DE3823476A1

DE3823476A1 - Aluminiumlegierung und verfahren zur herstellung derselben

Info

Publication number: DE3823476A1
Application number: DE3823476A
Authority: DE
Inventors: Hayato Ikeda; Tunehisa Sekiguchi; Katsumi Yokoi; Kenji Suzuki
Original assignee: Showa Denko KK; Toyoda Jidoshokki Seisakusho KK; Toyoda Automatic Loom Works Ltd
Current assignee: Toyota Industries Corp; Resonac Holdings Corp
Priority date: 1987-07-11
Filing date: 1988-07-11
Publication date: 1989-01-19
Anticipated expiration: 2008-07-12
Also published as: JP2506115B2; JPS6417834A; US4973363A; DE3823476C2

Description

Die vorliegende Erfindung betrifft eine Aluminiumlegierung, die eine verbesserte Bearbeitbarkeit und verbesserte me chanische Eigenschaften hat, wie Scherschneidfähigkeit, eine hohe Temperaturfestigkeit und eine hohe Abriebwider standsfähigkeit. Die vorliegende Erfindung betrifft außer dem ein Verfahren zum Herstellen der vorstehend erwähnten Legierung. Die Legierung, welche durch die vorliegende Erfindung zur Verfügung gestellt wird, hat Eigenschaften, die sie geeignet machen für das plastische Bearbeiten sowie dafür, daß sie beispielsweise für Zylinder, Hülsen und Kolben in Brennkraftmaschinen und zum Beispiel für Führungszylinder zur Führung von Magnetbändern in Video bandaufzeichnungs- und/oder -wiedergabegeräten (VTR-Ge räten) mit Vorteil verwendbar ist.

Aluminiumlegierungen, in denen eine gewisse Menge an Sili cium enthalten ist, d. h. Aluminium-Silicium-Legierungen, werden für Kolben von Brennkraftmaschinen und Führungs rollen in VTR-Geräten verwendet. Einige Beispiele solcher Legierungen sind Legierungen der Bezeichnungen AC8A, AA336, AC8B und AC8C, AA332, die zum Gießen verwendet werden, ADC12, A383, A384, welche für das Spritzgießen verwendet werden, und A4032, die zum Warmverformen und zum Schmieden verwendet wird. Generell haben Aluminium-Silicium-Legierungen gemeinsame Eigenschaften, wie Hochtemperaturfestigkeit, hohe Abrieb widerstandsfähigkeit und hohe Korrosionswiderstandsfähig keit. Jedoch sind die Eigenschaften entsprechend den Anforderungen, die an die Legierung in den verschiedenen Fällen gestellt werden, durch Variieren der Zusammenset zung, des Herstellungsverfahrens und der Wärmebehandlung derselben modifizierbar. Das bedeutet, daß eine der obi gen Eigenschaften durch geeignete Bestimmung bzw. Fest setzung der Zusammensetzung hervorgehoben werden kann. Zum Beispiel hat die Legierung A4032 eine überragende me chanische Festigkeit und Abriebwiderstandsfähigkeit bei hohen Temperaturen und einen kleinen Wärmeausdehnungs koeffizienten. Wenn die Legierung A4032 welche zum Bei spiel kleiner als 100 mm im Durchmesser ist, verarbeitet wird, dann wird Rohmaterial extrudiert und mittels einer Sägemaschine für die weitere Verarbeitung heraus- bzw. abgeschnitten.

Das Erfordernis für ein Rohmaterial wird durch die Eigen schaften bestimmt, welche in Bezug auf ein Endprodukt erforderlich sind. Aber es ist auch erforderlich oder notwendig, daß das Rohmaterial die Eigenschaften hat, welche eine Verarbeitung desselben ermöglichen und er leichtern, während es zur Herstellung des Endprodukts ver arbeitet wird. Die Eigenschaften, die in Bezug auf die Verarbeitung desselben erforderlich sind, sind plastische Bearbeitbarkeit, Bearbeitbarkeit und Scherschneidfähig keit. Scherschneidfähigkeit ist wichtig zur Verein fachung des Prozesses, weil Schneiden durch Abscheren viel einfacher ist als das Schneiden, das beispielsweise mit tels einer Drehbank ausgeführt wird. Die Wirkungen dieser Vereinfachung werden sogar stärker in einer Massen produktion. Aber da die Scherschneidfähigkeit im Gegen satz zur Duktilität und Festigkeit des Materials steht, war es schwierig, eine Aluminium-Silicium-Legierung zu erhalten, die sowohl eine gute Scherschneidfähigkeit als auch solche mechanischen Eigenschaften, wie Duktilität und Zähigkeit, hat. Wenn zum Beispiel die Legierung A4032 durch Abscheren durchgeschnitten wird, treten Risse, Sprünge o. dgl. in der Schnittoberfläche auf, und die Oberfläche wird rauh, und das Produkt ist für Schmieden nicht geeignet. Da die Legierung A4032 keine hohe Ermüdungsfestigkeit hat, ist die Legierung anderer seits nicht dazu geeignet, in Kolben und Verbindungs stangen verwendet zu werden. Wie man typischerweise an der Legierung 4032 sieht, ist bisher noch keine Aluminium- Silicium-Legierung zur Verfügung gestellt worden, die eine hohe Abriebwiderstandsfähigkeit, Beanspruchungs- Korrosionswiderstandsfähigkeit, Festigkeit bei hohen Temperaturen, Ermüdungsfestigkeit und Scherschneidfähig keit hat.

Kurz zusammengefaßt ist es daher ein primäres Ziel der vorliegenden Erfindung, eine Aluminium-Silicium-Legie rung zur Verfügung zu stellen, die eine hohe Abriebwider standsfähigkeit, Beanspruchungs-Korrosionswiderstands fähigkeit, hohe Festigkeit bei hohen Temperaturen, hohe Ermüdungswiderstandsfähigkeit und hohe Scherschneidfähig keit hat. Ein sekundäres Ziel der vorliegenden Erfindung ist es, ein Verfahren zum Herstellen einer Legierung zur Verfügung zu stellen, welche die vorstehend erwähnten Eigenschaften besitzt. Durch intensive Studien und Unter suchungen an Al-Si-Cu-Mg-Fe-Mn-Legierungen, welche über ragende hohe Temperaturfestigkeit und Abriebswiderstands fähigkeit haben, haben die Erfinder eine Legierung ge funden, welche die oben angegebenen Erfordernisse erfüllt, und ein Verfahren zum Herstellen der Legierung.

Gemäß einem ersten Aspekt der vorliegenden Erfindung wird eine Aluminiumlegierung zur Verfügung gestellt, die verbesserte Scherschneideigenschaften hat und folgendes umfaßt bzw. enthält: von 8 bis 13 Gew.-% Silicium, von 2,5 bis 6 Gew.-% Kupfer, von 0,3 bis 1,2 Gew.-% Magnesium, von 0,25 bis 1,0 Gesamt-Gew.-% Eisen und/oder Mangan, von 0,005 bis 0,25 Gesamt-Gew.-% Titan und Bor, wobei der Rest aus Aluminium und unvermeidlichen Verunreinigungen besteht, wodurch mehr als 80% einer willkürlichen Schnittoberfläche durch Äquiaxial-Kristall bedeckt ist, Siliciumkristall in eutektischer Aluminium- Silicium-Struktur höchstens 8 µm im Durchmesser ist und die Oberflächenhärte zwischen 67 und 75 entsprechend der Rockwell-Härteskala F beträgt.

Gemäß einem zweiten Aspekt der vorliegenden Erfindung wird ein Verfahren zum Herstellen einer Aluminiumlegie rung zur Verfügung gestellt, die verbesserte Scherschneid eigenschaften hat, wobei das Verfahren die folgenden Verfahrensschritte umfaßt:

a) Herstellen eines geschmol zenen Rohmaterials, das von 8 bis 13 Gew.-% Silicium, von 2,5 bis 6,0 Gew.-% Kupfer, von 0,3 bis 1,2 Gew.-% Magnesium, von 0,25 bis 1,0 Gesamt-Gew.-% Eisen und Man gan, von 0,005 bis 0,25 Gesamt-Gew.-% Titan und Bor enthält, wobei Aluminium den Rest zusammen mit Verunrei nigungen auffüllt bzw. bildet;
b) Gießen des geschmolzenen Rohmaterials mit einer Erstarrungsgeschwindigkeit, die nicht niedriger als 4°C/s ist; und
c) Wärmebehandeln des Materials so, daß die Härte desselben zwischen 67 und 75 gemäß der Rockwell-Härteskala F wird.

Andere Ziele und Wirkungen sowie Vorteile und Merkmale der vorliegenden Erfindung werden durch die folgende Be schreibung klar.

Die Erfindung sei nachstehend anhand einiger, besonders bevorzugter Ausführungsformen unter teilweiser Bezugnahme auf die Figuren der Zeichnung näher erläutert; es zeigt:

Fig. 1 eine Fließdarstellung, die das Verfahren zum Herstellen einer Aluminium-Silicium-Legierung gemäß einer Ausführungsform der vorliegenden Erfindung veran schaulicht;

Fig. 2 eine graphische Darstellung, welche die Temperatur in Abhängigkeit von der Zeit in einer Ausfüh rungsform der vorliegenden Erfindung zeigt;

Fig. 3 eine Photographie, welche eine Schnitt oberfläche einer Aluminium-Silicium-Legierung gemäß der vorliegenden Erfindung zeigt;

Fig. 4 eine Photographie, welche eine Schnitt oberfläche einer Aluminium-Silicium-Legierung zum Ver gleich zeigt (keine Darstellung der vorliegenden Erfin dung);

Fig. 5 eine Skizze, die eine durch Abscheren ge schnittene Oberfläche zeigt;

Fig. 6 ein Verfahren des Schmiedefähigkeitstests; und

Fig. 7 ein Verfahren des Schneidfähigkeitstests.

In der nachfolgenden detaillierten Beschreibung werden be vorzugte Ausführungsformen der vorliegenden Erfindung nun in näheren Einzelheiten unter Bezugnahme auf die Zeichnungen beschrieben.

Bevor in die detaillierte Untersuchung der Eigenschaften der Legierung eingetreten wird, wird die Scherschneid fähigkeit für die folgende Analyse, wie im folgenden an gegeben, definiert.

Die erste Eigenschaft, die in Einklang mit einer guten Scherschneidfähigkeit eines Materials ist, besteht darin, daß sich eine glatte Schnittoberfläche ergibt und daß wenig plastische Deformation um die Schnittoberfläche vorhanden ist, wenn das Material mittels einer Scherkraft geschnitten wird. Mit anderen Worten, die erste Eigen schaft besteht darin, daß der Schnitt gerade in der Rich tung der Scherkraft mit einer flachen und glatten Ober fläche ohne darum herum verbleibende Deformationen er folgt. Die Materialien dürfen wenigstens keine Lamellen struktur, keine Blätterung, kein Streifengefüge o.dgl. aufgrund von Ausscheidungen oder Verunreinigungen, die in dem Material enthalten sind, haben, um die erste Eigen schaft zu realisieren. Weiter muß das Material generell brechbar sein, damit keine plastische Deformation um die Schnittoberfläche bleibt.

Die zweite Eigenschaft besteht darin, daß das Material keine Risse, Sprünge o.dgl. in der Schnittoberfläche hat. Das Material muß duktil sein, damit es keine Risse, Sprünge o.dgl. in der Schnittoberfläche hat.

Wenn ein durch Scherschneiden erhaltenes Teil eine rauhe Schnittoberfläche oder eine darum herum verbleibende plastische Deformation hat, wird eine exakte Dimensionie rung des Teils schwierig. In einem solchen Falle wird ein Prozeß des erneuten Formens, der Abschleifen oder plastische Deformation umfaßt, nach dem Scherschneiden notwendig. Wenn ein Teil Risse, Sprünge o.dgl. in der Schnittoberfläche hat, muß ein Teil bzw. Bereich, welcher die Risse, Sprünge o.dgl. hat, aus dem Teil herausge schliffen oder herausgeschnitten werden. Diese redundanten Prozesse, welche nach dem Scherschneiden ausgeführt werden, machen den Herstellungsvorgang kompliziert und sind Hindernisse für eine effektive bzw. leistungsfähige Verwendung des Rohmaterials. Infolgedessen steht die Scherschneidfähigkeit in enger Beziehung zu der Produkti vität des Herstellungs- bzw. Weiterverarbeitungsverfah rens.

Durch die obige Beschreibung dürfte klar geworden sein, daß das Material gegensätzliche Eigenschaften haben muß, nämlich Brechbarkeit bzw. Fragilität und Formbarkeit bzw. Duktilität, um die aufgestellten Erfordernisse zu erfüllen. Durch intensive Studien und Untersuchungen an Al-Si-Cu-Mg-Fe-Mn-Legierungen, die eine überragende hohe Temperaturfestigkeit und Abriebwiderstandsfähigkeit haben, haben die Erfinder eine Legierung gefunden, welche die oben genannten Erfordernisse erfüllt, und ein Verfahren zur Herstellung der Legierung.

Nachfolgend sind die Ergebnisse der Studien und Unter suchungen, die in Bezug auf die vorliegende Erfindung durchgeführt wurden, angegeben.

(1) Zusammensetzung der Grund- bzw. Ausgangsmaterialien

Durch Studieren der Eigenschaften von verschiedenen Zusammensetzungen und Kombinationen, die zu den Al-Si-Cu-Mg-Fe-Mn-Legierungen gehören, wurde gefunden, daß die am meisten wünschenswerten Eigenschaften mit einer Legierung erhalten werden, die von 8 bis 13 Gew.-% Silicium, von 2,5 bis 6 Gew.-% Kupfer, von 0,3 bis 1,2 Gew.-% Magnesium, von 0,25 bis 1,0 Gew.-%Eisen und/oder Mangan, von 0,005 bis 0,25 Gesamt-Gew.-% Titan und Bor enthält, wobei der Rest aus Aluminium und unvermeidlichen Verunreinigungen besteht.

Nachfolgend sind die Wirkungen von jedem Grund- bzw. Ausgangsmaterial in der Legierung auf die Eigenschaften der Legierung angegeben.

Silicium vermindert generell den Wärmeausdehnungskoeffi zienten und erhöht generell die Abriebwiderstandsfähig keit der Legierung. Jedoch vermindert eine übermäßige Menge an Silicium die Schneidfähigkeit, die Schmiedefähig keit und die Extrusionsfähigkeit der Legierung. Zwischen 8 und 13 Gew.-% Silicium führen zu einer maximalen Festigkeit und Ermüdungswiderstandsfähigkeit in Aluminium- Silicium-Legierungen.

Kupfer erhöht die Festigkeit, die Abriebwiderstandsfähig keit und die Schneidfähigkeit der Legierung, indem es eine feste Lösung davon in der Legierung bildet. Wenn jedoch die Menge an Kupfer niedriger als 2,5 Gew.-% ist, werden diese Eigenschaften nicht genügend verbessert. Wenn andererseits der Anteil an Kupfer höher als 6 Gew.-% ist, tritt Riß- und Sprungbildung auf, und weiterhin tritt eine mangelhafte Füllung an geschmolzenem Material in der Gußform während eines Gießvorgangs auf, wodurch es schwierig gemacht wird, bei dem Material Gießen anzu wenden. So ist Kupfer in der erfindungsgemäßen Legierung in einem Anteil zwischen 2,5 und 6 Gew.-% vorhanden.

Wenn der Anteil von Magnesium geringer als 0,3 Gew.-% ist, wird die Alterungshärtung der Legierung ungenügend. Wenn der Anteil größer als 1,2 Gew.-% ist, nimmt anderer seits der Anteil an oxidiertem Magnesium zu, und es treten Risse und Sprünge auf, was eine Herabsetzung der strukturellen Eigenschaften der Legierung zur Folge hat. Daher ist Magnesium in der erfindungsgemäßen Legierung in einem Anteil zwischen 0,3 bis 1,2% vorhanden.

Eisen und Mangan erhöhen die Rekristallisationstempera tur und verbessern mechanische Eigenschaften bei hohen Temperaturen. Wenn der Prozentsatz an Eisen und Mangan niedriger als 0,25 Gew.-% ist, ist ihre Wirkung nicht ausreichend. Wenn die Menge höher als 1,0 Gew.-% ist, wird die Duktilität der Legierung wegen der darin ausge bildeten intrametallischen Zusammensetzungen bzw. Verbin dungen, wie Al-Mn-Fe und Al-Fe-Si, herabgesetzt.

Titan und Bor dienen zum Mikronisieren der Kristallstruktur bzw. dazu, die Kristallstruktur in den Bereich von µm zu bringen, und sie dienen infolgedessen zur Verbesse rung der Festigkeit und Scherschneidfähigkeit. Die sind am wirksamsten, wenn 0,08 Gew.-% Titan und 0,02 Gew.-% Bor hinzugefügt werden. Wenn ihre Gesamtmenge niedriger als 0,005 Gew.-% ist, sind sie nicht genügend wirksam. Wenn die Gesamtmenge 0,25 Gew.-% übersteigt, nehmen die Wirkungen allmählich entsprechend der Zunahme der Menge ab, und eine nadelartige Organisation bzw. Struktur aus Aluminium-Titan entwickelt sich, und die Legierung ver liert die Duktilität.

Zusätzlich zu den oben erwähnten Grund- bzw. Ausgangsma terialien können andere Materialien hinzugefügt sein. Wenn zum Beispiel eine kleine Menge an Chrom oder Nickel hinzugefügt wird, werden die mechanischen Eigenschaften bei hohen Temperaturen verbessert. Da aber diese Elemente die Duktilität und Ermüdungswiderstandsfähigkeit vermin dern, muß ihre Menge niedriger als 0,5 Gew.-% sein. Zink bildet eine intrametallische Zusammensetzung bzw. Verbindung und erhöht die Festigkeit und Schneidfähigkeit beträchtlich. Daher können höchstens 0,5% Zink zu der Legierung hinzugefügt sein. Eine Hinzu fügung von Strontium, Natrium, Calcium, Kalium und Phos phor zur geschmolzenen Legierung in einer Menge zwischen 10 und 30 ppm unterdrückt die Entwicklung von Silicium kristallen in der eutektischen Struktur, mikronisiert die Kristallstruktur der Elemente bzw. bringt die Kristallstruktur der Elemente in den µm-Bereich und er höht die mechanischen Eigenschaften und die Scherschneid fähigkeit. Insbesondere dann, wenn die Legierung hyper eutektisch ist und die geschmolzene Legierung relativ langsam abgekühlt wird, ist es besser, eines oder einige der oben erwähnten Elemente zu der Legierung als Impf mittel hinzuzufügen.

(2) Mikroskopische und makroskopische Struktur der Le gierung

Die Größe und Dispersion bzw. Verteilung von Sili ciumkristallen spielen zusammen mit der unten beschriebenen Wärmebehandlung eine wichtige Rolle beim Bestimmen bzw. Festlegen der Scherschneidfähigkeit der Legierung.

Makroskopisch bedecken äquiaxiale bzw. gleichachsige bzw. gleichgerichtete Kristalle mehr als 80% der Schnitt oberfläche, und vorzugsweise ist im wesentlichen keine Federstruktur vorhanden. Mikroskopisch muß der mittlere Durchmesser der Siliciumkristalle in der Alu minium-Silicium-Legierung äußerstenfalls 8 µm betragen, vorzugsweise äußerstenfalls 5 µm. Das ist deswegen so, weil die Scherschnittoberfläche der äquiaxialen (dieser Begriff wird hier, und zwar auch in den Patentansprüchen, insbesondere für "gleichachsig" und "gleichgerichtet" verwendet) Kristalle bzw. des äquiaxialen Kristalls glatt ist, während diejenige der federartigen Kristalle bzw. des federartigen Kristalls rauh ist und Risse, Sprünge o.dgl. verursacht.

Nachfolgend ist ein Beispiel des Verfahrens zum Erhalten der oben erwähnten metallurgischen Struktur gegeben. Der wichtigste und spezifischste Teil des Verfahrens umfaßt ein Kühlen der geschmolzenen Legierung mit einer Erstar rungs- bzw. Verfestigungsgeschwindigkeit, die nicht nied riger als 4°C/s ist. Die Erstarrungs- bzw. Verfestigungsge schwindigkeit (der eine dieser beiden Begriffe soll immer auch den anderen mit umfassen) kann durch Beschränken der Größe der Gußform und Verbessern der Kühlkapazität der Kühleinrichtung für das Kühlen der Gußform und des aus den Gußformen herausgenommenen Produktes erhalten werden. In den Experimenten, die von den Erfindern durchgeführt worden sind, wurde eine massive Probe, die einen Durchmesser von 68 mm hatte, gemäß der vorliegenden Erfindung gegossen. Aufgrund des schnellen Kühlens der Gußform wird eine Aus scheidung von Grund- bzw. Ausgangsmaterialien in der Le gierung unterdrückt. Das Verfahren ist nicht auf die oben beschriebene Ausführungsform beschränkt, sondern das Ver fahren kann vielmehr entsprechend der Größe des Produkts und der Erstarrungs- bzw. Verfestigungsgeschwindigkeit gemäßigt bzw. abgebremst werden, wenn Impfungsmaterialien verwendet werden.

Wenn die Legierung hypereutektisch ist, muß der Durchmesser des primären Kristalls bzw. der primären Kristalle kleiner als 30 µm sein, damit eine gute Scherschneidfähig keit beibehalten wird.

(3) Härte

Die Rockwell-Oberflächenhärte Hrf des Produkts muß nach der Wärmebehandlung zwischen 67 und 75, vorzugs weise zwischen 69 und 73, betragen. Wenn die Härte niedriger als 67 ist, wird die Schnittoberfläche rauh, und die Rauhigkeit bleibt, nachdem das Material geschmiedet worden ist, als ein Fleck. Wenn die Härte höher als 75 ist, treten Risse, Sprünge o.dgl. durch das Scherschneiden auf, und die Risse, Sprünge o.dgl. verlängern sich weiter durch das Schmieden. Daher wird eine Wärmebehandlung so ausgeführt, daß die Härte in den genannten Bereich fällt.

In der Aluminiumlegierung gemäß der vorliegenden Erfindung sind die metallischen Grund- bzw. Ausgangsmaterialien und die Siliciumkristalle beide mikronisiert bzw. im µm-Bereich, und die mikronisierte bzw. im µm-Bereich be findliche Ablagerung ist gleichmäßig in der Legierung verteilt. Daher wird, wenn eine Scherkraft auf die Legie rung ausgeübt wird, diese Legierung längs einer flachen Ebene geschnitten, welche durch Korngrenzen hindurchgeht. Gleichzeitig wird, da die Duktilität der Legierung auf grund der kleinen Körner bzw. Kristalle erhöht ist, das Auftreten von Rissen, Sprüngen o.dgl. unterdrückt. Weiter wird durch einen bzw. den richtigen Anteil der Grund- bzw. Ausgangsmaterialien die Hochtemperaturfestig keit, Korrosionswiderstandsfähigkeit, Beanspruchungs-Kor rosionswiderstandsfähigkeit, Schneidfähigkeit und plasti sche Bearbeitbarkeit der Legierung verbessert.

Wie oben erwähnt, weist die Legierung gemäß dem ersten Aspekt der vorliegenden Erfindung eine verbesserte Hoch temperaturfestigkeit, Abrieb- bzw. Abschleifwiderstands fähigkeit, Beanspruchungs-Korrosionswiderstandsfähigkeit, Ermüdungswiderstandsfähigkeit, plastische Bearbeitbar keit, Schneidfähigkeit und Scherschneidfähigkeit durch Optimalisieren bzw. Optimieren der Zusammensetzung aus Silicium, Kupfer, Magnesium, Eisen, Mangan, Titan und Bor, sowie weiter durch Gleichförmigmachen und Mikroni siertmachen der Körner bzw. Kristalle auf. Durch Verwen dung der vorliegenden Legierung, beispielsweise in Kolben und Zylindern einer Brennkraftmaschine oder zum Beispiel in Führungszylindern von VTR-Geräten, wird die mechani sche Festigkeit dieser Teile verbessert. Gleichzeitig wird der Herstellungsprozeß der Teile, wie Schneiden und Dimensionieren derselben, vereinfacht, was zu einer Ver besserung der Bearbeitbarkeit und der Leistungsfähigkeit der Arbeit führt. Andererseits wird aufgrund des zweiten Aspekts der vorliegenden Erfindung ein Verfahren zum leichten, sicheren und kosteneffektiven Herstellen der oben angegebenen erfindungsgemäßen Legierung zur Ver fügung gestellt.

Beispiele

Die Eigenschaften der Legierungen gemäß der vorliegenden Erfindung werden experimentell mit anderen Legierungen verglichen, wobei die angegebenen Tabellen am Schluß der Beschreibung sind.

Verfahren der Herstellung

Die Tabelle 1 zeigt eine Zusammensetzung von Grund- bzw. Ausgangsmaterialien und ein Verfahren zum Herstel len jeder Probe. Die Fig. 1 zeigt ein Fließbild des Verfahrens, gemäß dem die Legierung nach der vorliegenden Erfindung hergestellt wurde. Die auf diese Weise erhaltenen Proben sind entsprechend dem Anteil an Silicium und anderen Grund- bzw. Ausgangsmaterialien mit 1 bis 28 numeriert. Die Proben wurden durch Gießen von geschmolzenem Material mit einer Erstarrungs- bzw. Verfestigungsge schwindigkeit, welche nicht niedriger als 4°C/s war, mittels eines kontinuierlichen Gasdruck-Wärmehauben-Gießverfahrens (dieses Gießverfahren ist in der zweiten japanischen Ver öffentlichung bzw. der japanischen Patentveröffentlichung Nr. 54-42847 beschrieben) hergestellt, und zwar so, daß eine Gußstange erhalten wurde, die einen Durchmesser von etwa 68 mm hatte, wonach die Oberfläche derselben durch eine Ablöse- bzw. Abschab- bzw. Schälvorrichtung abgelöst bzw. abgeschabt bzw. abgeschält wurde, und weiter wurde eine Wärmebehandlung (die nachstehend als H01-Wärme behandlung bezeichnet wird) so ausgeführt, daß die Ober flächenhärte einen Wert zwischen 67 und 75 erhielt. Wie in Fig. 2 gezeigt ist, umfaßt die H01-Wärmebehandlung die Verfahrensschritte des Aufrechterhaltens der Tempera tur des Produkts auf 490°C während 4 Stunden, des Vermin derns der Temperatur mit einer Rate, die gleich oder nied riger als 60°C/Stunde ist, herab auf 335°C, z. B. mit 40°C/Stunde, und des Verminderns der Temperatur mit einer üblichen Rate von 60 bis 80°C/Stunde. In Fig. 2 wird die H01-Wärmebehand lung mit einer üblichen Wärmebehandlung H02 für Tempern bzw. Glühen verglichen, welche die Verfahrensschritte des Aufrechterhaltens der Temperatur auf 490°C während 4 Stunden und des Verminderns der Temperatur auf eine bzw. die Raumtemperatur mit einer Rate von -60 bis -80°C/Stunde umfaßt. Tests bezüglich der mechanischen Eigen schaften mit Ausnahme des Härtetests, des Scherschneid fähigkeitstests und des Schmiedefähigkeitstests wurden an den Proben ausgeführt, an denen eine Wärmebehandlung (T6) ausgeführt worden war, wie in den aktuellen Fällen. Die Wärmebehandlung H6 umfaßt die Verfahrensschritte des Aufrechterhaltens der Temperatur auf 500°C während 4 Stunden, des Durchführens einer Härtungsbehandlung mittels Heißwasser und eines synthetischen Alterungsprozesses bei einer Temperatur von 170°C während 8 Stunden.

Die Vergleichsproben der Gruppe 1, Nr. 29 bis Nr. 31, sind in ihrer Zusammensetzung und in ihrem Herstellungsverfahren, wie in Tabelle 1 gezeigt, unterschiedlich von den obigen Proben. Die Probe Nr. 29 ist aus einer Al-Cu-Mg- Legierung hergestellt, welche als A2218 bezeichnet wird und für Schmiedearbeiten geeignet ist, und das Verfahren, das zum Herstellen der Probe angewandt wurde, war iden tisch mit dem der vorliegenden Erfindung, jedoch mit Aus nahme des Unterschieds in der Zusammensetzung. Die Probe Nr. 30 ist aus AC8B hergestellt, das für Gießarbeiten geeignet ist, und sie wurde zu einer Säulenform mit einem Durchmesser von 68 mm durch Gießen geformt. Die Kühlge schwindigkeit des geschmolzenen Materials war 0,4°C/s. Die Probe 31 ist aus A4032 hergestellt, das eine Zusammen setzung hat, welche entfernt an diejenige der vorliegenden Erfindung erinnert und für Schmiedearbeiten geeignet ist. Das Material wurde kontinuierlich zu Barren gegossen, die einen Durchmesser von 250 mm hatten, und es wurde mit einer Kühlgeschwindigkeit von 2°C/s gekühlt und zu einem Stabteil extrudiert, das einen Durchmesser von 61 mm hatte. Proben der Gruppe 1 wurden gemäß der H01- Wärmebehandlung wärmebehandelt.

Die Vergleichsproben der Gruppe 2, Nr. 32 bis Nr. 34, sind identisch mit den Proben der vorliegenden Erfindung, Nr. 6, Nr. 12 bzw. Nr. 18, in ihren Zusammensetzungen. Der Unterschied besteht darin, daß das Barrengießen für die Gruppe 2, wie im Fall der Probe Nr. 31 der Gruppe 1, an gewandt wurde. Der Durchmesser der Probe ist auch 61 mm, und die Wärmebehandlung war H01.

Die Vergleichsproben der Gruppe 3, Nr. 35 bis Nr. 37, sind identisch mit der vorliegenden Erfindung, Nr. 6, Nr. 12 und Nr. 18, in ihren Zusammensetzungen und dem Gießver fahren. Jedoch wird eine übliche Wärmebehandlung H02 für die Gruppe 3 angewandt.

Durch Vergleichen der Eigenschaften der Produkte, welche unter den oben beschriebenen Bedingungen erhalten werden, sind nicht nur die Wirkungen der Zusammensetzung, sondern auch die Wirkungen des Gießens und der Wärmebehandlung, welche eine wichtige Rolle in der Erfindung spielen, klar geworden.

Testgegenstände

Teststücke wurden aus den auf diese Weise erhalte nen Proben herausgeschnitten, und die nachfolgenden Tests wurden ausgeführt.

(1) Test bezüglich der Schnittoberflächenstruktur und Korngröße

Teststücke, die aus den oben erwähnten Proben ausge schnitten worden waren, wurden einer Homogenisierungsbe handlung bei einer Temperatur von 490°C unterworfen. Dann wurde eine Schnittoberfläche abgerieben bzw. abgeschliffen und geätzt. Es wurden Photographien, Fig. 3 und 4, auf genommen, und die Schnittoberflächenstruktur sowie die Korngröße wurden untersucht.

(2) Härtetest

Der Härtetest wurde gemäß dem Rockwell-Oberflächen härtetest (F-Skala) nach Ausführen der Wärmebehandlung durchgeführt.

(3) Scherschneidfähigkeitstest

Teststücke von 40 mm Durchmesser wurden mittels Scherkraft nach der Wärmebehandlung mittels einer Scher schneideinrichtung abgeschnitten, die eine maximale Kraft von 160 t, 65 Hin- und Herbewegungen pro Minute und einen Hub von 140 mm hatte. Das Spiel zwischen dem Teststück und der Schneideinrichtung war 0,2 mm. Die Scherschneid oberfläche wurde durch visuelle Beobachtung untersucht, und die Glattheit wurde entsprechend der Rauhigkeit und in der Schnittoberfläche beobachteten Rissen, Sprüngen o.dgl. beurteilt.

(4) Schmiedefähigkeitstest

Wärmebehandelte Proben wurden zu keilförmigen Test stücken geformt, wie in Fig. 6 gezeigt, bei einer Tempe ratur von 360°C während 1 Stunde getempert und mittels Hämmern 3 gehämmert, und es wurde ein kritisches Herstel lungsverhältnis durch Beobachten von Rissen, Sprüngen o.dgl. 4, die auf der Oberfläche erschienen, berechnet bzw. durch Beurteilung gewonnen.

(5) Spannungsfestigkeitstest

Nach dem Ausführen des oben erwähnten T6-Prozesses wurde eine Spannungskraft auf die Teststücke mittels einer Orsen-Mehrzweck-Testmaschine, deren maximale Last 10 t ist, ausgeübt.

(6) Ermüdungstest

Die Bruchfestigkeit von Teststücken wurde gemessen, nachdem diesen 10⁷ mal wiederholte Deformation gegeben worden war.

(7) Hochtemperatur-Zugfestigkeitstest

Der Hochtemperatur-Zugfestigkeitstest wurde an den Teststücken ausgeführt, nachdem diese während 30 Minuten auf einer Temperatur von 200°C gehalten worden waren, und zwar mittels einer Hochtemperatur-Zugfestigkeitstestma schine.

(8) Oberflächenrauhigkeit

Nach dem Schneiden einer Oberfläche des Teststücks mittels eines Diamantschneiders einer Schneidmaschine wurde die Oberfläche hochglanzpoliert, und die Rauhigkeit der Oberfläche wurde mittels eines Oberflächenrauhigkeits- Meßinstruments gemessen.

(9) Abriebwiderstandsfähigkeitstest

Der Abriebwiderstandsfähigkeitstest wurde mittels eines Okoshi-Abriebwiderstandsfähigkeitstesters mit einer Reibungsgeschwindigkeit von 3,1 m/s, einer Last von 18,9 kg, einer Gesamtreibungsdistanz von 600 m mit einem Tester- bzw. Testmaterial, das aus Gußeisen hergestellt war (FC30), ausgeführt.

(10) Schneidfähigkeitstest

Die Schneidfähigkeit des Materials wurde durch die Wegwerf- bzw. Verfügbarkeit der Späne, wie in Fig. 7 gezeigt, beurteilt, wenn Teststücke mittels eines Schneiders aus zementiertem Carbid bzw. eines zementierten Carbidschneiders mit einer Schneidgeschwindigkeit von 200 m/min und einer Schneid tiefe von 0,15 mm geschnitten wurden.

Testergebnisse (a) Struktur der Schnittoberfläche

Strukturen von Schneid- bzw. Schnittoberflächen sind in den Fig. 3 (Probe Nr. 18) und 4 (Probe Nr. 34) gezeigt, welche einer Legierung nach der vorliegenden Er findung bzw. einer zum Vergleich herangezogenen unter schiedlichen Legierung entsprechen.

Wie in Fig. 3 gezeigt ist, bedeckt äquiaxialer Kristall bzw. bedecken äquiaxiale Kristalle mehr als 80% der Schnittoberfläche, weiter ist die Korngröße des eutekti schen Kristalls bzw. der eutektischen Kristalle von Alu minium und Silicium kleiner als 8 µm, und die Struktur ist gleichförmig und mikronisiert bzw. im µm-Bereich. Im Gegen satz hierzu weisen die mikroskopischen Strukturen der Le gierungen in den Gruppen 1 und 2 große säulenförmige Kri stalle auf, wie in Fig. 4 gezeigt ist. Hinsichtlich der Legierungen in der Gruppe 3 ist, obwohl diese nicht in den Figuren gezeigt sind, zu sagen, daß die Legierungen mikronisierte bzw. im µm-Bereich liegende Körner bzw. Kristalle hat, die so klein wie diejenigen der vorliegenden Erfindung sind.

(b) Andere Testergebnisse

Es seien hier andere Testergebnisse als diejenigen, die in Tabelle 2 gezeigt sind, angegeben. Die Härte der Teststücke gemäß der vorliegenden Erfindung ist zwischen 66 und 73 entsprechend der Rockwell-Härteskala F. Referenz teststücke, an denen die Wärmebehandlung H01 ausgeführt worden war, hatten eine Härte zwischen bzw. in dem gleichen Bereich. Aber die Teststücke, an denen die Wärmebehandlung H02 ausgeführt worden war, hatten eine Härte, die größer oder kleiner als der angegebene Bereich war.

Die Scherschneidfähigkeit der Teststücke gemäß der vorlie genden Erfindung war überragend gegenüber den Referenz teststücken, und diese Tatsache bestätigte die überragen den Eigenschaften, die durch die vorliegende Erfindung erhalten werden.

Die Schmiedefähigkeit der Teststücke gemäß der vorliegenden Erfindung ist überragend gegenüber derjenigen der Referenzteststücke. Es wurde außerdem gefunden, daß die Schmiedefähigkeit um so besser ist, je kleiner die Korn größe und das maximale Dehnungsverhältnis sind.

Je mehr Silicium und Kupfer in der Legierung enthalten ist, um so höher wird die maximale Zugfestigkeit und die Streckgrenze.

Die Ermüdungswiderstandsfähigkeit, die Hochtemperatur spannungsfestigkeit, die Abriebwiderstandsfähigkeit und die Schmiedefähigkeit sind bei der Legierung nach der vor liegenden Erfindung höher als bei den Referenzteststücken. Es wird angenommen, daß die überragenden Eigenschaften der Legierung nach der vorliegenden Erfindung von deren höherer Duktilität und Festigkeit herrühren, die durch deren mikronisierte Mikrostruktur bzw. im µm-Bereich liegende Mikrostruktur realisiert sind.

Kurz zusammengefaßt, betrifft die vorliegende Erfindung eine Aluminiumlegierung, die eine verbesserte Bearbeitbar keit und verbesserte mechanische Eigenschaften hat, wie eine verbesserte Abscherschneidfähigkeit, eine hohe Festig keit und eine hohe Abriebwiderstandsfähigkeit. Die vor liegende Erfindung betrifft außerdem ein Verfahren zum Her stellen der vorstehend genannten Legierung.

Durch die vorliegende Erfindung wird eine Aluminiumlegie rung zur Verfügung gestellt, die eine verbesserte Abscher schneideigenschaft hat und folgendes umfaßt bzw. enthält: von 8 bis 13 Gew.-% Silicium, von 2,5 bis 6 Gew.-% Kupfer, von 0,3 bis 1,2 Gew.-% Magnesium, von 0,25 bis 1,0 Gew.-% Eisen und/oder Mangan, von 0,005 bis 0,25 Gesamt-Gew.-% Titan und Bor, wobei der Rest aus Aluminium und Verunrei nigungen besteht, wodurch mehr als 80% einer willkürlichen Schnittoberfläche durch äquiaxialen Kristall bzw. äqui axiale Kristalle bedeckt ist bzw. sind, Siliciumkristall bzw. Siliciumkristalle in eutektischer Aluminium-Silicium- Struktur höchstens einen Durchmesser von 8 µm hat bzw. haben und die Oberflächenhärte zwischen 67 und 75 gemäß der Rockwell-Härteskala F ist.

Außerdem wird durch die vorliegende Erfindung ein Verfahren zum Herstellen einer Aluminiumlegierung, die eine verbesserte Abscherschneideigenschaft hat, zur Verfügung gestellt, wobei das Verfahren die folgenden Verfahrens schritte umfaßt:

a) Herstellen eines geschmolzenen Roh materials, das von 8 bis 13 Gew.-% Silicium, von 2,5 bis 6,0 Gew.-% Kupfer, von 0,3 bis 1,2 Gew.-% Magnesium, von 0,25 bis 1,0 Gew.-% Eisen und/oder Mangan, von 0,005 bis 0,25 Gesamt-Gew.-% Titan und Bor enthält, sowie Aluminium, welches den Rest zusammen mit Verunreinigungen ausmacht:
b) Gießen des geschmolzenen Rohmaterials mit einer Ver festigungs- bzw. Erstarrungsgeschwindigkeit, die nicht niedriger als 4°C/s ist, auf eine Temperatur, die niedriger als die Erstarrungs- bzw. Verfestigungstemperatur des Materials ist, so daß mehr als 80% einer willkürlichen Schnittfläche von äquiaxialem Kristall bzw. äquiaxialen Kristallen bedeckt sind und Siliciumkristall bzw. Silicium kristalle in der eutektischen Aluminium-Silicium-Struktur höchstens 8 µm im Durchmesser ist bzw. sind; und
c) Wärmebehandeln des Materials so, daß eine bzw. die Härte derselben zwischen 67 und 75 gemäß der Rockwell-Härteskala F wird.

Claims

1. Aluminiumlegierung, die verbesserte Scherschneideigen schaften hat, dadurch gekennzeichnet, daß sie folgendes umfaßt bzw. enthält:
von 8 bis 13 Gew.-% Silicium, von 2,5 bis 6 Gew.-% Kupfer, von 0,3 bis 1,2 Gew.-% Magnesium, von 0,25 bis 1,0 Gesamt-Gew.-% Eisen und Mangan, von 0,005 bis 0,25 Gesamt-Gew.-% Titan und Bor, wobei der Rest aus Aluminium und unvermeidlichen Verunreinigungen besteht,
wodurch mehr als 80% einer willkürlichen Schnitt oberfläche von äquiaxialem Kristall bedeckt sind, Sili ciumkristall in eutektischer Aluminium-Silicium-Struktur höchstens 8 µm im Durchmesser ist und die Oberflächenhärte zwischen 67 und 75 gemäß der Rockwell-Härteskala F beträgt.

2. Verfahren zum Herstellen einer Aluminiumlegierung, die verbesserte Scherschneideigenschaften hat, dadurch gekennzeichnet, daß das Verfahren die fol genden Verfahrensschritte umfaßt:

a) Herstellen eines geschmolzenen Rohmaterials, das von 8 bis 13 Gew.-% Silicium, von 2,5 bis 6,0 Gew.-% Kupfer, von 0,3 bis 1,2 Gew.-% Magnesium, von 0,25 bis 1,0 Gesamt-Gew.-% Eisen und/oder Mangan, von 0,005 bis 0,25 Gesamt-Gew.-% Titan und Bor enthält und in dem Alu minium zusammen mit Verunreinigungen den Rest auffüllt bzw. bildet;
b) Gießen des geschmolzenen Rohmaterials mit einer Erstarrungsgeschwindigkeit, die nicht niedriger als 4°C/s ist, auf eine Temperatur, die niedriger als die Verfesti gungstemperatur des Materials ist, so daß mehr als 80% einer willkürlichen Schnittoberfläche von äquiaxialem Kristall bedeckt ist und ein Siliciumkristall in eutekti scher Aluminium-Silicium-Struktur höchstens 8 µm im Durch messer ist; und
c) Wärmebehandlung des Materials so, daß eine bzw. die Härte derselben zwischen 67 und 75 gemäß der Rockwell- Härteskala F wird.