DE3041942A1 - Gussstrang aus aluminiumknetlegierung hoher zugfestigkeit usw. sowie verfahren zu seiner herstellung - Google Patents

Description

Herstellung

Die Erfindung bezieht sich auf eine Aluminiumlegierung und ein Verfahren zu ihrer Herstellung. Insbesondere betrifft die Erfindung eine Aluminiumknetlegierung mit verbesserten mechanischen Eigenschaften und verbesserter Verarbeitbarkeit sowie ein Verfahren zu ihrer Herstellung.

Die Japanische Industrienorm der Aluminum Association legt für Knetprodukte Aluminiumlegierungen der Serien 2000, 5000 und 4000 fest, deren Hauptlegierungsbestandteil Kupfer, Magnesium bzw. Silizium ist.

Legierungen auf Aluminiumbasis für Knetprodukte gemäß der genannten Industrienorm werden wegen ihrer hohen spezifischen 'Zähigkeit, d.h. ihrer großen Festigkeit pro Gewichtseinheit, ihrer hohen Schlagfestigkeit und hohen Ermüdungsfestigkeit

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verbreitet für die Fertigung von Bauteilen für Kraftfahrzeuge, Flugzeuge und andere Maschinen und Vorrichtungen verwendet. Die vorstehend genannten Knetlegierungen lassen sich allgemein nach einem Preßbacken- (open die) oder einem Gesenkschmiedeverfahren zu Formstücken umformen. Beim ersteren Verfahren, das für die Herstellung von Formstücken großer Abmessungen vorgesehen ist, werden üblicherweise Stangen oder Knüppel (billets) mit einem Durchmesser von 150 300 mm verwendet, die durch Stranggießen oder halbkontinuierliches Stranggießen hergestellt wurden. Die üblicherweise als Ausgangswerkstoff zur Herstellung großer Schmiede- bzw. Formstücke verwendeten Knüppel großen Durchmessers besitzen ein ziemlich ungleichmäßiges Gußgefüge über ihren Querschnitt hinweg. Insbesondere unterscheidet sich das Gußgefüge im Umfangsbereich wesentlich von demjenigen im Mittelbereich, der Knüppel. Aus diesem Grund sind auch die mechanischen Eigenschaften jedes Knüppels in verschiedenen Bereichen seines Querschnitts verschieden. Außerdem besteht dabei die Möglichkeit, daß solche Knüppel Fehler, wie Feinlunker, Ausseigerung, Mikroschwund oder Haarrisse, aufweisen. Zur Herstellung von Schmiedestücken mit zufriedenstellenden mechanischen Eigenschaften müssen daher nicht nur mittels gründlicher Prüfung fehlerfreie Knüppel ausgesucht werden, vielmehr müssen die Knüppel auch mehreren Schmiede- bzw. Knetarbeitsgängen unterworfen werden, um bei der Verarbeitung die genannten Fehler sowie das ungleichmäßige Gußgefüge vollständig zu beseitigen. Die Herstellung großer Schmiedestücke aus den üblichen Knüppeln ist daher äußerst zeit- und arbeitsaufwendig.

Beim Gesenkschmieden zur Fertigung kleiner Schmiedestücke wird andererseits gewöhnlich von einem Ausgangsmaterial mit einem kleinen Durchmesser von 5-70 mm ausgegangen. Dieses Ausgangsmaterial kleinen Durchmessers wird im allgemeinen in der Weise gewonnen, daß im Stranggießverfahren Knüppel bzw. Strän-

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ge mit einem Durchmesser von 150 - 300 mm hergestellt, einer Homogenisier-Wärmebehandlung bei einer Temperatur von - 600⁰C über eine Zeitspanne von 2-2Oh unterworfen und anschließend bei 350 - 500⁰C warm extrudiert bzw. stranggepreßt werden. Das bisherige Verfahren zur Gewinnung von Ausgangsmaterial kleinen Durchmessers erfordert also einen Extrudiervorgang, der eine Erhöhung der Fertigungskosten bedingt.

Darüber hinaus sind die bisherigen Verfahren zur Herstellung von Aluminiumlegierungen für Knetprodukte, d.h. sog. Knetlegierungen, mit den folgenden Nachteilen behaftet.

1. Die Legierung der AA-2000-Reihe und die Al-Mg-Legierung der AA-5000-Reihe zeigen im allgemeinen einen hohen Formänderungswiderstand und eine geringe Verformbarkeit beim Extrudieren. Hierdurch wird die Einstellung zweckmäßiger Extrudierbedingungen, z.B. Extrudiergeschwindigkeit, erschwert. Unter unzweckmäßigen Extrudierbedingungen erhalten die extrudierten Gegenstände ein grobes Umkristallisiergefüge in den Bereichen nahe ihrer ümfangsflächen. Dabei können sich Fein- oder Haarrisse bilden und sich von den Grenzflächen des Umkristallisiergefüges ausbreiten. Außerdem kann schließlich ein Bruch des extrudierten Formlings aufgrund des Umkristallisiergefüges oder -korns und intergranularer Risse auftreten.

2. Da die Legierungen der AA-Reihe 2000 und 5000, wie erwähnt, einen hohen Formänderungswiderstand beim Extrudieren zeigen, tritt beim Extrudieren dieser Legierungen ein Temperaturanstieg durch plastische Verformung aufgrund der Reibung zwischen dem Strangpreßwerkzeug und dem Werkstück auf. Infolgedessen ist die Verarbeitungstemperatur in einer späteren Phase eines Extrudiervorgangs höher, was zu einer Änderung der Eigenschaften der Preßlinge in Längsrichtung derselben führt. Aus solchen Preßlingen hergestellte Schmiedestücke besitzen daher ungleichmäßige Eigenschaften.

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3. Wenn eine derartige Legierung einem Extrudier- oder Preßvorgang unterworfen wird, weicht der Verformungsgrad im Bereich nahe der ümfangs- oder Außenfläche von dem im Mittelbereich des Preßlings ab, so daß dieser einen Unterschied im Verformungsgefüge (work structure) zwischen diesen beiden Bereichen zeigt. Insbesondere im Fall der Legierungen der AA-Reihen 2000 und 5000 weist der Preßling im Bereich nahe der Außenfläche ein auffällig feines Verformungsgefüge aufgrund des hohen Umformungsgrads auf, während sein Mittelbereich wegen des niedrigen Umformungsgrads ein grobes Verformungsgefüge besitzt. Beim Schmieden bzw. Kneten solcher Preßlinge mit ungleichmäßigem Gefüge Wird die Faserstruktur des erhaltenen Schmiedestücks aufgebrochen, so daß dieses mangelhafte Ermüdungs- und Schlagfestigkeit besitzt.

4. Wenn Knüppel aus Legierungen der Reihe 2000 oder 5000 einem Strangpreßvorgang unterworfen werden, werden Kristallgefüge bzw. -korn und Ausseigerungen, wie Zwischenmetallverbindungen, im Knüppel zu einer Ausdehnung in Preßrichtung gezwungen. Die Preßlinge besitzen daher ein Kristallgefüge mit bestimmter Richtungseigenschaft, d.h. Orientierung, und sie sind weder isotrop noch homogen. Das Schmieden oder Kneten der Preßlinge muß daher unter Berücksichtigung der Preßrichtung des Knüppels erfolgen. Wenn jedoch ein Erzeugnis mit einer bestimmten Form hergestellt werden soll, ist es häufig schwierig, die Bearbeitung auf alle Teile des Preßlings auszudehnen, um diesen Teilen die optimale Orientierung zu erteilen. In diesem Fall können die hergestellten Schmiedestücke Risse und eine lokale Verschlechterung ihrer mechanischen Eigenschaften, einschließlich der Ermüdungsfestigkeit, zeigen.

Die durch Extrudieren bzw. Strangpressen hergestellten, kleinen Durchmesser besitzenden Ausgangswerkstücke für Schmiedestücke sind daher, wie erwähnt, infolge des Pressens unvermeidlich

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mit Mängeln behaftet, speziell mit dem Mangel anisotroper und nicht-homogener Eigenschaften. Infolgedessen besitzen die aus einem solchen Ausgangsmaterial hergestellten Schmiedestücke nicht in jedem Fall zufriedenstellende Eigenschaften, insbesondere hohe Ermüdungsfestigkeit und hohe (Kerb-)-Schlagfestigkeit. Das Knetmaterial kleinen Durchmessers kann auch unter Verwendung eines durch Stranggießen oder halbkontinuierliches Stranggießen gewonnenen Strangs hergestellt werden. In diesem Fall ergeben sich jedoch dieselben Schwierigkeiten wie im Fall des Knüppels großen Durchmessers, wie ungleichmäßiges Gefüge oder Gefügefehler. Abgesehen von diesen Problemen ist es derzeit schwierig, durch Stranggießen auf industrieller Basis einen dünnen Strang mit einem Durchmesser von 100 mm oder weniger herzustellen.

Die Al-Cu-Legierungen der AA-Reihen 2014 und 2017 sowie die Al-Zn-Mg-Legierungen der AA-Reihe 7075, die industriell als hochfeste Legierung auf Aluminiumbasis für Schmiedestücke eingesetzt werden, sind den Legierungen der AA-Reihe 4000 bezüglich mechanischer Festigkeit überlegen, aber bezüglich Warm- und Verschleißfestigkeit unterlegen. Die Legierung der Reihe 4000 besitzt ausgezeichnete Warm- und Verschleißoder Abriebfestigkeit aufgrund des darin enthaltenen Siliziums.

Eine Al-Si-Cu-Mg-Ni-Knetlegierung der AA-Reihe 4032 besitzt besonders gute Warm- und Verschleißfestigkeit. Andererseits ist diese Legierung jedoch deshalb unvorteilhaft, weil ihre Schmied- bzw. Knetbarkeit aufgrund eines Nickelgehalts von 0,5 - 1,3 Gew.-% deutlich schlechter ist. Im Fall der Legierung der AA-Reihe 4000 werden außerdem die Schmiedestücke wie im Fall der Legierungen der Reihen 2000 und 5000 durch Strangpressen und anschließendes Schmieden bzw. Kneten hergestellt. Die Herstellung der Schmiedestücke erfolgt dabei in der Weise, daß eine Schmelze der Aluminiumlegierung kontinuierlich zu dicken Strängen oder Knüppeln mit einem Durchmesser von 254 mm oder mehr vergossen wird, die Knüppel einer Hoch-

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temperatur-Wärmebehandlung, d.h. einer sog. Homogenisier-Wärmebehandlung, bei 450 - 550⁰C während einer Zeitspanne von 2 - 24 h unterworfen werden und anschließend die wärmebehandelten Knüppel zur Gewinnung von Werkstücken des gewünschten Durchmessers stranggepreßt werden. Bei dem am häufigsten durchgeführten Gesenkschmieden wird eine Rundpreßstange mit einem Durchmesser von 100 mm oder weniger verwendet. Das Strangpressen ist jedoch aufwendig. Zudem eignet sich die Rundpreßstange nicht als Knetwerkstück, weil sie mit den folgenden Nachteilen behaftet ist:

a) Das Legierungsgefüge senkrecht zur Preßrichtung ist über den Querschnitt hinweg ungleichmäßig, d.h. das Kristallkorn längs der ümfangs- oder Außenfläche des Preßlings kann sich aufgrund der Wärme, die durch die Reibung zwischen der Preßlingsoberfläche und der Preßforminnen-

flache erzeugt wird, vergröbern;

b) das Legierungsgefüge ist über den Querschnitt in Preßrichtung ungleichmäßig, d.h. das Kristallkorn kann sich in der Endphase des Preßvorgangs unter der beim Umformvorgang erzeugten Wärme gegenüber der Kristallkornvergröberung in der Anfangsphase des Preßvorgangs stärker vergröbern; und

c) die Preßlinge besitzen eine Richtungseigenschaft bzw. Orientierung in Preßrichtung, d.h. die Preßlinge erfahren eine starke Umformung in Preßrichtung, so daß sie eine Orientierung aufgrund des Fließens des Gefüges erhalten.

Im Hinblick auf diese Gegenheiten wurden nun erfindungsgemäß ausgedehnte Untersuchungen mit dem Ziel der Entwicklung eines durch Stranggießen hergestellten Gußstrangs (cast -bar) aus Aluminiumlegierung(en) für Schmiede- bzw. Knetprodukte, insbe-

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sondere Legierungen der AA-Reihen 2000, 5000 und 4000, durchgeführt, wobei dieser Gußstrang ein homogenes Gefüge besitzen, fehlerfrei sein, ausgezeichnete mechanische Eigenschaften zeigen und unmittelbar nach dem Gießen oder nach einer Wärmebehandlung durch z.B. Schmieden oder Kneten wexterverarbeitbar sein soll. Die Fertigung von Knetprodukten kann dabei in einem einzigen Arbeitsgang erfolgen, d.h. der Gußstrang braucht keiner vorangehenden plastischen Umformung unterworfen zu werden, die - wie das erwähnte Warmpressen - seine Eigenschaften ungünstig beeinflußt. Als Ergebnis dieser Untersuchungen hat es sich erfindungsgemäß herausgestellt, daß mittels einer zweckmäßigen Kombination der Zusammensetzung der zu vergießenden Aluminiumlegierung und ihres Gußgefüges ein Aluminiumlegierungs-Gußstrang erhalten werden kann, welcher die vorstehend angegebenen Erfordernisse erfüllt, und daß beim Vergießen einer Aluminiumlegierung einer bestimmten Zusammensetzung unter bestimmten Bedingungen ein Aluminiumlegierungs-Gußstrang mit dem gewünschten Gefüge gewonnen werden kann.

Aufgabe der Erfindung ist damit insbesondere die Schaffung eines durch Stranggießen gewonnenen Gußstrangs aus Aluminiumknetlegierung entsprechend den (japanischen) Aluminum Association- bzw. AA-Reihen 2000, 5000 und 4000, wobei dieser Gußstrang ein homogenes Gefüge besitzen, fehlerfrei sein, ausgezeichnete mechanische Eigenschaften zeigen und unmittelbar nach dem Gießen oder nach Wärmebehandlung für die Weiterverarbeitung zur Herstellung von Schmiede- bzw. Knetprodukten, z.B. durch Gesenkschmieden, verwendbar sein soll, ohne daß eine vorhergehende plastische Verformung, wie Warm(strang)t>ressen, welche die Eigenschaften des Gußstrangs ungünstig beeinflußt, erforderlich wäre.

Die Erfindung bezweckt auch die Schaffung eines Verfahrens zur Herstellung eines durch Stranggießen gewonnenen Gußstranges aus Aluminiumlegierung mit ausgezeichneter Verarbeitbarkeit, wie ausgezeichneter Knetbarkeit, durch

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Auswahl einer geeigneten Zusaitimensetzungskoinbination der Legierungen der AA-Reihen 2000, 5000 und 4000 mit ihrem Gußgefüge und durch Wahl der Gießbedingungen.

Zudem soll die Verarbeitbarkeit des auf diese Weise hergestellten Gußstrangs durch Wärmebehandlung desselben verbessert werden.

Die Erfindung bezweckt außerdem die Schaffung einer Aluminiumlegierung (Legierung auf Aluminiumgrundlage) in gegossenem Zustand, die infolge ihrer Orientierungsfreiheit mechanische Eigenschaften besitzt, welche denen der bisherigen, verpreßten Aluminiumlegierungen gleichwertig oder überlegen sind.

Der technische Grundgedanke der Erfindung liegt in der Feststellung, daß eine kritische Größe des sekundären Dendriten-Armabstands (dendrite arm spacing) und eine kritische Größe der Nebenphasenteilchen (second phase particles) und/oder des Korndurchmessers, wobei letztere Größe(n) wesentlich kleiner ist (sind) als der Dendriten-Armabstand, die Größe der Nebenphasenteilchen und der Korndurchmesser in einem üblichen Aluminiumlegierungs-Gußblock für das feine Gußgefüge verantwortlich sind, welches die Verarbeitbarkeit und die mechanischen Eigenschaften der Aluminiumknetlegierungen mit den zu beschreibenden Eigenschaften merklich verbessert.

Das Verfahren zur Herstellung eines Aluminiumlegierungs-Gußstrangs gemäß der Erfindung beruht auf dem technischen Grundgedanken, daß dann, wenn eine Schmelze einer Legierung auf Aluminiumbasis mit höherer Geschwindigkeit vergossen wird als beim üblichen industriellen Stranggießverfahren, der erhaltene Gußstrang ein Gußgefüge besitzt, das mikroskopisch und makroskopisch fein, isotrop und frei von Fehlern ist.

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Die genannte Aufgabe wird bei einem Gußstrang aus Aluminiumknetlegierung mit hoher Zug-, Schlag- und Ermüdungsfestigkeit erfindungsgemäß dadurch gelöst, daß er 2,0 - 9,0 Gew.-% Kupfer, 0,2 - 1,2 Gew.-% Magnesium, 0,2 - 1,2 Gew.-% Silizium, 0,2 - 0,8 Gew.-% Mangan und im Rest Aluminium und unvermeidbare Verunreinigungen enthält und daß der sekundäre Dendriten-Armabstand (DAS) nicht größer als 15 ρ ist, der Kondurchmesser nicht mehr als 80 um beträgt und die intermetallische Verbindungen enthaltenden oder einschließenden Nebenphasenteilchen nicht größer als 10 um sind.

Der erfindungsgemäße Gußstrang aus Aluminiumknetlegierung kennzeichnet sich durch eine Kombination aus einer bestimmten Zusammensetzung und einem speziellen Gefüge bezüglich einer gleichmäßigen Verteilung der Lösungsbestandteile (solute components) durch die Korngrenzen und die Matrix des Kristallkorns hindurch. Insbesondere besitzt dieser Gußstrang aus Aluminiumknetlegierung (homogene Legierung nach AA-Norm Reihe 2000) hohe Zugfestigkeit, (Kerb-)Schlagfestigkeit und Ermüdungsfestigkeit bei gleicher Zusammensetzung wie die Legierung der AA-Reihe, wobei das Verhältnis a/b zwischen der Konzentration (a) der Lösungsbestandteile in der Matrix des Kristallkorns und der Konzentration (b) der Lösungsbestandteile in den Korngrenzen nicht kleiner ist als 0,70.

Das erfindungsgemäße Verfahren zur Herstellung eines Gußstrangs aus einer Aluminium(basis)legierung mit 2,0 - 9,0 Gew.-% Kupfer, 0,2 - 1,2 Gew.-% Magnesium, 0,2 - 1,2 Gew.-% Silizium und 0,2 - 0,8 Gew.-% Mangan ist dadurch gekennzeichnet, daß eine Schmelze der genannten Legierungszusammensetzung zubereitet und die Schmelze mit einer Erstarrungsgeschwindigkeit von nicht weniger als 25°C/s kontinuierlich bzw. im .Strangguß vergossen wird.

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In abgewandelter Ausführungsform ist dieses Verfahren dadurch gekennzeichnet, daß der Gußstrang 0,5 - 20 h lang bei 450 - 53O⁰C einer Homogenisier-Wärmebehandlung unterworfen wird.

Der erfindungsgemäße Aluminiumknetlegierungs-Gußstrang (Legierung der AA-Serie 5000) kennzeichnet sich weiterhin dadurch, daß er 2,0 - 6,0 Gew.-% Magnesium, 0,03 - 0,3 Gew.-% Chrom, Rest Aluminium und unvermeidbare Verunreinigungen, sowie ggf. (eine) wahlfreie (optional) Komponente(n) enthält und daß der Korndurchmesser nicht größer ist als 80 μπι, der (sekundäre) Dendriten-Armabstand nicht mehr als 13 ym beträgt und die Nebenphasenteilchen nicht größer sind als 10 μΐη.

Die genannte Legierung der AA-Reihe 5000 kann weiterhin mindestens eines der folgenden wahlfreien Elemente enthalten: 0,005 - 0,2 Gew.-% Titan, nicht mehr als 0,5 Gew.-% Mangan, nicht mehr als 0,3 Gew.-% Zirkon und nicht mehr als 0,5 Gew.-% Zinn. Das Titan kann zu Teil durch Bor ersetzt werden, sofern der Gesamtgehalt an Titan und Bor nicht mehr als 0,2 Gew.-% beträgt.

Gemäß einem anderen Merkmal der Erfindung besitzt ein Aluminiumknetlegierungs-Gußstrang (homogene Legierung nach AA-Norm Reihe 5000) dieselbe Zusammensetzung wie die Legierung gemäß AA-Reihe 5000, wobei das Verhältnis a/b zwischen der Konzentration (a) der Lösungsbestandteile in der Matrix des Kristallkorns und der Konzentration (b) der Lösungsbestandteile in den Korngrenzen nicht größer ist als 0,70.

Für die Herstellung eines Gußstrangs aus der genannten Legierung der AA-Reihe 5000 kennzeichnet sich das erfindungsgemäße Verfahren dadurch, daß eine Schmelze der genannten Legierungszusammensetzung zubereitet und die Schmelze mit einer Erstarrungsgeschwindigkeit von nicht weniger als 15°C/s im Strangguß vergossen wird.

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Vorzugsweise wird zur Herstellung eines Gußstrangs aus einer Aluminiumlegierung entsprechend einer homogenen Legierung der AA-Reihe 5000 eine Schmelze mit der vorgesehenen Legierungszusammensetzung hergestellt, die Schmelze kontinuierlich mit einer Erstarrungsgeschwindigkeit von 15°C/s oder höher vergossen und der Gußstrang 1 - 24 h lang bei 450 - 500⁰C einer Homogenisier-Wärmebehandlung unterworfen.

In wieterer Ausführungsform besitzt der Gußstrang (Al-Si-Mg-Legierung der AA-Reihe 4000) ausgezeichnete Verarbeitbarkeit sowie ausgezeichnete Verschleiß- und Warmfestigkeit und er enthält 4-12 Gew.-% Silizium, 0,6 - 1,3 Gew.-% Magnesium, Rest im wesentlichen Aluminium und unvermeidbare Verunreinigungen, sowie ggf. eine oder mehrere wahlfreie Komponente(n) bei einem feinen Gußgefüge, bei dem die primären Kristalle eine Größe von nicht mehr als 50 μπι, vorzugsweise nicht mehr als 25 μπι, und die Zwischenmetallverbindungen der Nebenphasenteilchen eine Größe von nicht mehr als 15 um besitzen und der (sekundäre) Dendriten-Armabstand nicht größer ist als 20 μπι. Diese Legierung kann weiterhin als wahlfreie Komponente mindestens eines der folgenden Elemente enthalten: 0,05 - 0,2 Gew.-% Titan, 0,02 0,2 Gew.-% Vanadium, 0,01 - 0,1 Gew.-% Lithium, 0,001 0,05 Gew.-% Beryllium, 0,1 - 0,5 Gew.-% Chrom und/oder 0,02 - 0,2 Gew.-% Zirkon mit der Maßgabe, daß die Gesamtmenge dieser wahlfreien oder zusätzlichen Komponenten nicht mehr als 1,2 Gew.-% beträgt.

Vorteilhaft kann der Gußstrang aus Aluminiumlegierung (Al-Si-Cu-Mg-Legierung der AA-Reihe 4000) 2-12 Gew.-% Si, 1,5 - 5,0 Gew.-% Cu und 0,8 - 1,3 Gew.-% Mg enthalten. •Als wahlfreie oder zusätzliche Komponente kann mindestens eines der folgenden Elemente vorhanden sein: 0,05 - 0,2 Gew.-% Titan, 0,02 - 0,2 Gew.-% Vanadium, 0,01 - 0,1 Gew.-% Lithium, 0,001 - 0,05 Gew.-% Beryllium, 0,1 - 0,5 Gew.-% Chrom und/

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oder 0,02 - 0,2 Gew.-% Zirkon, mit der Maßgabe, daß die Gesamtmenge dieser Komponenten nicht größer ist als 1,2 Gew.-%; die Restmenge besteht im wesentlichen aus Aluminium und unvermeidbaren Verunreinigungen. Der Gußstrang besitzt ein feines Gußgefüge, bei dem die primären Kristalle eine Größe von nicht mehr als 50 μπι, vorzugsweise nicht mehr als 25 μΐη_; und die intermetallischen bzw. Zwischenmetallverbindungen eine Größe von nicht mehr als 15 μπι besitzen und der (sekundäre) Dendriten-Armabstand nicht größer ist als 20 μΐη.

In weiterer Ausgestaltung kennzeichnet sich das erfindungsgemäße Verfahren dadurch, daß eine Schmelze aus einer Al-Si-Mg-Legierung der AA-Reihe 4000 hergestellt und kontinuierlich mit einer Erstarrungsgeschwindigkeit von nicht weniger als 25°C/s vergossen wird.

Zur Herstellung eines Gußstrangs aus einer Al-Si-Cu-Mg-Legierung der AA-Reihe 4000 wird ebenfalls die Schmelze mit einer Erstarrungsgeschwindigkeit von nicht weniger als 25°C/s vergossen.

Die genannten Al-Si-Mg- und Al-Si-Cu-Mg-Legierungen der AA-Reihe 4000 kennzeichnen sich dadurch, daß die von den Nebenphasenteilchen mit den Primärkristallen und mindestens einer Zwischenmeta1!verbindung, wie Al-Cu, Al-Si, Mg-Si, Al-Mn-Fe, Al-Fe-Si und/oder Al-Cu-Mg, eingenommene Fläche nicht mehr als 25 % in jedem Bereich oder Teil des untersuchten Querschnitts des Gußstrangs beträgt und die Primärkristalle eine Korngröße von höchstens 25 μΐη besitzen, während die Zwischenmetallverbindungen eine (Korn-)Größe von nicht mehr als 15 μΐη besitzen.

Das Gußgefüge der erfindungsgemäßen Aluminiumlegierungs-Gußstränge ist über den Querschnitt in jeder Richtung vom Mittelbereich zur Außenfläche fein, homogen und isotrop.

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Zudem besitzen diese Gußstränge hohe Zugfestigkeit, hohe (Kerb-)Schlagfestigkeit und hohe Ermüdungsfestigkeit; selbst wenn sie einen großen Anteil an Legierungselementen enthalten, zeigen sie eine ausgezeichnete Verarbeitbarkeit, so daß sie unmittelbar einer plastischen Umformung oder Verarbeitung unterworfen werden können, beispielsweise durch Schmieden bzw. Kneten oder mechanische Bearbeitung, z.B. spanabhebend, ohne daß eine vorangehende Umformung, z.B. durch Extrudieren bzw. Strangpressen, erforderlich wäre. Aufgrund dieses Merkmals können verschiedene Bauteile aus Aluminiumlegierung mit niedrigen Fertigungskosten· und unter Vermeidung der ungünstigen Auswirkungen einer Vorumformung durch z.B. Extrudieren bzw. Pressen angefertigt werden. Schmiedestücke oder Knetprodukte lassen sich somit mit ausgezeichneten Eigenschaften kostensparend herstellen. Nach dem erfindungsgemäßen Verfahren können zudem die Aluminiumknetlegierungen mit den erwähnten vorteilhaften Eigenschaften einfach und kostengünstig gewonnen werden.

Im folgenden sind bevorzugte Ausführungsbeispiele der Erfindung anhand der beigefügten Zeichnung näher erläutert. Es zeigen:

Fig. 1 ein Schliffbild eines Gußstrangs aus einer Aluminiumlegierung der AA-Reihe 2000, der durch Gießen mit einer Erstarrungsgeschwindigkeit von 25°C/s hergestellt worden ist,

Fig. 2 ein Schliffbild eines ähnlichen Gußstrangs wie in Fig. 1, der jedoch mit einer Erstarrungsgeschwindigkeit von 0,5°C/s hergestellt worden ist,

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Fig. 3 ein Schliffbild eines Gußstrangs aus einer Aluminiumlegierung der AA-Reihe 5000, der mit einer Erstarrungsgeschwindigkeit von 15°C/s hergestellt worden ist,

Fig. 4 eine Fig. 3 ähnelnde Darstellung für den Fall einer Erstarrungsgeschwindigkeit von 0,1°C/s,

Fig. 5 ein Schliffbild eines Gußstrangs aus einer Aluminiumlegierung der AA-Reihe 4000, der mit einer Erstarrungsgeschwindigkeit von 30°C/s hergestellt worden ist,

Fig. 6 eine Fig. 5 ähnelnde Darstellung für den Fall einer Erstarrungsgeschwindigkeit von 3 C/s,

Fig. 7 eine graphische Darstellung der Zugfestigkeit und der Bruchdehnung an verschiedenen Meßpunkten einer Probe nach Beispiel 1,

Fig. 8A und 8B eine perspektivische Darstellung einer Keilprobe bzw. eine schematische Darstellung eines Prüfverfahrens unter Verwendung der Keilprobe,

Fig. 9 eine graphische Darstellung der von der Erstarrungsgeschwindigkeit der Probe abhängenden Umformungsgrenze (limitative working degree) einer Keilprobe nach Beispiel 2, wobei Umformungsgrenze den Punkt der Umformung bedeutet, bei dem Knetrisse auftreten,

Fig. 10 eine graphische Darstellung des Formänderungswiderstandes und der Umformbarkeit in Abhängigkeit von der Erstarrungsgeschwindigkeit bei einer Probe nach Beispiel 2,

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Fig. 11 eine graphische Darstellung der Beziehung zwischen dem sekundären Dendriten-Armabstand (DAS) und der Erstarrungsgeschwindigkeit für jeden Legierungsgußblock A, B und C nach Beispiel 3/

Fig. 12 eine graphische Darstellung der Zugfestigkeit und der Bruchdehnung in Abhängigkeit von der Erstarrungsgeschwindigkeit für die Legierung B nach Beispiel 3,

Fig. 13 eine graphische Darstellung der (Kerb-)Schlagfestigkeitsgröße (impact value) und der Querschnittsverminderung (reduction of area) in Abhängigkeit von der Erstarrungsgeschwindigkeit für eine Legierung B nach Beispiel 3,

Fig. 14 eine graphische Darstellung der Ermüdungsfestigkeit in Abhängigkeit von den Prüfbelastungen einer Probe nach Beispiel 4,

Fig. 15 eine Fig. 7 ähnelnde Darstellung für einen Prüfling nach Beispiel 5,

Fig. 16 eine Fig. 9 ähnelnde Darstellung für eine Keilprobe nach Beispiel 6,

Fig. 17 eine Fig. 10 ähnelnde Darstellung für die Proben nach Beispiel 6,

Fig. 18 eine Fig. 11 ähnelnde Darstellung für die Legierungen D, E und F gemäß Beispiel 7,

Fig. 19 eine Fig. 12 ähnelnde Darstellung für die Legierung E nach Beispiel 7,

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Fig. 20 eine Fig. 13 ähnelnde Darstellung für die Probe E nach Beispiel 7,

Fig. 21 eine graphische Darstellung der Auswirkung der
Größe der Nebenphasenteilchen (second phase
particles) auf die Umformungsgrenze von Aluminiumblöcken, die bei einer Temperatur im Bereich von
200 - 450⁰C geschmiedet bzw. geknetet wurden,

Fig. 22 eine graphische Darstellung der spezifischen Verschleißfestigkeit der erfindungsgemäßen Aluminiumlegierung im Vergleich zu derjenigen verschiedener bisheriger Aluminiumlegierungen,

Fig. 23 eine graphische Darstellung der Zugfestigkeit bei einer Temperatur von Umgebungstemperatur bis 400⁰C für die erfindungsgemäße Aluminiumlegierung im
Vergleich zu einer bisherigen Aluminiumlegierung
und

Fig. 24A bis 24C schematische Darstellungen eines Stauchversuchs.

Der in der Beschreibung benutzte Ausdruck "Umformung" ist
nicht auf das Schmieden bzw. Kneten begrenzt, sondern soll
auch andere plastische Umformungsarbeiten, wie Walzen, Ziehen, Drahtziehen und Extrudieren bzw. Strangpressen,'sowie spanabhebende Bearbeitung einschließen. Die erfindungsgemäßen
Aluminiumknetlegierungen (aluminum base alloys for wrought products) lassen sich also verschiedenen plastischen Umformungen und Zerspanungsarbeiten unterwerfen. Der benutzte Ausdruck "Stranggießen" soll sich nicht nur auf das sog. fortlaufende Stranggießen, sondern auch auf ein halbkontinuierliches Stranggießen zur Herstellung von Gußstücken einer
bestimmten Länge beziehen.

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Der Ausdruck "sekundärer Dendrit" soll in seinem üblichen metallographischen Sinn verstanden werden. Der sekundäre Dendrit ist von der Dendritzelle zu unterscheiden, die einen primären Dendrit bedeutet.

Im folgenden ist zunächst das Feingefüge einer Knetlegierung der AA-Reihe 2000 erläutert. Diese Legierung sollte die vorher angegebene Zusammensetzung und ein feines Gußgefüge besitzen, bei dem der Korndurchmesser höchstens 80 um und der sekundäre Dendriten-Arm- bzw. -Zweigabstand höchstens 15 um betragen und die Zwischenmetallverbindun- *gen umfassenden Nebenphasenteilchen eine Größe von nicht mehr als 10 um besitzen.

Die die Nebenphasenteilchen bildenden intermetallischen bzw. Zwischenmetallverbindungen sind Al-Cu, Mg-Si, Al-Mn-Fe, Al-Fe-Si und dgl.

Wenn Korndurchmesser, Dendriten-Armabstand und Nebenphasenteilchengröße außerhalb der angegebenen Größenbereiche liegen, kann der erhaltene Gußstrang auch dann, wenn die Zusammensetzung der Legierung innerhalb der noch anzugebenden Bereiche liegt, die angestrebten Eigenschaften, wie hohe Zugfestigkeit, hohe Ermüdungsfestigkeit und hohe Schlagfestigkeit, nicht zeigen. Darüber hinaus geht das isotrope Makrogefüge der Legierung verloren, und es wird inhomogen, so daß die Legierung eine schlechte Verarbeitbarkeit bzw. ümformbarkeit besitzt.

Als nächstes wird das Feingefüge der erfindungsgemäßen Aluminiumknetlegxerung der AA-Reihe 5000 erläutert. Diese Legierung sollte den Bedingungen genügen, daß der Komdurchmesser nicht größer ist als 80 um, der Dendriten-Armabstand nicht mehr als 13 um beträgt und die intermetallische Verbindungen umfassenden Nebenphasenteilchen eine Größe von nicht mehr als 10 um besitzen. Eine solche Legierung bietet ebenfalls die vorstehend erwähnten Eigenschaften.

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Sodann wird das Feingefüge der erfindungsgemäßen Knetlegierung der AA-Reihe 4000 erläutert. Diese Legierung besitzt ein Gußgefüge, bei dem der Dendriten-Armabstand nicht größer ist als 20 μπι, während die Größe der Nebenphasenteilchen nicht mehr als 50 um beträgt. Vorzugsweise beträgt der Prozentsatz der Nebenphasenteilchen aus primären Kristallen und einer oder mehreren intermetallischen Verbindungen, wie Al-Cu, Al-Si, Mg-Si, Al-Mn-Fe, Al-Fe-Si, Al-Cu-Mg und dgl., in jedem Querschnittsbereich der Legierung 25 % oder weniger.

Wenn der Prozentsatz der von den Nebenphasenteilchen eingenommenen Fläche mehr als 25 % beträgt, zeigt die erhaltene Legierung deutlich eine mangelhafte Knetbarkeit. Wenn die Größe der Nebenphasenteilchen mehr als 50 μπι beträgt, können sich in der Legierung beim Schmieden bzw. Kneten nicht nur Risse bilden, vielmehr läßt sich die Legierung auch schlecht spanabhebend bearbeiten.

Als Ersatz für die oben angegebenen Feingefüge können die Bedingungen der Homogenität für die homogenen Legierungen der AA-Reihen 2000 und 5000 gemäß der Erfindung erfüllt werden. Diese Legierungen sollten nämlich ein solches Gefüge besitzen, daß das Verhältnis der Konzentration (a) der Lösungsbestandteile, wie Cu, Cr, Mg, Si und Mn, in der Matrix des Kristallkorns zur Konzentration (b) der Lösungskomponenten, wie Cu, Mg, Si und Mn, in bzw. an den Korngrenzen, d.h. das Verhältnis a/b, 0,70 oder mehr beträgt. Die Konzentration (b) kann lokal an einem Prüfling mittels eines Röntgenstrahl über die Korngrenzen durch Emissionsspektroanalyse oder Röntgenanalyse bestimmt werden, worauf die festgestellte Konzentration der Bestandteile bzw. Komponenten der Korngrenzen mit der festgestellten Konzentration ' der Bestandteile in der Matrix des Kristallkorns verglichen wird. Erfindungsgemäß wird eine Anreicherung der Lösungskomponenten in den Korngrenzen unterdrückt, um eine Abnahme der Duktilität bzw. Zähigkeit der Aluminiumlegierungen zu vermeiden. Diese Unterdrückung der Anreicherung der Lösungs-

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bestandteile ist wirksam, um Wirkungen zu erzielen, die den durch Begrenzung des Dendriten-Armabstands, des Korndurchmessers und der Größe der Nebenphasenteilchen erzielten Wirkungen äquivalent sind.

In manchen Fällen ist es schwierig, durch Steuerung der Erstarrungsgeschwindigkeit die makroskopisch isotrope Eigenschaft der Gußstränge zu erhalten. Wenn in diesem Fall der mit einer Erstarrungsgeschwindigkeit entsprechend mindestens einer kritischen Abkühlgeschwindigkeit hergestellte Gußstrang einerHomogenisier-Wärmebehandlung unterworfen wird, die für die Einstellung der Verteilung der Lösungsbestandteile zur Erzielung eines Verhältnisses a/b von mindestens 0,70 geeignet ist, zeigt der homogenisierte Gußstrang neben einem Feingefüge nahezu dieselben wünschenswerten Eigenschaften, wie sie durch die Aluminiumknetlegierungen gewährleistet werden. Zur Erzielung eines Konzentrationsverhältnisses a/b von mindestens 0,70 wird die Homogenisier-Wärmebehandlung für Legierungen der AA-Reihe 2000 während einer Zeitspanne von 0,5 - 20 h bei einer Temperatur von 450 - 530⁰C und im Fall der Legierungen der AA-Reihe 5000 während einer Zeitspanne von 1 - 24 h bei einer Temperatur von 450 - 580⁰C durchgeführt.

Idealerweise sollte nicht nur die Begrenzung des Korndurchmessers, des (sekundären) Dendriten-Anpabstands und der Nebenphasenteilchen auf die anaegebenen Höchstwerte, sondern auch die Begrenzung des Verhältnisses a/b auf mindestens 0,70 bei den Aluminiumknetlegierungen der AA-Reihen 2000 und 5000 erfüllt sein. In diesem Fall werden Verarbeitbarkeit bzw. ümformbarkeit und mechanische Eigenschaften des Gußstrangs im Vergleich zu Legierungen, welche zwar die Anforderungen bezüglich Korndurchmesser, Dendriten-Armabstand und Nebenphasenteilchengröße erfüllen, nicht aber dem Konzentrationsverhältnis a/b genügen, weiter verbessert.

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Der Aluminium-Gußstrang mit vorgesehenem Korndurchmesser, gewünschtem Dendriten-Armabstand und vorgesehener Nebenphasenteilchengröße kann in einem Stranggußverfahren hergestellt werden, bei dem die Erstarrungsgeschwindigkeit an jedem Punkt über den Querschnitt des Gußstrangs auf mindestens eine kritische Größe eingestellt ist.

Die kritische Erstarrungsgeschwindigkeit beträgt 25°C/s für die Legierung der AA-Reihe 2000, 15°C/s für die Legierung der AA-Reihe 5000 und 25°C/s, vorzugsweise 3O⁰CZs₇ für die Legierung der AA-Reihe 4000.

Wenn die Erstarrungsgeschwindigkeiten bei der Herstellung der Legierungen der AA-Reihen 2000, 5000 und 4000 von einem wesentlich unter der kritischen Erstarrungsgeschwindigkeit liegenden Wert aus allmählich erhöht werden, werden Korndurchmesser, Dendriten-Armabstand und Nebenphasenteilchengröße der Legierungen in der Nähe der kritischen Erstarrungsgeschwindigkeit außerordentlich klein bzw. sehr fein, wodurch die angegebenen Gefügebedingungen erzielt werden. Mit anderen Worten: die Einhaltung zumindest der kritischen Erstarrungsgeschwindigkeit ermöglicht die Gewinnung von Gußsträngen mit den gewünschten mechanischen Eigenschaften und der gewünschten Umformbarkeit. Infolgedessen sollte die Erstarrungsgeschwindigkeit auf eine Größe entsprechend zumindest der kritischen Geschwindigkeit eingestellt werden.

Der Ausdruck "Erstarrungsgeschwindigkeit¹¹ bezieht sich auf eine Temperaturabnahmegeschwindigkeit an der Grenzfläche zwischen der Festphase und der Flüssigphase einer in eine Stranggießkokille eingebrachten Legierung. Diese Temperaturabnahmegeschwindigkeit läßt sich experimentell beispielsweise dadurch bestimmen, daß von der Oberseite der Kokille her ein Thermoelement in die Flüssigphase eingeführt und die Temperaturänderung an der Stelle bestimmt wird, an welcher das Thermoelement mit der Festphase in Berührung gelangt.

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Beim Stranggießen zur Herstellung der erfindungsgemäßen Aluminiumknetlegierungen ist für die Herstellung von Strängen mit einem Durchmesser von 100 mm oder darunter das übliche Fließ-Stranggießverfahren (float type continuous casting process) schwierig anzuwenden. Soweit derzeit bekannt, ist ein Wärmehauben-Stranggießverfahren mit Gasdruckanlegung, wie es in der US-PS 4 157 728 beschrieben ist, für die Herstellung eines Stranges mit einem kleinen Durchmesser von insbesondere 5 bis 70 mm am besten geeignet. Es ist jedoch darauf hinzuweisen, daß erfindungsgemäß auch andere Stranggießverfahren angewandt werden können, sofern sie die Erzielung einer zufriedenstellenden Gefügegüte und einer über der kritischen Größe liegenden Erstarrungsgeschwindigkeit zulassen.

Die auf diese Weise hergestellten Gußstränge können unmittelbar einer plastischen Umformung oder einer mechanischen Bearbeitung unterworfen werden. Wahlweise können die Gußstränge vor der jeweiligen Verarbeitung einer Homogenisier-Wärmebehandlung unterzogen werden. Beispielsweise kann eine T,-Wärmebehandlung vor der Weiterverarbeitung angewandt werden.

Die Tatsache, daß das Gußgefüge einer Legierung der AA-Reihe 2000 bei einer Erstarrungsgeschwindigkeit von etwa 25°C/s plötzlich fein wird, ist im folgenden anhand der Fig. 1 und 2 veranschaulicht. Fig. 1 ist ein Schliffbild eines Gußstrangs aus Aluminiumlegierung mit 4,5 Gew.-% Cu, 0,6 Gew.-% Mg, 0,6 Gew.-% Si, 0,4 Gew.-% Mn und 0,01 Gew.-% Ti (Rest Al und Spuren von Verunreinigungen). Die Aluminiumlegierung wurde im Strangguß mit einer Erstarrungsgeschwindigkeit von 25°C/s zu einem Strang gegossen, der zur Untersuchung des Mikrogefüges des StrangquerSchnitts geschnitten wurde. Figur 2 ist ein Schliffbild desselben Aluminiumlegierungs-Gußstrangs wie in Fig. 1, nur mit dem Unterschied, daß dieser Gußstrang durch Gießen mit einer Erstarrungsgeschwindigkeit

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von 0,5°C/s hergestellt wurde. Wie aus Fig. 1 hervorgeht, sind die Kristallkörner gleichmäßig durch das Gefüge hindurch verteilt, der (sekundäre) Denriten-Armabstand ist nicht größer als 15 μπι, und alle Nebenphasenteilchen mit bzw. aus intermetallischen Verbindungen besitzen eine Größe von nicht mehr als 10 μπι. Bei der mit niedrigerer Erstarrungsgeschwindigkeit gegossenen Legierung ist andererseits gemäß Fig. 2 der Dendriten-Armabstand größer als 15 μΐη, während die Nebenphasenteilchen mit intermetallischen Verbindungen deutlich grob sind.

Fig. 3 ist ein Schliffbild des Gefüges eines Gußstrangs aus einer Aluminiumlegierung mit 3,0 Gew.-% Mg, 0,15 Gew.-%Cr, 0,01 Gew.-% Ti, 0,2 Gew.-% Mn, Rest Al und Verunreinigungsspuren. Diese Aluminiumlegierung wurde mit einer Erstarrungsgeschwindigkeit von 15°C/s zu einem Strang vergossen, der zur Untersuchung des Mikrogefüges des Strangquerschnitts geschnitten wurde. Fig. 4 ist ein Schliffbild eines Gußstrangs aus derselben Legierung wie in Fig. 3, nur mit dem Unterschied, daß der Gußstrang durch Stranggießen mit einer Erstarrungsgeschwindigkeit von 0,1°C/s hergestellt wurde. Gemäß Fig. 3 sind die Kristallkörner gleichmäßig im Gefüge verteilt, wobei der Dendriten-Armabstand nicht mehr als 13 um beträgt und alle Nebenphaseriteilchen mit intermetallischen Verbindungen eine Größe von nicht mehr als 10 μΐη besitzen. Gemäß Fig. 4 ist andererseits bei der mit niedriger Erstarrungsgeschwindigkeit vergossenen Legierung der Dendriten-Armabstand größer als 13 μπι, während die Nebenphasenteilchen mit intermetallischen Verbindungen deutlich grob sind.

Figur 5 i_st ein Schliffbild eines Gußstrangs aus einer Legierung der AA-Reihe 4000. Hierbei wurde die Aluminiumlegierung 'mit einer Erstarrungsgeschwindigkext von 30°C/s zu einem Strang vergossen, der zur Untersuchung seines Querschnittgefüges geschnitten wurde. Figur 6 ist ein Schliffbild eines Gußstrangs aus derselben Aluminiumlegierung wie in Fig. 5, nur mit dem Unterschied, daß der Strang mit einer

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OPlGiMAL INSPECTED

Erstarrungsgeschwindigkeit von 3°C/s hergestellt wurde. Bei der mit hoher Erstarrungsgeschwindigkeit vergossenen Legierung gemäß Fig. 5 sind ersichtlicherweise die Kristalle gleichmäßig durch das Gefüge hindurch verteilt, wobei der Dendriten-Armabstand nicht mehr als 20 um beträgt und die intermetallische Verbindungen umfassenden Nebenphasenteilchen eine Größe von nicht mehr als 15 μπι besitzen, während die Primärkristalle umfassenden Nebenphasenteilchen nicht größer sind als 50 um. ^{Bei der mit} niedriger Erstarrungsgeschwindigkeit vergossenen Legierung ist andererseits gemäß Fig. 6 der Dendriten-Armabstand größer als 20 μπι, während die Nebenphasenteilchen aus intermetallischen Verbindungen und Primärkristallen deutlich grob sind.

Untersuchungen der Beziehung zwischen der Erstarrungsgeschwindigkeit und den Eigenschaften des erhaltenen Legierungsgußblocks haben ergeben, daß die untere Grenze der Erstarrungsgeschwindigkeit für Legierungen der AA-Reihen 2000 und 4000 bei 25°C/s und für Legierungen der AA-Reihe 5000 bei 15°C/s liegt. Es braucht eigentlich nicht eigens erwähnt zu werden, daß das Stranggießverfahren für die Herstellung eines Legierungsgußblocks bzw. -Strangs mit hoher Erstarrungsgeschwindigkeit am günstigsten ist. Das vorteilhafteste Stranggießverfahren, das derzeit industriell angewandt wird, ist das halbkontinuierlich Vertikal-Stranggießverfahren. Zur Realisierung einer hohen Erstarrungsgeschwindigkeit von z.B. 25°C/s oder mehr wird bei diesem Verfahren zweckmäßig eine Schmelze zu einem Strang kleinen Durchmessers vergossen. Die für Legierungen der AA-Reihe 4000 geeignete Erstarrungsgeschwindigkeit von 25°C/s oder mehr, vorzugsweise 30°C/s oder mehr, läßt sich bei Festlegung des Durchmessers des hergestellten Strangs auf einen kleinen Wert von 40 bis 100 mm erzielen, ohne daß -dabei wesentliche Abwandlungen der Kühlwasser-Einspritzbedingungen, wie Wassertemperatur, Wasserströmungsmenge und Wasserein-

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spritzpunkt, gegenüber den gemäß US-PS 4 157 728 angewandten Bedingungen erforderlich wären.

Nachstehend sind die Zusammensetzungen der erfindungsgemäßen Legierungen erläutert.

Zunächst sind die Gründe für die Begrenzung der Zusammensetzung einer Legierung der AA-Reihe 2000 erläutert. Wenn der Kupfergehalt weniger als 2,0 Gew.-% beträgt, besitzt der erhaltene Gußstrang unzufriedenstellende mechanische Festigkeit. Bei einem Kupfergehalt von mehr als 9,0 Gew.-% geht das Kupfer auch bei einer Lösungsbehandlung nicht in zufriedenstellendem Maße in Lösung, sondern seigert in Form von intermetallischen Verbindungen aus. Hierdurch verschlechtern sich die metallischen Eigenschaften, wie Zugfestigkeit, Bruchdehnung und (Kerb-)Schlagfestigkeit, des Gußstrangs, so daß beim Stranggießen Gießrisse im Gußstrang entstehen können. Wenn jedoch die Erstarrungsgeschwindigkeit an jeder Stelle über die Fest/Flüssig-Grenzflache auf 25°C/s oder höher eingestellt wird, kann das Stranggießen zügig durchgeführt werden, ohne daß aufgrund des hohen Kupfergehalts von bis zu 9,0 Gew.-% Gießrisse auftreten. Da eine hohe Abkühlgeschwindigkeit gleichmäßig über den Querschnitt des geformten Gußstrangs aufrechterhalten wird, wird die Ausseigerungstendenz im Strangquerschnitt herabgesetzt, und es findet eine Erstarrung statt, die sehr stark einer idealen unidirektionalen bzw. einseitig gerichteten Erstarrung entspricht. Diese schnelle Erstarrung scheint im Vergleich zum Stand der Technik die Erhöhung des maximalen Kupfergehalts zu ermöglichen, bei dem noch keine stärke Kupferausseigerung auftritt.

Wenn der Magnesiumgehalt weniger als 0,2 Gew.-% beträgt, besitzt der erhaltene Gußstrang eine mangelhafte Zugfestigkeit. Bei einem Magnesiumgehalt von mehr als 1,2 Gew.-% entstehen intermetallische Mg-Si-Verbindungen, die eine

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Herabsetzung der Bruchdehnung und der Zugfestigkeit des Gußstrangs zur Folge haben. Beim Vorhandensein solcher intermetallischer Verbindungen wird kein Gußstrang mit den genannten, gewünschten Eigenschaften erzielt. Wenn andererseits der Siliziumgehalt weniger als 0,2 Gew.-% beträgt, läßt sich die betreffende Legierung nicht wärmebehandeln. Ein Siliziumgehalt von über 1,2 Gew.-% führt andererseits zu einer Verschlechterung der Zugfestigkeit und der Schlagfestigkeit des hergestellten Gußstrangs. Mit einem Mangangehalt von weniger als 0,2 Gew.-% läßt sich keine hohe Zug- und Schlagfestigkeit erzielen. Wenn der Mangangehalt mehr als 0,8 Gew.-% beträgt, entsteht ein grobes Korn, mit dem Ergebnis, daß die vorher genannten Bedingungen für das Gefüge nicht eingehalten werden können; der Gußstrang erhält dabei eine mangelhafte Zugfestigkeit. Die erfindungsgemäße Aluminiumlegierung kann erforderlichenfalls auch Titan erhalten. Wahlweise kann die Aluminiumlegierung sowohl Titan als auch Bor in einer Gesamtmenge von 0,005 bis 0,15 Gew.-% enthalten. Der Gehalt an Titan oder sowohl Titan als auch Bor bewirkt eine weitere Verfeinerung des Kristallkorns unter Gewährleistung noch besserer mechanischer Eigenschaften.

Nachstehend sind die entsprechenden Bedingungen für eine Legierung der AA-Reihe 5000 erläutert. Wenn der Magnesiumgehalt weniger als 2,0 Gew.-% beträgt, besitzt der erhaltene Gußstrang unzufriedenstellende mechanische Eigenschaften. Ein Magnesiumgehalt von mehr als 6,0 Gew.-% besitzt andererseits einen ungünstigen Einfluß auf die Warmumformbarkeit des Gußstrangs, wobei auch Spannungskorrosionsrisse entstehen können. Mit einem Chromgehalt von weniger als 0,03 Gew.-% lassen sich Spannungskorrosionsrisse im Gußstrang nicht vermeiden. Ein Chromgehalt von mehr als 0,3 Gew.-%'führt andererseits zur Entstehung von makroskopischen intermetallisehen Verbindungen, die einen ungünstigen Einfluß auf die mechanischen Eigenschaften und die Umformbarkeit und die

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Verarbeitbarkeit des Gußstrangs haben.

Erforderlichenfalls kann der Legierung der AA-Reihe 5000 zur Verfeinerung des Kristallkorns Titan in einer Menge von 0,005 - 0,2 Gew.-% zugesetzt werden. Titan kann teilweise durch Bor ersetzt werden. Hierbei darf die Gesamtmenge an Titan + Bor höchstens 0,2 Gew.-% betragen. Mit Hilfe von Mangan kann die Spannungskorrosionsrißbildung wirksam verhindert werden. Ein Mangangehalt von mehr als 0,5 Gew.-% führt jedoch zur Entstehung von makroskopischen (macro-sized) intermetallischen Verbindungen, die den mechanischen Eigenschaften und der Umformbarkeit abträglich sind. Zirkon geht teilweise in Lösung über und trägt zur Verfestigung der Legierungsmatrix bei. Der restliche Teil des Zirkon setzt sich mit Magnesium unter Bildung intermetallischer Mg-Zr-Verbindungen um, welche dem Gußstrang gute Zerspanungseigenschaften verleihen. Die Löslichkeit von Zinn ist niedrig; stattdessen setzt sich Zinn mit Magnesium unter Bildung von intermetallischen Mg^Sn-Verbindungen um, welche die Zerspanbarkeit (free cutting) des Gußstrangs verbessern.

Im folgenden sind die Zusammensetzungsbereiche für die Legierung der AA-Reihe 4000 angegeben.

Im Fall einer Al-Si-Mg-Legierung der AA-Reihe 4000 bewirkt Silizium nicht nur eine Verfestigung oder Verstärkung der Legierungsmatrix, vielmehr tritt es auch mit Aluminium in Wechselwirkung zur Bildung eines Al-Si-Eutektikums, welches die Verschleiß- bzw. Abriebfestigkeit und die Korrosionsbeständigkeit in oxidierender Atmosphäre verbessert. Wenn der Siliziumgehalt weniger als 4 Gew.-% beträgt, besitzt der hergestellte Gußstrang eine unzufriedenstellende Verschleißfestigkeit. Ein Siliziumgehalt von mehr als 12 Gew.-S führt dagegen zu einer Vergrößerung bzw. Zunahme der Silizium-Primärkristalle, welche zwar die Verschleißfestig-

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keit verbessern, andererseits aber die Zugfestigkeit beeinträchtigen. Der Siliziumgehalt liegt vorzugsweise im Bereich von 6 bis 10 Gew.-%.

Magnesium geht nicht nur unter Verfestigung der Legierungsmatrix in Aluminium in Lösung, sondern setzt sich auch mit Silizium unter Bildung intermetallischer Mg^Si-Verbindungen um, die zur Verbesserung der Zugfestigkeit und der Verschleißfestigkeit des Gußstrangs beitragen. Bei einem Magnesiumgehalt von weniger als 0,6 Gew.-% ist jedoch der Beitrag der intermetallischen Verbindungen zur Zug- und Verschleißfestigkeit unzufriedenstellend. Bei einem Magnesiumgehalt von mehr als 1,3 Gew.-% wird andererseits die erhaltene Legierung spröde. Aus diesem Grund sollten der Siliziumgehalt und der Magnesiumgehalt auf einen Bereich von 4 bis 12 Gew.-% bzw. 0,6 bis 1,3 Gew.-% beschränkt werden.

Bei der vorher genannten Al-Si-Cu-Mg-Legierung der AA-Reihe 4000 ist Kupfer wesentlich, um dem resultierenden Guß strang

Wärmebehandelbarkeit und hohe Zugfestigkeit zu verleihen. Falls jedoch der Kupfergehalt weniger als 1,5 Gew.-% beträgt, besitzt der hergestellte Gußstrang eine unzufriedenstellende Zähigkeit. Ein Kupfergehalt von mehr als 5,0 Gew.-% führt zu einer Verschlechterung der Umformbarkeit bzw. Verarbeitbarkeit des Gußstrangs. Silizium gewährleistet dieselbe Wirkung, wie sie vorstehend für die Al-Si-Mg-Legierung der AA-Reihe 4000 beschrieben wurde. Außerdem vermag Silizium die Rißbildung beim Schmieden bzw. Kneten des GußStrangs sowie seine Porosität herabzusetzen. Außerdem reagiert Silizium mit Magnesium unter Bildung der intermetallischen Mg₂Si-Verbindungen, welche die Wärmebehandlungseigenschaften der Legierung verbessern. Die angestrebten Wirkungen lassen sich jedoch mit einem Siliziumgehalt von unter 2,0 Gew..-% erzielen. Andererseits wird mit einem Siliziumgehalt von mehr als 12 Gew.-% zwar die Verschleißfestigkeit verbessert, andererseits aber die Knetbarkeit und Zerspanbarkeit des

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Gußstrangs verschlechtert. Magnesium verbessert die Festigkeit bzw. Stärke der Legierungsmatrix sowie die Wärmebehandelbarkeit und die Verschleißfestigkeit der Legierung. Diese Wirkungen lassen sich jedoch mit einem Magnesiumgehalt von weniger als 0,8 Gew.-% nicht erzielen. Wenn der Magnesiumgehalt andererseits mehr als 1,3 Gew.-% beträgt, wird der hergestellte Gußstrang spröde und schlecht umformbar.

Im Fall der Al-Si-Cu-Mg-Legierungen der AA-Reihe 4000 mit optimalen Bestandteilsgehalten werden durch das wahlfreie bzw. zusätzliche Element (A) insbesondere Wärmebeständigkeit (Warmfestigkeit) und Zerspanbarkeit verbessert.

Zusammenfassend läßt sich feststellen, daß die vorstehend angegebenen Zusammensetzungen und Gefügebedingungen, d.h. Korndurchmesser, sekundärer Dendriten-Armabstand und Nebenphasenteilchen in Form von intermetallischen Verbindungen aus z.B. Mg-Si, Al-Mn-Fe und Al-Fe-Si sowie gelegentlich Silizium-Primärkristallen die Herstellung eines Gußstrangs mit hoher Zug-, Ermüdungs- und Schlagfestigkeit sowie mit feine_m/ isotropem Gefüge ermöglicht. Der erfindungsgemäß hergestellte Gußstrang läßt sich unmittelbar und einfach plastisch umformen, z.B. durch Schmieden bzw. Kneten, und besitzt dabei eine ausgezeichnete Umformbarkeit sowie eine hervorragende Zerspanbarkeit.

Die aus dem erfindungsgemäßen Gußstrang hergestellten Knetprodukte sind frei von den unerwünschten Auswirkungen der bisher üblichen Vorbehandlung (primary working). Die Gußstränge aus den Legierungen der AA-Reihe 4000 eignen sich zur Herstellung von Schmiedestücken z.B. als Bauteile für Verdichter, Fahrzeuge, Flugzeuge und dgl.

Im folgenden ist die Erfindung anhand von Beispielen näher erläutert.

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Beispiel 1

Versuch Nr. 1 (erfindungsgemäß)

Eine Aluminiumlegierungsschinelze aus 4,7 Gew.-% Kupfer, 0,7 Gew.-% Silizium, 0,6 Gew.-% Mangan, 0,5 Gew.-% Magnesium, 0,015 Gew.-% Titan und Bor, Rest im wesentlichen Aluminium, wurde zubereitet und in einem Wärmehauben-Stranggießverfahren mit einer Erstarrungsgeschwindigkeit von 25°C/s unter Herstellung eines Rundstabs mit einem Durchmesser von 53 mm vergossen. Die Schmelzenmasse wurde auf die in der US-PS 4 157 728 beschriebene Weise mit einem Gasdruck beaufschlagt.

Versuch Nr. 2 (Vergleich)

Die Arbeitsgänge gemäß Versuch Nr. 1 wurden mit dem Unterschied wiederholt, daß eine Erstarrungsgeschwindigkeit von 0,15⁰C/s angewandt wurde.

Versuch Nr. 3 (Vergleich)

Unter anderweitig gleichen Bedingungen wurde eine Erstarrungsgeschwindigkeit von 3°C/s angewandt.

Aus jedem der bei den obigen Versuchen erhaltenen Rundstäbe wurden in Längsrichtung derselben in verschiedenen Abständen vom Außenumfang Proben bzw. Prüflinge geschnitten. Jeder f

Prüfling wurde 6 h lang auf 505⁰C erwärmt und dann in heißem | Wasser abgekühlt. Hierauf wurden die Prüflinge 8 h lang bei | einer Temperatur von 170⁰C gealtert, um ein sogenanntes ί

Tg-Material zu erhalten. Zugfestigkeit und Bruchdehnung der .Prüflinge bei Normaltemperatur wurden ermittelt; di'e Ergebnisse finden sich in Fig. 7. In Fig. 7 stehen das Symbol χ ^:\

für einen Prüfling gemäß Versuch Nr. (25°C/s) , der schwarze Sj

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Punkt für einen Prüfling gemäß Versuch Nr- 2 (0,15°C/s) und der Kreis bzw. der offene Punkt für einen Prüfling gemäß Versuch Nr. 3 (3°C/s). Aus Fig. 7 geht hervor, daß im Fall der Erstarrungsgeschwindigkeiten von 0,15°C/s und 3⁰C/s eine beträchtliche Streuung der Zugfestigkeit und der Bruchdehnung zwischen Außenbereich und Mittelbereich zu beobachten ist. Im Falle der Erstarrungsgeschwindigkeit von 25°C/s ist nur eine geringe Streuung der Zugfestigkeit und der Bruchdehnung zwischen Außen- und Innenbereichen vorhanden, was auf ein nahezu homogenes Gefüge des Gußstrangs von seinem Außenbereich zum Zentralbereich schließen läßt. Weiterhin wurden der Dendriten-Armabstand, die Nebenphasenteilchengröße sowie das Verhältnis a/b der Lösungskonzentration in der Kornmatrix zur Lösungskonzentration in der Korngrenze der in den Versuchen Nr. 1, 2 und 3 gewonnenen Gußstränge ermittelt. Die Ergebnisse finden sich in der nachstehenden Tabelle 1.

Tabelle 1

	Erstarrungsge	0,15	Dendriten-	Größe der	21	Lösungs-	40
	schwindigkeit		Armabstand	Nebenpha		konzentra-
	°C/s	3	μπι	senteil	16	tionsver-	55
				chen		hältnis a/b
		25		μπι	8	%	75
Versuch
Nr. 2	40
Versuch
Nr. 3	25
Versuch
Nr. 1	12

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Wie aus Tabelle 1 hervorgeht, sind im Fall einer Erstarrungsgeschwindigkeit von 25°C/s sowohl- der Dendriten-Armabstand als auch die Nebenphasenteilchen von kleiner Größe, und das genannte Lösungskonzentrationsverhältnis a/b ist hoch, während im Fall der Erstarrungsgeschwindigkeiten von 0,15°C/s und 3°C/s sowohl Dendriten-Armabstand als auch Nebenphasenteilchen ziemlich grob bzw. groß sind und das LÖsungskonzentrationsverhältnis a/b niedrig ist. Im Hinblick auf diese Ergebnisse und die Versuchsergebnisse gemäß Fig. 7 ist ersichtlich, daß die Struktur- bzw. Gefügefaktoren einen großen Einfluß auf die Zugfestigkeit und die Bruchdehnung des GußStrangs haben.

Beispiel 2

Eine Legierungsschmelze aus 4,5 Gew.-% Kupfer, 0,6 Gew.-% Silizium, 0,6 Gew.-% Magnesium, 0,8 Gew.-% Mangan, 0,015 Gew.-% Titan und im Rest im wesentlichen Aluminium wurde zubereitet und mittels einer Wärmehauben-Stranggießvorrichtung zu einem Rundstab mit einem Durchmesser von 78 mm vergossen. Die Metallschmelze wurde auf die in der US-PS 4 157 728 beschriebene Weise mit einem Gasdruck beaufschlagt. Dieses Gießverfahren wird im folgenden auch als Gasdruckwärmehauben-Stranggießen bezeichnet. Die Erstarrungsgeschwindigkeit wurde zwischen 5 und 80°C/s variiert. Zur Gewinnung von Prüflingen wurde der Gußstrang 8 h lang bei 505⁰C homogenisiert.

Aus jedem Prüfling wurden keilförmige Proben gemäß Fig. 8A geschnitten. Die Keilproben wurden bei einer Temperatur von 300, 400 bzw. 450⁰C warm geschmiedet, um auf diese Weise die Umformungsgrenze zu ermitteln, bei welcher in den Proben Risse auftreten.

Die Untersuchung erfolgte nach dem Prüfverfahren gemäß "Metal Plastic Working" (in japanisch), Kenzo Kato, herausgegeben von Maruzen Co. Ltd.. Hierbei wird gemäß Fig.8B

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ein keilförmiger p_rüfling der Art gemäß Fig. 8A auf eine Platte 2 aufgelegt. Hierauf wird der Prüfling 4 mit einem Hammer 3 von 0,5 t Gewicht beaufschlagt. Die Umformungsgrenze wird anhand der beim Schmiedevorgang im Prüfling 4 entstehenden Risse ermittelt. Dieses Verfahren ist für die Bestimmung der Schmiedbarkeit bzw. Knetbarkeit eines Werkstoffs sehr zweckmäßig und zuverlässig.

Die Versuchsergebnisse sind in Figur 9 dargestellt. Die schraffierten Bereiche oberhalb der Kurvenzüge gemäß Fig. 9 geben die Größen der Schmiedetemperatur und des Keilreduktionsverhältnisses an, bei denen ein Schmieden bzw. Kneten ohne Rißbildung möglich war. Wie aus Fig. 9 hervorgeht, steigt die Umformungsgrenze mit zunehmender Schmiedetemperatur an. Bei hoher Erstarrungsgeschwindigkeit ist die Umformungsgrenze ebenfalls hoch, und es treten bei allen Schmiedetemperaturen kaum Schmiederisse auf. Bei einer Erhöhung der Erstarrungsgeschwindigkeit auf etwa 25°C/s wird insbesondere die Umformungsgrenze deutlich erhöht. Wie vorher beschrieben, entspricht dies einer plötzlichen Änderung des Gefüges bei der Erstarrungsgeschwindigkeit von etwa 25°C/s. Zur Bestimmung der Verarbeitbarkeit bzw. Umformbarkeit durch allgemeine Warmverarbeitung, wie Schmieden und Walzen, der bei den verschiedenen Erstarrungsgeschwindigkeiten gewonnenen Gußstränge wurde das zu prüfende Material außerdem zwecks Bestimmung des Formänderungswiderstands und der Verformbarkeit einem Warmtorsionsversuch unterworfen (vgl. beispielsweise "Leichtmetall" (in japanisch), Horiuchi u.a., Band 20, Nr. 5). Die entsprechenden Ergebnisse finden sich in Figur 10, aus welcher hervorgeht, daß die von der Erhöhung der Erstarrungsgeschwindigkeit abhängige Formänderungswiderstandsänderung einen plötzlichen Abfall bei etwa 25°C/s zeigt, während die Verformbarkeitsänderung, die von der Erstarrungsgeschwindigkeit abhängt, bei einer Erstarrungsgeschwindigkeit von etwa 25°C/s plötzlich ansteigt. Aus diesen

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Ergebnissen geht hervor, daß die Bearbeitbarkeit bzw. Umformbarkeit der erfindungsgemäßen Gußstränge ausgezeichnet ist.

Beispiel 3

Zubereitet wurden jeweils eine Legierungsschmelze aus 2,3 Gew.-% Kupfer, 0,3 Gew.-% Magnesium, 0,3 Gew.-% Silizium, 0,2 Gew.-% Mangan, 0,02 Gew.-% Titan und Rest im wesentlichen Aluminium (Legierung A), eine Legierungsschmelze aus 4,5.Gew.-% Kupfer, 0,6 Gew.-% Magnesium, 0,7 Gew.-% Silizium, 0,6 Gew.-% Mangan, 0,01 Gew.-% Titan, Rest im wesentlichen Aluminium (Legierung B), sowie eine Legierungsschmelze aus 8,7 Gew.-% Kupfer, 1,0 Gew.-% Magnesium, 1,0 Gew.-% Silizium, 0,7 Gew.-% Mangan, insgesamt 0,015 Gew.-% Titan und Bor, Rest im wesentlichen Aluminium (Legierung C). Die Schmelzen aus jeder dieser Legierungen wurden durch Gasdruckwärmehauben-Stranggießen mit einer Erstarrungsgeschwindigkeit zwischen etwa 6°C/s und etwa 80°C/s zu einem Rundstab mit einem Durchmesser von 62 mm vergossen. Die Hauptlegierung (master alloy) mit 5 Gew.-% Titan, 0,7 Gew.-% Bor und zum Rest im wesentlichen Aluminium wurde der Legierungsschmelze C zugesetzt, so daß sie Titan und Bor enthielt.

Der sekundäre Dendriten-Armabstand bei den auf diese ™eise hergestellten Rundstäben ist in Fig. 11 veranschaulicht.

Wie aus Fig. 11 hervorgeht, zeigt die von der Erstarrungsgeschwindigkeit abhängige Änderung des Dendriten-Armabstands jeder der Legierungen A, B und C einen deutlichen Abfall bei einer Erstarrungsgeschwindigkeit bis zu etwa 25°C/s, während der Dendriten-Armabstand über dem Wert von 25°C/s als kritischer Erstarrungsgeschwindigkeit eine nahezu konstante Größe von etwa 6 μΐη besitzt. Hierdurch wird deutlich aufgezeigt, daß die Erstarrungsgeschwindigkeit von 25°C/s für das feine Gefüge der Legierung der AA-Reihe 2000

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von Bedeutung ist; der Wert von 25°C/s stellt also die kritische Erstarrungsgeschwindigkeit dar, bei welcher das Gefüge der Legierung fein wird.

Zusätzlich wurde als repräsentatives Beispiel für die drei genannten Legierungen die Legierung B bei verschiedenen Erstarrungsgeschwindigkeiten zu Strängen vergossen, während Zugfestigkeit und Bruchdehnung gemessen wurden. Die Ergebnisse finden sich in Figur 12. Im Hinblick auf Fig. 11 wird durch Fig. 12 bestätigt, daß sowohl Zugfestigkeit als auch Bruchdehnung eine Zunahme mit einer Erhöhung der Dendriten- Armabstandswerte erfahren. Besonders auffällig ist die Zunahme der Bruchdehnung. Die bei verschiedenen Erstarrungsgeschwindigkeiten aus der Legierung B hergestellten Gußstränge wurden zudem einem Schlag- und einem Ziehversuch unterworfen. Die entsprechenden Ergebnisse finden sich in Fig. 13. Es wurde hierbei auch festgestellt, daß sich bei der Erstarrungsgeschwindigkeit von 25°C/s eine deutliche Verbesserung der mechanischen Eigenschaften, wie Schlagfestigkeitswert und Querschnittsverminderung, ergibt.

Beispiel 4

Versuch Nr. 4 (erfindungsgemäß)

Eine Legierungsschmelze aus 4,0 Gew.-% Kupfer, 0,2 Gew.-% Silizium, 0,6 Gew.-% Magnesium, 0,6 Gew.-% Mangan, 0,01 Gew.-% Titan und Rest im wesentlichen Aluminium wurde zubereitet und zu einem Rundstab mit einem Durchmesser von 35 mm vergossen. Das Gießen erfolgte in einer Gasdruckwärmehauben-Stranggießvorrichtung bei einer Erstarrungsgeschwindigkeit von 30°C/s. Der Gußstrang wurde sodann durch herkömmliches Warmschmieden bzw. -kneten zu einer Pleuelstange geschmiedet. Letztere wurde 2 h lang bei 505⁰C wärmebehandelt und sodann in Wasser abgekühlt, um edne Lösungsbehandlung durchzuführen. Hierauf wurde die Pleuelstange 2 Tage lang bei Raumtemperatur gealtert (T₄~Behandlung). Das erhaltene

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Werkstück in Form der Pleuelstange wurde anschließend einem Ermüdungsversuch unterworfen.

Versuch Nr. 5 (Vergleich)

Eine Legierungsschmelze mit derselben Zusammensetzung wie diejenige nach Versuch Nr. 4 wurde nach einem herkömmlichen Direkt-Schalengießverfahren vergossen. Der erhaltene Gußstab wurde mit einem Strangpreßverhältnis von 40 zu einem Preßstab mit einem Durchmesser von 35 mm extrudiert bzw. stranggepreßt. Der Preßstab wurde nacheinander warmgeschmiedet, lösungsbehandelt (solutionized) und einerT.-Behandlung unterworfen, wobei jeweils dieselben Bedingungen wie in Versuch Nr. 4 eingehalten wurden. Der erhaltene Stab wurde sodann auf Ermüdung geprüft.

Die mit diesen Prüflingen (Versuche Nr. 4 und 5) erzielten Ermüdungsergebnisse sind in Figur 14 dargestellt. Da bei der Pleuelstange die Spannungspegel innerhalb von Ebenen quer über die Pleuelstange lokal variieren, gibt die Ordinate gemäß Figur 14 nicht die (mechanische) Spannung, sondern die Prüfbelastung an. Aus Figur 14 geht hervor, daß das Schmiedestück gemäß Versuch Nr. 4 im Vergleich zum Schmiedestück gemäß Versuch Nr. 5 eine wesentlich bessere Ermüdungsfestigkeit besitzt. Die Überlegenheit des Werkstücks gemäß Versuch Nr. 4 im Vergleich zu demjenigen nach Versuch Nr. 5 ist möglicherweise den folgenden Umständen zuzuschreiben: Das geschmiedete Werkstück gemäß Versuch Nr. 5 ist ein extrudiertes Material mit einem beim Strangpressen entstandenen Fasergefüge, welches beim Schmieden aufgebrochen wird, so daß das Schmiedeprodukt das normale Fasergefüge nicht mehr besitzt; andererseits ist das geschmiedete Werkstück gemäß Versuch Nr. 4 ein Gußstrang mit einem homogenen Innengefüge und makroskopisch isotropischer Eigenschaft, mit dem Ergebnis, daß ein normales Fasergefüge in jeder Richtung der bei der Fertigung der Pleuelstange ausgeübten Schmiedekraft entsteht.

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Beispiel 5

Versuch Nr. 6 (erfindungsgemäß)

Eine Aluminiumlegierungsschmelze aus 3,0 Gew.-% Magnesium, 0,25 Gew.-% Chrom, 0,18 Gew.-% Eisen, 0,15 Gew.-% Silizium, 0,01 Gew.-% Titan und im Rest im wesentlichen Aluminium wurde zu einem Rundstab mit einem Durchmesser von 62 mm vergossen. Das Gießen erfolgte in einer Gasdruckwärmehauben-Stranggießvorrichtung bei einer Erstarrungsgeschwindigkeit von 15°C/s.

Versuch Nr." 7 (Vergleich)

Die Arbeitsgänge nach Versuch Nr. 6 wurden mit dem Unterschied wiederholt, daß eine Erstarrungsgeschwindigkeit von 0,10°C/s angewandt wurde.

Versuch Nr. 8 (Vergleich)

DieselbenArbeitsgänge wurden erneut mit einer Erstarrungsgeschwindigkeit von 3⁰C/s wiederholt.

Aus jedem der in Versuch Nr. 6, 7 und 8 hergestellten Rundstäbe wurden in deren Längsrichtung in verschiedenen Abständen vom Außenrand Prüflinge ausgeschnitten. Jeder Prüfling wurde 6 h lang bei 525⁰C homogenisiert. Sodann wurden Zugfestigkeit und Bruchdehnung der Prüflinge bei Normaltemperatur ermittelt. Die Ergebnisse finden sich in Fig. 15. In Fig. 15 stehen das Symbol "x" für einen Prüfling gemäß Versuch Nr. 6 (15°C/s), der schwarze Punkt für einen Prüfling gemäß Versuch Nr. 7 (0,10°C/s) und der Kreis bzw. der offene Punkt für einen Prüfling gemäß Versuch Nr. 8 (3°C/s). Wie aus Figur 15 ersichtlich ist, tritt bei den Erstarrungsgeschwindigkeiten von 0,10°C/s und 3°C/s eine beträchtliche Streuung von Zugfestigkeit und Bruchdehnung zwischen Außenfläche und Zentralbereich auf. Im Falle der

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Erstarrungsgeschwindigkeit von 15°C/s ist dagegen nur eine geringfügige Streuung von Zugfestigkeit und Bruchdehnung zwischen Außenbereich und Zentralbereich zu beobachten. Dies weist auf die nahezu gleichmäßigen Eigenschaften des GußStrangs von seinem Außenbereich zum Mittelbereich hin. Weiterhin wurden der sekundäre Dendriten-Arniabstand, die Größe der Nebenphasenteilchen und das Lösungskonzentrationsverhältnis a/b der in Versuch Nr. 6, 7 und 8 hergestellten Gußstränge bestimmt. Die Ergebnisse finden sich in der nachstehenden Tabelle 2.

Tabelle 2

I	Versuch	Nr.	7	Erstarrungs-	Dendriten-	Größe der	Lösungs-
	Versuch	Nr.	8	geschwindig	Armab	Nebenpha	konzentrations-
	versuch	Nr.	6	keit	stand	senteil	verhältnis
					chen	a/b
			°C/s	pm	jjm	%
		0,10	35	20	38
		3	22	14	52
		15	13	7	73

Aus Tabelle 2 geht hervor, daß bei der Erstarrungsgeschwindigkeit von 15°C/s sowohl der Dendriten-Armabstand als auch die Nebenphasenteilchen eine geringe Größe besitzen und das Lösungskonzentrationsverhältnis a/b hoch ist, während bei den Erstarrungsgeschwindigkeiten von 0,10°C/s und 3°C/s Dendriten-Armabstand und Nebenphasenteilchen wesentlich gröber sind und das Lösungskonzentrationsverhältnis a/b niedrig ist. Aus diesen Ergebnissen sowie den Versuchsergebnissen gemäß Fig. 14 geht hervor, daß die Struktur- · bzw. Gefügefaktoren einen großen Einfluß auf die Zugfestigkeit und die Bruchdehnung des Gußstrangs haben.

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Beispiel 6

Eine Legierungsschmelze aus 5,8 Gew.-% Magnesium, 0,20 Gew.-% Chrom, 0,20 Gew.-% Mangan, insgesamt 0,013 Gew.-% Titan und Bor sowie Rest im wesentlichen Aluminium wurde zu einem Rundstab eines Durchmessers von 78 mm vergossen.

Der Gießvorgang erfolgte auf dieselbe Weise wie bei den vorhergehenden Beispielen, während die Erstarrungsgeschwindigkeit auf die in Fig. 16 veranschaulichte Weise variiert wurde. Der jeweils erhaltene Gußstrang wurde zur Lieferung von Prüflingen -8 h lang bei 530⁰C homogenisiert.

Aus jedem Prüfling wurde eine Keilprobe der in Fig. 8A dargestellten Art geschnitten. Die Keilproben wurden Warmschmiedevorgängen bei Temperaturen von 300, 400 und 450⁰C unterworfen, um die Umformungsgrenze zu bestimmen, bei welcher Schmiederisse im Prüfling auftreten. Die Ergebnisse finden sich in Fig. 16, in welcher die schraffierten Bereiche oberhalb der Kurvenzüge die Größendes Umformungsgrads angeben, oberhalb welchem Schmiederisse auftraten. Wie aus Fig. 16 ersichtlich ist, steigt die Umformungsgrenze mit zunehmender Schmiedetemperatur an. Außerdem erhöht sich bei allen Werten der Schmiedetemperatur mit zunehmender Erstarrungsgeschwindigkeit die Umformungsgrenze, bis zu welcher das Auftreten von Schmiederissen unwahrscheinlich ist. Insbesondere zeigt die Änderung der Umformungsgrenze mit der Erhöhung der Erstarrungsgeschwindigkeit einen deutlichen Anstieg bei einer Erstarrungsgeschwindigkeit von etwa 15°C/s. Dies entspricht einer plötzlichen Änderung des Gefüges eines Gußstrangs bei einer Erstarrungsgeschwindigkeit von etwa 15°C/s.

Zur Bewertung der Umformbarkeit der bei den verschiedenen Erstarrungsgeschwindigkeiten hergestellten Prüflingen bei allgemeiner Warmverarbeitung, wie Walzen und Schmieden, wurden zudem die Prüflinge auf die in Beispiel 2 beschriebene

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Weise einem Warmtorsionsversuch unterworfen, um ihrem Formänderungswiderstand und ihre Verformbarkeit zu bestimmen. Die Ergebnisse finden sich in Figur 17, aus welcher hervorgeht, daß die Änderung des Formänderungswiderstands mit der Erstarrungsgeschwindigkeit einen deutlichen Anstieg bei einer Erstarrungsgeschwindigkeit von etwa 15°C/s zeigt, während die von der Erstarrungsgeschwindigkeit abhängende Verformbarkeit einen deutlichen Anstieg bei einer Erstarrungsgeschwindigkeit von etwa 15°C/s zeigt. Diese Ergebnisse zeigen deutlich, daß der erfindungsgemäß hergestellte Gußstrang eine ausgezeichnete Verarbeitbarkeit bzw. Umformbarkeit besitzt.

Beispiel 7

Eine Legierungsschmelze aus 2,3 Gew.-% Magnesium, 0,15 Gew.-% Chrom, 0,20 Gew.-% Mangan, 0,015 Gew.-% Titan und im Rest im wesentlichen Aluminium (Legierung D), eine Legierungsschmelze aus 3,5 Gew.-% Magnesium, 0,25 Gew.-% Chrom, 0,15 Gew.-% Mangan, 0,012 Gew.-% Titan, Rest im wesentlichen Aluminium (Legierung E), sowie eine Legierungsschmelze aus 5,8 Gew.-% Magnesium, 0,30 Gew.-% Chrom, 0,01 Gew.-% Mangan, insgesamt 0,015 Gew.-% Titan und Bor, Rest im wesentlichen Aluminium (Legierung F)₇ wurden getrennt zubereitet. Diese Schmelzen wurden jeweils zu einem Rundstab von 53 mm Durchmesser vergossen.

Das Gießen erfolgte wiederum in der erwähnten Gasdruckwärmehauben-Stranggießvorrichtung bei verschiedenen Erstarrungsgeschwindigkeiten gemäß Fig. 18. Bei der Zubereitung der Schmelze F erfolgte die Zugabe von Ti und B zur Schmelze mittels einer Hauptlegierung aus 5 Gew.-% Titan, 0,7 Gew.-% , Bor und im Rest hauptsächlich Aluminium.

Der Dendriten-Armabstand jedes dieser Gußstränge wurde gemessen. Die Ergebnisse finden sich in Fig. 18, gemäß welcher die Änderung des Dendriten-Armabstands bei den Legierungen D,

130021/0828 ORIGINAL INSPECTED

E und P in Abhängigkeit von der Erstarrungsgeschwindigkeit bis zu einer solchen von etwa 15°C/s abfällt und bei einer Erstarrungsgeschwindigkeit von über 15°C/s auf einen nahezu konstanten Wert übergeht, so daß diese letztere Größe die kritische Erstarrungsgeschwindigkeit darstellt. Hierdurch wird deutlich belegt, daß eine Erstarrungsgeschwindigkeit von 15°C/s für das feine Gefüge einer Legierung der AA-Reihe 5000 ausschlaggebend ist und eine kritische Erstarrungsgeschwindigkeit darstellt, bei welcher das Gefüge einer solchen Legierung fein wird.

Zusätzlich -wurde die Schmelze aus der Legierung E bei unterschiedlichen Erstarrungsgeschwindigkeiten zu Strängen vergossen, an denen Messungen der Zugfestigkeit und Bruchdehnung durchgeführt wurden. Die Ergebnisse finden sich in Fig. 19. Unter Berücksichtigung von Fig. 18 ergibt sich aus Fig. 19,. daß sowohl Zugfestigkeit als auch Bruchdehnung entsprechend einer Vergrößerung der Werte für Dendriten-Armabstand ansteigen. Auffällig ist insbesondere die Erhöhung der Bruchdehnung. Die bei verschiedenen Erstarrungsgeschwindigkeiten aus der Legierung E hergestellten Gußstränge wurden außerdem einem Schlag- und einem Ziehversuch unterworfen. Die entsprechenden Ergebnisse finden sich in Fig. 20. Hierbei wurde ebenfalls bestätigt, daß sich bei einer Erstarrungsgeschwindigkeit von 15°C/s eine deutliche Verbesserung der mechanischen Eigenschaften, d.h. Schlagfestigkeit und Querschnittsverminderung, ergibt.

Beispiel 8

Im folgenden sind die Schmiedbarkeit bzw. Knetbarkeit der Legierungen der AA-Reihe 5000 mit dem Gefüge _unä ^_er Zusammensetzung gemäß der Erfindung verdeutlicht.

Zehn Schmelzen aus Al-Si-Mg- und Al-Cu-Si-Mg-Legierungen gemäß der Erfindung wurden getrennt zubereitet und mit Legierung G, H, I, J, K, L, M, N, O und P bezeichnet.

130021 /082S

Jede dieser Schmelzen wurde in einem halbkontinuierlichen Stranggießverfahren bei einer Erstarrungsgeschwindigkeit von 26 bis 30°C/s zu einem Knüppel bzw. Stab mit einem Durchmesser von 50 mm vergossen. Diese Stäbe besaßen jeweils einen Dendriten-Armabstand von 8 bis 14 μΐη bei einem Mittelwert von 12 um. Der mittlere Korndurchmesser dieser Stäbe betrug 120 um.

Zum Vergleich mit den Legierungen der AA-Reihe 5000 wurden drei Schmelzen der verbreitet eingesetzten Legierungen der AA-Reihe 2014, 2017 und 4032 nach dem üblichen halbkontinuierlichen' Stranggießverfahren zu Knüppeln bzw. Stäben eines Durchmessers von 203 mm vergossen. Die Stäbe wurden homogenisiert und sodann zu Stäben eines Durchmessers von 30 mm stranggepreßt, welche als Ausgangsmaterial für das Schmieden bzw. Kneten benutzt wurden.

Die einzelnen Knüppel und die stranggepreßten Stäbe wurden maschinell zu Prüflingen für den Keilprobenversuch gemäß Fig. 8A verarbeitet. Die Ergebnisse finden sich, zusammen mit den Legierungszusammensetzungen und den Prozentsätzen der von den Nebenphasenteilchen eingenommenen Fläche, in Tabelle 3. Das Schmieden der Prüflinge erfolgte bei einer Temperatur von 200⁰C. Der Flächenprozentsatz der Nebenphasenteilchen wurde nach einem Spannungsintegrationsverfahren mittels eines Flächenanalysators bestimmt.

Aus Tabelle 3 geht deutlich hervor, daß die erfindungsgemäß hergestellten Gußstränge eine ümformungsgrenze, welche derjenigen der stranggepreßten Stäbe aus den Vergleichslegierungen ähnlich oder überlegen ist, und eine ausgezeichnete Schmiedbarkeit bzw. Knetbarkeit besitzen. Außerdem geht aus Tabelle 3 hervor, daß die Schmiedbarkeit bzw. Knetbarkeit der erfindungsgemäß hergestellten Gußstränge sich mit verkleinertem prozentualen Flächenanteil der Nebenphasenteilchen verbessert.

130021/0328 ORtGlNAL /MSPE

Tabelle 3

Legierung	Si	Zusammensetzung (Gew.-%)	Mg	Ti	V Mn Be	_ _	Cr	Zr	Flächen prozent satz der Nebenpha senteilchen	Umformungs- grenze (%)
erfindungs- gemäß G	2,0		h3	0,015	_ — —	_ _ _	0,2	0,2	(%) 6,8	85
H	6,0	_	0,9	0,015	- - -		-	-	12,5	83
I	8,0	-	1,0	0?02	_ _ _		-	V	14,5	79
J	11,7	-	1I3	0,02	_	_ _ _	-	-	21,7	70
K	2,0	-	0,9	0,015	_ _ _	-	-	12,5	84
L	4,0	5f0	1,0	-	- - 0,8	-	-	17,3	83
M	6,0	4T5	1,0	0,015	- - 0,8	-	-	19f3	72
N	10,0	3r0	V	0,015	- Ni= 1,0	-	0I2	20,1	76
O	11,5	2T0	0,9	0,015		-	-	23,2	70
P	11,5	2r0	0,9	0,015	0,3	0,2	2V,	68
Vergleich Q	0,6	2,0	0,6	0,01			5I2	69
R	0,4	4T5	0,5	0,01	-	-	V	83
S	12,0	4T0	lr0	0,01	-	-	23,8	32
	0r9

Anmerkung:

K: 2014, L: 2017, M: 4032

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Beispiel 9

Schmelzen von vier erfindungsgemäßen Legierungsarten der AA-Reihe 5000 wurden zu vier Knüppeln bzw. Stangen unterschiedlicher Dendriten-Armabstände bei verschiedenen Erstarrungsgeschwindigkeiten nach einem halbkontinuierlichen Stranggießverfahren gegossen. Die Umformungsgrenze dieser Stangen wurde auf die in Beispiel 1 beschriebene Weise ermittelt. Außerdem wurden sechs Arten von Vergleichslegierungen des hypereutektisehen Al-Si-Cu-Mg-Typs auf dieselbe Weise bei verschiedenen Erstarrungsgeschwindigkeiten zu sechs Knüppeln bzw. Stangen unterschiedlicher Dendriten-Armabstände gegossen. Die ümformungsgrenze dieser sechs Stangen wurde auf dieselbe Weise ermittelt. Die Erstarrungsgeschwindigkeit betrug bei den Legierungen T, U, V und W 30°C/s, bei den Legierungen X und Y 27°C/s und bei den Legierungen Z, AA, AB und AC 8 bis 10°C/s. Wie aus Tabelle hervorgeht, ist die Schmiedbarkeit schlecht, wenn die Stangen aus diesen Legierungen einen prozentualen Flächenanteil der Nebenphasenteilchen von mehr als 25 % oder einen Dendriten-Armabstand von mehr als 20 ^m besitzen. Obgleich die Legierungen X und Y mit einer außerhalb des Erfindungsrahmens liegenden Zusammensetzung bei den erfindungsgemäß angewandten Erstarrungsgeschwindigkeiten vergossen wurden, besaßen die erhaltenen Knüppel bzw. Stangen einen prozentualen Flächenanteil (Flächenprozentsatz) der Nebenphasenteilchen von mehr als 25 % und somit eine äußerst schlechte Schmiedbarkeit.

130021/0826

Tabelle 4

ca O O

CD OD ro σ*

	Legierung	Si	Cu	Zusammensetzung	Ti	V .	(Gew.-%)	-	Cr	Flächenpro- ,., 7.CTYl-K=I+-?. r).	Dendriten- Armab-	Umfor mungs-
				Mg			Mn Be	-		Nebenphasen- Zr teilchen	atand	grenze
	T	6,0	-		0,015	-		0,1 -	0;2	%	μΐη	%
erfindungs-	ü	11,7	-	0,9	0.015	0,4	0,2	0,2 -	-	0.2 13f0	12	82
ganäß	V	4,0	4f5	V	0,02	-	_ _	- -	0,2	22f0	12	71
	W	11,5	4,0	h2	0,02	-	-	- -	0,2	18,0	13	81
	X	14,0	3,0	1,0	0,02	-	v -	-	24,0	15	70
Vergleich	Y	18,0		1,0	0,02	-		-	26,5	12	49
	Z	6r0	-	0f5	0,015	-	0,2	34,5	13	35
	M	11 ,7	-	0,9	0f015	0,4	-	0.2 13,5	22	48
	AB	11,5	4,0		0,02	-	0,2	22,3	25	31
	ÄC	18,0	4r5	1,0	0r02	-	-	24,5	24	32
			0,5	35,2	21	27

vo

CO O

CiD

Beispiel 10

Die Größe der Primärsiliziumkristalle enthaltenden bzw. einschließenden Nebenphasenteilchen der Legierung entsprechend Legierung W gemäß Tabelle 4 wurde durch Zugabe von Phosphor als Läuterungs- bzw. Frischmittel in einer Menge von 0,1 bis 30 ppm (Teile pro Million Teile) zur Legierung und Änderung der Erstarrungsgeschwindigkeit beim Vergießen der Legierung variiert. Figur 21 veranschaulicht die Beeinflussung der Schmiedbarkeit bzw. Knetbarkeit durch die Nebenphasenteilchengroße. Die Schmiedbarkeit ist als Um-•formungsgrenze bei einer Schmiedetemperatur im Bereich von 200 bis 450⁰C angegeben. Aus Figur 21 geht hervor, daß bei einer Größe der Nebenphasenteilchen von mehr als 50 um die Schmiedbarkeit des Legierungswerkstücks beträchtlich abnimmt. Die Größe der Nebenphasenteilchen hat daher einen großen Einfluß auf die Schmiedbarkeit.

Beispiel 11

In diesem Beispiel soll die Abrieb- bzw. Verschleißfestigkeit der erfindungsgemäßen Legierung untersucht werden. Vor der j Beschreibung der erfindungsgemäß durchgeführten Versuche seien zunächst die bekannten Eigenschaften einer verschleiß- ; festen Aluminiumlegierung beschrieben. Es ist bekannt, daß i eine Aluminiumlegierung mit hohem Siliziumgehalt eine hohe Verschleißfestigkeit, aber eine mangelhafte Verarbeitbarkeit bzw. ümformbarkeit besitzt. Ein Beispiel für eine der- j artige Legierung ist eine solche des Typs A 390 mit 18 Gew.-% j Silizium, 45 Gew.-% Kupfer, 0,5 Gew.-% Magnesium, 0,1 Gew.-% Mangan, 0,02 Gew.-% Titan, Rest im wesentlichen Aluminium.

Die schlechtere Verarbeitbarkeit der bekannten verschleißfesten Aluminiumlegierung stimmt mit den Ergebnissen gemäß Tabelle. 4 überein. Die innerhalb des Zusaimtensetzungsbereichs der Legierung A 390 fallenden Legierungen sind nämlich in Tabelle 4 als Legierung Y und Legierung AC bezeichnet, die ^;

130021/0826 i

beide eine deutlich schlechtere Schmiedbarkeit bzw. Knetbarkeit aufweisen. Es wird angenommen, daß dies darauf zurückzuführen ist, daß die ausgeseigerte Menge an primären Siliziumkristallen zu groß ist, um der Legierung ein zufriedenstellend kleines Flächenverhältnis der Nebenpha^enteilchen zu verleihen.

In der nachstehenden Tabelle 5 sind Legierungen aufgeführt, die durch Stranggießen bei einer Erstarrungsgeschwindigkeit von 30°C/s vergossen und sodann einem Verschleißfestigkeitsversuch unterworfen wurden. Die betreffenden Gußstränge besaßen einen Dendriten-Armabstand von 13 μπι, ein Flächenverhältnis der Nebenphasenteilchen von 18 % und einen mittleren Kristallkorndurchmesser (2-Al) von 120 μΐη.

Proben von Vergleichslegierungen AC-8A und 99,7 % Al wurden einer schiffsbodenförmigen JIS H-Dauerkokille entnommen, während eine Probe einer Legierung 4032 aus einem Knüppel mit einem Durchmesser von 150 mm hergestellt wurde. Die 99,7%-Al-Probe wurde im Zustand nach dem Gießen untersucht, während die AC-8A-Proben 6 h lang bei 500⁰C lösungsgeglüht, hierauf in warmem Wasser von 60°C abgekühlt und schließlich 8 h lang bei 160⁰C gealtert wurden, um T6-Werkstücke zu liefern.

Die Abrieb- bzw. Verschleißfestigkeit der genannten Prüflinge wurde unter schmiermittelfreien Bedingungen mittels einer Ogoshi-Schnellverschleißprüfmaschine untersucht. Die Ergebnisse finden sich in Figur 22, aus welcher hervorgeht, daß die erfindungsgemäßen Legierungen eine bedeutend bessere Verschleißfestigkeit besitzen als die bisherigen, typischen verschleißfesten Legierungen.

Beispiel 12

Die Aluminiumlegierung-Gußstränge mit der Zusammensetzung gemäß nachstehender Tabelle 5 wurden bei einer Temperatur von Umgebungstemperatur bis^-lOX)⁰,^ aufgeiner Zuqfestiqkeitsprüf-

maschine untersucht.

Tabelle 5

	Bgierung	Si	Cu	I	Zusammensetzung	Ni	Ti	(Gew.-%)	Be	Cr Zr
I	_ AD	11,7	-	Mg	-	0jO2	V Mn	-	Ψ °;2
erfindungs	AE	11,5	4,0		-	0r02		-	- -
gemäß	AF	8jO	5r0	iTo	-	0j02	_ _	-	- -
•	AG	U1O	V	I1O	2I0	0,1	- -	0.004	- -
Vergleich	AH	12.0 I	0,9	1T0	lr0	0.01	- 0I2	-	- -
	AI		99	iro			_ _
			7% Al

Anmerkung: ... AG: AC-8A, (JIS H 5202-1971) AH: 4032

Die Ergebnisse der Zugfestigkeitsprüfung mit den Legierungen gemäß Tabelle 5 sind in Fig. 23 dargestellt. Aus Fig. 23 geht hervor, daß die erfindungsgemäße Legierung (AD) bei Normaltemperatur eine Zugfestigkeit von mehr als 45 kg/mm² und bei erhöhter Temperatur eine wesentlich höhere Zugfestigkeit besitzt als die Legierung 4032, die eine typische warmfeste Legierung für Schmiedestücke darstellt. Die erfindungsgemäße Legierung besitzt also auch eine ausgezeichnete Zugfesti-gkeit.

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Beispiel 13

Eine Aluminiumlegierungsschmelze aus 4,0 Gew.-% Kupfer, 0,6 Gew.-% Magnesium, 0,3 Gew.-% Silizium, 0,6 Gew.-% Mangan, 0,02 Gew.-% Titan, Rest im wesentlichen Al, wurde zubereitet und zu einem Rundstab mit einem Durchmesser von 53 mm vergossen. Das Gießen erfolgte mit der vorher beschriebenen Vorrichtung bei einer Erstarrungsgeschwindigkeit von 30°C/s. Zu Vergleichszwecken wurde ein Rundstab mit einem Durchmesser von 53 mm auf dieselbe Weise hergestellt, nur mit dem Unterschied, daß die zu vergießende Schmelzenmasse nicht mit einem Gasdruck beaufschlagt wurde.

Die Anwendung oder Nichtanwendung einer Gasdruckbeaufschlagung beeinflußt die Oberfläche der Gußstränge. Der Einfluß der Oberfläche auf die Schmiedbarkeit bzw. Knetbarkeit wurde nach dem in Fig. 24A bis 24C dargestellten Verfahren untersucht. Dabei wurde ein Knüppel bzw. Stab 11 mit einem Durchmesser von 53 mm und einer Länge von 140 mm mittels eines Hammers gestaucht, worauf die freie Oberfläche 11a auf mögliche Rißbildung untersucht wurde. Ohne Gasdruckbeaufschlagung besitzt der hergestellte Gußstrang eine rauhe (lapping) oder eine bläschenförmige (bleb) Oberfläche, wobei beim ersten und beim zweiten Stauchvorgang gemäß Fig. 24A und 24B Risse in der freien Fläche des Gußstücks entstehen. Eine Untersuchung des Gefüges dieses Gußstrangs unter dem Mikroskop zeigte, daß Fehler, wie Risse, Feinlunker und Gußblasen, verschiedentlich in der Nähe der Oberfläche des Gußstrangs auftraten. Diese Fehler sind für eine Kerbwirkung verantwortlich, die beim Schmieden bzw. Kneten zu Rissen führt. Im Gegensatz dazu besitzt der unter Gasdruckbeaufschlagung hergestellte Gußstrang eine glatte Oberfläche, die bei den drei Prüfvorgängen gemäß Fig. 24a - 24C keine Neigung zu einer Rißbildung zeigt. Mit diesem Gußstrang wurde ein Schmiedestück ohne Oberflächenfehler erhalten.

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Claims (22)

before the European Patent Office Showa Aluminum Industries K.K., Möhlstraße37 Tokio / Japan D-βΟΟΟ München 80 Tel.: 089/982085-87 Telex: 05 29 802 hnkl d Telegramme: ellipsoid 2812-DE ß. Nov. 1980 Guß strang aus Aluminiurtiknetlegierung hoher Zugfestigkeit usw. sowie Verfahren zu seiner Herstellung Patentansprüche

1. Gußstrang aus Aluminiumknetlegierung mit hoher Zug-, Schlag- und Ermüdungsfestigkeit, dadurch gekennzeichnet, daß er 2,0 - 9,0 Gew.-% Kupfer, 0,2 - 1,2 Gew.-% Magnesium, 0,2 - 1,2 Gew.-% Silizium, 0,2 - 0,8 Gew.-% Mangan und im Rest Aluminium und unvermeidbare Verunreinigungen enthält und daß der sekundäre Dendriten-Armabstand (DAS) nicht größer als 15 μπι ist, der Korndurchmesser nicht mehr als 80 μπι beträgt und die intermetallische Verbindungen enthaltenden oder einschließenden Nebenphasenteilchen nicht größer als 10 μΐη sind.

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2. Gußstrang aus Aluminiumknetlegierung mit hoher Zug-, Schlag- und Ermüdungsfestigkeit, dadurch gekennzeichnet, daß er 2,0 - 9,0 Gew.-% Kupfer, 0,2 - 1,2 Gew.-% Magnesium, 0,2 - 1,2 Gew.-% Silizium, 0,2 - 0,8 Gew.-% Mangan und im Rest Aluminium und unvermeidbare Verunreinigungen enthält und daß das Verhältnis a/b der Konzentration (a) der Lösungsbestandteile in der Matrix des Kristallkorns zur Konzentration (b) der Lösungskomponenten in den Korngrenzen nicht kleiner i_st als 0,70.

3. Gußstrang aus Aluminiumknetlegierung mit hoher Zug-, Schlag- und Ermüdungsfestigkeit, dadurch gekennzeichnet, daß er 2,0 - 6,0 Gew.-% Magnesium und 0,03 - 0,3 Gew.-% Chrom enthält und daß der Korndurchmesser nicht größer als 80 μΐη, der sekundäre Dendriten-Armabstand nicht größer als 13 μια und die Nebenphasenteilchen nicht größer als 10 μΐη sind.

4. Gußstrang nach Anspruch 3, dadurch gekennzeichnet, daß die Aluminiumlegierung weiterhin mindestens ein Element wie 0,005 - 0,2 Gew.-% Titan, insgesamt nicht weniger als 0,2 Gew.-% Titan und Bor, 0,5 Gew.-% Mangan, nicht weniger als 0,3 Gew.-% Zirkon und/oder nicht weniger als 0,5 Gew.-% Zinn enthält.

5. Gußstrang aus Aluminiumknetlegierung mit hoher Zug-, Schlag- und Ermüdungsfestigkeit, dadurch gekennzeichnet, daß er 2,0 - 6,0 Gew.-% Magnesium und 0,03 - 0,3 Gew.-% Chrom enthält und daß das Verhältnis a/b der Konzentration (a) der Lösungsbestandteile in der Matrix des Kristallkorns zur Konzentration (b) der Lösungsbestandteile in den Korngrenzen nicht kleiner ist als 0,70.

6. Gußstrang nach Anspruch 4 oder 5, dadurch gekennzeichnet, daß die Legierung weiterhin mindestens ein Element bzw. einen Zuschlag wie 0,005 - 0,2 Gew.-% Titan, nicht weniger als 0,5 Gew.-% Mangan, nicht weniger als 0,3 Gew.-% Zirkon

130021/0826

und/oder nicht weniger als 0,5 Gew.-% Zinn enthält.

7. Gußstrang nach Anspruch 6, dadurch gekennzeichnet, daß Titan zum Teil durch Bor ersetzt ist, so daß die Gesamtmenge an Titan und Bor nicht mehr als 0,2 Gew.-% beträgt.

8. Gußstrang aus Aluminiumknetlegierung mit ausgezeichneter Umformbarkeit sowie ausgezeichneter Verschleiß- und Warmfestigkeit, dadurch gekennzeichnet, daß er 4,0 - 12,0 Gew.-% Silizium und 0,6 - 1,3 Gew.-% Magnesium enthält und ein feines Gußgefüge besitzt, bei dem die Primärkristalle eine Größe von nicht mehr als 40 μπι, vorzugsweise nicht mehr als 25 μπι besitzen, die intermetallischen Verbindungen der Nebenphasenteilchen nicht größer sind als 15 μπι und der sekundäre Dendriten-Armabstand nicht größer ist als 20 um.

9. Gußstrang nach Anspruch 8, dadurch gekennzeichnet, daß die Aluminiumlegierung weiterhin mindestens ein Element bzw. einen Zuschlag wie 0,05 - 0,2 Gew.-% Titan, 0,02 - 0,2 Gew.-% Vanadium, 0,01 - 0,1 Gew.-% Lithium, 0,001 - 0,005 Gew.-% Beryllium, 0,1 - 0,5 Gew.-% Chrom und/oder 0,02 - 0,2 Gew.-% Zirkon enthält, mit der Maßgabe, daß die Gesamtmenge dieser Elemente nicht mehr als 1,2 Gew.-% beträgt.

10. Gußstrang aus Aluminiumknetlegierung mit ausgezeichneter Umformbarkeit sowie ausgezeichneter Verschleiß- und Warmfestigkeit, dadurch gekennzeichnet, daß er 2 - 12 Gew.-% Silizium, 1,5 - 5,0 Gew.-% Kupfer und 0,8 - 1,3 Gew.-% Magnesium enthält und ein feines Gußgefüge besitzt, bei dem die Primärkristalle eine Größe von nicht mehr als 50 μπι, vorzugsweise nicht mehr als 25 μπι besitzen, die intermetallischen Verbindungen eine Größe von nicht mehr als 15 um besitzen und der sekundäre Dendriten-Armabstand nicht-größer ist als 20 um.

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11. Gußstrang nach Anspruch 10, dadurch gekennzeichnet, daß die Aluminiumlegierung weiterhin mindestens ein Element bzw. einen Zuschlag wie 0,05 - 0,2 Gew.-% Titan, 0,02 - 0,2 Gew.-% Vanadium, 0,01 - 0,1 Gew.-% Lithium, 0,001 - 0,005 Gew.-% Beryllium, 0,1 - 0,5 Gew.-% Chrom und/oder 0,02 - 0,2 Gew.-% Zirkon enthält, mit der Maßgabe, daß die Gesamtmenge dieser Elemente nicht mehr als 1,2 Gew.-% beträgt.

12. Gußstrang nach Anspruch 8 oder 11, dadurch gekennzeichnet, daß die von den Nebenphasenteilchen mit den Primärkristallen und den intermetallischen Verbindungen eingenommene Fläche in jedem Bereich des untersuchten Querschnitts des Gußstrangs nicht mehr als 25 % beträgt.

13. Gußstrang nach einem der Ansprüche 1 bis 11, dadurch gekennzeichnet, daß er im wärmebehandelten oder nicht wärmebehandelten Zustand maschinell bzw. spanabhebend bearbeitet ist.

14. Gußstrang nach einem der Ansprüche 1 bis 11, dadurch gekennzeichnet, daß er einen Durchmesser von nicht mehr als 100 mm besitzt.

15. Gußstrang nach Anspruch 14, dadurch gekennzeichnet, daß er einen Durchmesser von 5 - 70 mm besitzt.

16. Verfahren zur Herstellung eines Gußstrangs aus einer Aluminium(basis)legierung mit 2,0 - 9,0 Gew.-% Kupfer, 0,2

- 1,2 Gew.-% Magnesium, 0,2 - 1,2 Gew.-% Silizium und 0,2

- 0,8 Gew»-% Mangan, dadurch gekennzeichnet, daß eine Schmelze der genannten Legierungszusammensetzung zubereitet und die Schmelze mit einer Erstarrungsgeschwindigkeit von nicht weniger als 25°C/s kontinuierlich bzw. im Strangguß vergossen wird.

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17. Verfahren nach Anspruch 16, dadurch gekennzeichnet, daß der Gußstrang 0,5 - 20 h lang bei 450 - 530⁰C einer Homogenisier-Wärmebehandlung unterworfen wird.

18. Verfahren zur Herstellung eines Gußstrangs aus einer Aluminiumknetlegierung mit 2,0 - 6,0 Gew.-% Magnesium und 0,03 - 0,3 Gew.-% Chrom, dadurch gekennzeichnet, daß eine Schmelze der genannten Legierungszusammensetzung zubereitet und die Schmelze mit einer Erstarrungsgeschwindigkeit von nicht weniger als 15°C/s im Strangguß vergossen wird.

19. Verfahren nach Anspruch 18, dadurch gekennzeichnet, daß der Gußstrang 1 - 24 h lang bei 450 - 580⁰C einer Homogenisier-Wärmebehandlung unterworfen wird.

20. Verfahren zur Herstellung eines Gußstrangs aus einer Aluminiumknetlegierung mit 4,0 - 12,0 Gew.-% Silizium und 0,6 -1,3 Gew.-% Magnesium, dadurch gekennzeichnet, daß eine Schmelze mit der genannten Legierungszusammensetzung zubereitet und die Schmelze mit einer Erstarrungsgeschwindigkeit von nicht weniger als 25°C/s im Strangguß vergossen wird.

21. Verfahren zur Herstellung eines Gußstrangs aus einer Aluminiumknetlegierung mit ausgezeichneter ümformbarkeit sowie ausgezeichneter Verschleiß- und Warmfestigkeit, die 2-12 Gew.-% Silizium, 1,5 - 5,0 Gew.-% Kupfer und 0,8 - 1,3 Gew.-% Magnesium enthält, dadurch gekennzeichnet, daß eine Schmelze mit der genannten Legierungszusammensetzung zubereitet und die Schmelze mit einer Erstarrungsgeschwindigkeit von nicht weniger als 25°C/s im Strangguß vergossen wird.

22. Verfahren nach Anspruch 19, dadurch gekennzeichnet, daß die Erstarrungsgeschwindigkeit nicht weniger als 35°C/s beträgt.

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