DE2517275A1

DE2517275A1 - Aluminiumlegierungen mit verbesserten mechanischen eigenschaften und verformbarkeit sowie verfahren zu ihrer herstellung

Info

Publication number: DE2517275A1
Application number: DE19752517275
Authority: DE
Inventors: Naotatsu Asahi; Arinobu Hamada; Hisanobu Kanamaru; Ryoto Mitamura; Makoto Nakayama; Yasushi Ohuchi; Kozo Tabata; Yasuhiro Takahashi; Takeo Tamamura
Original assignee: Showa Denko KK; Hitachi Ltd
Current assignee: Hitachi Ltd; Resonac Holdings Corp
Priority date: 1974-04-20
Filing date: 1975-04-18
Publication date: 1975-10-30
Also published as: AU476468B2; CA1060684A; JPS5320243B2; GB1506425A; FR2268084B1; AU8018075A; DE2517275B2; FR2268084A1; JPS50137316A; US4077810A; DE2517275C3

Description

HITACHI,	Ltd.	K.,	T	O	k	1	O	O	(Japan)
SHOWA DENKO	K.		T	O	k	i	(Japan)

Aluminiumlegierungen mit verbesserten mechanischen Eigenschaften und Verformbarkeit sowie Verfahren zu ihrer Herstellung

Die Erfindung bezieht sich auf Aluminiumlegierungen, die sich besonders für Konstruktions- oder Baumaterialien eignen und ausgezeichnete mechanische Eigenschaften einschließlich Zugfestigkeit, Dehnung und Verformbarkeit aufweisen, insbesondere auf Aluminiumlegierungen mit einer Zugfestigkeit von wenigstens 40 kg/mm², einer Dehnung von wenigstens 10 %, einer spezifischen Abriebmenge von höchstens

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8*10 mm²/kg und ausgezeichneter Verformbarkeit. Außerdem bezieht sich die Erfindung auf Verfahren, zur Herstellung dieser verbesserten Aluminiumlegierungenl.

Es sind sehr verschiedene Arten von Aluminiumlegierungen bekannt. Neuerdings wurden Versuche unternommen, Aluminiumlegierungen als Ersatz für Eisen- oder Stahlbaumate-

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rialien zu verwenden. Wenn die Aluminiumlegierungen für diesen Zweck eingesetzt werden, ist es erforderlich, daß sie eine Zugfestigkeit von wenigstens 40 kg/mm², eine Dehnung von wenigstens 10 %, eine spezifische Abriebmenge

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von höchstens 8 · 10 mm²/kg und eine ausgezeichnete Verformbarkeit aufweisen. Diese Eigenschaften werden im folgenden als "erforderliche mechanische Eigenschaften" bezeichnet, da diese die Minimalanforderungen an die Aluminiumlegierungen sind, wenn sie als Konstruktions- oder Baumaterial verwendet werden.

Die bekannten Aluminiumlegierungen sind jedoch hinsichtlich aller oder einiger der erforderlichen mechanischen Eigenschaften unbefriedigend. Z. B. weisen die meisten von ihnen nur eine Zugfestigkeit von 30 kg/mm² oder weniger und einige Prozent Dehnung auf. Unter den bekannten Legierungen hat eine korrosionsbeständige Aluminiumlegierung, die Magnesium enthält, eine gute Verformbarkeit, ist jedoch von geringer Zugfestigkeit. Sogenannte Hochfestigkeits-Aluminiumlegierungen, die Kupfer und Magnesium als Anlaßaushärtungselemente enthalten, haben eine hohe mechanische Festigkeit, jedoch eine sehr geringe Verformbarkeit und ein SQhr ungünstiges Abriebverhalten.

Der Erfindung liegt daher die Aufgabe zugrunde, Aluminiumlegierungen und Verfahren zur Herstellung solcher Aluminiumlegierungen zu entwickeln, die eine Zugfestigkeit von wenigstens 40 kg/mm², eine Dehnung von wenigstens 10 %,

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eine spezifische Abriebmenge von höchstens 8 · 10 mm²/kg und eine ausgezeichnete Verformbarkeit aufweisen.

Die Erfindung beruht auf der Feststellung, daß, wenn eine Aluminiumlegierung einer bestimmten chemischen Zusammensetzung unter solchen Bedingungen vergossen wird,

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daß die Siliziumkristalle im eutektischen Gefüge fein und homogen in einer Aluminiummatrix auskristallisieren und das erhaltene Gußerzeugnis einer plastischen Verformung und Anlaßaushärtung unterworfen wird, die so erzeugte Aluminiumlegierung ausgezeichnete mechanische Eigenschaften aufweist, die bei bisher bekannten Aluminiumlegierungen nie anzutreffen waren.

Gegenstand der Erfindung, womit die genannte Aufgabe gelöst wird, ist zunächst ein Gußerzeugnis auf Basis einer Aluminium-Silizium-Legierung mit merklich verbesserten mechanischen Eigenschaften und Verarbeitbarkeit durch plastische Verformung und Wärmebehandlung einer Zusammensetzung aus 8-15 Gew.-% Silizium, 1 - 4,,.5 Gew.-% Kupfer, 0,05

bis 0,7 Gew.-% Magnesium, Rest Aluminium und herstelluhgsbedingten Verunreinigungen, mit dem Kennzeichen, daß die im eutektischen Gefüge kristallisierten tafelförmigen oder flockigen Siliziumkristalle in der Aluminiummatrix eine Durchschnittsbreite von höchstens 5 μπι aufweisen und fein sowie homogen verteilt sind.

Außerdem ist Gegenstand der Erfindung eine Aluminium-Silizium-Legierung äußerst verbesserter mechanischer Eigenschaften, Verformbarkeit und Spannungskorrosionsbeständigkeit für ein derart zusammengesetztes und das genahnte Gefüge aufweisendes Gußerzeugnis, mit dem Kennzeichen, daß sie außerdem eine intermetallische Verbindung aus Kupfer und Magnesium in feiner und homogener Verteilung in der Aluminiummatrix enthält.

Ein solches Gußerzeugnis oder eine solche Legierung hat in Weiterbildung der Erfindung vorzugsweise ein solches Gefüge, daß der Flächenanteil der in der Aluminiummatrix kristallisierten primären Siliziumkristalle hoch- ·

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stens 6 % und ihre maximale Korngröße höchstens 50 μΐη beträgt.

Vorzugsweise enthält die genannte Legierung 8-11 Gew.-% Silizium und ist einer Anlaßbehandlung unterworfen.

Außerdem ist Gegenstand der Erfindung ein Verfahren zur Herstellung eines solchen Gußerzeugnisses oder einer solchen Legierung, bei dem die Legierungsschmelze erstarrt und abgekühlt wird, mit dem Kennzeichen, daß das Abkühlen nach der Erstarrung in einer wassergekühlten Form mit einer Geschwindigkeit von wenigstens 10 °C/sec zur Kristallisation tafelförmiger oder flockiger Siliziumkristalle mit einer Durchschnxttsbreite von höchstens 5 μΐη im eutektischen Gefüge in der Aluminiummatrix erfolgt.

Vorteilhaft wird die Legierungsschmelze stranggegossen und der gegossene Block nach Austritt aus der Stranggußform durch direktes Besprühen mit Wasser abgekühlt.

Vorzugsweise wird die abgekühlte Legierung einer plastischen Verformung mit einem Verformungsgrad von mindestens 30 % ohne Steigerung der Breite der Siliziumkristalle im eutektischen Gefüge unterworfen und das plastisch verformte Erzeugnis wärmebehandelt.

Die Erfindung gibt also neben dem zugehörigen Herstellungsverfahren eine Aluminiumlegierung an, die im wesentlichen aus 8-15 Gew.-% Silizium, 0,05 - 0,7 Gew.-% ■ Magnesium, 1 - 4,5 Gew.-% Kupfer, Rest Aluminium und herstellungsbedingten Verunreinigungen besteht, in der die Siliziumkristalle im eutektischen Gefüge in einer Aluminiummatrix mit einer Durchschnittskorngröße von höchstens 5 μΐη auskristallisiert und intermetallische Verbindungen

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von Magnesium und Kupfer als Anlaßaushärtungselemente für die Matrix in dieser fein ausgeschieden sind, und diese Legierung weist eine Zugfestigkeit von wenigstens 40 kg/mm², eine Dehnung von wenigstens 10 %, eine gute Abriebfestigkeit und eine ausgezeichnete Verformbarkeit auf.

Die Erfindung wird anhand der in der Zeichnung veranschaulichten Einzelheiten und Ausführungsbeispiele näher erläutert; darin zeigen:

Fig. 1 a - 1 d Rohskizzen typischer Formen von Siliziumkristallen im eutektischen Gefüge;

Fig. 2 eine Vorrichtung zur Herstellung eines Legierungsblockes durch Stranggießen;

Fig. 3 ein typisches Abkühlungsdiagramm beim Strangguß einer Aluminium-Silizium-Legierung;

Fig. 4 eine graphische Darstellung der mechanischen Eigenschaften der Legierung in Abhängigkeit von den Magnesium- und Kupfergehalten;

Fig. 5 a - 5 d Mikroskopaufnahmen zur Veranschaulichung der Blockgefüge nach verschiedenen Abkühlungsgeschwindigkeiten;

Fig. 6 a - 6 b Mikroskopaufnahmen von Legierungen nach der Anlaßbehandlung;

Fig. 7 ein Diagramm zur Darstellung der Änderung der mechanischen Eigenschaften in Abhängigkeit von der Abkühlungsgeschwindigkeit und der plastischen Verformung;

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Fig. 8 ein Diagramm zur Darstellung der Beziehung zwischen dem plastischen Verformungsgrad und der Dehnung;

Fig. 9 ein Diagramm zur Darstellung der Beziehung zwischen der Zugfestigkeit und der Temperatur in Abhängigkeit vom Unterschied der Legierungszusammensetzung ;

Fig. 10 ein Diagramm zur Darstellung der Beziehung zwischen dem Siliziumgehalt und der Dehnung;

Fig. 11 ein Diagramm zur Darstellung der Beziehung zwischen dem Siliziumgehalt und der spezifischen Abriebmenge;

Fig. 12 ein Diagramm zur Darstellung der Beziehung zwischen dem Siliziumgehalt und dem linearen Wärmeausdehnungskoeffizient;

Fig. 13 ein Diagramm zur Darstellung der Beziehung zwischen verschiedenen Wärmebehandlungen und der Zugfestigkeit;

Fig. 14 ein Diagramm zur Darstellung der Beziehung zwischen dem Magnesiumgehalt und dem Schlagfestigkeit swert;

Fig. 15 zur Darstellung der Beziehung zwischen der Anlaßtemperatür und der Vicker's-Härte; und

Fig. 16 ein Diagramm zur Darstellung der Beziehung zwischen dem Siliziumgehalt und der Dehnung nach dem Anlassen.

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Die Legierungsbestandteile gemäß der Erfindung sind an sich ähnlich denen von bekannten Aluminiumguß- oder -knetlegierungen. Die Erfinder stellten jedoch als Ergebnis umfangreicher Versuche fest, daß die gewünschte neue Aluminium-Silizium-Legierungszusammensetzung unter anderen Gesichtspunkten als bei üblichen Guß- und Knetlegierungen (also im Hinblick auf Gußzustand, Wärmebehandlung, Verfahren der plastischen Verformung usw.) ausgewählt werden muß. Aluminiumlegierungen mit einer bestimmten Zusammensetzung haben eine genügende plastische Verformungswirkung und Wärmebehandelbarkeit, und ihr metallographisches Gefüge ist wesentlich. Und zwar ist es für die plastische Verformbarkeit des Blocks erforderlich, daß die Siliziumkristalle im eutektischen Gefüge und die primären Silizium-? kristalle im Block eine bestimmte Gestalt und Abmessung aufweisen. Gemäß den Forschungsergebnissen der Erfinder kristallisieren die Siliziumkristalle im eutektischen Gefüge in langer tafelförmiger oder schuppiger bzw. flockiger Form in einem Block, wie in Fig. 1 a angedeutet ist, und die Wirkung plastischer Verformung ist um so besser, je geringer die Breite dieser tafelförmigen oder flockigen Siliziumkristalle im eutektischen Gefüge ist. Es ergibt sich insbesondere dann, wenn die Durchschnittsbreite der Siliziumkristalle im eutektischen Gefüge geringer als 5 μΐη ist, eine gute plastische Verformbarkeit. Der Begriff "Durchschnittsbreite" wird hier verwendet, weil wegen der Notwendigkeit bei einer ausreichenden plastischen Verformung eines Blocks, daß dieser die plastische Verformbarkeit im wesentlichen über seinen ganzen Bereich aufweist, die Spitzenbreite der Siliziumkristalle im eutektischen Gefüge nicht nur in einem Teil des Blocks, sondern auch im gesamten Querschnitt bei 5 μπι oder weniger liegen muß. Daher führt ein Verfeinern nur der Oberfläche des Blocks mit einer Dauerform nach üblichen Verfahren nicht zu einer ausreichenden plastischen Verformbarkeit.

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Durch die plastische Verformung werden die Siliziumkristalle im eutektischen Gefüge in ihrer Längsrichtung, wie in Fig. 1 b angedeutet ist, unterteilt, und die nachfolgende Wärmebehandlung führt zu etwas abgerundeten Kristallkörnern, wie sie in Fig. 1 d dargestellt sind, die körnige Kristalle genannt werden, wenn sie nämlich ein Verhältnis des längeren Durchmessers zum kleineren Durchmesser von weniger als etwa 2 aufweisen. In jedem Fall hat die erhaltene Aluminium-Silizium-Legierung gute mechanische Eigenschaften und Verformbarkeit (wie auch Maschinenbearbeitbarkeit, Schmiedbarkeit usw.) und eine erhebliche Dehnung (über 10 %).

Andererseits haben die primären Siliziumkristalle, obwohl sie auch die plastische Verformbarkeit eines Blocks beeinflussen, einen größeren Einfluß auf die Maschinenbearbeitbarkeit und die mechanischen Eigenschaften der Aluminium-Silizium-Legierung. Da diese primären Siliziumkristalle ihre Abmessung und Form durch plastische Verformung und Wärmebehandlung nahezu nicht ändern, muß der Gießprozeß unter bestimmten Bedingungen ablaufen. Im untereutektischen System kristallisieren die primären Siliziumkristalle in nicht so großer Menge aus, während sie im übereutektischen System mit einem den eutektischen Punkt überschreitenden Siliziumgehalt in massiger Form kristallisieren. Wenn die primären Siliziumkristalle 6 % oder weniger von dem Flächenanteil der Matrix ausmachen und eine maximale Korngröße von höchstens 50 μΐη aufweisen, ergibt sich dabei keine ungünstige Wirkung hinsichtlich der plastischen Verformbarkeit des Blocks und der Maschinenbearbeitbarkeit sowie der mechanischen Eigenschaften der Aluminium-Silizium-Legierung. Das Flächenanteilsverhältnis der primären Siliziumkristalle in der Matrix wird im mikroskopischen Gesichtsfeld des Querschnittschliffs der Legierungen bestimmt.

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Die Kristallisation der primären Siliziumkristalle und der Siliziumkristalle im eutektischen Gefüge hängt, wie oben erwähnt, stark von dem Verfahren der Herstellung eines Blocks und den folgenden Behandlungen ab. Bei den üblichen Güssen, wobei Siliziumkristalle im eutektischen Gefüge einer Aluminium-Silizium-Legierung kristallisieren, wird Silizium hauptsächlich zur Verbesserung der Fluidität der Schmelze zugesetzt, und das Gußgefüge umfaßt klar eutektische Siliziumkristalle und auch grobe primäre Siliziumkristalle einer übereutektisehen Legierung. Stiche einmal kristallisierten groben Siliziumkristalle lassen sich auch durch plastische Verformung oder Wärmebehandlung schwerlich verfeinern. Kurz gesagt, lassen sich bei den bekannten Gußstücken aufgrund der groben primären Siliziumkristalle und eutektischen Siliziumkristalle keine befriedigenden mechanischen Eigenschaften und Maschinenbearbeitbarkeit erreichen. Andererseits wendet man üblicherweise das Stranggießverfahren zur Herstellung einer Aluminium-Silizium-Legierung an, die als Knetlegierung verwendet wird, und das Gießen wird durchgeführt, indem man einfach das für die Erzeugung einer Silizium nur als Verunreinigungsmenge enthaltenden Aluminiumlegierung angewandte Verfahren ableitet. Daher sind auch hier die primären Siliziumkristalle und Siliziumkristalle im eutektischen Gefüge grob. Besonders im Fall von hochfesten Aluminiumlegierungen mit Gehalten an ausscheidungshärtenden Bestandteilen, wie z. B. Kupfer, Magnesium usw., ist es erforderlich, eine Homogenisierungsbehandlung oder ähnliche Wärmebehandlungen nach dem Gießen durchzuführen, um die Segregation oder Seigerung zu beseitigen, die bei der Erstarrung der Schmelze auftritt. Die Siliziumkristalle im eutektischen Gefüge werden durch diese .Wärmebehandlungen ebenfalls vergröbert .

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Gemäß den intensiven Untersuchungen seitens der Erfinder wurde gefunden, daß im Fall der Aluminium-Silizium-Legierung mit der oben erwähnten Zusammensetzung dann, wenn das Gießen in der Weise erfolgt, daß die Maximalfestabkühlungsgeschwindigkeit nach vollständiger Erstarrung der Schmelze wenigstens 10 °C/sec beträgt, die Siliziumkristalle im eutektischen Gefüge und die primären Siliziumkristalle fein und homogen in der Matrix verteilt sind. Da vor allem die Durchschnittsbreite der Siliziumkristalle im Eutektikum höchstens 5 μπι beträgt, ergibt sich der besondere Effekt, daß die eutektischen Siliziumkristalle in ihrer Längsrichtung durch plastische Verformung leicht unterteilt werden.

Wenn die Abmessung der größten Körner von primären Siliziumkristallen mehr als 50 μπι ist, konzentriert sich die Spannung an diesem Gefügebestandteil unter Hervorrufung einer äußersten Verringerung der mechanischen Eigenschaften der Aluminiummatrix. Wenn der Block jedoch unter der Bedingung erzeugt wird, daß die Festabkühlungsgeschwindigkeit entsprechend obiger Angabe wenigstens 10 °C/sec beträgt, werden die primären Siliziumkristalle nicht größer als 50 μπι und sind im Durchschnitt höchstens 5 μπι.

Der Begriff "Festabkühlungsgeschwindigkeit" hat hierbei die folgende Bedeutung: Die Abmessung der Siliziumkristalle im eutektischen Gefüge und der primären Siliziumkristalle variiert in Abhängigkeit von der Abkühlungsgeschwxndigkeit des Blockes. Die Bestimmung der Abkühlungsgeschwxndigkeit läßt sich auf verschiedene Weise vornehmen. Gemäß der Untersuchung durch die Erfinder soll, damit die Abmessung der Siliziumkristalle genau im gewünschten Bereich liegt, die Abkühlungsgeschwxndigkeit des Teils des Blocks, wo die Abkühlungsgeschwxndigkeit am geringsten ist,

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als Standardabkühlungsgeschwindigkeit angenommen werden. Z. B. ist im Fall des Stranggießens, wie durch Fig. 2 veranschaulicht wird, die Festabkühlungsgeschwindigkeit die Maximalabkühlungsgeschwindigkeit nach der Erstarrung am Teil 13, wo die Abkühlungsgeschwindigkeit nach der Erstarrung zwischen der oberen Stelle P des Metallsumpfes im Block und dem Außenumfangspunkt S am geringsten ist. Sowohl beim Stranggießen als auch beim Gießen mit wassergekühlter Metallform läßt sich der Teil, wo die Abkühlungsgeschwindigkeit am geringsten ist, vorab mittels Durch-

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führung· einiger Gießversuche unter Verwendung von z. B.

einem an einer bestimmten Stelle angebrachten Thermoelement ermitteln. Eine typische Temperaturverhaltenskurve bei der Erstarrung ist in Fig. 3 dargestellt, wonach eine Schmelze mit einer Maximalabkühlungsgeschwindigkeit von m°C/sec abgekühlt wird, die Erstarrung am Punkt M beginnt und am Punkt S endet und die Maximalabkühlungsgeschwindigkeit nach Vollendung der Erstarrung p°C/sec ist.

Ein Vorliegen von Bläschen, Seigerung und Verunreinigungen im Block macht eine Verformung und Wärmebehandlung des Blocks schwierig. Daher werden, wenn man den Block in einer bestimmten Richtung erstarren läßt, keine Fehlerstellen im Block eingeschlossen, und man kann daher ein homogenes Gefüge erhalten. In dieser Hinsicht sind daher die Verfahren, gemäß denen ein Schmelzbad im oberen Teil gebildet wird, wie es beim Stranggießen und Gießen mit wassergekühlter Metallform der Fall ist, sehr zweckmäßig. Ein in dieser Weise erhaltener Block mit wenig inneren Fehlern und großer Homogenität wird zunächst einer plastischen Verformung von mehr als 30 % und anschließend einer Wärmebehandlung, wie z. B. Abschrecken-Anlaßbehandlung, unterworfen, um eine Aluminium-Silizium-Legierung zu erhalten, die unerwartet ausgezeichnete Eigenschaften in jeder Hinsicht aufweist.

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Eine so erzeugte Aluminium-Silizium-Legierung gemäß der Erfindung hat eine Dehnung von wenigstens 10 % und eine Zugfestigkeit von wenigstens 40 kg/mm² und mechanische Eigenschaften, die nahezu denen von "Duralumin" nach "JIS 2017" gleichen. Jedoch zeigt die Aluminium-Silizium-Legierung gemäß der Erfindung keine Rißempfindlichkeit aufgrund von Spannungskorrosion, die der größte Nachteil von "Duralumin" ist, und ist "Duralumin" auch in der Abriebfestigkeit sehr überlegen. Es ist weiter von erheblicher Bedeutung, daß die Anlaßbehandlung von "Duralumin" 15 h bei 170 ⁰C erfordert, während man bei der Aluminiumlegierung gemäß der Erfindung nur etwa 5 h benötigt, so daß sich bei der letzteren der große Vorteil einer Wärmeenergieersparnis ergibt. Eine so hohe Festigkeit und eine derartig einfache Anlaßbehandlungsmöglichkeit ergeben sich vor allem aufgrund der Legierungsbestandteile und auch infolge der Feinheit der Siliziumkristalle im eutektischen Gefüge und der primären Siliziumkristalle.

Dank der hohen Homogenität des Gefüges, des hohen Siliziumgehalts und der verfestigenden Wirkung von Magnesium und Kupfer besitzt die erfindungsgemäße Aluminium-Silizium-Legierung gleichzeitig Zähigkeit, Spannungskorrosions-Rißbeständigkeit, Korrosionsbeständigkeit, Sandsinterbeständigkeit, Schlagfestig- oder -Zähigkeit, Kriechfestigkeit, Abriebfestigkeit, einen niedrigen linearen Wärmeausdehnungskoeffizient, eine hohe Dämpfungsfähigkeit, ein freies Schneidverhalten, eine gute plastische Verformbarkeit, eine leichte Ausscheidungshärtbarkeit, Schweißbarkeit, Massenproduzierbarkeit usw.

Die Gründe zur Beschränkung bzw. Begrenzung der Gehalte an den einzelnen Legierungsbestandteilen gemäß der Erfindung sind folgende:

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Der Siliziumgehalt ist 8-15 Gew.-%, vorzugsweise 9-14 Gew.-%; insbesondere liegt er im Bereich nahe dem eutektischen Punkt (etwa 11-1 Gew.-%). Wenn der Siliziumgehalt unter 8 Gew.-% ist, wird der Anteil des eutektischen Gefüges in der Legierung geringer als 68 Flächenanteils-%, und die gewünschte Abriebfestigkeit und Härte lassen sich nicht erreichen. Wenn der Siliziumgehalt 9 % ist_f übersteigt der Anteil des eutektischen Gefüges 75 Flächenanteils-%, und daher lassen sich die gewünschten Eigenschaften ohne Rücksicht auf gewisse Bestandteilsänderungen stabil erreichen. Im Fall des Gleichgewichts-Zweikomponentensystems von Aluminium-Silizium tritt der eutektische Punkt beim Siliziumgehalt von 11,7 Gew.-% auf. Setzt man jedoch ein drittes Element zu oder ändert die Abkühlungsbedingungen, so verschiebt sich tatsächlich der eutektische Punkt. Im übereutektischen Bereich, der Silizium in einer größeren Menge als am eutektischen Punkt enthält, kristallisieren die primären Siliziumkristalle beim Erstarren zuerst aus. Wenn jedoch die Erstarrung der weniger als 14 Gew.-% Silizium enthaltenden Legierung durch rasches Kühlen in einem Nichtgleichgewicht begonnen werden kann, ist es möglich, die Abmessung der primären Siliziumkristalle zu steuern und die Zähigkeit zu erhöhen. Wenn der Siliziumgehalt mehr als 15 Gew.-% ist, führen die große Menge der primären Siliziumkristalle und die Art der Verteilung dazu, daß eine Verringerung der Maschinenbearbeitbarkeit und Dehnung auftritt.

Magnesium bildet Ausscheidungen, wie Mg₂Si und zeigt eine bemerkenswerte Wirkung der Verfestigung durch Wärme—. ■behandlung. Der Magnesiumgehalt, der in bestimmter Beziehung zum Kupfergehalt stehen soll, ist geeignet 0,05 - 0,7 Gew.-%, insbesondere 0,2 - 0,4 Gew.-%. Wenn der Magnesiumgehalt unter 0,05 Gew.-% liegt, ist die Menge der gebildeten

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intermetallischen Verbindung wie Mg₃Si gering, die Ausscheidungshärtung der Matrix ist unzureichend, und die Maschinenbearbeitbarkeit ist verringert. Andererseits steigen mit wachsendem Magnesiumgehalt die Zugfestigkeit und Härte, doch der Schlagzähigkextswert sinkt, und wenn der Maghes-iümgehalt 0,7 Gew.-% überschreitet, läßt sich keine ausreichende Schlagfestigkeit sichern. Wenn der Magnesiumgehalt weiter erhöht wird, erniedrigt sich die Fluidität der Schmelze beim Gießen, und es tritt Mattschweiße auf. Die Bildung von ernstlichen Mattschweißstellen des Blocks bei der Massenproduktion ist unter dem Gesichtspunkt der Durchführbarkeit und Ausbeute ein erhebliches Problem.

Kupfer ist zur Verbesserung der mechanischen Eigenschaften und der Abriebfestigkeit nützlich. Es zeigt diesen Ef*ekt bei einem Zusatz von wenigstens 0,5 Gew.-% und liefert die höchste Festigkeit in der Nähe von 3 Gew.-% Zusatz, wenn die Legierung 0,3 Gew.-% Magnesium enthält. Übersteigt der Kupfergehalt 4,5 Gew.-%, treten leicht Risse bei der Erzeugung eines Blockes auf, die Empfindlichkeit für Spannungskorrosionsrisse erhöht sich, und die Festigkeit sowie die Dehnung werden mehr und mehr verringert. Daher beträgt der obere Grenzgehalt des Kupfers 4,5 Gew.-%. In der erfindungsgemäßen Legierung sind das Anteilsverhältnis von Magnesium- und Kupfergehalten und der Verformungsgrad wesentlich", und, wie Fig. 4 zeigt, hängen die mechanischen Eigenschaften von dem Anteilsverhältnis dieser beiden Zusatzelemente ab. Und zwar zeigt Fig. 4 Zugfestigkeitskurven einer Legierung, die das oben erwähnte feine und homogene Gefüge aufweist und einer plastischen Verformung von 80 % und anschließend der T_g-Behandlung unterworfen wurde. In Fig. 4 ist die Kurve I die Gleichfestigkeitskurve von 20 kg/mm², die Kurve II die von 30 kg/mm², die Kurven III und VII die von 40 kg/mm², die Kurve IV die von 45 kg/mm² und die Kurve V die von 48 kg/mm². Die Fläche

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unter der Strichpunktlinie VI in Fig. 4 ist die Fläche, wo die Dehnung wenigstens 10 % beträgt. Die Legierungen mit dem Gefüge in der Fläche, die von der die Punkte A, B, C, D,. E und A verbindenden Linie umgeben ist, haben eine Festigkeit von wenigstens 40 kg/mm² und genügen gleichzeitig den anderen verschiedenen Eigenschaftsanforderungen, und zwar wird daher erfindungsgemäß die Zusammensetzung innerhalb des Bereichs, der von der den Punkt A (Cu 4,5 %, Mg.0,05 %), den Punkt B (Cu 3 %, Mg 0,05 %), den Punkt C (Cu 1 %, Mg 0,3 %), den Punkt D (Cu 1 %, Mg 0,6 %), den Punkt E (Cu 4 %, Mg 0,7 %) und den Punkt A verbindenden Linie umgeben ist, bevorzugt. Die höchste Zähigkeit mit wenigstens 10 % Dehnung und wenigstens 45 kg/mm² Zugfestigkeit erhält man in dem Bereich, der von der den Punkt a (Cu 3 %, Mg 0,15 %), den Punkt b (Cu 2 %, Mg 0,3 %), den Punkt c (Cu 2 %, Mg 0,5 %), den Punkt d (Cu 2,5 %, Mg 0,6 %), den Punkt e (Cu 3,0 %, Mg 0,65 %■) , den Punkt f (Cu 3,5 %, Mg 0,6 %), den Punkt g (Cu 3,9 %, Mg 0,3 %) und den Punkt a verbindenden Linie umgeben ist.

Eisen ist eine unvermeidliche herstellungsbedingte Verunreinigung und hat daneben eine verfestigende Wirkung auf die Matrix, neigt jedoch zur Erzeugung von nadelartigen Kristallen, wie z. B. aus Al₄FeSi, unter Beeinträchtigung der. Zähigkeit der Legierung. Daher soll der Eisengehalt auf höchstens 0,7 Gew.-%, vorzugsweise unterhalb 0,4 Gew.-% beschränkt bleiben.

Neben den oben erwähnten Bestandteilen kann die erfindungsgemäße Legierung, wenn erforderlich, noch andere Bestandteile enthalten. Es wurde bestätigt, daß z. B. ein Zusatz von Chrom, Mangan, Nickel, Zirkonium oder Titan in geringer Menge die mechanische Festigkeit im Bereich hoher Temperaturen ohne Steigerung der Spannungskorrosionsrißempfindlichkeit verbessern kann. Jedoch ruft ein Zusatz

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dieser Metalle eine Beeinträchtigung der Zähigkeit hervor, weshalb ihre Menge zweckmäßig auf unterhalb etwa 0,15 Gew.-% gehalten wird. Ein Zusatz von Impfmitteln, wie z. B. Strontium, Natrium, Phosphor usw. zur Schmelze kann das Anwachsen der Siliziumkristalle im eutektischen Gefüge oder der primären Siliziumkristalle verhindern und eine Wirkung der Kristallkornfeinung im Legierungsblock sowie eine Verbesserung der mechanischen Eigenschaften liefern. Besonders wenn eine 13 - 15 % Silizium enthaltende übereutektische Legierung mit einer Festabkühlungsgeschwindigkeit von etwa 10 °C/sec vergossen wird, setzt man vorzugsweise geeignete Impfmittel zu.

Erfindungsgemäß ist die Festabkühlungsgeschwindigkeit auf höchstens 10 °C/sec festgelegt, und aufgrund dieser Abkühlungsgeschwindigkeit lassen sich die Durchschnittsbreite der flockigen oder schuppigen Siliziumkristalle im eutektischen Gefüge auf höchstens 5 μπι und die Maximalkorngröße der primären Siliziumkristalle auf höchstens 50 μιη halten.

Das Stranggießverfahren ist als Gießverfahren zur Durchführung des Verfahrens gemäß der Erfindung am meisten geeignet. Und zwar wird nach dem Stranggießverfahren ein Block erzeugt, indem die Schmelzphase stets in einer Richtung zur Erstarrung bewegt wird, weshalb weniger Einschluß von Gas und Verunreinigungen und Bildung von Poren auftreten und sich daher ein homogener Block mit weniger Zusammensetzungsunterschieden zwischen dem Oberflächenbereich und dem Innenbereich des Blocks erzielen läßt. Außerdem eignet sich dieses Verfahren zur Massenproduktion.

Die plastische Verformung des Blocks gemäß der Erfindung wird durchgeführt, um das gewünschte MetalIgefüge zu erhalten, und kann als Kalt- oder Warmverformung oder als

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Kombination der Verformung und Wärmebehandlung erfolgen. Dabei darf kein solcher Temperaturablauf vorkommen, der ein Anwachsen der Siliziumkristalle im eutektischen Gefüge, insbesondere eine Vergrößerung der Breite der Siliziumkristalle verursacht, bevor das Material der plastischen Verformung von wenigstens 30 % unterworfen wird. Durch die plastische Verformung werden die Siliziumkristalle- im eutektischen Gefüge und in der oC -Aluminiumphase unterteilt und verfeinert und die so verfeinerten Siliziumkristalle im eutektischen Gefüge homogen in der Aluminiummatrix verteilt.

Typische Formen von Siliziumkristallen im eutektischen Gefüge sind in den Fig. 1 a - 1 d skizziert. Fig. 1 a zeigt eutektische Siliziumkristalle im eutektischen Gefüge, die mit ausreichend geringer Breite kristallisiert sind. Fig. 1 b zeigt die Siliziumkristalle nach Fig. 1 a, die durch plastische Verformung unterteilt sind. Wenn eine homogenisierende Wärmebehandlung ohne plastische Verformung durchgeführt wird, findet eine Anlagerung der Siliziumkristalle zu vergröberten Kristallen statt, wie in Fig. 1 c angedeutet ist. Diese vergröberten Siliziumkristalle werden durch plastische Verformung nicht mehr sichtbar zerteilt und verfeinert. Daher läßt sich die Zähigkeit einer Aluminiumlegierung mit solchen Siliziumkristallen nicht ausreichend verbessern. Dagegen werden in Legierungen mit Siliziumkristallen im eutektischen Gefüge, die durch plastische Verformung unterteilt sind, ausschexdungshärtende Bestandteile durch eine geeignete Wärmebehandlung ausgeschieden, und die Siliziumkristalle nehmen in einem solchen Gefüge eine Form rundlicherer Körner an, wie in Fig. 1 d angedeutet ist. Wenn die Siliziumkristalle im eutektischen Gefüge so unterteilt sind, wie in Fig. 1 d gezeigt ist, findet bei den meisten unterteilten Siliziumkristallen keine Wiederverbindung oder Anlagerung zu gröberen

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Kristallen durch Wärmebehandlung wie Anlassen statt.

Die plastische Verformung kann auf verschiedene Weise, wie z. B. durch Schmieden, Walzen, Strangpressen, Ziehen, Stauchen usw. durchgeführt werden.

Die Wirkung der Verformung läßt sich klar durch Messen des Dehnungsprozentsatzes der Legierung feststellen. Der Dehnungsprozentsatz beginnt bei einem Verformungsgrad von nahe 15 % zu wachsen und erreicht Sättigung bei etwa 30 %. Daher soll erfindungsgemäß der Verformungsgrad bei der plastischen Verformung wenigstens 30 % betragen.

Wenn die Legierung einer geeigneten Wärmebehandlung bei einer Temperatur von wenigstens 200 ⁰C nach der plastischen Verformung unterworfen wird, werden die unterteilten Siliziumkristalle rundlich, und die Ausscheidungshärtung der Matrix erfolgt. Da die Duktilität der durch die plastische Verformung verbesserten Legierung durch diese Wärmebehandlung kaum geschmälert wird, erhält man bei dieser Legierung eine hohe Zähigkeit.

Die Ausscheidungsverfestigung oder -härtung der erfindungsgemäßen Legierung kann durch die Behandlungsarten T., Tc und Tg bewirkt werden. Die Behandlungen T^, Tg und Tg als Anlaßbehandlung von Aluminium sind an sich bekannt. Die T₄-Behandlung umfaßt eine Festlösungswärmebehandlung und natürliche Alterung, die Tg-Behandlung ist eine Heißanlaßwärmebehandlung, und die T_c -Behandlung umfaßt eine

Festlösungswärmebehandlung und eine anschließende Anlaßwärmebehandlung .

Neben diesen Anlaßbehandlungen kann eine Anlaßbehandlung, die ein Halten der Legierung bei 350 - 430 ⁰C für

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wenigstens 1 h und anschließendes langsames Abkühlen umfaßt, die Duktilität der Legierung, die eine besondere Eigenschaft der erfindungsgemäßen Legierung ist, weiter verbessern. Die Legierung mit erfindungsgemäßer Zusammensetzung, worin die Gehalte an Kupfer und Magnesium niedrig sind, weist einen Dehnungsprozentsatz von wenigstens 25 % auf, und eine solche Legierung mit hohem Dehnungsprozentsatz läßt sich für Knetmaterialien verwenden, die bei einer Temperatur unter der Rekristallisationstemperatur zu verformen sind.

Die Legierung läßt sich mittels Durchführung der T--, T_g- und Tg-Behandlungen nach der Kaltverformung verfestigen, doch läßt sich eine ausreichende Festigkeit auch durch die Verformungshärtung aufgrund der Kaltverformung erzielen. Daher können die Anlaßwärmebehandlungen ausgelassen werden.

Der hier verwendete Begriff "Verformungsgrad" bedeutet Querschnittsverringerung im Fall des Strangpressens, des Ziehens und dgl. und Dicken- oder Höhenverringerung im Fall des Walzens oder Schmiedens.

Gewünschte Erzeugnisse lassen sich nach den oben erläuterten Verfahren herstellen, doch können die Erzeugnisse auch in den Endzustand gebracht werden, indem man sie weiteren Behandlungen, wie z. B. Schneiden, Strangpressen, Pressen, Schweißen, Oberflächenbehandlungen usw. unterwirft .

Beispiel 1

Eine Legierung der Zusammensetzung mit 10,91 % Si, 2,4 % Cu, 0,48 % Mg, 0,02 % Fe, Rest Al wurde geschmolzen.

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Blöcke mit einem Durchmesser von 30 - 200 mm wurden daraus mit Festabkühlungsgeschwindigkeiten von 90 °C/sec, 25 °C/sec, 15 °C/sec und r °C/sec nach einem einsinnig gerichteten Erstarrungsverfahren erzeugt. Dann wurden die erhaltenen Blöcke auf 400 ⁰C vorerhitzt, einem Rückwärtsstrangpressen mit einem Verformungsgrad von 60 % unterworfen, und diesem Erzeugnis wurden Probestücke zur Zugfestigkeitsprüfung entnommen. Die Fig. 5 a - 5 d sind Mikrogefüge der Blöcke. Die Formen der Siliziumkristalle im eutektischen Gefüge und der primären Siliziumkristalle im Gefüge variierten in Abhängigkeit von der Festabkühlungsgeschwindigkeit erheblich und wurden mit steigender Festabkühlungsgeschwindigkeit feiner. Es ergab sich ein klarer Unterschied der Form bei einer Abkühlungsgeschwindigkeit von 15 °C/sec im Vergleich mit der bei 5 °C/sec. Bei einer Festabkühlungsgeschwindigkeit von unter 5 °C/sec wurde die Breite der Siliziumkristalle im eutektischen Gefüge merklich größer, ihre Durchschnittsbreite erreichte mehr als 5 °m, und außerdem wurden auch die groben primären Siliziumkristalle größer. Man folgerte daraus, daß die Festabkühlungsgeschwindigkeit auf 10 °C/sec oder mehr, insbesondere auf mehr als 15 °C/sec gehalten werden muß.

Die Fig. 6 a und 6 b sind Feingefüge von Legierungen, die mit Festabkühlungsgeschwindigkeiten von 15 °C/sec bzw. 5 °C/sec erzeugt und der T>-Behandlung nach Warmverformung unterworfen wurden. Die feinkristallisierten Siliziumkristalle im eutektischen Gefüge waren feiner unterteilt und homogen verteilt und durch die anschließende T_g-Behandlung in rundliche Körner umgewandelt (Fig. 6 a). Wenn jedoch die Durchschnittsbreite der Siliziumkristalle im eutektischen Gefüge über 5 μΐη lag, ergaben sich viel gröbere eutektische Siliziumkristalle, und solche groben eutektischen Siliziumkristalle wurden nicht sehr unterteilt und auch,

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falls unterteilt, abgeflacht körnig, und ihr Verteilungszustand wurde nicht homogen (Fig. 6 b). Andererseits· wurde, obwohl in der Zeichnung nicht dargestellt, bestätigt, daß die primären Siliziumkristalle durch die Verformung nicht unterteilt wurden.

Fig. 7 zeigt die Ergebnisse von Zugversuchen bei Raumtemperatur. Je höher die Festabkühlungsgeschwindigkeit war, um so größer war der Anstieg der Zugfestigkeit und der Dehnung durch die Verformung. Es scheint, daß dies daher kommt, daß die harten Siliziumkristalle des eutektischen Gefüges unterteilt und zu rundlichen Körnern umgewandelt wurden, wodurch eine Spannungskonzentration vermieden würde. Eine Wärmebehandlung langer Dauer von 50 h bei 500 ⁰C anstelle der plastischen'Verformung konnte ebenfalls eine Umbildung der Siliziumkristalle im eutektischen Gefüge in rundliche Kornform bewirken, doch ergab sich in diesem Fall keine wesentliche Steigerung der Zugfestigkeit, und der Anstieg des Dehnungsprozentsatzes war etwa nur 1/2 des durch die plastische Verformung erreichten Anstiegs. Es wurde üblicherweise angenommen, daß die Verfeinerung der Siliziumkristalle im eutektischen Gefüge durch Verformung allgemein die Matrix spröde macht. Im Gegenteil trägt jedoch erfindungsgemäß die plastische Kalt- oder Warmverformung stark zur Steigerung der Zähigkeit der eutektischen Legierung bei. Der Verformungsgrad hat einen großen Einfluß auf die Verfeinerung der Siliziumkristalle im eutektischen Gefüge durch Unterteilung»

Unter Anwendung einer Festabkühlungsgeschwindigkeit von 15 °C/sec erzeugte Blöcke wurden auf 400 ⁰C vorerhitzt, einer plastischen Warmverformung mit Querschnittsverringerung von 10, 20, 30, 60 und 85 % unterworfen und dann unter Zugbeanspruchung geprüft. Die Ergebnisse sind in Fig. 8

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dargestellt. Bis zu einem Verformungsgrad von etwa 40 % stieg der Dehnungsprozentsatz stark mit dem Anstieg des Verformungsgrades, und danach stieg der Dehnungsprozentsatz nur noch langsam. Aus diesen Ergebnissen wird klar, daß vorzugsweise ein Verformungsgrad von wenigstens 30 % anzuwenden ist.

Beispiel 2

Aluminiumlegierungen mit den gewünschten, im erfindungsgemäßen Bereich liegenden Zusammensetzungen wurden ; geschmolzen, woraus Blöcke mit einem Durchmesser von 150 mm unter der Bedingung erzeugt wurden, daß die Festabkühlungsgeschwindigkeit wenigstens 15 °C/sec betrug und das Strangpreßverfahren angewandt wurde. Die chemischen Zusammensetzungen (Analysenwerte) der Blöcke sind in der tabelle 1 aufgeführt.

Tabelle 1

Si

Cu

Mg

Fe %

Siliziumkristall-Durchschnittsbreite im eutektischen Gefüge

Maximali korngröße der primären Siliziumkristalle

Nr. 1 Nr. 2 Nr, 3 Nr. 4 Nr. 5

11.0 2,4 0,47 0,22 Rest 1,7 μΐη 5,9 2,4 0,28 0,11 " 1,5 μπι 8,2 2,4 0,40 0,12 " 1,5 μπι

13,6 2,8 0,29 0,23 " 1,7 Mm

16.1 2,7 0,31 0,23 " 1,7 μπι

50 μκι 70 - 90 μΐη

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Dann wurden die Blöcke auf 450 ⁰C vorerhitzt und
durch Rückwärtsstrang mit einem Verformungsgrad von 80 % zu becherförmigen zylindrischen Gegenständen verformt.
Verschiedene Probestücke wurden aus dem zylindrischen
Teil entnommen und verschiedenen Prüfungen unterworfen.
Die Probestücke wurden T,-, T₅- und Tg-Behandlungen ausgesetzt. Sie wurden bei verschiedenen Temperaturen von
Raumtemperatur bis 300 ⁰C für 1 h gehalten und dann Zugversuchen unterworfen. Die Ergebnisse sind in. Fig. 9
dargestellt. Die Legierung Nr. 1, die der eutektischen
Zusammensetzung nahe war und die größte Menge von eutektischem Gefüge enthielt, hatte viele dispergierte Körner und eine hohe Festigkeit. Die Legierung Nr. 2 mit geringerem Siliziumgehalt zeigte eine Tendenz zur Verringerung der Festigkeit bei höherer Temperatur.

Fig. 10 zeigt die Beziehung zwischen dem Siliziumgehalt und der Dehnung bei Raumtemperatur (eines Blocks im Gußzustand und eines danach der Warmverformung mit einem Verformungsgrad von 80 % und der Tg-Behandlung unterworfenen Blocks). Hinsichtlich der Dehnung des Blockes im Gußzustand (d. h. wo die Siliziumkristalle des eutektischen Gefüges nicht unterteilt sind) zeigte der Block Nr. 2 mit niedrigem Siliziumgehalt von 6 % einen hohen Dehnungswert von wenigstens 10 %_f doch verringerte sich die Dehnung mit steigendem Siliziumgehalt und fiel auf unter 5 % bei einem Siliziumgehalt von 8 % oder mehr ab. Dagegen war die Dehnung der Legierung, in der die Siliziumkristalle des
eutektischen Gefüges durch Warmverformung mit einem Verformungsgrad von 80 % unterteilt waren, mit steigendem
Siliziumgehalt verbessert, und sogar die Legierung mit einem Siliziumgehalt von 14 % zeigte einen Dehnungsprozentsatz von 10 % oder mehr. Der Korngrößeneffekt der Siliziumkristalle des eutektischen Gefüges aufgrund plastischer

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Verformung wurde klar feststellbar, wenn der Siliziumgehalt 8 % oder mehr betrug.

Fig. 11 zeigt die Ergebnisse des "Ohkoshi"-Abriebtests. Dieser Test wurde unter den Bedingungen einer Endbelastung von 18,9 kg, einer Reibungsentfernung von 600 m, einer Reibungsgeschwindigkeit von 2 m/sec und eines reibenden Materials (Rotationskörpers) "JIS FC 30" durchgeführt. Die Abriebfestigkeit wurde mit steigendem Siliziumgehalt verbessert. Wenn der Siliziumgehalt unter 8 % war, ergab sich eine niedrige Abriebfestigkeit. Zum Vergleich wurde ein Abriebtest mit einer allgemein als Kolbenmaterial verwendeten "JIS AC 8A"-Legierung unter den gleichen Bedingungen, wie oben erwähnt, durchgeführt, um eine spe-

—9

zifische Abriebmenge von wenigstens 8 χ 10 mm²/kg zu erhalten. Dabei ergab sich, daß die erfindungsgemäße Legierung eine im Vergleich mit der der "JIS AC 8A"-Legierung gleiche oder höhere Abriebfestigkeit hatte.

In vielen Fällen werden Aluminiumwerkstoffe in Kombination mit Stahlwerkstoffen verwendet. In diesem Fall ergeben die bekannten Aluminiumlegierungen das Problem, daß sie einen höheren linearen Wärmeausdehnungskoeffizient im Vergleich mit Stählen aufweisen, weshalb solche mit nieddrigem Wärmeausdehnungskoeffizient als Aluminium-Bauwerkstoffe bevorzugt werden. Fig. 12 zeigt die Abhängigkeit zwischen dem Siliziumgehalt und dem linearen Wärmeausdehnungskoeffizient (Raumtemperatur - 100 ⁰C). Der lineare Wärmeausdehnungskoeffizient nahm mit steigendem Siliziumgehalt ab. Als Aluminiumlegierungen mit niedrigem linearen Wärmeausdehnungskoeffizient werden solche mit einem Siliziumgehalt von 8 %, die einen linearen Wärmeausdehnungskoeff:
zugt.

koeffizient von höchstens 21 χ 10 /⁰C aufweisen, bevor-

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Einer der Vorteile der erfindungsgemäßen Legierungsblöcke ist ihre vorzügliche Wärmebehandelbarkeit. Fig. 13 zeigt die Ergebnisse von Zugversuchen mit je einem Block Nr. 1, die nach Vorerhitzung des Blocks auf 400 ⁰C, Warmverformung (Rückwärtsstrangpressen) mit einem Verformungsgrad von 80 % und anschließender T.- bzw. T₅- bzw. Tg-Behandlung durchgeführt wurden. (Die Versuche wurden nicht mit den Legierungen Nr. 3, Nr. 4 und Nr. 5 mit hohem Siliziumgehalt durchgeführt, da diese Legierungen dem Block Nr. 1 ähnlich waren). Bei der erfindungsgemäßen Aluminium-Silizium-Legierung wurde, da die kristallisierte.Siliziumphase fein ist, die Wärmebehandelbarkeit verbessert/ und es ließ sich durch die T₄-, T₅- und T_g-Behandlungen eine Festigkeit von wenigstens 40 kg/mm² erhalten. Daher ist die Legierung von vorteilhafter Verarbeitbarkeit und Wärmewirtschaftlichkeit .

Bei dem erfindungsgemäßen Legierungssystem beeinflussen die Abmessung udn die Verteilung der primären Siliziumkristalle die Festigkeit und Dehnung. Die Legierung Nr. 4 wurde unter Anwendung von Festabkühlungsgeschwindigkeiten von 5 - 200 °C/sec gegossen, um Blöcke unterschiedlicher Abmessungen der primären Siliziumkristallkörner zu erzeugen. Diese Blöcke wurden einem Rückwärtsstrangpreßverfahren mit einer Querschnittsverringerung von 80 % bei 400 ⁰C unterworfen. Den so stranggepreßten Erzeugnissen wurden Stücke für Zugversuche entnommen und der T_fi-Behandlung sowie nachher dem Zugversuch bei Raumtemperatur unterworfen«

Mit dem Anstieg der Festabkühlungsgeschwindigkeit wurden sowohl die Durchschnittskorngröße als auch die.Maximalkorngröße der primären Siliziumkristalle kleiner, und die Dehnung der Legierung erhöhte sich. Jedoch hatte die Dehnung auch eine Beziehung zum Flächenanteil der primären

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Siliziumkristalle und läßt sich daher nicht nur durch die Durchschnittskorngröße kennzeichnen. Es wurde bestätigt, daß im Fall der Legierung Nr. 4 die Korngröße der primären Siliziumkristalle durch Anwendung einer Festabkühlungsgeschwindigkeit von 5 °C/sec oder mehr nahezu unter 50 μπι gebracht werden kann und daß im Fall ihres Flächenanteils von nicht mehr als 6 % keine praktischen Probleme bei einer Maximalkorngröße von weniger als 50 μπι auftreten. Die Duktilität der Legierung hängt in weitem Maß von der Korngröße der Siliziumkristalle im eutektischen Gefüge ab, und daher wurde gefunden, daß die Festabkühlungsgeschwindigkeit im Rahmen der Erfindung hauptsächlich mit Rücksicht auf das eutektische Gefüge bestimmt werden kann.

Weiter wurde ein hauptsächlich aus Strontium und Phosphor bestehendes Impfmittel einer Schmelze der Legierungsbestandteile der Legierung Nr. 4 zugesetzt und daraus ein Block hergestellt. Ein kleines Stück wurde dem Block entnommen und davon eine Querschnittsfläche poliert. Die Größe der primären Siliziumkristalle wurde unter dem Mikroskop beobachtet. Im Vergleich mit dem Block, dem kein Impfmittel zugesetzt wurde, war die Menge der primären Siliziumkri stalle verringert, ihre Durchschnittskorngröße und Maximalkorngröße waren verkleinert, und gleichzeitig war auch die Korngröße des eutektischen Gefüges sehr verfeinert. Auch wenn die Festabkühlungsgeschwindigkeit 5 °C/sec war, fand man die Durchschnittskorngröße der primären Siliziumkristalle unter 5 μπι und eine Maximalkorngröße von etwa 25 μπι.

Beispiel 3

Legierungen mit den in der folgenden Tabelle 2 angegebenen Zusammensetzungen wurden geschmolzen und nach dem

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Stranggießverfahren bei einer Gießtemperatür von 750 ⁰C und Anwendung einer Festabkühlungsgeschwindigkeit von mehr als 15 °C/sec gegossen, um Blöcke von 150 mm Durchmesser zu erzeugen.

Tabelle 2

Si

Mg
%

Cu

Fe

Nr. 6 11,3 0,01 2,9 0,20 Rest

Nr. 7 11,3 0,08 2,9 0,21 "

Nr. 8 11,5 0,51 2,8 0,21

Nr. 9 11,3 0,72 3,1 0,21

Nr. 10 11,1 0,98 3,1 0,20 "

Silizium-	Maximal
kristall-	korngröße
Durch-	der pri
schnitts-	mären Si
breite im	lizium
eutekti-	kristalle
schen Ge
füge
1/7	nicht mehr
	als 20
1/7	Il
1/7	Il

1/7

Nach dem Stranggießen wurde die Gießbarkeit der Blöcke nach ihrem Oberflächenzustand überprüft, wobei festgestellt wurde, daß der Block Nr. 9 und der Block Nr. 10, die einen hohen Magnesiumgehalt aufwiesen, Falten von mehr als 2 mm Tiefe und eine verringerte Stranggießbarkeit zeigten. Die Blöcke wurden einer plastischen Verformung mit einem Verformungsgrad von 30 % bei 400 ⁰C unterworfen, dann bei 350 ⁰C angelassen, mit einem Verformungsgrad von 60 % kalt stranggepreßt und nachher der T_g-Behandlung unterworfen. Derart verformte Blöcke wurden einem Maschinenbearbeitbarkeitstest und dem ^HCharpy"-Schlagzähigkeitstest unterzogen.

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Die Maschinenbearbeitbarkeit wurde nach der Lebensdauer des Schneidwerkzeugs, dem Schneidwiderstand, der Rauhigkeit der Schnittoberfläche und den Formen der Späne bewertet. Die Tabelle 3 gibt diese Bearbeitbarkeit bei einer Schnittiefe von 1 mm, einem Vorschubgrad von 0,15 mm je Drehung und einer Schneidgeschwindigkeit von 120 m/min wieder.

Tabelle 3

	6	Schneidwiderstand (Tangentialkraft)	Rauhigkeit der End oberfläche	Form der Späne
Nr.	7	16,5	12	ζ usammenhängen
Nr.	8	12,6	9	unzusammen hängend
Nr.	9	8,8	7	Il
Nr.	10	8,4	6	Il
Nr.	8,2	6	Il

Der Magnesiumgehalt beeinflußte die Maschinenbearbeitbarkeit erheblich, und man benötigte einen Magnesiumgehalt von wenigstens 0,05 %, um eine praktische Zerspanbarkeit zu erhalten.

Fig. 14 zeigt die "Charpy"-Schlagfestigkeitswerte. Der Schlagfestigkeitswert verringerte sich mit steigendem Magnesiumgehalt und war bei einem Magnesiumgehalt über 0,72 % konstant.

Die Blöcke Nr. 7 und Nr. 8 und die vergleichsweise "JIS 2017"-Legierung wurden einem Spannungskorrosionstest

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unter bestimmten Belastungen von 15 kg/mm² und 20 kg/mm² in einer aus 30 g GrO₃, 30 g K₂Cr₃O₇, 3 g Natriumchlorid und 1 1 reinem Wasser bestehenden Lösung unterworfen. Es ergaben sich keine Risse in den erfindungsgemäßen Blöcken Nr. 7 und Nr. 8, während Risse in der "JIS 2017"-Legierung ("Duralumin") bei einer Belastung von 20 kg/mm² auftraten. Daraus ist es klar, daß die erfindungsgemäße Legierung auch als hochfeste Aluminiumlegierung verwendet werden kann, die gleichzeitig eine Zugfestigkeit von mehr als 40 kg/mm² und eine ausgezeichnete Spannungskorrosionsrißbeständigkeit aufweist.

Beispiel 4

Legierungen mit den in der Tabelle 4 gezeigten Zusammensetzungen wurden geschmolzen und nach dem Stranggießverfahren unter Anwendung einer Festabkühlungsgeschwindigkeit von 75 °C/sec gegossen, um Blöcke von 100 mm Durchmesser zu erhalten.

Si

Mg
%

Cu

Nr. 11 8,5 0,36 1,3

Nr. 12 9,3 0,22 2,4

Nr. 13 9,7 0,09 3,4

Nr. 14 9,9 0,28 3,0

Tabelle 4	Silizium-	Maximalkorn
	kristall-	größe der
	Durch-	primären
	schnitts-	Silizium
	breite im	kristalle
	eutekti-
	schen Ge
	füge
	1,7	—
Rest	1,7	-
Il	1,7	-
Il	1,7	—
Il

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Nach dem Stranggießen wurden die Blöcke einer plastischen Verformung durch Schmieden mit einem Verformungsgrad von etwa 50 % unterworfen, dann in einem Temperaturbereich von 350 - 420 ⁰C zwei Stunden gehalten und nachher zur Vervollständigung des Anlassens langsam abgekühlt. Ein Probestück für den Zugversuch wurde aus einem Teil jeder der angelassenen Legierungen entnommen. Jede der übrigen Legierungen wurde einem Kaltstrangpressen mit einem Verformungsgrad von 30 - 50 % unterworfen. Die Dehnung nach dem Anlassen, die Zugfestigkeit nach der Kaltverformung, die nach einem optischen Verfahren gemessene Oberflächenrauhigkeit der verformten Oberfläche und die Zugfestigkeit der Legierungen, nachdem sie nach der Kaltverformung der Tg-Behandlung unterworfen waren, sind in der Tabelle 5 aufgeführt.

	11	Dehnung riart'h ΑΠ —	Tabelle 5	50 % KaIt- ver-	T -Behand lung nach Kalt	Oberflächen
	12	lassen (%)		for-	verformung	rauhigkeit nach Kalt verformung
Nr.	13		Zugfestigkeit (kg/mm*)	mung		Hmax (μια)
	14		30 % KaIt- ver-	41	41
	2017"	33	for-	42	44	weniger als 20
Nr.	Vergleich)	28	mung	40	42	weniger als 20
Nr.		26	36	42	47	weniger als 25
Nr.	26	38			weniger als 20
Nr.		38	-	46
"JIS	-	37		110
(zum
	-

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In der letzten Zeile der Tabelle 5 sind die Dehnungsund Festigkeitswerte sowie die Maximaloberflächenrauhxgkeit nach dem Strangpressen für die "JIS 2017"-Legierung angegeben .

Im Vergleich mit der "JIS 2017"-Vergleixhslegierung waren die erfindungsgemäßen Legierungen hinsichtlich der Kaltverformbarkeit sehr überlegen.

Der Block aus der Legierung Nr. 12 wurde einer plastischen Verformung mit einem Verformungsgrad von 50 % unterworfen, dann bei einer Temperatur von 350 - 470 ⁰C eine Stunde gehalten und danach langsam abgekühlt. So wurde der Effekt der Anlaßtemperatur überprüft. Die zugehörigen Ergebnisse sind in Fig. 15 dargestellt. Die Härte verringerte sich bei einer Anlaßtemperatur von 350 - 420 ⁰C, und es wurde bestätigt, daß dieser Temperaturbereich zum Anlassen optimal ist.

Weiter wurde die Beziehung zwischen dem Siliziumgehalt und der Korngröße der Siliziumkristalle und dem Anlaßeffekt in Fig. 16 dargestellt. Schmelzen aus verschiedenen Aluminiumlegierungen mit einem Siliziumgehalt von höchstens 16 Gew.-% und einem angestrebten Magnesiumgehalt von 0,3 Gew.-% sowie einem angestrebten Kupfergehalt von 0,7 Gew.-% wurden hergestellt. Eine davon wurde un-er Anwendung einer Festabkühlungsgeschwindigkeit von 40 - 60 °C/sec gegossen, was im Bereich der Gießbedingungen gemäß der Erfindung lag, und die andere wurde - abweichend von der Erfindung - unter Anwendung einer Festabkühlungsgeschwindigkeit von 2 - 5 ⁰C/ see gegossen. Sie wurden anschließend einer plastischen Verformung mit einem Verformungsgrad von etwa 70 % durch Walzen unterworfen, dann in einem Anlaßofen bei 390 - 5 ⁰C eine Stunde gehalten und anschließend zur Vollendung des

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Anlassens langsam abgekühlt. Stücke für Zugversuche wurden den so angelassenen Werkstoffen entnommen und ihre Dehnungsprozentsätze bei Raumtemperatur gemessen. Der Anlaßeffekt wurde klar durch den Dehnungsprozentsatz ausgedrückt. Und zwar stieg im Fall der große Siliziumkristalle enthaltenden, durch die Kurve 2 in Fig. 16 veranschaulichten Legierung der Dehnungsprozentsatz etwas bei angenähert eutektischer Zusammensetzung, sank jedoch nahezu umgekehrt proportional zum Siliziumgehalt. Andererseits ergab sich, wenn die Siliziumkristalle im eutektischen Gefüge und die primären Siliziumkristalle ausreichend fein waren, wie durch die Kurve 1 in Fig. 16 veranschaulicht wird, ein besonderer Anlaßeffekt bei Siliziumgehalten von 5-15 Gew.-% und führte zu merklichen Verbesserungen der Dehnung und Duktilität. Eine Dehnung von wenigstens 25 % wird für den Verwendungsfall als kaltverformbarer Werkstoff bevorzugt, und die 8-11 Gew.-% Silizium enthaltende Legierung hat mit Sicherheit eine so hohe Duktilität. Eine derart hohe Duktilität ist für Knetwerkstoffe ausreichend, und darüber hinaus war, daidie Legierung einen hohen Siliziumgehalt aufwies, die geknetete Oberfläche ausgeprägt gut.

Beispiel 5

Eine Schmelze einer aus 0,3 % Mg, 3,4 % Cu, 11,7 % Si, Rest Al bestehenden Legierung wurde mit einer Festabkühlungsgeschwindigkeit von 45 °C/sec zu einem Block von 160 mm Durchmesser durch Stranggießen vergossen. Der erhaltene Block wurde durch Warmwalzen bei 350 ⁰C zu einer Platte von 22 mm Dicke verformt. Diese Platte wurde einer Maschinenbearbeitung unterworfen, um ein Probestück in Form eines Streifens von 200 mm Länge, 100 mm Breite und 20 mm Dicke zu erhalten. Diese Stücke wurden in ihrer Längsrichtung angeschlagen, und die angeschlagenen Teile wurden nach dem

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Elektronenstrahlschweißverfahren und dem Wolframelektroden-Inertgas-Schweißverfahren verschweißt und nachher der Tg-Behandlung unterworfen. Probestücke wurden davon derart entnommen, daß sie die Schweißlinie kreuzten, und dem Zugversuch bei Raumtemperatur unterzogen.

Das Elektronenstrahlschweißen wurde unter folgenden Schweißbedingungen durchgeführt: I-förmige Abfasung; Einführungswärme ... 3,6 k Joule/cm; Schweißgeschwindigkeit ... 0,5 m/min. Das WIG-Schweißen wurde mit V-förmiger Abfasung von 60 ° und unter Verwendung je eines Schweißstabes von 3,2 mm Durchmesser mit den gleichen Zusammensetzungen wie denen der Probestücke mit 200 - 250 A und 18V Wechselstrom durchgeführt. Die Festigkeit und die Duktilität des Schweißbereichs sind in der Tabelle 6 angegeben.

Tabelle 6

(kg/mm²) (kg/mm²) (%) ^

EBW 35 43 6 10

WIG 36 44 7 20

Die Oberfläche des Schweißbereichs war glatt, es gab keine Fehler, wie z. B. Poren und Risse, und man stellte im wesentlichen keine Beeinträchtigung der von der Wärme erfaßten Zone der Probestücke fest.

Bei den bekannten Aluminiumlegierungen treten, wenn der Kupfergehalt hoch ist, leicht Schweißrisse auf, während die erfindungsgemäße Legierung ohne solche Fehler war

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und eine ausgezeichnete Schweißbarkeit zeigte. Weiter ist es, da die erfindungsgemäße Legierung eine ausgezeichnete Verformbarkeit aufweist, auch leicht, daraus den Schweißstab zu bilden.

Wie vorstehend im einzelnen erläutert ist, läßt sich die erfindungsgemäße Legierung durch Kombination der ausgewählten Zusammensetzungen, geeigneter Gießbedingungen,
anschschließender plastischer Verformung und geeigneter
Wärmebehandlungen erhalten, und sie hat gleichzeitig gute mechanische Eigenschaften, eine hohe Abrxebbeständigkeit, eine hohe Korrosionsbeständigkeit und eine ausgezeichnete Verformbarkeit. Weiter ist die erfindungsgemäße Legierung auch von überlegener Benetzbarkeit mit verschiedenen organischen Klebmitteln und überzugsmaterialien und läßt sich auch einer anodisierenden Behandlung mit einem phromsäurebad aussetzen. Daher eignet sie sich für äußerst vielseitige Verwendungsfälle.

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Claims

Patentansprüche

1. Gußerzeugnis auf Basis einer Aluminium-Silizium-Legierung mit merklich verbesserten mechanischen Eigenschaften und Bearbeitbarkeit durch plastische Verformung und Wärmebehandlung einer Zusammensetzung aus 8-15 Gew.-% Silizium, 1-4,5 Gew.-% Kupfer, 0,05 - 0,7 Gew.-% Magnesium, Rest Aluminium und herstellungsbedingten Verunreinigungen, dadurch gekennzeichnet, daß die im eutektischen Gefüge kristallisierten tafelförmigen oder flockigen Siliziumkristalle in der Aluminiummatrix eine Durchschnittsbrexte von höchstens 5 μΐη aufweisen und fein sowie homogen verteilt sind.

2. Aluminium-Silizium-Legierung äußerst verbesserter mechanischer Eigenschaften und Verformbarkeit sowie Spannungskorrosionsbeständigkeit für Gußerzeugnis nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß sie außerdem eine intermetallische Verbindung aus Kupfer und Magnesium in feiner und homogener Verteilung in der Aluminiummatrix enthält.

3. Gußerzeugnis nach Anspruch 1 oder Legierung nach Anspruch 2, dadurch gekennzeichnet, daß der Flächenanteil der in der Aluminiummatrix kristallisierten primären Siliziumkristalle höchstens 6 % und ihre Maximalkorngröße höchstens 50 μπι beträgt.

4. Legierung nach Anspruch 2, dadurch gekennzeichnet, daß sie 8-11 Gew.-% Silizium enthält und angelassen ist.

5. Gußerzeugnis nach Anspruch 1 oder 3 oder Legierung nach einem der Ansprüche 2 bis 4, dadurch gekennzeichnet,

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daß das Anteilsverhältnis der Magnesium- und Kupfergehalte in dem Bereich liegt, der in Fig. 4 von der den Punkt A (Cu 4,5 %, Mg 0,05 %), den Punkt B (Cu 3 %, Mg 0,05 %), den Punkt C (Cu 1 %, Mg 0,3 %), den Punkt D (Cu 1 %, Mg 0,6 %), den Punkt E (Cu 4 %, Mg 0,7 %) und den Punkt A verbindenden Linie umgeben ist.

6. Gußerzeugnis oder Legierung nach Anspruch 5, dadurch gekennzeichnet, daß das Anteilsverhältnis der Magnesium- und Kupfergehalte in dem Bereich liegt, der in Fig. 4 von der den Punkt a (Cu 3 %, Mg 0,15 %), den Punkt b (Cu 2 %, Mg 0,3 %), den Punkt c (Cu 2 %, Mg 0,5 %), den Punkt d (Cu 2,5 %, Mg 0,6 %), den Punkt e (Cu 3 %, Mg 0,65 %), den Punkt f (Cu 3,5 %, Mg 0,6 %), den Punkt g SCu 3,9 %, Mg 0,3 %) und den Punkt a verbindenden Linie umgeben ist.

7. Verfahren zur Herstellung eines Gußerzeugnisses oder einer Legierung nach einem der Ansprüche 1 bis 6, bei dem die Legierungsschmelze erstarrt und abgekühlt wird, dadurch gekennzeichnet, daß das Abkühlen nach der Erstarrung in einer wassergekühlten Form mit einer Geschwindigkeit von wenigstens 10 °C/sec zur Kristallisation tafelförmiger oder flockiger Siliziumkristalle mit einer Durchschnittsbreite von höchstens 5 μΐη im eutektischen Gefüge in der Aluminiummatrix erfolgt.

8. Verfahren nach Anspruch 7, dadurch gekennzeichnet, daß die Legierungsschmelze stranggegossen und der gegossene Block nach Austritt aus der Stranggußform durch direktes Besprühen mit Wasser abgekühlt wird.

9. Verfahren nach Anspruch 8, dadurch gekennzeichnet,

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daß die abgekühlte Legierung einer plastischen Verformung mit einem Verformungsgrad von mindestens 30 % ohne Steigerung der Breite der Siliziumkristalle im eutektischen Gefüge unterworfen und das plastisch verformte Erzeugnis wärmebehandelt wird.

10. Verfahren zur Herstellung einer Legierung nach den Ansprüchen 4 und 5, bei dem die Legxerungsschmelze in einer Form erstarrt und abgekühlt wird, dadurch gekennzeichnet, daß das Abkühlen nach der Erstarrung mit einer Geschwindigkeit von wenigstens 15 °C/sec zur Kristallisation tafelförmiger oder flockiger Siliziumkristalle mit einer Durchschnittsbreite von höchstens 5 μπι im eutektischen Gefüge in der Aluminiummatrix erfolgt, die abgekühlte Legierung einer plastischen Verformung mit einem Verformungsgrad von mindestens 30 % unterworfen und der verformte Block angelassen und wärmebehandelt wird.

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