ umlegierungsmaterial 5 sequentiell in einer laminar fließen­ den Weise eingefüllt, da das Aluminiumlegierungsmaterial 5 bei diesem Startpunkt in dem halbgeschmolzenen Zustand mit den koexistierenden festen und flüssigen Phasen gehalten wird. Der Einschluß von Luft in das halbgeschmolzene Alumi­ niumlegierungsmaterial 5 wird somit vermieden.

Der primäre Preßschritt wird zum Einfüllen des halbgeschmol­ zenen Aluminiumlegierungsmaterials 5 in den Hohlraum 4 durchgeführt, so daß der Druck bei dem primären Preßschritt niedrig sein kann.

Wenn der Startpunkt des sekundären Preßschrittes in der oben beschriebenen Weise festgelegt worden ist, wird das Vorsehen der flüssigen Phase um die festen Phasen herum gleichmäßig und ausreichend unter relativ kleinem Druck durchgeführt, da die Temperatur T₃ des Kurvenabfall-Endpunktes f die Verfesti­ gungsendtemperatur der hochschmelzenden Komponente ist, wobei die gelierte Schicht um die äußere Peripherie der Festphase in einem verfestigten Zustand und die eutektische Komponente bei der Temperatur T₃ sämtlich in einem flüssigen Phasenzustand ist. Es ist daher möglich, ein Aluminiumlegie­ rungsgußprodukt herzustellen, das eine gute Gußqualität aufweist und keinen Schrumpfhohlraum hat.

Wenn der sekundäre Preßschritt in einem Schnellformgußver­ fahren ausgeführt wird, so ist nach Einfüllen eines ge­ schmolzenen Metalls eine Zeit abzuwarten, bis das geschmol­ zene Metall einen semi-verfestigten Zustand angenommen hat. Das Aluminiumlegierungsmaterial 5 ist jedoch zum Zeitpunkt der Komplettierung des primären Preßschrittes in einem halb­ geschmolzenen Zustand, so daß nach Abschluß des primären Preßschrittes der sekundäre Preßschritt unmittelbar gestar­ tet werden kann. Hierdurch kann die Produktivität des Alumi­ niumlegierungsgußproduktes vergrößert werden.

Der Startpunkt des sekundären Preßschrittes kann bei einem Punkt vorgesehen sein, bei dem die Temperatur T des halbge­ schmolzenen Aluminiumlegierungsmaterials 5 in einem Bereich von T₁ < T ≦ T₅ liegt, wobei T₅ eine Temperatur eines Maximums oder einer Spitze h in dem ersten endothermischen Winkel­ abschnitt b bezeichnet.

Der Grund einer solchen Vorgehensweise ist folgender:

Selbst wenn die Temperatur den Kurvenabfall-Endpunkt f in dem ersten endothermischen Winkelabschnitt b passiert hat, kann die gelierte Lage um die äußere Peripherie der Fest­ phase herum aufgrund von Variabilitäten der Gießbedingungen, etwa der Abkühlrate, noch vorliegen. Die Gelschicht ist jedoch bei der Temperatur T₅ des Maximums h in dem ersten endothermischen Winkelabschnitt b zuverlässig verfestigt, und die durch die eutektische Komponente eingebrachte Menge an flüssiger Phase ist an diesem Punkt noch groß. Es ist daher möglich, ein Aluminiumlegierungsgußprodukt herzustel­ len, das eine gute Qualität hat und frei von Schrumpfhohl­ räumen ist.

Ferner wird in zuverlässigem Maße verhindert, daß der Start­ punkt des sekundären Preßschrittes in Folge leichter zeitli­ cher Verschiebungen den Abfallendpunkt F überschreitet oder nicht überschreitet, und folglich können hinsichtlich des Aluminiumlegierungsgußproduktes Qualitätsstreuungen vermie­ den werden.

Bei der in Fig. 3 gezeigten Preßgießmaschine umfaßt ein Hohlraum 4 einen ersten dicken Abschnitt, der einen Bereich 4a bildet, einen ersten dünnen Abschnitt, der einen Bereich 4b bildet, einen zweiten dicken Abschnitt, der einen Bereich 4c bildet, und einen zweiten dünnen Abschnitt, der einen Bereich 4d bildet, wobei diese Abschnitte so angeordnet sind, daß sie in der Reihenfolge weiter von dem Durchlaß 7 entfernt sind. Zusätzlich zu dem ersten Preßkolben 9, der an der Seite der stationären Form 2 angeordnet ist, ist ein zweiter Preßkolben 11 in der bewegbaren Form 3 vorgesehen, der eine Endfläche oder Stirnseite 12 aufweist, die dem zweiten dicken Abschnitt gegenüberliegt, welcher den Bereich 4c bildet. Im übrigen entspricht der Aufbau der Preßgießma­ schine in Fig. 3 dem Aufbau der Preßgießmaschine nach Fig. 1.

Im vorliegenden Fall wird der ersten Preßkolben 9 zur Aus­ führung des primären Preßschrittes herangezogen, und der zweite Preßkolben 11 wird zur Ausführung des zweiten Preß­ schrittes verwendet. Durch die Verwendung des zweiten Preß­ kolbens 11 wird zusätzlich zu dem oben beschriebenen Effekt der Bereitstellung einer flüssigen Phase ein teilweiser Schmiedeeffekt bezüglich des Aluminiumlegierungsgußproduktes ausgenutzt.

(1) Beispiel 1

Bei dem Beispiel 1 wird die in Fig. 1 gezeigte Preßgießma­ schine verwendet, wobei die Formklemmkraft bzw. Formschließ­ kraft etwa 200 t und die Preßkraft etwa 20 t beträgt. Tabel­ le 1 zeigt die Zusammensetzung eines Aluminiumlegierungs­ materials 5. Dieses Aluminiumlegierungsmaterial 5 ist ein Material, das von einem in einem kontinuierlichen Gußprozeß hergestellten, langen kontinuierlichen Gußprodukt hoher Qualität abgeschnitten worden ist. Bei der Herstellung des langen kontinuierlichen Gußprodukts in dem Gußverfahren wurde ein Sphäroidisieren (Kugelglühen) von primärkristalli­ nem α-Al durchgeführt. Das Aluminiumlegierungsmaterial 5 hat einen Durchmesser von 50 mm und eine Länge von 65 mm.

TABELLE 1

Das Aluminiumlegierungsmaterial 5 wurde einer differential­ kalorimetrischen Messung entsprechend der Differential-Scan­ ning-Kalorimetrie (DSC) unterzogen, um die in Fig. 4 gezeig­ ten Ergebnisse zu erhalten.

Bei der differentialkalorimetrischen Kurve a ist die Tempe­ ratur T₁ eines Anstiegsstartpunktes d in einem ersten endo­ thermischen Winkelabschnitt b gleich 557°C, die Temperatur T₅ der Spitze h gleich 576°C, die Temperatur T₃ eines Kurven­ abfall-Endpunktes f gleich 588°C, die Temperatur T₄ einer Spitze g in dem durch das Schmelzen einer Komponente mit einem über einem eutektischen Punkt liegenden Schmelzpunkt hervorgerufenen zweiten endothermischen Winkelabschnitt c gleich 618°C und die Temperatur T₂ eines Kurvenabfall-End­ punktes e gleich 629°C.

Das Aluminiumlegierungsmaterial 5 wurde in eine Heizspule in einer Induktionsheizvorrichtung eingebracht und dann unter den Bedingungen einer Frequenz von 1 kHz und einer Leistung von 37 kW erhitzt, um ein halbgeschmolzenes Aluminiumlegie­ rungsmaterial 5 zu erzeugen, das koexistierende feste und flüssige Phasen enthält. In diesem Fall ist die Heiztempera­ tur für das halbgeschmolzene Aluminiumlegierungsmaterial 5 595°C und der Festphasenanteil 40%.

Das halbgeschmolzene Aluminiumlegierungsmaterial 5 wurde dann, wie in Fig. 1 gezeigt, in die Kammer 6 eingebracht, und der primäre Preßschritt wurde unter den Bedingungen einer Temperatur T des Legierungsmaterials 5 von 595°C, einer Bewegungsgeschwindigkeit des Preßkolbens 9 von 0,5 m/s, einer Durchgangspassiergeschwindigkeit des halbges­ chmolzenen Aluminiumlegierungsmaterials 5 von 3 m/s und einer Formtemperatur von 250°C gestartet, um das Material 5 durch den Durchgang 7 hindurch in den Hohlraum 4 unter Druck einzubringen.

Zur Zeit des Abschlusses des primären Preßschrittes hatte das halbgeschmolzene Aluminiumlegierungsmaterial 5 eine Temperatur T von 570°C, und der Kolbendruck P₁ war auf 360 kp/cm² eingestellt, wie dies in Fig. 5 gezeigt ist.

Nach Abschluß des primären Preßschrittes wurde der sekundäre Preßschritt für das halbgeschmolzene Aluminiumlegierungs­ material 5 unmittelbar mit dem Preßkolben 9 gestartet, um das halbgeschmolzene Aluminiumlegierungsmaterial 5 während des zweiten Preßschrittes zu verfestigen und so das Alumini­ umlegierungsgußprodukt 13 gemäß Fig. 6 zu erhalten.

Die Temperatur T des halbgeschmolzenen Aluminiumlegierungs­ materials 5 betrug beim Startpunkt des sekundären Preß­ schrittes 570°C (T₁ < T ≦ T₃ und insbesondere T ≦ T₅). Ande­ rerseits war der Kolbendruck P2 bei dem sekundären Preß­ schritt auf 74530 kPa (760 kp/cm²) eingestellt, und die Aufrechterhal­ tungsdauer des Drucks betrug 20 Sekunden, wie dies in Fig. 5 gezeigt ist.

Die Fig. 7 und 8 sind Mikrofotografien, in denen eine metal­ lografische Struktur des Aluminiumlegierungsgußproduktes 13 gezeigt ist, wobei Fig. 8 eine Teilvergrößerung aus Fig. 7 darstellt. Entsprechend den Fig. 7 und 8 sind keine Schrumpfhohlräume um die festen Phasen herum in dem Alumini­ umlegierungsgußprodukt 13 erzeugt worden, so daß das Produkt 13 eine tadellose Gußqualität aufweist.

Im vorliegenden Fall beträgt der Kolbendruck P₂ bei dem se­ kundären Preßschritt 760 kp/cm² und kann daher im Vergleich mit dem konventionellen Kolbendruck von 950 kp/cm² niedrig sein.

Zum Vergleich wurde ein Aluminiumlegierungsgußprodukt unter Verwendung eines halbgeschmolzenen Aluminiumlegierungsmate­ rials 5 entsprechend dem oben beschriebenen Material in der gleichen Weise, jedoch mit der Ausnahme erzeugt, daß nur der primäre Preßschritt ausgeführt wurde.

Fig. 9 ist eine Mikrofotografie, die die metallografische Struktur eines solchen Aluminiumlegierungsgußproduktes zeigt. Aus Fig. 9 ist ersichtlich, daß Schrumpfhohlräume (schwarze Bereiche) um eine große Anzahl von körnigen Fest­ phasen herum erzeugt wurden. Dies liegt an dem niedrigen Kolbendruck P₁ bei dem primären Preßschritt.

Zum Vergleich wurde ferner ein Aluminiumlegierungsgußprodukt in einem Thixo-Gießverfahren unter den gleichen Bedingungen, wie oben beschrieben, jedoch mit der Ausnahme hergestellt, daß ein halbgeschmolzenes Aluminiumlegierungsmaterial ver­ wendet wurde, gemäß dessen thermischer Charakteristik ein einzelner endothermischer Winkelabschnitt bzw. endothermi­ scher Spitzenabschnitt in einer differentialkalorimetrischen Kurve auftritt, und das keine eutektische Komponente ent­ hält, wie z. B. JIS 6061.

Fig. 10 ist eine Mikrofotografie, die eine metallografische Struktur eines solchen Aluminiumlegierungsgußproduktes zeigt. Aus Fig. 10 ist zu ersehen, daß um eine große Anzahl von körnigen Festphasen herum Schrumpfhohlräume erzeugt wurden. Dies liegt daran, daß nicht um jede der Festphasen herum die flüssige Phase bereitgestellt wurde, da keine eutektische Komponente in dem Aluminiumlegierungsmaterial enthalten war.

(2) Beispiel 2

In dem Beispiel 2 wird die in Fig. 3 gezeigte Preßgießma­ schine verwendet, wobei die Formklemmkraft bzw. Formschließ­ kraft 200 t und die Preßkraft 20 t beträgt. Tabelle 2 zeigt die Zusammensetzung eines Aluminiumlegierungsmaterials 5. Dieses Aluminiumlegierungsmaterial 5 ist ein Material, das von einem in einem kontinuierlichen Gußprozeß hergestellten, langen kontinuierlichen Gußprodukt hoher Qualität abge­ schnitten wurde. Bei der Produktion des langen kontinuierli­ chen Gußproduktes in dem Gießverfahren wurde ein Sphäroidis­ ieren (Kugelglühen) von primärkristallinem α-Al durchge­ führt. Das Aluminiumlegierungsmaterial 5 hat einen Durch­ messer von 50 mm und eine Länge von 65 mm.

TABELLE 2

Das Aluminiumlegierungsmaterial 5 wurde einer differential­ kalorimetrischen Messung entsprechend der Differential-Scan­ ning-Kalorimetrie (DSC) unterzogen, um die in Fig. 11 ge­ zeigten Ergebnisse zu erhalten. In der differentialkalorime­ trischen Kurve a gemäß Fig. 11 ist die Temperatur T₁ des Anstiegsstartpunktes d in einem ersten endothermischen Win­ kelabschnitt b gleich 535°C, die Temperatur T₅ der Spitze h gleich 564°C, die Temperatur T₃ eines Kurvenabfall-Endpunktes f gleich 576°C, die Temperatur T₄ einer Spitze g eines durch das Schmelzen einer Komponente mit einem über dem eutekti­ schen Punkt liegenden Schmelzpunkt hervorgerufenen zweiten endothermischen Winkelabschnitt c gleich 617°C und die Tem­ peratur T₂ des Kurvenabfall-Endpunktes e gleich 633°C.

Das Aluminiumlegierungsmaterial 5 wurde in eine Heizspule einer Induktionsheizvorrichtung eingebracht und dann unter den Bedingungen einer Frequenz von 1 kHz und einer Leistung von 37 kW erhitzt, um ein halbgeschmolzenes Aluminiumlegie­ rungsmaterial 5 zu erzeugen, in dem flüssige und feste Pha­ sen koexistieren. In diesem Fall beträgt die Heiztemperatur für das halbgeschmolzene Aluminiumlegierungsmaterial 5 595°C, und der Festphasenanteil ist 47%.

Das halbgeschmolzene Aluminiumlegierungsmaterial 5 wurde dann in die in Fig. 3 gezeigte Kammer 6 eingebracht, und der primäre Preßschritt wurde unter den Bedingungen einer Tempe­ ratur T des Materials 5 von 595°C (T₁ < T ≦ T₄), einer Bewe­ gungsgeschwindigkeit des Preßkolbens 9 von 0,3 m/s, einer Durchgangspassiergeschwindigkeit des halbgeschmolzenen Alu­ miniumlegierungsmaterials 5 von 2 m/s und einer Formtempera­ tur von 250°C gestartet, um das Material 5 durch den Durch­ gang 7 hindurch unter Druck in den Hohlraum 4 einzubringen.

Zum Zeitpunkt des Abschlusses des primären Preßschrittes betrug die Temperatur T des halbgeschmolzenen Aluminiumle­ gierungsmaterials 5 568°C, und der Kolbendruck P₁ war auf 35300 kPa (360 kp/cm²) eingestellt, wie in Fig. 12 gezeigt. In diesem Fall wurde der Preßkolben 9 auch nach Abschluß des primären Preß­ schrittes in seiner Preßstellung gehalten.

Nach Abschluß des primären Preßschrittes wurde der sekundäre Preßschritt für das halbgeschmolzene Aluminiumlegierungs­ material 5 unmittelbar mit dem zweiten Preßkolben 11 gestar­ tet, um das halbgeschmolzene Aluminiumlegierungsmaterial 5 in dem zweiten Preßschritt zu verfestigen und ein Alumini­ umlegierungsgußprodukt 13 herzustellen, wie es in Fig. 13 gezeigt ist.

Die Temperatur T des halbgeschmolzenen Aluminiumlegierungs­ materials 5 betrug beim Startpunkt des sekundären Preß­ schrittes 568°C (T₁ < T ≦ T₃). Andererseits war der Kolben­ druck P₂, der in dem zweiten Preßschritt durch den zweiten Preßkolben 11 erzeugt wurde, auf 74530 kPa (760 kp/cm²) eingestellt, und die Dauer der Aufrechterhaltung des Drucks betrug 20 Sekun­ den.

Die Fig. 14 und 15 zeigen Mikrofotografien der metallografi­ schen Struktur eines ersten dicken Abschnittes 13a des Alu­ miniumlegierungsgußproduktes 13, wobei Fig. 15 eine Teilver­ größerung aus Fig. 14 darstellt. Die Fig. 14 und 15 lassen erkennen, daß um körnige Festphasen herum keine Schrumpf­ hohlräume erzeugt wurden und der erste dicke Abschnitt 13a daher eine gute Gußqualität aufweist. Dasselbe gilt für den ersten dünnen Abschnitt 13b, den zweiten dünnen Abschnitt 13d und einen zweiten dicken Abschnitt 13c.

Die Fig. 16 und 17 zeigen Mikrofotografien der metallografi­ schen Struktur des zweiten dicken Abschnittes 13c in der Nähe des zweiten Preßkolbens 11, wobei Fig. 17 einer foto­ grafischen Teilvergrößerung der Fig. 16 entspricht. Die Fig. 16 und 17 lassen erkennen, daß die große Anzahl körniger Festphasen zu einer Flachform plastisch deformiert wurden, um so einen teilweisen Schmiedeeffekt durch den zweiten Preßkolben 11 zu erreichen.

Das Aluminiumlegierungsgußprodukt wurde dann einer T6-Be­ handlung, d. h. einer Lösungsbehandlung, die das Erhitzen bei 515°C über 5 Stunden und eine folgende Abkühlung mit Wasser beinhaltet, sowie einer Alterungsbehandlung unterzogen, die das Heizen bei 170°C über 10 Stunden beinhaltet.

Danach wurden Dauerfestigkeits-Versuchsproben aus dem ersten dicken Abschnitt 13a und dem zweiten dicken Abschnitt 13c des Aluminiumlegierungsgußproduktes hergestellt und einem Zug-Druck-Dauerversuch unterzogen, um die in Tabelle 3 ange­ gebenen Ergebnisse zu erhalten.

TABELLE 3

Wie aus Tabelle 3 ersichtlich, ist die Dauerfestigkeit des zweiten dicken Abschnittes 13c um etwa 6% höher als die des ersten dicken Abschnittes 13a. Dies läßt sich dem Schmie­ deeffekt zuordnen, der durch den zweiten Preßkolben 11 her­ vorgerufen wurde.

Das Legierungsmaterial in dem ersten Ausführungsbeispiel ist nicht auf das Aluminiumlegierungsmaterial beschränkt.

(2. Ausführungsbeispiel)

Tabelle 4 zeigt Zusammensetzungen von Beispielen A₁, A₂ und A₃ sowie von vergleichenden Beispielen a₁, a₂ und a₃ von Alu­ miniumlegierungsmaterialien. Jedes dieser Beispiele A₁ usw. ist ein Material, das von einem in einem kontinuierlichen Gußprozeß erzeugten langen kontinuierlichen Gußprodukt abge­ schnitten wurde. Bei der Herstellung eines solch länglichen kontinuierlichen Gußproduktes wurde eine Sphäroidisierung (Kugelglühung) von primärkristallinem α-Al durchgeführt. Jedes dieser Beispiele A₁ usw. hat einen Durchmesser von 50 mm und eine Länge von 65 mm.

TABELLE 4

Das Beispiel A₁ wurde einer differentialkalometrischen Mes­ sung entsprechend der Differential-Scanning-Kalorimetrie (DSC) unterzogen, um ein in Fig. 18 gezeigtes Ergebnis zu erhalten. In der differentialkalorimetrischen Kurve a in Fig. 18 ist ein durch das Schmelzen eines eutektischen Kri­ stalls hervorgerufener erster endothermischer Winkelab­ schnitt und ein durch das Schmelzen einer Komponente mit einem über einem eutektischen Punkt liegenden Schmelzpunkt erzeugter zweiter endothermischer Winkelabschnitt c zu er­ kennen. In diesem Fall ist eine Fläche S₁ eines ebenen Zwei- Winkel-Bereiches j (Zwei-Spitzen-Bereiches) (in Fig. 18 mit einer Schrägschraffur versehen), der von dem ersten endo­ thermischen Winkelabschnitt b, dem zweiten endothermischen Winkelabschnitt c und einer den Anstiegsstartpunkt des er­ sten endothermischen Winkelabschnittes b und den Abfallend­ punkt e in dem zweiten endothermischen Winkelabschnitt c verbindenden Basislinie i umgeben ist, gleich 1500 m². Wenn die Fläche S₂ des ebenen Zwei-Winkel-Bereiches j durch eine gerade Temperaturlinie p unterteilt wird, die einen Kurven­ abfallendpunkt f in dem ersten endothermischen Winkelab­ schnitt b und das Temperaturmaß des Kurvenabfallendpunktes f auf einer Heiztemperaturachse n verbindet, so ist eine Flä­ che S₂ eines ebenen Einzelwinkelbereichs k (in Fig. 18 ge­ punktet dargestellt), der von dem ersten endothermischen Winkelabschnitt b begrenzt ist, gleich 135 mm². Somit ist das Verhältnis S₂/S₁ der Fläche S₂ des planaren Einzelwinkelberei­ ches k zu der Fläche des planaren Zwei-Winkel-Bereiches S₁ gleich 0,09.

Das Beispiel A₁ wurde dann in eine Heizspule einer Induk­ tionsheizvorrichtung eingebracht und unter den Bedingungen einer Frequenz von 1 kHz und einer Leistung von 30 kW er­ hitzt, um das Beispiel A₁ in einen halbgeschmolzenen Zustand mit koexistierenden festen und flüssigen Phasen zu überfüh­ ren. In diesem Fall wurde der Festphasenanteil in einem Bereich von 40% (inklusive) bis 60% (inklusive) gewählt.

Das Beispiel A₁ (gekennzeichnet durch das Bezugszeichen 5) wurde in dem halbgeschmolzenen Zustand in die Kammer 6 ein­ gebracht und durch den Durchgang 7 hindurch in den Hohlraum 4 eingebracht, während es unter den Bedingungen einer Gieß­ temperatur T des Beispiels A₁ von 630°C einer Bewegungsge­ schwindigkeit des Preßkolbens 9 von 0,20 m/s und einer Form­ temperatur von 250°C gepreßt wurde, um das Material 5 durch den Durchgang 7 hindurch in den Hohlraum 4 einzubringen.

Danach wurde ein Preßdruck auf das in den Hohlraum 4 einge­ brachte Beispiel A₁ ausgeübt, indem der Preßkolben 9 an sei­ nem Hubende gehalten wurde, und das Beispiel A₁ wurde unter einem derart angelegten Druck verfestigt, um ein Alumini­ umlegierungsgußprodukt A₁ herzustellen. In diesem Fall ist die Temperatur T₃ des Abfallendpunktes f in dem ersten endo­ thermischen Winkelabschnitt b in Fig. 18 gleich 598°C und die Temperatur T₄ der Spitze g in dem zweiten endothermischen Winkelabschnitt c gleich 645°C. Es ist daher eine Beziehung T₃ ≦ T ≦ T₄ vorgesehen, da die Gußtemperatur des Beispiels A₁ in dem halbgeschmolzenen Zustand gleich 630°C ist. Die Beispiele A₂ und A₃ und die Vergleichsbeispiele a₁, a₂ und a₃ wurden einer differentialkalorimetrischen Messung gemäß der Differential-Scanning-Kalorimetrie (DSC) unterzogen und ferner herangezogen, um 5 Aluminiumlegierungsgußprodukte durch einen Gußvorgang ähnlich dem oben beschriebenen herzu­ stellen.

Die Fig. 19 bis 23 zeigen differentialkalorimetrische Kurven a für die Beispiele A₂ und A₃ und die Vergleichsbeispiele a₁, a₂ bzw. a₃.

Tabelle 5 zeigt Informationen, die aus den differentialkalo­ rimetrischen Kurven a erhalten wurden, sowie mechanische Eigenschaften der Aluminiumlegierungsgußprodukte A₁, A₂, A₃, a₁, a₂ und a₃.

Die Fig. 24 bis 29 sind Mikrofotografien, die die metallo­ grafischen Strukturen der Aluminiumlegierungsgußprodukte A₁, A₂, A₃, a₁, a₂ und bzw. a₃ zeigen.

Wie aus den Fig. 18 bis 20, der Tabelle 5 und den Fig. 24 bis 26 ersichtlich, hat jedes der Aluminiumlegierungsguß­ produkte A₁, A₂ und A₃ eine hohe Dauerfestigkeit, da keine Defekte erzeugt wurden, eine hohe Zähigkeit und eine hohe Festigkeit, wegen des hohen Kerbschlagwertes.

Der Grund hierfür ist folgender: Bei den Beispielen A₁, A₂ und A₃ in den halbgeschmolzenen Zuständen hat die flüssige Phase eine große latente Wärme, da das Flächenverhältnis S₂/S₁ in einem Bereich S₂/S₁ < 0,09 in der oben beschriebenen Weise spezifiziert ist. Folglich wird die flüssige Phase bei dem Verfestigungsschritt für die Beispiele A₁, A₂ und A₃ in den halbgeschmolzenen Zuständen in ausreichender Weise be­ reitgestellt, um die Festphase auf die Verfestigung und Schrumpfung der Festphase hin zu umgeben, und wird dann verfestigt. Ferner wird der Abschnitt 15 um die äußere Peri­ pherie der Festphase 14 herum geliert, wie dies in Fig. 30 gezeigt ist, da die Gießtemperatur T für die Beispiele A₁, A₂ und A₃ in den halbgeschmolzenen Zuständen in einem Bereich von T₃ ≦ T ≦ T₄ in der oben beschriebenen Weise spezifiziert ist. Dies führt zu einer besseren Vereinbarkeit des gelier­ ten Abschnittes 15 um die äußere Peripherie der Festphase 14 mit der flüssigen Phase 16. Es ist daher möglich, die Erzeu­ gung von Lücken in der Größenordnung von µm in den Alumini­ umlegierungsgußprodukten A₁, A₂ und A₃ zu verhindern und die Festigkeit sowie die Dauerfestigkeit der Aluminiumlegie­ rungsgußprodukte A₁, A₂ und A₃ zu erhöhen.

Wenn ferner das Flächenverhältnis S₂/S₁ in einem Bereich von S₂/S₁ ≦ 0,57 gewählt wird, ist es möglich, das Maß der Kri­ stallisation einer harten und spröden eutektischen Komponen­ te in den Aluminiumlegierungsgußprodukten A₁, A₂ und A₃ zu unterdrücken, um so die Zähigkeit der Aluminiumlegierungs­ gußprodukte A₁, A₂ und A₃ zu erhöhen.

Das in Fig. 27 gezeigte Aluminiumlegierungsgußprodukt A₁ hat eine geringe Dauerfestigkeit und eine niedrige Festigkeit, da Lücken in der Größenordnung von µm (schwarze inselähn­ liche Abschnitte) an einer Korngrenze erzeugt wurden, weil das Vergleichsbeispiel a₁ nur eine kleine Menge einer eutek­ tischen Komponente enthält, wie dies aus Fig. 21 zu ersehen ist.

Die Aluminiumlegierungsgußprodukte a₂ und a₃ gemäß den Fig. 28 und 29 haben eine niedrige Zähigkeit und eine niedrige Festigkeit, da die Menge an kristallisierter, eutektischer Komponente relativ groß ist, und der Abschnitt um die äußere Peripherie der Festphase ist nicht geliert, da das Flächen­ verhältnis S₁/S₂ größer als 0,57 und die Gießtemperatur T kleiner als T₃ ist, und da ferner die Korngröße des α-Al in dem Aluminiumlegierungsgußprodukt a₃ groß ist.

Das Legierungsmaterial in dem zweiten Ausführungsbeispiel ist nicht auf das Aluminiumlegierungsmaterial beschränkt.

(3. Ausführungsbeispiel) (1) Beispiel 1

Tabelle 6 zeigt die Zusammensetzungen des Beispiels A₁ und des Vergleichsbeispiels a₁ des Aluminiumlegierungsmaterials. Das Aluminiumlegierungsmaterial mit einer solchen Zusammen­ setzung kann als Gießmaterial für ein Aluminiumlegierungs­ gußprodukt herangezogen werden, das bei Umgebungstemperatur verwendet wird. Bei dem Beispiel A₁ und dem Vergleichsbei­ spiel a₁ handelt es sich um ein Material, das von einem in einem kontinuierlichen Gießverfahren hergestellten längli­ chen kontinuierlichen Gußprodukt abgeschnitten wurde. Bei der Herstellung des länglichen kontinuierlichen Gußproduktes wurde ein Sphäroidisieren (Kugelglühen) von primärkristalli­ nem α-Al durchgeführt. Das Beispiel A₁ und das Vergleichsbei­ spiel a₁ haben jeweils einen Durchmesser von 50 mm und eine Länge von 65 mm.

TABELLE 6

Das Beispiel A₁ wurde einer differentialkalorimetrischen Messung gemäß der Differential-Scanning-Kalorimetrie (DSC) unterzogen, um das in Fig. 31 gezeigte Ergebnis zu erhalten. In der in Fig. 31 gezeigten differentialkalorimetrischen Kurve a ist ein durch das Schmelzen einer ersten Komponente mit eutektischer Zusammensetzung hervorgerufener erster endothermischer Winkelabschnitt b, ein durch das Schmelzen einer zweiten Komponente mit einem über einem eutektischen Punkt liegenden Schmelzpunkt hervorgerufener zweiter endo­ thermischer Winkelabschnitt c und ein dritter endothermi­ scher Winkelabschnitt m zu erkennen, der zwischen dem ersten endothermischen Abschnitt b und dem zweiten endothermischen Abschnitt c aufgrund des Schmelzens einer dritten Komponente hervorgerufen wird, die einen Schmelzpunkt hat, der höher ist als der der ersten Komponente und der kleiner ist als der der zweiten Komponente. In diesem Fall ist eine Bezie­ hung o₁ < o₂ und o₃ zwischen einem Spitzenwert o₁ des ersten endothermischen Winkelabschnittes b und Spitzenwerten o₂ und o₃ des zweiten endothermischen Winkelabschnittes c bzw. des dritten endothermischen Winkelabschnittes m vorgesehen, sowie eine Relation o₂ ≒ o₃ zwischen den Spitzenwerten o₂ und o₃ des zweiten und dritten endothermischen Winkelabschnittes c bzw. m.

In dem Beispiel A₁ ist die erste Komponente ein eutektischer Kristall AlSi mit einem Schmelzpunkt von 575°C. Die zweite Komponente ist α-Al mit einem Schmelzpunkt von 619°C, und die dritte Komponente ist eine intermetallische Verbindung (eine Mischung von Al₁₅(Mn, Fe)Si₂ und Al₅FeSi) mit einem Schmelzpunkt von 594°C.

Das Vergleichsbeispiel a₁ wurde ebenfalls einer differential­ kalorimetrischen Messung entsprechend der Differential-Scan­ ning-Kalorimetrie (DSC) unterzogen, um ein in Fig. 32 ge­ zeigtes Ergebnis zu erhalten. In der in Fig. 32 gezeigten differentialkalorimetrischen Kurve ist ein durch das Schmel­ zen einer ersten Komponente mit einer eutektischen Zusammen­ setzung hervorgerufener erster endothermischer Winkelab­ schnitt b und ein durch das Schmelzen einer zweiten Kompo­ nente mit einem über einem eutektischen Punkt liegenden Schmelzpunkt hervorgerufener zweiter endothermischer Winkel­ abschnitt c zu erkennen.

In dem Vergleichsbeispiel a₁ ist die erste Komponente ein eutektischer Kristall AlSi, und die zweite Komponente ist α- Al mit einem Schmelzpunkt von 629°C.

Die Differenz zwischen den Schmelzpunkten der α-Al-Kristalle in dem Beispiel A₁ und dem Vergleichsbeispiel a₁ folgt daher, daß die festen Lösungselemente in den α-Al-Kristallen sowie die Lösungsmengen unterschiedlich sind. Dasselbe gilt für die Beispiele, die im folgenden beschrieben werden.

Das Beispiel A₁ wurde dann in eine Heizspule einer Induk­ tionsheizvorrichtung eingebracht und unter den Bedingungen einer Frequenz von 1 kHz und einer Maximalleistung von 30 kW erhitzt, um ein Beispiel A₁ in einem halbgeschmolzenen Zu­ stand mit koexistierenden festen und flüssigen Phasen zu produzieren. In diesem Fall wurde der Festphasenanteil in einem Bereich von 40% (inklusive) bis 60% (inklusive) gewählt.

Das mit dem Bezugszeichen 5 gekennzeichnete Beispiel A₁ wurde dann im halbgeschmolzenen Zustand in die in Fig. 1 gezeigte Kammer 6 eingebracht und durch den Durchgang 7 in den Hohl­ raum 4 geladen, während es unter den Bedingungen einer Tem­ peratur des Beispiels A₁ von 600°C, einer Formungsgeschwin­ digkeit des Preßkolbens 9 von 0,20 m/s und einer Formtempe­ ratur von 250°C gepreßt wurde. Ein Preßdruck wurde auf das in den Hohlraum 4 geladene Beispiel A₁ ausgeübt, indem der Preßkolben 9 an seinem Hubende gehalten wurde, um so das Beispiel A₁ unter einem derart angelegten Druck zu verfesti­ gen und ein Aluminiumlegierungsgußprodukt A₁ bereitzustellen.

Zusätzlich wurde ein Aluminiumlegierungsgußprodukt a₁ herge­ stellt, indem eine Gießoperation unter den gleichen Bedin­ gungen, wie sie oben beschrieben wurden, durchgeführt wurde, jedoch mit der Ausnahme, daß das Vergleichsbeispiel a₁ her­ angezogen wurde und die Temperatur des Vergleichsbeispiels a₁ auf 59,0°C eingestellt war.

Teststücke wurden von den Aluminiumlegierungsgußprodukten A₁ bzw. a₁ hergestellt und einem Zugversuch bei Umgebungstempe­ raturen unterzogen, um die in Tabelle 7 gezeigten Ergebnisse zu erhalten.

TABELLE 7

Wie aus der Tabelle 7 ersichtlich, hat das unter Verwendung des Beispiels A₁ hergestellte Aluminiumlegierungsgußprodukt A₁ eine höhere Festigkeit als das unter Verwendung des Ver­ gleichsbeispiels a₁ hergestellte Aluminiumlegierungsgußpro­ dukt a₁.

Der Grund hierfür ist folgender: Bei dem Beispiel A₁ mit der in Fig. 31 dargestellten thermischen Charakteristik beginnt die Verfestigung der von der dritten Komponente (der inter­ metallischen Verbindung) bereitgestellten flüssigen Phase, wenn die zweite Komponente (α-Al) bei dem Verfestigungs­ schritt des Thixo-Gießverfahrens in einem gelierten Zustand ist, und wenn die dritte Komponente in einem gelierten Zu­ stand ist, beginnt die Verfestigung der durch die erste Komponente (der eutektrische Kristall AlSi) bereitgestellten flüssigen Phase.

Als Ergebnis davon ist in der in den Fig. 33A und 33B ge­ zeigten metallografischen Struktur des Aluminiumlegierungs­ gußproduktes A₁ die Bindefähigkeit zwischen einer von der zweiten Komponente gebildeten zweiten verfestigten Phase und einer von der dritten Komponente gebildeten und in den Korn­ grenzen der zweiten verfestigten Phase feinstverteilten dritten verfestigten Phase verbessert, und die Bindefähig­ keit zwischen einer von der dritten Komponente gebildeten dritten verfestigten Phase und einer von der ersten Kompo­ nente gebildeten ersten verfestigten Phase ist ebenso ver­ bessert. Die erste verfestigte Phase und die zweite verfe­ stigte Phase sind daher teilweise fest durch die dritte verfestigte Phase miteinander verbunden, so daß eine Erhö­ hung der Festigkeit des Aluminiumlegierungsgußproduktes A₁ erreicht ist. Um sicherzustellen, daß der erste, der zweite und der dritte endothermische Winkelabschnitt b, c und m wie in dem Beispiel A₁ auftreten, wird vorgeschlagen, daß der Fe- Anteil in der Zusammensetzung in einem Bereich von Fe < 0,2 Gew.-% und der Mn-Anteil in einem Bereich von Mn ≧ 0,1 Gew.-% gewählt wird.

Wie in Fig. 34 gezeigt, existiert in dem Aluminiumlegie­ rungsgußprodukt a₁ nicht eine dritte verfestigte Phase, und folglich ist die Bindungsstärke zwischen der ersten und der zweiten verfestigten Phase kleiner als die in dem Alumini­ umlegierungsgußprodukt A₁.

Wenn der erste, zweite und dritte endothermische Winkelab­ schnitt b, c und m in der differentialkalorimetrischen Kurve a vorliegen, wobei der dritte endothermische Winkelabschnitt m aufgrund der intermetallischen Verbindung auftritt, ist es wünschenswert, daß die Temperatur T (600°C) des halbges­ chmolzenen Legierungsmaterials während des Gießens die Tem­ peratur T₃ (591°C) des Kurvenabfallendpunktes f des ersten endothermischen Winkelabschnittes b überschreitet, d. h. T < T₃, wie dies oben beschrieben wurde. Dies liegt daran, daß die harte intermetallische Verbindung geschmolzen wird oder bei der Temperatur T < T₃ zu schmelzen beginnt, was in einer verminderten Festigkeit resultiert, und folglich wird die intermetallische Verbindung während des Passierens durch den Durchgang 7 pulverisiert, so daß sie in dem Gußprodukt fein verteilt werden kann.

Es ist jedoch wünschenswert, daß die Temperatur T des halb­ geschmolzenen Legierungsmaterials während des Gießens gleich oder kleiner als die Temperatur T₄ (618°C) des Maximums g des zweiten endothermischen Winkelabschnittes c ist, d. h. T ≦ T₄. Der Grund hierfür ist folgender:

Wenn T < T₄, dann ist die Formbeständigkeit des halbges­ chmolzenen Legierungsmaterials verschlechtert, was zu einer verschlechterten Transportfähigkeit führt. Hinzu kommt, daß das halbgeschmolzene Legierungsmaterial nicht in laminar fließender Weise sequentiell in den Hohlraum 4 eingebracht werden kann, da seine Viskosität niedrig ist, und folglich tritt eine Neigung zur Gasblasenbildung in dem Gießprodukt auf. Ferner ist es schwierig, die Temperatur zu regeln.

Die Beziehung zwischen der Temperatur T des halbgeschmolze­ nen Legierungsmaterials während des Gießens und der Tempera­ tur T₃ des Abfallendpunktes f sowie der Temperatur T₄ der Spitze g, d. h. die Beziehung T₃ < T ≦ T₄, ist die gleiche wie beim Beispiel A₂, das nachstehend beschrieben wird.

(2) Beispiel 2

Tabelle 8 zeigt die Zusammensetzungen des Beispiels A₂ und des Vergleichsbeispiels a₂ des Aluminiumlegierungsmaterials. Das Aluminiumlegierungsmaterial mit einer solchen Zusammen­ setzung kann als Gießmaterial für ein Aluminiumlegierungs­ gußprodukt herangezogen werden, das bei hoher Temperatur verwendet wird. Beim Beispiel A₂ und dem Vergleichsbeispiel a₂ handelt es sich jeweils um ein Material, das von einem in einem kontinuierlichen Gießprozeß hergestellten länglichen kontinuierlichen Gußproduktes hoher Qualität abgeschnitten wurde. Bei der Produktion des länglichen kontinuierlichen Gußproduktes wurde ein Sphäroidisieren (Kugelglühen) des primärkristallinen α-Al durchgeführt. Das Beispiel A₂ und das Vergleichsbeispiel a₂ haben jeweils einen Durchmesser von 50 mm und eine Länge von 65 mm.

TABELLE 8

Das Beispiel A₂ wurde einer differentialkalorimetrischen Messung gemäß der Differential-Scanning-Kalorimetrie (DSC) unterzogen, um ein in Fig. 35 gezeigtes Ergebnis zu erhal­ ten. In der in Fig. 35 gezeigten differentialkalorimetri­ schen Kurve a ist ein durch das Schmelzen einer ersten Kom­ ponente mit eutektischer Zusammensetzung hervorgerufener erster endothermischer Winkelabschnitt b, ein durch das Schmelzen einer zweiten Komponente mit einem über einem eutektischen Punkt liegenden Schmelzpunkt hervorgerufener zweiter endothermischer Winkelabschnitt c und ein zwischen dem ersten und dem zweiten endothermischen Winkelabschnitt b bzw. c vorliegender dritter endothermischer Winkelabschnitt m zu erkennen, der durch das Schmelzen einer dritten Kom­ ponente hervorgerufen wird, die einen Schmelzpunkt hat, der höher ist als der der ersten Komponente und niedriger als der der zweiten Komponente.

In diesem Fall ist eine Beziehung o₁ und o₂ < o₃ (jedoch o₁ < o₂) zwischen den Spitzenwerten o₁, o₂ und o₃ des ersten, des zweiten und des dritten endothermischen Winkelabschnittes b, c und m vorgesehen. Es ist daher möglich, die Menge der intermetallischen Verbindung zu unterdrücken. Wenn o₃ < o₁ und o₂, wird die Menge der intermetallischen Verbindung ver­ größert. Hierdurch wird ein Verhalten hervorgerufen, das der Erzeugung von Defekten in dem Gußprodukt entspricht. Es ist daher wünschenswert, daß o₁ und o₂ ≧ o₃.

In dem Beispiel A₂ ist die erste Komponente ein eutektischer Kristall Al-Al₂Cu mit einem Schmelzpunkt von 545°C. Die zwei­ te Komponente ist α-Al mit einem Schmelzpunkt von 636°C, und die dritte Komponente ist eine intermetallische Verbindung (Al₇FeCu₂) mit einem Schmelzpunkt von 590°C.

Das Vergleichsbeispiel A₂ wurde ebenfalls einer differential­ kalorimetrischen Messung gemäß der Differential-Scanning- Kalorimetrie (DSC) unterzogen, um ein in Fig. 36 gezeigtes Ergebnis zu erhalten. In der in Fig. 36 gezeigten differen­ tialkalorimetrischen Kurve a ist ein durch das Schmelzen einer ersten Komponente mit einer eutektischen Zusammenset­ zung hervorgerufener erster endothermischer Winkelabschnitt b und ein durch das Schmelzen einer zweiten Komponente mit einem über einem eutektischen Punkt liegenden Schmelzpunkt hervorgerufener zweiter endothermischer Winkelabschnitt c zu erkennen.

In dem Vergleichsbeispiel a₂ ist die erste Komponente ein eutektischer Kristall Al-Al₂Cu mit einem Schmelzpunkt von 545°C, und die zweite Komponente ist α-Al mit einem Schmelz­ punkt von 637°C.

Das Beispiel A₂ wurde dann in eine Heizspule einer Induk­ tionsheizvorrichtung eingebracht und danach unter den Bedin­ gungen einer Frequenz von 1 kHz und einer Maximalleistung von 30 kW erhitzt, um ein Beispiel A₂ im halbgeschmolzenen Zustand mit koexistierenden festen und flüssigen Phasen zu produzieren. In diesem Fall ist der Festphasenanteil in einem Bereich von 40% (inklusive) bis 60% (inklusive) gewählt.

Das mit dem Bezugszeichen 5 gekennzeichnete Beispiel A₂ wurde danach im halbgeschmolzenen Zustand in die Kammer 6 einge­ bracht und durch den Durchgang 7 hindurch in den Hohlraum 4 geladen, während es unter den Bedingungen einer Temperatur T des Beispiels A₂ von 610°C, einer Bewegungsgeschwindigkeit des Preßkolbens 9 von 0,20 m/s und einer Formtemperatur von 250°C gepreßt wurde. Es wurde dann ein Preßdruck auf das in den Hohlraum 4 eingebrachte Beispiel A₂ ausgeübt, in dem der Preßkolben 9 an seinem Hubende gehalten wurde, um so das Beispiel A₂ unter einem derart angelegten Druck zu verfesti­ gen und ein Aluminiumlegierungsgußprodukt A₂ bereitzustellen.

Unter Verwendung des Vergleichsbeispieles a₂ wurde ein Alumi­ niumlegierungsgußprodukt a₂ durch einen Gießvorgang unter denselben Bedingungen hergestellt.

Es wurden dann Teststücke aus den Aluminiumlegierungsguß­ produkten A₂ und a₂ hergestellt und einem Zugversuch bei einer hohen Temperatur von 300°C unterzogen, um Ergebnisse zu erhalten, wie sie in Tabelle 9 angegeben sind.

TABELLE 9

Wie aus Tabelle 9 ersichtlich, hat das unter Verwendung des Beispiels A₂ hergestellte Aluminiumlegierungsgußprodukt A₂ eine ausgezeichnete Hochtemperaturfestigkeit im Vergleich mit dem Aluminiumlegierungsgußprodukt a₂, das unter Verwen­ dung des Vergleichsbeispiels a₂ hergestellt wurde.

Der Grund hierfür ist folgender:

Bei dem Beispiel A₂ mit der in Fig. 35 gezeigten thermischen Charakteristik beginnt die Verfestigung der von der dritten Komponente (intermetallische Verbindung) gebildeten flüssi­ gen Phase, wenn die zweite Komponente (α-Al) bei dem Ver­ festigungsschritt des Thixo-Gießverfahrens in einem gelier­ ten Zustand ist, und wenn die dritte Komponente in einem gelierten Zustand ist, so beginnt die Verfestigung der durch die erste Komponente (eutektischer Kristall Al-Al₂Cu) gebil­ deten flüssigen Phase.

Als Ergebnis wird in der in den Fig. 37A und 37B gezeigten metallografischen Struktur des Aluminiumlegierungsgußproduk­ tes die Bindungsfähigkeit zwischen der von der zweiten Kom­ ponente gebildeten zweiten verfestigten Phase und der von der dritten Komponente gebildeten dritten verfestigten Phase verbessert, und die Bindungsfähigkeit zwischen der von der dritten Komponente gebildeten dritten verfestigten Phase und der von der ersten Komponente gebildeten ersten verfestigten Phase wird ebenfalls verbessert. Die erste verfestigte Phase und die zweite verfestigte Phase sind daher teilweise fest durch die dritte verfestigte Phase miteinander verbunden, wodurch die Festigkeit des Aluminiumlegierungsgußproduktes A₂ vergrößert wird.

Bei dem Aluminiumlegierungsgußprodukt a₂ existiert - wie in Fig. 38 gezeigt - nicht die dritte verfestigte Phase, und folglich ist die Stärke der Bindung zwischen der ersten verfestigten Phase und der zweiten verfestigten Phase klei­ ner als bei dem Aluminiumlegierungsgußprodukt A₂.

Das Legierungsmaterial bei dem dritten Ausführungsbeispiel ist nicht auf das Aluminiumlegierungsmaterial beschränkt.

(4. Ausführungsbeispiel)

Ein auf Al-Cu-Si basierendes Thixo-Gieß-Legierungsmaterial hat eine Zusammensetzung, wie sie nachstehend beschrieben ist.

Das auf Al-Cu-Si-basierende Legierungsmaterial enthält Kup­ fer (Cu) mit einem Anteil in einem Bereich von 8 Gew.-% ≦ Cu ≦ 12 Gew.-%, Silizium (Si) mit einem Anteil in einem Bereich von 0,01 Gew.-% ≦ Si ≦ 1,5 Gew.-%, Eisen (Fe) mit einem Anteil in einem Bereich Fe ≦ 0,2 Gew.-%, Magnesium (Mg) mit einem Anteil in einem Bereich von Mg ≦ 0,1 Gew.-% und we­ nigstens eines der folgenden Elemente: Mangan (Mn) mit einem Anteil von 0,02 Gew.-% ≦ Mn ≦ 0,04 Gew.-%, Vanadium (V) mit einem Anteil von 0,05 Gew.-% ≦ V ≦ 0,15 Gew.-%, Zirkon (Zr) mit einem Anteil von 0,1 Gew.-% ≦ Zr ≦ 0,25 Gew.-% und Titan (Ti) mit einem Anteil von 0,02 Gew.-% ≦ Ti ≦ 0,1 Gew.-%. Der Rest ist Aluminium (Al).

Der Grund für den Si-Anteil in dieser Zusammensetzung ent­ spricht dem oben beschriebenen.

Falls der Kupfergehalt in der oben beschriebenen Weise ge­ wählt wird, so wird ein Legierungsmaterial auf Al-Cu-Si- Basis hergestellt, das eine thermische Charakteristik dahin­ gehend hat, daß eine differentialkalorimetrische Kurve un­ terschiedliche bzw. prägnante erste und zweite endother­ mische Winkelabschnitte aufweist. Es ist daher möglich, in zuverlässiger Weise eine flüssige Phase aus einem eutekti­ schen Kristall bei der Wärmebehandlung zu entwickeln, um ein halbgeschmolzenes Legierungsmaterial auf Al-Cu-Si-Basis zu produzieren, das eine gute Gießfähigkeit aufweist.

Falls der Kupfergehalt in der oben beschriebenen Weise ge­ wählt wird, so ist es ferner möglich, Kupfer (Cu) in maxima­ ler Menge in die Festphase fest zu lösen, die durch den Primärkristall α-Al gebildet wird, um einen Alterungsbe­ schleunigungseffekt bis zum Maximum durch Kupfer in dem Aluminiumlegierungsgußprodukt herbeizuführen und somit die Hochtemperaturfestigkeit des Aluminiumlegierungsgußproduktes zu erhöhen und eine Verbesserung der Verformbarkeit und Zähigkeit des Aluminiumlegierungsgußproduktes zu erreichen.

Falls der Kupfergehalt jedoch kleiner als 8 Gew.-% ist, so ist es nicht möglich, ein Al-Cu-Si-Legierungsmaterial herzu­ stellen, das eine thermische Charakteristik dahingehend hat, daß eine erstaunliche differentialkalorimetrische Kurve vom 2-Winkel-Typ auftreten kann, wodurch die Gießfähigkeit ver­ schlechtert ist. Wenn andererseits der Kupfergehalt Cu ≧ 12 Gew.-%, so hat ein entsprechend hergestelltes Aluminiumle­ gierungsgußprodukt eine vergrößerte Hochtemperaturfestig­ keit. Es zeigt jedoch eine niedrige Zähigkeit und hat ferner ein vergrößertes Gewicht aufgrund einer Vergrößerung der Dichte.

Die obere Grenze des Eisenanteils ist in der oben beschrie­ benen Weise gewählt, da Eisen einen nachteiligen Einfluß auf die mechanischen Eigenschaften des Aluminiumlegierungsguß­ produktes ausübt.

Der obere Grenzwert des Mg-Gehaltes ist in der oben be­ schriebenen Weise gewählt, da sonst eine intermetallische Verbindung mit einem niedrigen Schmelzpunkt gebildet würde, was zu einer verminderten Hochtemperaturfestigkeit eines Aluminiumlegierungsgußproduktes führen würde.

Mn, V, Zr und Ti ist in einer sehr kleinen Menge in dem primärkristallinen α-Al fest gelöst, um zusätzlich zu der Feinverteilung des primärkristallinen α-Al zu einer Vergrö­ ßerung der Hochtemperaturfestigkeit des Aluminiumlegierungs­ gußproduktes beizutragen. Bei einer Zusammensetzung mit Mn < 0,2 Gew.-%, V < 0,05 Gew.-%, Zr < 0,1 Gew.-% oder Titan < 0,02 Gew.-% kann der oben beschriebene Effekt nicht erhalten werden. Andererseits kommt es in einem Zustand mit einer Zu­ sammensetzung mit Mn < 0,4 Gew.-%, V < 0,15 Gew.-%, Zr < 0,25 Gew.-% oder Titan < 0,1 Gew.- % dazu, daß Mangan (Mn) oder dergleichen mit Aluminium (Al) reagiert, um eine inter­ metallische Verbindung zu bilden, was zu einer reduzierten Dehnung und Zähigkeit eines Aluminiumlegierungsgußproduktes führt.

Tabelle 10 zeigt die Zusammensetzungen der Beispiele A₁, A₂ und A₃ sowie der Vergleichsbeispiele a₁, a₂, a₃, a₄ und a₅. Jedes dieser Beispiele A₁ usw. ist ein Material, das von einem in einem kontinuierlichen Gießverfahren hergestellten länglichen kontinuierlichen Gußprodukt hoher Qualität abge­ schnitten wurde. Bei der Produktion des länglichen kontinu­ ierlichen Gußproduktes wurde ein Sphäroidisieren (Kugelglü­ hen) eines primärkristallinen α-Al (α-Al-Primärkristalls) durchgeführt. Jedes dieser Beispiele A₁ usw. hat einen Durch­ messer von 76 mm und eine Länge von 85 mm.

In Tabelle 10 entspricht das Vergleichsbeispiel a₂ einer AA- Spezifikation-222-Legierung. Das Vergleichsbeispiel a₃ ent­ spricht einer AA-Spezifikation-238-Legierung (Stand der Technik), und das Vergleichsbeispiel a₄ entspricht einer AA- Spezifikation-2219-Legierung.

Das Beispiel A₁ wurde einer differentialkalorimetrischen Messung entsprechend der Differential-Scanning-Kalorimetrie unterzogen, um ein in Fig. 39 gezeigtes Ergebnis zu erhal­ ten. In der differentialkalorimetrischen Kurve a mit 2 Win­ keln oder 2 Spitzen ist eine aufgrund des Schmelzens eines eutektischen CuAl₂-Kristalls hervorgerufener erster endother­ mischer Winkelabschnitt b und ein durch das Schmelzen eines α-Al-Primärkristalls hervorgerufener zweiten endothermischer Winkelabschnitt c zu erkennen.

Das Beispiel A₁ wurde in eine Heizspule in einer Induktions­ heizvorrichtung eingebracht und dann unter den Bedingungen einer Frequenz von 1 kHz und einer Maximalleistung von 37 kW erhitzt, um ein Beispiel A₁ im halbgeschmolzenen Zustand mit koexistierenden festen und flüssigen Phasen zu erzeugen. In diesem Fall ist der Festphasenanteil in einem Bereich von 50 % (inklusive) bis 60% (inklusive) gewählt. Bei dem Beispiel A₁ tritt die differentialkalorimetrische Kurve a mit einem ausgeprägten ersten und zweiten endothermischen Winkelab­ schnitt b bzw. c gemäß Fig. 39 auf, da der Cu-Anteil 10,2 Gew.-% beträgt und folglich in den Bereich von 8 Gew.-% ≦ Cu ≦ 12 Gew.-% fällt. Es ist daher möglich, die flüssige Phase zuverlässig aus dem eutektischen Kristall CuAl₂ bei der Wär­ mebehandlung zu entwickeln, um das Beispiel A₁ in den halbge­ schmolzenen Zustand zu überführen, wodurch eine gute Gieß­ fähigkeit erreicht wird.

Das mit dem Bezugszeichen 5 gekennzeichnete Beispiel A₁ wurde in dem halbgeschmolzenen Zustand in die Kammer 6 einge­ bracht, wie dies in Fig. 1 gezeigt ist, und durch den Durch­ gang 7 in den Hohlraum 4 eingefüllt, während es unter den Bedingungen einer Bewegungsgeschwindigkeit des Preßkolbens 9 von 0,07 m/s und einer Formtemperatur von 350°C gepreßt wurde. Es wurde dann ein Preßdruck auf das in den Hohlraum 4 eingebrachte Beispiel A₁ ausgeübt, indem der Preßkolben 9 an seinem Hubende gehalten wurde, um das Beispiel A₁ unter einem derart angelegten Druck zu verfestigen und ein Aluminiumle­ gierungsgußprodukt A₁ bereitzustellen.

Fig. 40 zeigt in einer Mikrofotografie die metallografische Struktur des Aluminiumlegierungsgußproduktes A₁. Aus Fig. 40 ist zu ersehen, daß keine Defekte in der Größenordnung von µm in dem Aluminiumlegierungsgußprodukt A₁ erzeugt wurden.

Der Grund der tadellosen Qualität des erzeugten Aluminiumle­ gierungsgußproduktes A₁ ist folgender: Da der Si-Anteil 0,8 Gew.-% beträgt und folglich in den Bereich von 0,01 Gew.-% ≦ Si ≦ 1,5 Gew.-% fällt, ist die Steigung eines ansteigenden Liniensegmentes q eines zweiten endothermischen Winkelab­ schnitts b zwischen einem Kurvenabfallendpunkt f eines er­ sten endothermischen Winkelabschnittes b und einer Spitze g des zweiten endothermischen Winkelabschnittes b schwach, und folglich wird der gelierte Zustand der Festphase für eine relativ lange Zeit aufrecht erhalten. Hierdurch wird eine gute Bindefähigkeit zwischen den Festphasen sowie zwischen den Festphasen und Flüssigphasen erhalten.

Andererseits ist in dem ersten endothermischen Winkelab­ schnitt b die Steigung eines ansteigenden Liniensegmentes r zwischen einem Anstiegsstartpunkt d und einer Spitze h groß, und folglich wird die Viskosität eines letztendlich verfe­ stigten Teils der flüssigen Phase niedrig gehalten. Hier­ durch wird die flüssige Phase auf die Verfestigung und Schrumpfung der festen Phase hin in ausreichendem Maße um die feste Phase herum bereitgestellt, wodurch die Erzeugung von Lücken in der Größenordnung von µm vermieden wird.

Eine differentialkalorimetrische Kurve a, ähnlich der des Beispiels A₁ ergibt sich auch für die Beispiele A₂ und A₃. Aus den Beispielen A₂ und A₃ wurden ebenfalls Aluminiumlegie­ rungsgußprodukte A₂ und A₃ guter Qualität entsprechend dem oben beschriebenen Beispiel A₁ durch einen Gießvorgang unter den oben beschriebenen Bedingungen hergestellt.

Bei dem Vergleichsbeispiel a₁ ist die Steigung eines anstei­ genden Liniensegmentes q₁ eines zweiten endothermischen Win­ kelabschnittes c groß, wie dies durch eine Strichpunktlinie in Fig. 39 gezeigt ist, da der Siliziumgehalt gleich null ist und folglich unterhalb von 0,01 Gew.-% liegt. Die Fest­ phase wird daher in dem gelierten Zustand nur über eine kürzere Zeit aufrecht erhalten, was zu einer verschlechter­ ten Bindungsfähigkeit zwischen den Festphasen sowie zwischen den Festphasen und Flüssigphasen führt.

Die Fig. 41A und 41B zeigen in Mikrofotografien die metallo­ grafische Struktur eines Aluminiumlegierungsgußproduktes a₁, das durch einen Gießvorgang unter den oben beschriebenen Bedingungen hergestellt wurde. Aus den Fig. 41A und 41B ist ersichtlich, daß Lücken in dem Aluminiumlegierungsgußprodukt a₁ erzeugt wurden.

Andererseits ist bei den Vergleichsbeispielen a₂ und a₃ die Steigung eines ansteigenden Liniensegmentes r₁ eines ersten endothermischen Winkelabschnittes b schwach, wie dies durch eine 2-Punkt-Strichlinie in Fig. 39 dargestellt ist, da der Si-Gehalt 2 bzw. 4 Gew.-% beträgt und folglich über 1,5 Gew.-% liegt. Die Viskosität eines letztendlich verfestigten Teils der flüssigen Phase wird daher vergrößert, und folg­ lich wird die flüssige Phase auf die Verfestigung und Schrumpfung der festen Phase hin nicht in ausreichendem Maße um die feste Phase herum bereitgestellt.

Die Fig. 42A und 42B zeigen in Mikrofotografien die metallo­ grafische Struktur eines Aluminiumlegierungsgußproduktes a₃, das bei einem Gießvorgang unter den gleichen Bedingungen, wie oben beschrieben, hergestellt wurde. Aus den Fig. 42A und 42B ist ersichtlich, daß in dem Aluminiumlegierungsguß­ produkt a₃ Lücken erzeugt wurden.

Bei dem Vergleichsbeispiel a₄ wird nicht eine ausgeprägte differentialkalorimetrische Kurve vom 2-Winkel-Typ gemäß Fig. 39 erhalten, da der Cu-Gehalt bei 6,8 Gew.-% und folg­ lich unter 8 Gew.-% liegt. Die Gießfähigkeit ist daher ver­ schlechtert.

Hinsichtlich des Vergleichsbeispiels a₅ weist ein daraus hergestelltes Aluminiumlegierungsgußprodukt a₅ eine vergrö­ ßerte Hochtemperaturfestigkeit auf, da der Cu-Gehalt bei 13 Gew.-% und folglich über 12 Gew.-% liegt. Das Aluminiumle­ gierungsgußprodukt a₅ zeigt jedoch eine niedrige Zähigkeit, und hat aufgrund der höheren Dichte ein vergrößertes Ge­ wicht.

Es wurden dann Teststücke aus den Aluminiumlegierungsguß­ produkten A₁, A₂, A₃, a₁, a₂, a₃, a₄ und a₅ ent sprechend den Beispielen A₁, A₂ und A₃ sowie den Vergleichsbeispielen a₁, a₂, a₃, a₄ und a₅ hergestellt und deren Zugfestigkeit σ_B und Dehnung δ bei 30°C sowie der Kerbschlagwert und die Dichte bei Raumtemperatur gemessen, um die in Tabelle 11 angegebe­ nen Ergebnisse zu erhalten.

TABELLE 11

Aus der Tabelle 11 ist ersichtlich, daß jedes der aus den Beispielen A₁, A₂ und A₃ hergestellte Aluminiumlegierungsguß­ produkt A₁, A₂ und A₃ eine ausgezeichnete Hochtemperaturfe­ stigkeit und Verformbarkeit sowie eine hohe Zähigkeit und ein geringes Gewicht aufweist.

Jedes der aus den Vergleichsbeispielen a₁, a₂ und a₃ herge­ stellte Aluminiumlegierungsgußprodukt a₁, a₂ und a₃ hat im Vergleich mit den Aluminiumlegierungsgußprodukten A₁, A₂ und A₃ eine kleinere Hochtemperaturfestigkeit, Verformbarkeit und Zähigkeit aufgrund der Erzeugung von Lücken.

Das unter Verwendung des Vergleichsbeispiels a₄ hergestellte Aluminiumlegierungsgußprodukt a₄ hat aufgrund der verschlech­ terten Gießfähigkeit die schlechtesten mechanischen Eigen­ schaften.

Das unter Verwendung des Vergleichsbeispiels a₅ hergestellte Aluminiumlegierungsgußprodukt a₅ hat aufgrund des höheren Cu- Gehaltes eine vergrößerte Hochtemperaturfestigkeit. Es weist jedoch eine niedrigere Zähigkeit und das größte Gewicht auf.

Die Erfindung kann unter einem Gesichtspunkt wie folgt zu­ sammengefaßt werden: Bei der Durchführung eines Thixo-Gieß­ verfahrens wird ein Material durch Erhitzen in den halbge­ schmolzenen Zustand überführt, wobei ein Aluminiumlegie­ rungsmaterial erhitzt wird, das eine thermische Charakteri­ stik dahingehend aufweist, daß in einer differentialkalori­ metrischen Kurve ein durch das Schmelzen eines eutektischen Kristalls hervorgerufener erster endothermischer Winkelab­ schnitt und ein durch das Schmelzen einer Komponente mit einem über einem eutektischen Punkt liegenden Schmelzpunkt hervorgerufener zweiter endothermischer Winkelabschnitt vorliegen. Ein Startpunkt eines primären Preßschrittes ist bei einem Punkt vorgesehen, bei dem die Temperatur T des Materials in einen Bereich von T₁ < T ≦ T₄ liegt, worin T₁ die Temperatur eines Anstiegsstartpunktes im ersten endothermi­ schen Winkelabschnittes und T₄ die Temperatur einer Spitze des zweiten endothermischen Winkelabschnittes bezeichnen. In dem primären Preßschritt wird das Einbringen des Materials in einen Hohlraum einer Gießform komplettiert. Ein Start­ punkt des sekundären Preßschrittes ist bei einem Punkt vor­ gesehen, bei dem die Temperatur T des Materials in einem Bereich von T₁ < T ≦ T₄ liegt, worin T₁ die Temperatur des Anstiegsstartpunktes in dem ersten endothermischen Winkel­ abschnitt und T₄ die Temperatur eines Kurvenabfallendpunktes in dem ersten endothermischen Winkelabschnitt bezeichnen. In dem sekundären Preßschritt wird das Material verfestigt.

Claims (3)

1. Thixo-Gießverfahren, welches durchgeführt wird unter Verwendung eines Legierungsmaterials, das eine differentialkalorimetrische Kurve (a) aufweist, welche einschließt einen planaren Zwei-Winkelbereich (j), der von einem ersten endothermen Winkelabschnitt (b) und einem zweiten endothermen Winkelabschnitt (c) gebildet wird, wobei der erste endotherme Winkelabschnitt (b) durch das Schmelzen eines eutektischen Kristalls hervorgerufen wird und einen Anstiegsstartpunkt (d) aufweist, der einer Temperatur T₁ entspricht, und einen Kurvenabfallendpunkt (f) entsprechend einer Temperatur T₃, und der zweite endotherme Winkelabschnitt (c) gebildet wird durch das Schmelzen einer Komponente mit einem über dem eutektischen Punkt liegenden Schmelzpunkt, wobei der zweite endotherme Winkelabschnitt (c) eine Spitze (g) aufweist, die einer Temperatur T₄ entspricht, wobei der Zweiwinkelbereich so gebildet wird, daß er ein Flächenverhältnis S₁/S₂ im Bereich von 0,09 ≦ S₂/S₁ ≦ 0,57 aufweist, worin S₁ die Fläche (j) des planaren Zwei-Winkelbereichs darstellt, die umgeben wird durch die ersten und zweiten endothermen Winkelabschnitte (b, c) und eine Basislinie (i), die den Anfangsstartpunkt (d) im ersten endothermen Winkelabschnitt (b) und einen Kurvenabfallendpunkt (e), entsprechend einer Temperatur T₂, im zweiten endothermen Winkelabschnitt (c) miteinander verbindet, wogegen S₂ die Fläche (k) darstellt, welche begrenzt wird durch den ersten endothermen Winkelbereich (b), wenn die Fläche S₁ zweigeteilt wird durch eine gerade Temperaturlinie (p), die den Kurvenabfallendpunkt (f) in dem ersten endothermen Winkelabschnitt (b) und ein Temperaturmaß des Kurvenabfallendpunktes (f) auf einer Heiztemperaturachse verbindet, wobei das Verfahren folgende Schritte umfaßt:
Erwärmen des Legierungsmaterials unter Herstellung eines halbgeschmolzenen Materials (5) mit darin koexistierender fester und flüssiger Phase,
Einbringen des halbgeschmolzenen Legierungsmaterials (5) in einen Hohlraum (4) einer Gießform (2, 3) durch Unterwerfen des halbgeschmolzenen Legierungsmaterials einem ersten Preßschritt mit einem Druck von 980 bis 58840 kPa (10 bis 600 kgf/cm²), wobei die Druckbehandlung begonnen wird, wenn die Temperatur T des halbgeschmolzenen Legierungsmaterials (5) in einem Bereich von T₁ < T ≦ T₄ liegt und nach Vollendung der Einfüllung des Materials (5) in den Gießformhohlraum (4) Unterwerfen des halbgeschmolzenen Legierungsmaterials (5) einer zweiten Druckbehandlung mit einer Druckkraft von 9800 bis 147100 kPa (100 bis 1500 kgf/cm²), größer als bei der ersten Druckbehandlung, wobei die zweite Druckbehandlung begonnen wird, wenn die Temperatur T des halbgeschmolzenen Legierungsmaterials (5) im Bereich von T₁ < T ≦ T₃ liegt, wobei das halbgeschmolzene Legierungsmaterials (5) verfestigt wird.

2. Thixo-Gießverfahren gemäß Anspruch 1, worin die zweite Druckbehandlung begonnen wird, wenn die Temperatur 1 des halbgeschmolzenen Legierungsmaterials in einem Bereich von T₁ < T ≦ T₅ liegt, worin T₅ die Temperatur einer Spitze (h) des ersten endothermen Winkelabschnitts (b) bedeutet.

3. Verwendung eines Legierungsmaterials, das einer Wärmebehandlung derart unterzogen wurde, daß es eine differentialkalorimetrische Kurve (a) aufweist, welche einschließt einen planaren Zwei-Winkelbereich (j), der von einem ersten endothermen Winkelabschnitt (b) und einem zweiten endothermen Winkelabschnitt (c) gebildet wird, wobei der erste endotherme Winkelabschnitt (b) durch das Schmelzen eines eutektischen Kristalls hervorgerufen wird und einen Anstiegsstartpunkt (d) aufweist, der einer Temperatur T₁ entspricht, und einen Kurvenabfallendpunkt (f) entsprechend einer Temperatur T₃, und der zweite endotherme Winkelabschnitt (c) gebildet wird durch das Schmelzen einer Komponente mit einem über dem eutektischen Punkt liegenden Schmelzpunkt, wobei der zweite endotherme Winkelabschnitt (c) eine Spitze (g) aufweist, die einer Temperatur T₄ entspricht, wobei der Zweiwinkelbereich so gebildet wird, daß er ein Flächenverhältnis S₁/S₂ im Bereich von 0,09 ≦ S₂/S₁ ≦ 0,57 aufweist, worin S₁ die Fläche (j) des planaren Zwei-Winkelbereichs darstellt, die umgeben wird durch die ersten und zweiten endothermen Winkelabschnitte (b, c) und eine Basislinie (i), die den Anfangsstartpunkt (d) im ersten endothermen Winkelabschnitt (b) und einen Kurvenabfallendpunkt (e), entsprechend einer Temperatur T₂, im zweiten endothermen Winkelabschnitt (c) miteinander verbindet, wogegen S₂ die Fläche (k) darstellt, welche begrenzt wird durch den ersten endothermen Winkelbereich (b), wenn die Fläche S₁ zweigeteilt wird durch eine gerade Temperaturlinie (p), die den Kurvenabfallendpunkt (f) in dem ersten endothermen Winkelabschnitt (b) und ein Temperaturmaß des Kurvenabfallendpunktes (f) auf einer Heiztemperaturachse verbindet, zum Thixogießen.