DE3382585T2

DE3382585T2 - Feinkoernige metallzusammensetzung.

Info

Publication number: DE3382585T2
Application number: DE8383102518T
Authority: DE
Inventors: James Alan Courtois; Curtis Paul Kyonka; Kenneth Peter Young
Original assignee: Alumax Inc
Current assignee: Alumax Inc
Priority date: 1982-03-30
Filing date: 1983-03-15
Publication date: 1992-12-03
Anticipated expiration: 2003-03-16
Also published as: ZA832054B; ES8405082A1; ATE77842T1; ES520937A0; JPS6340852B2; BR8301524A; AU1278483A; EP0090253B1; KR840004183A; EP0090253A2; IN157797B; AU552153B2; EP0090253A3; US4415374A; CA1203457A; JPS58213840A; DE3382585D1

Description

Die Erfindung betrifft ein Verfahren zur Herstellung einer feinkörnigen Metallzusammensetzung.
Die Vorteile einer Verformung von Metall, das sich in einem teilweise festen, teilweise flüssigen Zustand befindet, sind mittlerweile wohlbekannt. Die amerikanischen Patente 3 948 650 und 3 954 455 offenbaren ein Verfahren, das solche Verformungsprozesse durch vorausgehendes heftiges Rühren eines Metalls oder einer Metallegierung, die sich in einem halbfesten Zustand befinden, ermöglicht. Hierdurch wird die normale dendritische Mikrostruktur der Legierung in eine nichtdendritische Form umgewandelt, die aus diskreten, entarteten Dendriten in einer niedriger schmelzenden Matrix besteht. Die entstehende Legierung kann in einem halbfesten Zustand durch Gießen, Schmieden oder andere bekannte Verformungsprozesse verformt werden.
Die FR-A-2 266 748 offenbart ein Verfahren, das - nach Erhitzung für eine bestimmte Zeit auf Temperaturen oberhalb der Soliduslinie und unterhalb der Liquiduslinie - Legierungen liefert, die entweder durch Gießen oder durch Extrudieren in einem teilweise festen, teilweise flüssigen Zustand ein thixotropes Verhalten zeigen. Durch das Erhitzen wird die dendritische Struktur zerstört, und es werden sphäroidische Partikel von 100 bis 400 µm gebildet.
Durch die vorstehend beschriebene Technik mit halbfesten Materialien ergeben sich beträchtliche Kostenvorteile. Sie unterliegt jedoch bestimmten Einschränkungen. Der erste Teil des Verfahrens umfaßt üblicherweise die Herstellung von Gußstücken mit der erforderlichen nichtdendritischen Struktur. Die technische Durchführbarkeit des Gießens von Durchmessern von weniger als etwa 2,54 cm in einem praktischen Maßstab ist sehr gering und würde wegen der Natur des Verfahrens, selbst wenn es durchführbar wäre, nur einen extrem niedrigen Ausstoß ergeben.
Darüber hinaus liefert das Gießverfahren in vielen Fällen Gußstücke, die in geringerem Maße als erwünscht eine Mikrostruktur der Gußhaut aufweisen und die für das weitere Verfahren mechanisch in Ordnung gebracht oder sonstwie behandelt werden müssen. Ferner ist die Erzeugung von Durchmessern unterschiedlicher Größe hinderlich und teuer, da jeder Durchmesser einen kompletten Gußzyklus mit Aufbau, Vorbereiten der Gußform und Abgießen umfaßt. Die Flexibilität ist daher gering.
Der vorliegenden Erfindung liegt daher in erster Linie die Aufgabe zugrunde, ein flexibleres und ökonomischeres Verfahren zur Herstellung einer feinkörnigen Metallzusammensetzung, die zur Verformung in einem teilweise festen, teilweise flüssigen Zustand geeignet ist, verfügbar zu machen.
Eine weitere Aufgabe der Erfindung besteht darin, solch ein Verfahren verfügbar zu machen, das während der Präparation der Metallzusammensetzung kein heftiges Rühren der Zusammensetzung erfordert.
Eine weitere Aufgabe der Erfindung besteht darin, ein Verfahren zur Herstellung einer Metallzusammensetzung mit einer gleichmäßigen, feinkörnigen Mikrostruktur verfügbar zu machen, wie sie mit bisher keinem anderen Metallverformungsprozeß erreichbar ist.
Diese Aufgaben werden erfindungsgemäß durch ein Verfahren zur Herstellung einer Metallzusammensetzung gelöst, die zur Verformung in einem teilweise festen, teilweise flüssigen Zustand geeignet ist. Das Verfahren umfaßt folgende Schritte:
Herstellung einer festen Metallzusammensetzung mit einer im wesentlichen gerichteten Kornstruktur und einem durch Kalt- und Warmbearbeitung der Zusammensetzung hervorgerufenen Grad an Spannung,
Erhitzen der Zusammensetzung mit gerichtetem Korn auf eine Temperatur oberhalb der Soliduslinie und unterhalb der Liquiduslinie, um eine teilweise feste, teilweise flüssige Mischung mit mindestens 0,05 Volumenanteilen Flüssigkeit zu erzeugen, wobei der Grad an Spannung so gewählt wird, daß die Mischung bei der Erhitzung gleichförmige, diskrete, sphäroidische Partikel innerhalb einer Matrixzusammensetzung mit einem niedrigeren Schmelzpunkt als die Partikel enthält, und Erstarrenlassen der erhitzten Zusammensetzung, wobei die erstarrte Zusammensetzung eine gleichförmige, feinkörnige Mikrostruktur aufweist, welche gleichförmige, diskrete, sphäroidische Partikel innerhalb einer niedriger schmelzenden Matrix enthält.
Die Erfindung wird nachstehend anhand der Abbildungen näher erläutert. Es zeigen:
Fig. 1 ein typisches Zeit-Temperatur-Diagramm eines erfindungsgemäßen Verfahrens,
Fig. 2 bis 8 Mikrofotografien mit 100-facher Vergrößerung, die die Mikrostruktur der Legierungen in verschiedenen Stadien des erfindungsgemäßen Verfahrens zeigen.
Wegen des Aufschmelzens von Korngrenzen und der nachfolgenden Materialversprödung wird selbst ein geringfügiges Erhitzen einer Legierung über seine Solidustemperatur während Wärmebehandlungs- oder Verformungsprozessen (andere als Gießen) üblicherweise als äußerst schädlich angesehen. Dieses Aufschmelzen, das oft auch als Warmbrüchigkeit oder Verbrennen bezeichnet wird, verschlechtert die Verarbeitbarkeit und erniedrigt die Festigkeit und die Duktibilität der Legierung. In der Literatur werden vereinzelt Ausnahmen von der Vermeidung des Aufschmelzens beschrieben, die jedoch größtenteils Varianten von Lösungsglühen sind, bei denen Heterogenitäten durch Auflösung in einer Matrixphase beseitigt werden. In dem amerikanischen Patent 2 249 349 wird z.B. eine Aluminiumlegierung bis zum Beginn des Aufschmelzvorgangs erhitzt, um ihre Warmformbarkeit zu verbessern. In den amerikanischen Patenten 3 988 180, 4 106 956 und 4 019 929 wird eine Legierung knapp über die Solidustemperatur erhitzt und auf dieser Temperatur gehalten, bis die dendritische Phase kugelförmig wird. Nach diesem gesamten Stand der Technik sind jedoch durch Aufschmelzen hervorgerufene Heterogenitäten schädlich und müssen vor der weiteren Verarbeitung beseitigt werden. Die vorliegende Erfindung beinhaltet eine Technik, bei der Heterogenitäten derart in die Struktur eingefügt werden, daß die Strukturen in eine homogene Mischung sehr einheitlicher, diskreter Partikel umgewandelt werden können. Als Produkt des vorliegenden Verfahrens entsteht eine Metallzusammensetzung mit einer gleichförmigen, feinkörnigen Mikrostruktur, die aus sphäroidischen Partikeln besteht, die von einer erstarrten flüssigen Phase eingehüllt sind. Bei Aluminiumlegierungen betragen die Durchmesser dieser Partikel weniger als 30 µm.
Das erfindungsgemäße Verfahren besitzt eine Menge signifikanter Vorteile. Der Ausgangsbarren kann mit einem einzigen günstigen Durchmesser, beispielsweise 12,24 cm, an einem einzigen Ort gegossen und durch die Verwendung konventioneller Extrusionsausrüstung und Technologie an dieser oder an einer anderen Stelle auf jeden gewünschten kleineren Durchmesser reduziert werden. Das Verfahren ermöglicht als Teil der vor der Extrusion üblichen Vorgehensweise die Beseitigung jeder dendritischen äußeren Gußhaut, so daß der extrudierte Barren keinen Hauteffekt aufweist. Darüber hinaus erzeugt das Verfahren eine beträchtliche Verbesserung der Mikrostruktur des Endproduktes, umfassend die Größe, die Gestalt und die Verteilung, verglichen mit der Mikrostruktur des Ausgangsbarrens.
Beim vorliegenden Verfahren wird bei Temperaturen unterhalb der Solidustemperatur durch Warmbearbeitung einer Metallzusammensetzung, wie z.B. durch Extrudieren, Walzen, Schmieden, Gesenkschmieden oder andere Methoden, eine gerichtete Kornstruktur erzeugt. Mit Warmbearbeitung ist jedes Verfahren gemeint, das ein Metall oder eine Legierung zwischen der Rekristallisationstemperatur (üblicherweise 0,7 Tsolidus Kelvin) und der Solidustemperatur (Tsolidus) so verformt, daß eine streifenförmige oder gerichtete Kornstruktur entsteht. Gemäß einer bevorzugten Ausführungsform der Erfindung wird die gerichtete Kornstruktur durch Extrudieren erzeugt. Das Extrusionsverhältnis sollte zur Erzeugung der gewünschten gerichteten Kornstruktur normalerweise größer als 10/1 sein und kann so hoch werden, wie ökonomisch praktikabel. Es hat sich gezeigt, daß brauchbare Extrusionsverhältnisse häufig im Bereich zwischen etwa 19/1 und etwa 60/1 liegen.
In dem Metall oder in der Legierung muß entweder gleichzeitig mit und als integraler Bestandteil des Warmbearbeitungsschrittes oder als separater Schritt nach der Warmbearbeitung und vor dem Erhitzen über die Solidus- Temperatur ein kritischer Grad an Spannung hervorgerufen werden. Wird die Spannung gleichzeitig mit der Warmbearbeitung hervorgerufen, so geschiet dies z.B. durch ein In-Line-Richtverfahren, durch rasche Abkühlung des warm bearbeiteten Materials zur Erzeugung thermischer Spannungen oder durch Extrudieren bei niedrigeren Temperaturen, um Restspannungen in dem Extrudat zu erzeugen. Durch die Extrusion bei tieferen Temperaturen entstehen höhere Restspannungen in dem Extrudat, da der nötige Extrusionsdruck mit abnehmender Temperatur ansteigt, d.h. daß bei der Extrusion mehr Energie verbraucht wird. Als weitere Möglichkeit wird in einem getrennten Schritt die Spannung durch Kaltbearbeitung erzeugt. Als effektive Kaltbearbeitungsverfahren haben sich Ziehen, Gesenkschmieden, Walzen und Komprimieren oder Stauchen erwiesen. Der Ausdruck "Grad an Spannung" bezeichnet jegliche Restspannung, die nach Beendigung des Deformationsprozesses innerhalb eines Korns verbleibt. Der tatsächliche Grad an Spannung variiert mit dem spezifischen Metall oder der spezifischen Legierung und mit der Art und der Bedingung der Warmbearbeitung. Im Falle einer extrudierten Aluminiumlegierung sollte der Grad an Spannung dem einer zumindest auf 12 % kalt verformten Legierung entsprechen. Im allgemeinen kann der Grad an Spannung empirisch ermittelt werden, indem bestimmt wird, ob die nach dem Erhitzen über die Solidus-Temperatur vorliegende, teilweise feste, teilweise flüssige Mischung innerhalb einer niedriger schmelzenden Matrix gleichförmige, diskrete, sphäroidische, feste Partikel enthält. Es hat sich gezeigt, daß Legierungen, bei denen die gerichtete Kornstruktur durch Extrudieren erzeugt wird und die separat kalt bearbeitet werden, eine spezielle, verbesserte, gleichförmige, feinkörnige Mikrostruktur aufweisen, wie sie durch andere Verfahren nicht erreichbar ist.
Nach Beendigung der Warmbearbeitung und jeglicher erforderlichen Kaltbearbeitung wird die Legierung dann auf eine Temperatur oberhalb der Soliduslinie und unterhalb der Liquiduslinie erhitzt. Die Temperatur wird im allgemeinen so gewählt, daß ein Volumenanteil an Flüssigkeit zwischen 0,05 und 0,8 entsteht. Der Volumenanteil Flüssigkeit liegt vorzugsweise bei mindestens 0,1 und in den meisten Fällen zwischen 0,15 und 0,5. Die wiedererhitzte Legierung kann man dann erstarren lassen und zur Formgebung noch einmal in einem teilweise festen, teilweise flüssigen Zustand erhitzen. Die Formgebung kann auch gleichzeitig mit dem ursprünglichen Wiedererhitzen der Legierung bis zu einem teilweise festen, teilweise flüssigen Zustand erfolgen. Das zweite Wiedererhitzen der Legierung kann bis zu einem höheren Anteil an Feststoff als das erste Wiedererhitzen erfolgen, wobei der Feststoffanteil jedoch vorzugsweise nicht mehr als 0,2 höher liegt.
In einer bevorzugten Ausführungsform der Erfindung wird die Legierung bis zu einem halbfesten Zustand erhitzt und gleichzeitig durch ein Preßschmiedeverfahren verformt. Bei solch einem Verfahren wird die Legierungscharge bis zum erforderlichen, teilweise festen, teilweise flüssigen Zustand erhitzt, in eine Gesenkvertiefung gegeben und unter Druck verformt. Sowohl die Verformungs- als auch die Verfestigungszeiten sind extrem kurz, und die Drücke sind relativ niedrig. Andere halbfeste Verformungsverfahren, die verwendet werden können, sind Druckgießen, halbfestes Extrudieren und verwandte Formgebungstechniken.
Fig. 1 zeigt ein typisches Zeit-Temperatur-Diagramm eines erfindungsgemäßen Verfahrens. Auf der Abszisse ist die Zeit und auf der Ordinate die Temperatur aufgetragen. Das Diagramm soll eine relative Zeit-Temperatur-Beziehung graphisch darstellen, aber nicht dazu dienen, präzise Werte anzugeben. Wie dem Diagramm zu entnehmen ist, wird ein Metall zur Bildung eines Gußstranges dendridischer oder nichtdendritischer Struktur geschmolzen und erstarren lassen. Der Gußstrang wird auf eine Temperatur oberhalb der Rekristallisationstemperatur vorerhitzt, z.B. etwa 30 min für eine typische Aluminiumgußlegierung, dann extrudiert und abgeschreckt, um eine feste Metallzusammensetzung mit einer gerichteten Kornstruktur zu erzeugen. Die extrudierte Metallzusammensetzung wird dann bei Raumtemperatur kaltbearbeitet, um einen geeigneten Grad an innerer Spannung zu erzeugen. Sie wird dann wieder über die Solidus-Temperatur auf bis zu einem halbfesten Zustand erhitzt, z.B. etwa 100 sec für eine typische Aluminiumlegierung, und rasch abgekühlt.
Als Ausgangsmaterial für die vorliegende Erfindung kann entweder ein dendritisches Metall oder eine Legierung eines Typs verwendet werden, der üblicherweise in Stränge gegossen wird, oder aber ein nichtdendritisches Metall oder eine Legierung eines Typs, bei dem ein Strang in Übereinstimmung mit der Lehre des zuvor erwähnten amerikanischen Patents 3 948 650 während des Abkühlens heftig gerührt wurde. Dieses Rühren erzeugt eine schlammartig aussehende Gußstruktur, d.h. eine Struktur mit diskreten, degenerierten dendritischen Partikeln innerhalb einer niedrigerschmelzenden Matrix. Stränge, die unter heftigem Rühren produziert wurden, können durch ein kontinuierliches Kokillengußverfahren erzeugt werden, d.h. geschmolzenes Metall wird unter heftigem Rühren in einem rotierenden Magnetfeld abgekühlt. Das Verfahren läuft kontinuierlich ab und erzeugt kontinuierliche Stränge mit einer diskreten, degenerierten, dendritischen Struktur. Als Stränge werden im folgenden Stränge bezeichnet, die während des Erstarrenlassens in unter Schereinwirkung auf Kokillen gegossen wurden, um diejenigen, welche heftig gerührt wurden von denjenigen zu unterscheiden, bei denen das nicht der Fall war. Die Mikrostruktur der nichtdendritischen Zusammensetzungen, die gemäß dem zuvor erwähnten amerikansichen Patent 3 948 650 erzeugt wurden und die auch gemäß dem vorliegenden, erfindungsgemäßen Verfahren erzeugt wurden, können unterschiedlich beschrieben werden. Man kann sie als diskrete, späroidische Partikel innerhalb einer Matrixzusammensetzung mit einem niedrigeren Schmelzpunkt beschreiben, oder, alternativ hierzu, als diskrete, primäre Phasenpartikel, die von einer lösungsreichen Matrix umhüllt sind. Solch eine Struktur wird im folgenden entsprechend der zuerst erwähnten Beschreibung beschrieben. Die unterschiedlichen Arten der Beschreibung stellen jedoch im wesentlichen alternative Möglichkeiten zur Beschreibung derselben Mikrostruktur dar.
Die folgenden Beispiele dienen zur Veranschaulichung der Erfindung. Solange nicht anders angegeben, sind alle Bruchteile und Prozentangaben auf das Gewicht bezogen, mit Ausnahme der Feststoffanteile, die auf das Volumen bezogen sind.

Beispiel 1

Eine Aluminiumgußlegierung (Aluminum Association Alloy 357) wurde ohne Scherung zu einem Stab mit einem Durchmesser von 15,24 cm auf Kokillen gegossen. Fig. 2 zeigt ein Mikrobild eines Querschnittes des direkt auf Kokillen gegossenen Stabes, das seine dendritische Struktur verdeutlicht. Die Legierung besaß folgende prozentuale Zusammensetzung:
Ein Abschnitt des Gußstabes wurde in weniger als einer halben Stunde auf 380ºC vorerhitzt und in einem Verhältnis von 50/1 zu einem Stab mit 2,22 cm Durchmesser extrudiert. Der Extrusionsdruck betrug 4718 kg.cm&supmin;² (462 MPa). Der Stab trat bei einer Temperatur von 460ºC mit 7,62 cm/min aus und wurde mittels eines Gebläses abgeschreckt. Der extrudierte Stab wurde in Längsrichtung gestreckt (näherungsweise 1 % bleibende Verformung), um als integraler Schritt des Extrusionsprozesses Spannung in dem Stab zu erzeugen. Fig. 3 zeigt eine mikrofotografische Aufnahme eines Längsschnitts des extrudierten, gedehnten Stabes. Seine gerichtete Kornstruktur ist sehr offensichtlich. Die extrudierten Proben wurden dann in einem 3000 Hz-Feld bei 6,75 kW in einer Induktionsspule mit 5,08 cm Durchmesser und 15,24 cm Länge für 100 ± 5 sec induktiv bis auf einen Feststoffanteil von 0,7 bis 0,9 wiedererhitzt und unmittelbar auf 24ºC in Wasser abgeschreckt. Diese abgeschreckten Proben wurden metallographisch auf Größe und Form der Partikel untersucht. Fig. 4 zeigt ein Mikrobild eines Querschnittes der wiedererhitzten und abgeschreckten Probe. Fig. 4 demonstriert die drastische Verfeinerung der erzielten Mikrostruktur im Vergleich zu derjenigen des Ausgangsstranges (Fig. 2). Sie zeigt ferner, daß die intensiv bearbeitete Mikrostruktur des extrudierten Abschnitts durch Erhitzen bis auf einen Flüssigkeitsanteil von 0,1 oder höher in eine schlammartig aussehende Mikrostruktur umgewandelt werden kann.

Beispiel 2

Eine Aluminiumgußlegierung (Aluminum Association Alloy 357) wurde wie in Beispiel 1 gegossen, innerhalb einer halben Stunde auf 380ºC vorerhitzt und zu einem Stab von 3,175 cm Durchmesser extrudiert. Der Extrusionsdruck betrug 984 kg/cm². Der Stab trat bei 500ºC mit 4,27 m/min aus und wurde mittels eines Gebläses abgeschreckt. Der extrudierte Stab wurde bis zu einer bleibenden Verformung von etwa 1 % in Längsrichtung gedehnt. Teile des Stabes wurden dann um 36 % auf 2,54 cm Durchmesser gezogen. Von dem so extrudierten und gezogenen Material wurden dann Proben genommen, induktiv wieder erhitzt und wie in Beispiel 1 durch Preßschmieden verformt, dieses Mal jedoch in einen Napf mit einer Wand von 0,127 cm. Fig. 5 zeigt ein repräsentatives Mikrobild eines Querschnittes durch das Endprodukt, das wiederum eine gleichförmige, feinkörnige Mikrostruktur vom "Schlamm-Typ" aufweist. Beispiel 3 Eine Aluminiumknetlegierung (Aluminum Association Alloy 2024) wurde direkt auf Kokillen gegossen, homogenisiert (zur Reduzierung des Extrusionsdruckes und der Warmrißtendenz während der Warmbearbeitung) und zu einem Stab von 2,54 cm Durchmesser extrudiert. Die Legierung hatte die folgende Zusammensetzung:
Cu 4,4
Mn 0,6
Mg 1,5
Al Rest
Proben des so extrudierten Stabes wurden wie in Beispiel 1 wieder erhitzt, während andere Proben des extrudierten Stabes um 29 % komprimiert und wieder erhitzt wurden. Fig. 6 zeigt ein repräsentatives Mikrobild der zuletzt erhitzten, aber nicht kaltbearbeiteten Proben. Fig. 7 zeigt ein repräsentatives Mikrobild der kaltbearbeiteten Proben. Es ist offensichtlich, daß die kaltbearbeiteten Proben im Vergleich zu der Probe, die ohne Kaltbearbeitung wieder erhitzt wurde, eine beträchtlich verfeinerte Mikrostruktur aufweisen.

Beispiel 4

Beispiel 3 wurde mit einer Aluminiumknetlegierung (Aluminum Association Alloy 6061) wiederholt, die die folgende Zusammensetzung aufwies:
Si 0,6
Cu 0,28
Mg 1,0
Cr 0,2
Al Rest
Es wurden wiederum Mikrofotografien von Proben angefertigt, die extrudiert und wiedererhitzt wurden, und von Proben, die extrudiert, um 29 % komprimiert und wiedererhitzt wurden. Es ergaben sich Unterschiede in der Mikrostruktur, wie sie bereits in Beispiel 3 angegeben und anhand der Fig. 6 und 7 illustriert wurden.

Beispiel 5

Beispiel 3 wurde wiederum mit einer Aluminiumknetlegierung (Aluminum Association Alloy 6262) wiederholt, die die folgende Zusammensetzung aufwies:
Die Ergebnisse waren mit den in den Beispielen 3 und 4 angegebenen Ergebnissen vergleichbar.

Beispiel 6

Beispiel 5 wurde mit einer Aluminiumknetlegierung (Aluminum Association Alloy 7075) der folgenden Zusammensetzung wiederholt:
Die Ergebnisse entsprachen den in den Beispielen 3 bis 5 angegebenen Ergebnissen.

Beispiel 7

Eine Aluminiumlegierung (Aluminum Association Alloy 357) wurde unter Schereinwirkung direkt zu einem Stab von 15,24 cm Durchmesser auf Kokillen gegossen. Die Legierung hatte folgende prozentuale Zusammensetzung:
Ein Strang von 55,9 cm Länge wurde in weniger als einer halben Stunde auf 520ºC vorerhitzt und zu einem Stab von 2,223 cm Durchmesser extrudiert. Der Extrusionsdruck betrug 703 kg/cm². Der Strang trat bei einer Temperatur von 520ºC mit 7,3 m/min aus und wurde mittels eines Gebläses abgeschreckt. Ein Abschnitt von 2,54 cm wurde dann bei Raumtemperatur zwischen zwei parallelen Platten axial komprimiert, so daß seine Länge um 5, 10 und 16 % reduziert wurde. Von den so extrudierten und komprimierten Abschnitten wurden dann Proben genommen und in einem 3000 Hz-Feld mit 6,75 kW in einer Induktionsspule mit einem Durchmesser von 5,08 cm und einer Länge von 15,24 cm für 100 ± 5 sec induktiv bis auf einen Feststoffanteil von 0,7 bis 0,9 % wiedererhitzt und unverzüglich auf 24ºC in Wasser abgeschreckt. Diese abgeschreckten Proben wurden im Hinblick auf die Größe und die Form der Partikel metallographisch untersucht. Ein 2,54 cm großer, 35 g schwerer Abschnitt des extrudierten Stranges wurde dann um 25 % axial komprimiert und in einem teilweise festen, teilweise flüssigen Zustand zu einem Gewindebolzen preßgeschmiedet. Die Wiedererhitzungszeit betrug 50 sec, der Feststoffanteil war 0,85, die Verweilzeit betrug 0,5 sec, und der Druck betrug 1,055 kg/cm², bezogen auf Atmosphärendruck.
In den verschiedenen Stadien des Verfahrens wurden Mikrofotografien aufgenommen. Der Ausgangsstrang mit 15,24 cm Durchmesser wies Partikel von etwa 100 µm Durchmesser auf. Der extrudierte Strang besaß eine gerichtete Kornmikrostruktur, bei der die Körner gedehnt waren. Mikrofotografien des zentralen Teils der wiedererhitzten Stränge, die so extrudiert und auf 5, 10 bzw. 16 % kompromiert waren, zeigten, daß sich mit steigender Spannung die Größe und die Form der Partikel verbesserte, insbesondere als die Verformung auf über 10 % erhöht wurde. Die Mikrostruktur einer Probe, die um 25 % komprimiert und zu einem Gewindebolzen preßgeschmiedet wurde, wies im Vergleich mit dem Ausgangsstrang eine sehr viel feinere Mikrostruktur auf und eine einheitlichere Form und Verteilung der Körnung im Endprodukt. Es zeigte sich ebenfalls ein bemerkenswerter Einfluß der Restspannung auf die wiedererhitzte Kornstruktur des extrudierten Produktes.

Beispiel 8

Die Aluminiumgußlegierung des Beispiels 7 wurde wie in diesem Beispiel zu einem Strang von 15,24 cm Durchmesser direkt auf Kokillen gegossen. Ein Abschnitt von 55,9 cm Länge wurde innerhalb einer halben Stunde auf 330ºC vorerhitzt (sehr viel weniger als in Beispiel 1) und zu einem Stab mit 2,858 cm Durchmesser extrudiert. Der Extrusionsdruck betrug bei diesem Stab 3,234 kg/cm² (sehr viel höher als in Beispiel 1). Der Stab trat bei 490ºC mit 7,01 m/min aus und wurde mittels eines Gebläses abgeschreckt. Die Proben wurden wie in Beispiel 7 bis auf einen Feststoffanteil von 0,7 bis 0,9 induktiv wieder erhitzt und in Wasser abgeschreckt. Diese abgeschreckten Proben wurden im Hinblick auf die Größe und die Form der Partikel metallographisch untersucht. Es ergab sich eine ähnliche Größe und Form der Partikel im Vergleich zu der wiedererhitzten, um 25 % komprimierten und preßgeschmiedeten Probe des Beispiels 7. Bei dieser Extrusion erzeugte die Kombination einer niedrigen Vorerhitzungstemperatur T (330ºC) mit der Abkühlung mittels eines Gebläses geeignete Restspannungen in dem Extrudat.

Beispiel 9

Eine Kupferknetlegierung C544 mit 4 % Zink, 4 % Zinn, 4 % Blei und als Rest Kupfer wurde zur Erzeugung einer gerichteten Kornstruktur extrudiert und zu einem Strang kalt um 35 % im Durchmesser auf 2,54 cm reduziert. Proben des so extrudierten Stabes wurden zur Erzeugung der teilweise festen, teilweise flüssigen Struktur unter Verwendung des in Beispiel 1 beschriebenen Verfahrens, jedoch für längere Zeit, typischerweise 200 sec, wiedererhitzt und zu Nocken preßgeschmiedet zur Verwendung in Wasserpumpen. Fig. 8 zeigt ein Mikrobild eines Querschnittes des preßgeschmiedeten Endproduktes.

Beispiel 10

Die Kupferknetlegierung C360 mit 3 % Mangan, 35,5 % Zink und dem Rest Kupfer wurde extrudiert und um etwa 18 % zu einem Stab im Durchmesser 2,54 cm kalt reduziert. Proben des kaltbearbeiteten Extrudates wurden wie in Beispiel 1 wiedererhitzt. Mikrofotografien von Querschnitten der zuletzt wiedererhitzten Legierung zeigten eine Mikrostruktur, die derjenigen von Fig. 8 sehr ähnlich war.
Das erfindungsgemäße Verfahren wurde durch die vorstehenden Beispiele anhand einer Vielzahl von Aluminium- und Kupferlegierungen dargestellt. Das Verfahren ist jedoch auch auf andere Metalle und Metallegierungen anwendbar, die ein Zweiphasensystem bilden können, mit Feststoffpartikeln in einer niedriger schmelzenden Matrixphase. Das Verfahren wurde z.B. erfolgreich mit der Kupferknetlegierung C110 durchgeführt, die aus 0,04 % Sauerstoff und dem Rest Kupfer besteht. Als typische Zusatzlegierungen können Eisen, Nickel, Kobalt, Blei, Zink und Magnesium verwendet werden. Die Legierungen können sogenannte Gußlegierungen sein, wie z.B. die Aluminiumlegierungen 356 und 357, oder Knetlegierungen, wie z.B. die Aluminiumlegierungen 6061, 2024 und 7075 und die Kupferlegierungen C544 und C360.

Claims

1. Verfahren zur Herstellung einer Metallzusammensetzung, die zur Verformung in teilweise festem, teilweise in flüssigem Zustand geeignet ist, das folgende Schritte umfaßt:

Herstellung einer festen Metallzusammensetzung mit einer im wesentlichen gerichteten Kornstruktur und mit durch Kalt- und Warmbearbeitung der Zusammensetzung hervorgerufenen Grad an Spannung;

Erhitzung der die gerichtete Kornstruktur aufweisenden Zusammensetzung auf eine Temperatur oberhalb der Soliduslinie und unterhalb der Liquiduslinie erhitzt, um eine teilweise feste, teilweise flüssige Mischung mit mindestens 0,05 Volumenanteil Flüssigkeit zu erzeugen, wobei der Grad an Spannung so gewählt wird, daß bei der Erhitzung die Mischung gleichförmige, diskrete, sphäroidische Partikel innerhalb einer Matrixzusammensetzung mit einem niedrigeren Schmelzpunkt als die Partikel enthält;

Erstarren lassen der erhitzten Zusammensetzung, wobei die erstarrte Zusammensetzung eine gleichförmige, feinkörnige Mikrostruktur aufweist, welche gleichförmige, diskrete, sphäroidische Partikel innerhalb einer niedrigerschmelzenden Matrix enthält.

2. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß die Warmbearbeitung durch Extrudieren der Zusammensetzung erfolgt.

3. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß die Zusammensetzung nach der Erzeugung der gerichteten Kornstruktur kaltbearbeitet wird, um die Spannung hervorzurufen.

4. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß die Spannung während der Warmbearbeitung hervorgerufen wird.

5. Verfahren nach Anspruch 3, dadurch gekennzeichnet, daß die Kaltbearbeitung durch Stauchen erfolgt.

6. Verfahren nach Anspruch 3, dadurch gekennzeichnet, daß die Kaltbearbeitung durch Gesenkschmieden erfolgt.

7. Verfahren nach Anspruch 3, dadurch gekennzeichnet, daß die Kaltbearbeitung durch Ziehen erfolgt.

8. Verfahren nach Anspruch 3, dadurch gekennzeichnet, daß die Kaltbearbeitung durch Walzen erfolgt.

9. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß die Zusammensetzung vor der Herstellung der gerichteten Kornstruktur eine dendritische Struktur enthält.

10. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß die Zusammensetzung in einem weiteren Schritt verformt wird, während sie teilweise im festen und teilweise im flüssigen Zustand ist.

11. Verfahren nach Anspruch 10, dadurch gekennzeichnet, daß die erhitzte Zusammensetzung vor ihrem Erstarren verformt wird.

12. Verfahren nach Anspruch 11, dadurch gekennzeichnet, daß die Zusammensetzung durch Preßschmieden verformt wird.

13. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß die Zusammensetzung eine Gußlegierung ist.

14. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß die Zusammensetzung eine Knetlegierung ist.

15. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß die Zusammensetzung eine Aluminiumlegierung ist.

16. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß die Zusammensetzung eine Kupferlegierung ist.

17. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß die Zusammensetzung mit gerichteter Kornstruktur auf eine Temperatur erhitzt wird, bei der die teilweise feste, teilweise flüssige Mischung bis zu 0,8 Volumenanteil Flüssigkeit enthält.

18. Verfahren nach Anspruch 17, dadurch gekennzeichnet, daß die Zusammensetzung auf eine Temperatur erhitzt wird, bei der sie einen minimalen Volumenanteil Flüssigkeit von 0,10 erhält.

19. Verfahren nach Anspruch 18, dadurch gekennzeichnet, daß die Zusammensetzung auf eine Temperatur erhitzt wird, bei der sie einen Volumenanteil Flüssigkeit von 0,15 bis 0,5 enthält.