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Hintergrund der Erfindung
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Diese
Erfindung betrifft Verbesserungen in Aluminiumlegierungen für ein Druckgießen, dessen
Legierung ausgezeichnete mechanische Eigenschaften nach dem Gießen erhalten
kann, und noch genauer eine Aluminiumlegierung für ein Druckgießen, dessen
Legierung in den statischen und dynamischen Leistungen ausgezeichnet
und geeignet ist, in Fahrzeugteilen eines Kraftfahrzeuges, wie verschiedener
Säulen,
einem Dach, einer Verbindung eines Raumrahmens und eines Installationsabschnittes
einer Aufhängung,
und Aufhängungsteilen
des Kraftfahrzeuges, wie einem Aufhängungsarm, einem Sub- Rahmen,
Verbindungsteilen einer Aufhängung
und eines Motorgestells, verwendbar zu sein, und betrifft außerdem ein
Druckgusserzeugnis, das die Aluminiumlegierung verwendet und ein
Herstellungsverfahren für
das Druckgusserzeugnis.
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Das
Druckgießen
ist bisher extensiv für
die Herstellung von Teilen eines Motors und Teilen eines Getriebes
eines Kraftfahrzeuges aus dem Grund verwendet worden, weil ein Druckgießen, deren
Erzeugnisse dünne
Wände haben,
erhalten werden kann, eine Abmessungsgenauigkeit hoch ist und eine
Produktivität hoch
ist und auch der Freiheitsgrad beim Auswählen einer Form ist hoch und
dergleichen. In jüngster
Zeit ist eine Verbindung eines Raumrahmens, einer Mittelsäule und
dergleichen, die eine Fahrzeugkarosserie bilden, aus einer Aluminiumlegierung
durch Druckgießen
gebildet worden, die in den mechanischen Eigenschaften, z. B. in
der Zugfestigkeit 0,2% Dehnungsgrenze, in der Streckung und dergleichen
durch Anwenden einer Wärmebehandlung
auf den Druckguss, der durch ein Vakuum- Druckgießen hergestellt
worden ist, eingestellt wird. Als solch eine Aluminiumlegierung
für das
Druckgießen
wird die „365
Legierung" nach
dem Aluminium Association Standard in Europa und in den Vereinigten
Staaten von Amerika extensiv verwendet, wie in der Japanese Patent
Provisional Publication Nr. 8-41575
gezeigt.
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Nunmehr
wird es in der Zukunft erwartet, dass Umweltschutzmaßnahmen
und eine ausgezeichnete Kraftstoffökonomie zusätzlich für die Fahrzeuge streng erforderlich
werden. Um diesen Erfordernissen zu genügen, ist die Gewichtserleichterung
des Fahrzeuges eine sehr wichtige Technologie. In dieser Hinsicht
ist es weiterhin erforderlich, die Gewichtserleichterungs- Technologie
bei geringen Kosten vom Gesichtpunkt des Kostenwettbewerbs zu erreichen.
Im Hinblick dazu erscheint die Anwendung des Alumi niumlegierung-
Druckgießens
eine bevorzugte Maßnahme
zu sein, um mit diesen Anforderungen umzugehen.
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Zusammenfassung der Erfindung
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Herkömmliche
Aluminiumlegierungen für
das Druckgießen
haben kein so hohes Gleichgewicht zwischen der Festigkeit und der
Dehnung und demzufolge gibt es Grenzen in den Arten der Teile, in
denen die Legierung für
eine Gewichtserleichterung anwendbar und effektiv ist. Demzufolge
wird es heftig gewünscht, eine
Aluminiumlegierung für
das Druckgießen
zu entwickeln, die einen hohen Ausgleich zwischen der Festigkeit
und der Dehnung hat.
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Fahrzeugkarosserieteile
eines Kraftfahrzeuges, wie auch verschiedene Säulen, Verbindungsabschnitte
von Raumrahmen, die für
die Stabilität
erforderlich sind, habe eine hohe Festigkeit und eine hohe Dehnung sogar
in einem Hochgeschwindigkeits- Verformungsbereich zur den Zweck,
die Sicherheit in dem Fall der Fahrzeugkollision zu gewährleisten.
In dieser Hinsicht ist die Diskussion der statischen Festigkeit
und der Dehnung bei herkömmlichen
Aluminiumlegierungen für
das Druckgießen
geführt
worden. Es ist jedoch keine Diskussion über Maßnahmen geführt worden, um eine hohe Festigkeit
und Dehnung in einem Hoch- Verformungs- Geschwindigkeitsbereich
bei einem Niveau von 1000/s in Verbindung mit den herkömmlichen
Aluminiumlegierungen zu erhalten. Somit besitzen die herkömmlichen
Aluminiumlegierungen für
das Druckgießen ein
Thema, um die oben genannten Probleme zu lösen.
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Es
ist demzufolge ein Ziel der vorlegenden Erfindung, eine verbesserte
Aluminiumlegierung für
ein Druckgießen
zu schaffen, dessen Legierung die bei den herkömmlichen Aluminiumlegierungen
für das
Druckgießen
aufgetreten Nachteile überwindet.
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Eis
weiteres Ziel der vorliegenden Erfindung ist eine verbesserte Aluminiumlegierung
für das
Druckgießen
zu schaffen, dessen Legierung stabil eine hohe Festigkeit und Dehnung
in einem Hoch- Verformungs- Geschwindigkeitsbereich in dem Fall
der Anwendung als Teile eines Kraftfahrzeuges zeigen kann, um dadurch dem
Karosserieteil zu ermöglichen,
weiter im Gewicht erleichtert zu werden.
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Ein
weiteres Ziel der vorliegenden, Erfindung ist eine verbesserte Aluminiumlegierung
für ein
Druckgießen
zu schaffen, in der die Primärkristall- α-Phase durch
einen einzelnen und großen
Zusatzbetrag von B verfeinert wird, um dadurch einen ausgezeichneten
Ausgleich zwischen der Festigkeit und der Dehnung zu schaffen, während eutektische
Si- Partikel durch den Zusatz von Sb verfeinert werden, um dadurch
weiter eine verbesserte Dehnung und Zähigkeit sicher zu stellen.
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Ein
weiteres Ziel der vorliegenden Erfindung ist ein verbessertes Verfahren
der Herstellung eines Druckguss- Erzeugnisses, das die verbesserte
Aluminiumlegierung verwendet, zu schaffen, durch dass das Verfahren
des Druckguss- Erzeugnisses effektiv erhalten werden kann, ohne
dabei die ausgezeichneten mechanischen Eigenschaften oder Leistungen
(insbesondere die Dehnung und die Zähigkeit), die eine Aluminiumlegierung
besitzt, zu vermindern.
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Noch
ein weiteres Ziel der vorliegenden Erfindung ist, ein verbessertes
Druckguss- Erzeugnis, wie z. B. Teile eines Kraftfahrzeuges, zu
schaffen, dessen Produkt in der Festigkeit und in der Dehnung in
einem Hoch- Verformungs- Geschwindigkeitsbereich hoch ist, um dabei
den teilen zu ermöglichen,
weiter im Gewicht erleichtert zu werden.
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Ein
Aspekt der vorliegenden Erfindung ist einer Aluminiumlegierung für ein Druckgießen innewohnend,
die aufweist oder die im Wesentlichen besteht aus Si in einer Menge
im Bereich von 10 bis 12 Gew.-%, Mg in einer Menge im Bereich von
0,5 bis 1,0 Gew.-%, Fe in einer Menge von nicht mehr als 0,15 Gew.-%,
Ti in einer Menge von nicht mehr als 0,1 Gew.-%, Sb in einer Menge
im Bereich von 0,005 bis 0,20 Gew.-%, B in einer Menge im Bereich
von 0,005 bis 0,02 Gew.-% und einem Ausgleich aus Aluminium und
unvermeidbaren Beimengungen besteht.
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Ein
weiterer Aspekt der vorliegenden Erfindung wohnt einem Herstellungsverfahren
eines Druckguss- Erzeugnisses inne. Das Verfahren weist das Bilden
einer Aluminiumlegierung in einem Druckgießen durch Hochvakuum-Druckgießen auf,
um das Druckguss- Erzeugnis zu erhalten. Die Aluminiumlegierung
weist auf oder besteht im Wesentlichen aus Si in einer Menge im
Bereich von 10 bis 12 Gew.-%, Mg in einer Menge im Bereich von 0,15
bis 0,50 Gew.-%, Mn in einer Menge im Bereich von 0,5 bis 1,0 Gew.-%,
Fe in einer Menge von nicht mehr als 0,15 Gew.-%, Ti in einer Menge
von nicht mehr als 0,1 Gew.-%, Sb in einer Menge im Bereich von
0,05 bis 0,020 Gew.-%, B in einer Menge im Bereich von 0,005 bis
0,02% und einem Ausgleich, der aus Aluminium und unvermeidbaren
Beimengungen besteht.
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Ein
weiterer Aspekt der vorliegenden Erfindung ist einem Druckguss-
Erzeugnis innewohnend, das durch ein Verfahren hergestellt wird,
das das Bilden einer Aluminiumlegierung in einem Druckgießen durch Hochvakuum-
Druckgießen
aufweist, um ein Druckguss- Erzeugnis zu erhalten. Die Aluminiumlegierung
weist auf oder besteht im Wesentliches aus Si in einer Menge im
Bereich von 10 bis 12 Gew.-%, Mg in einer Menge im Bereich von 0,15
bis 0,50 Gew.-%, Mn in einer Menge im Bereich von 0,5 bis 1,0 Gew.-%,
Fe in einer Menge von nicht mehr als 0,15 Gew.-%, Ti in einer Menge
von nicht mehr als 0,1 Gew.-%, Sb in einer Menge im Bereich von
0,05 bis 0,20 Gew.-%, B in einer Menge im Bereich von 0,005 bis
0,02% und einem Ausgleich, der aus Aluminium und unvermeidbaren
Beimengungen besteht.
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Kurze Beschreibung der
Zeichnungen
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1 ist
eine Schnittdarstellung eines Hohlraumes (entsprechend eines Produktes)
der Druckgießform
einer Hochvakuum- Druckgussmaschine, wobei das Produkt für die Bewertung
der mechanischen Eigenschaften im Experiment 1 verwendet
wird;
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2 ist
eine Draufsicht eines Prüfstücks, das
in einem statischen Zugfestigkeitstest für ein Aluminiumlegierungs-
Druckgießen
in Experiment 1 verwendet wird;
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3 ist
eine Draufsicht eines Prüfstückes, das
in einem dynamischen Zugfestigkeitstest für ein Aluminiumlegierungs-
Druckgießen
in Experiment 1 verwendet wird;
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4 ist
eine schematische Darstellung, die das Prinzip eines Ein- Stangen-
Verfahrens des Hochgeschwindigkeits- Zugfestigkeitstester zeigt,
der für
die dynamische Zugfestigkeitsprüfung
in Verbindung mit 3 verwendet wird;
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5A ist
eine Draufsicht eines Prüfstückes, das
für eine
Makroskopie eines Aluminiumlegierungs- Druckgießen in Experiment 2 verwendet
wird;
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5B ist
eine Vorderansicht des Probestücks
von 5A;
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5C ist
eine Seitenansicht des Probestücks
von 5A;
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6A ist
eine Photographie, die die Makro- Struktur des Aluminiumlegierung-Druckgießens von
Beispiel 1 zeigt;
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6B ist
eine Photographie, die die Makro- Struktur des Aluminiumlegierung-Druckgießens von
Vergleichsbeispiel 3 zeigt;
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6C ist
eine Photographie, die die Makro- Struktur des Aluminiumlegierung-Druckgießens von
Vergleichsbeispiel 4 zeigt;
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6D ist
eine Photographie, die die Makro- Struktur des Aluminiumlegierung-Druckgießens von
Vergleichsbeispiel 5 zeigt; und
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7 ist
ein Diagramm, das die Veränderungen
der Konzentration von B im Verlauf der Zeit in den geschmolzenen
Metallen von Beispiel 4, Vergleichsbeispiel 6 und Vergleichsbeispiel
7 in Verbindung mit dem Beispiel 2 zeigt.
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Ausführliche Beschreibung der Erfindung
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Entsprechend
der vorliegenden Erfindung weist eine Aluminiumlegierung für ein Druckgießen auf
oder besteht im Wesentlichen aus Si in einer Menge im Bereich von
10 bis 12 Gew.- %, Mg in einer Menge im Bereich von 0,15 bis 0,50
Gew.-%, Mn in einer Menge im Bereich von 0,5 bis 1,0 Gew.-%, Fe
in einer Menge von nicht mehr als 0,15 Gew.-%, Ti in einer Menge
von nicht mehr als 0,1 Gew.-%, Sb in einer Menge im Be reich von
0,05 bis 0,20 Gew.-%, B in einer Menge im Bereich von 0,005 bis
0,02% und einem Ausgleich, der aus Aluminium und unvermeidbaren
Beimengungen besteht. In der Aluminiumlegierung kann Sb in der Menge
im Bereich von 0,05 bis 0,20 Gew.-% mit Sr in einer Menge im Bereich
von 0,005 bis 0,020 Gew.-% ersetzt werden.
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Ein
Herstellungsverfahren eines Druckguss- Erzeugnisses weist entsprechend
der vorliegenden Erfindung auf das Bilden der Aluminiumlegierung
in einem Druckgießen
bei Hochvakuum, um das Druckguss- Erzeugnis zu erhalten. In dem
Herstellungsverfahren wird das Druckguss- Erzeugnis vorzugsweise
einer Lösungsbehandlung
bei einer Temperatur von nicht niedriger als 530° C für eine Zeit, die nicht länger als
1 std. ist, unterzogen, und danach einer Alterungsbehandlung unterzogen.
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Das
Druckguss- Erzeugnis entsprechend der vorliegenden Erfindung ist
vorzugsweise ein Teil einer Fahrzeugkarosserie, z. B. eine sogenannte
A- Säule,
eine sogenannte B- Säule,
eine sogenannte C- Säule, ein
Dach, eine Verbindung eines Raumrahmens oder ein Installationsabschnitt
einer Aufhängung,
oder ein Aufhängungsteil
eines Kraftfahrzeuges, wie z. B. ein Aufhängungsarm, ein Sub- Rahmen,
ein Verbindungsteil einer Aufhängung
oder ein Motorgestell. Die A- Säule
ist z. B. eine Säule,
die zwischen der Fensterscheibe einer vorderen Windschutzscheibe
und einer Vordertür
in einem Passagierfahrzeug vom Sedan- Typ angeordnet ist. Die B-
Säule ist
z. B. eine Säule,
die zwischen der Fensterscheibe einer vorderen Tür und der Fensterscheibe einer
hinteren Tür
in einem Passagierfahrzeug vom Sedan- Typ angeordnet ist. Die C-
Säule ist
z. B. eine Säule,
die zwischen der Fensterscheibe der hinteren Tür und einer hinteren Fensterscheibe
in einem Passagierfahrzeug vom Sedan- Typ angeordnet ist. Der Raumrahmen
ist ein Rahmenaufbau, der durch Verbindungsrohre oder dergleichen
gebildet wird und gewöhnlich
in der Fahrzeugkarosserie aus Aluminium verwendet wird.
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Nachstehend
wird eine Diskussion über
die Zusammensetzung der Aluminiumlegierung entsprechend der vorliegenden
Erfindung und über
die Gründe
für das
Festlegen der Behandlungsbedingungen und dergleichen gemeinsam mit
den durch die Zusammensetzung und Bedingungen erhaltenen Wirkungen
vorgenommen.
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(1) Si: 10 bis 12 Gew.-%
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Si
ist ein Element, das für
die Verbesserung der Fließfähigkeit
des geschmolzenen Metalls während des
Druckgießens
wirksam ist. Sofern der Gehalt an Si geringer als 10 Gew.-% ist,
ist die Wirkung gering. Falls der Betrag von Si 12 Gew.-% übersteigt,
erhöht
sich die Kristallisationsmenge von eutektischern Si oder das Primärkristall-
Si kristallisiert, um dabei die Dehnung und die Zähigkeit
in einem Hochgeschwindigkeits- Ver formungsbereich, z. B. während der
Fahrzeugkollision, zu vermindern. Demzufolge liegt der Si- Gehalt
innerhalb des Bereiches von 10 bis 12 Gew.-%.
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(2) Mg: 0,15 bis 0,5 Gew.-%
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Mg
ist ein Element, das für
die Verbesserung der Festigkeit durch Kristallisation von Mg2Si während der
Alterungsbehandlung beim Vorhandensein von Si beiträgt. Falls
der Gehalt von Mg geringer als 0,15 Gew.-% beträgt, ist die Wirkung der Festigkeit
gering. Falls der Gehalt von Mg 0,5 Gew.-% übersteigt, erhöht sich
der Gehalt von Mg2Si, um dadurch die Dehnung
und die Zähigkeit
zu vermindern. Demzufolge wird der Mg- Gehalt innerhalb des Bereichs
von 0,15 bis 0,5 Gew.-% festgelegt.
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(3) Mn: 0,5 bis 1,0 Gew.-%
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Mn
ist ein Element, das zur Verbesserung der Festigkeit durch das Ausbilden
einer feinen intermetallischer Verbindung während des Vorhandenseins von
Fe und Si beiträgt.
Zusätzlich
ist Mn ein Element, das zur Verhinderung des Brennens eines Produktes
in einer Form während
des Druckgießens
beiträgt.
Falls der Gehalt von Mn geringer als 0,5 Gew.-% beträgt, kann
die befriedigende Wirkung nicht erhalten werden. Falls der Gehalt
von Mn 1,0 Gew.-% übersteigt,
kristallisiert Grobkorn auf der Grundlage einer intermetallischen
Verbindung von Al- Mn- Fe- Si, um dadurch die Dehnung (insbesondere
die Dehnung in dem Hochgeschwindigkeits- Verformungsbereich) zu
vermindern. Demzufolge wird der Mn- Gehalt innerhalb des Bereiches
von 0,5 bis 1,0 Gew.-% festgelegt.
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(4) Fe: nicht mehr als
0,15 Gew.-%
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Fe
ist ein Element zum Verhindern des Brennens des Produktes in der
Form während
des Druckgießens.
Falls des Gehalt von Fe 0,15 Gew.-% übersteigt, erhöht sich
der Kristallisationsbetrag einer nadelartigen Fe- basierten intermetallischen
Verbindung, um dabei die Dehnung und die Zähigkeit zu vermindern. Demzufolge
wird der Fe-Gehalt
auf einen Bereich nicht mehr als 0,15 Gew.-% festgelegt.
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(5) Ti: nicht mehr als
0,1 Gew.-% B: 0,005 bis 0,02 Gew.-%
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Es
wurde bisher gesagt, dass Ti und B Elemente sind, die für die Verbesserung
der mechanischen Eigenschaften von Aluminium, das gegossen wird,
wirksam sind, weil TiB2, das nach der Zugabe
von Ti und B gebildet wird, als eine heterogene Aluminiumkern -Festlösung dient,
um dadurch die Primärkristall- α (Al)- Phase
durch Verfeinern zu verbessern. Als ein Ergebnis der Forschung und
Entwicklung der Erfinder ist es jedoch kürzlich in der Legierung der
vorliegenden Erfindung deutlich geworden, dass die Mischungszugabe
von Ti und B keine Wirkung für
die Verfeinerung zum Verbessern der Primärkristall- α-Phase schafft und dass die
Zugabe eines großen
Betrages nur von B die Primärkrstall- α-Phase verbessert,
um dadurch die mechanischen Eigenschaften der Legierung zu verbessern.
Zusätzlich
ist es deutlich geworden, dass eine Veränderung der B- Konzentration
nach dem Verlauf der Zeit nicht in dem Fall der Zugabe von nur B
gefunden wurde, während
Sedimentation von TiB2 auftrat, um die Konzentration
von B zu vermindern, um dadurch die Wirkung der Verfeinerung zum
Verbessern der Primärkristall- α-Phase in
dem Fall der Mischzugabe von Ti und B zu reduzieren.
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In
Anbetracht des obigen scheint Ti in der Legierung entsprechend der
vorliegenden Erfindung ein Verunreinigungselement für das Behindern
der Verfeinerung der Primärkristall- α-Phase zu
sein und demzufolge wird der Gehalt von Ti innerhalb eines Bereiches
von nicht mehr als 0,1 Gew.-% festgelegt. B ist das Element für das Verbessern
der mechanischen Eigenschaften der Legierung durch Verfeinerung
der Primärkristall- α-Phase, indem
der Gehalt von B innerhalb eines Bereiches von 0,05 bis 0,02 Gew.-%
festgelegt wird, weil die Wirkung gering ist, wenn der B- Gehalt
geringer als 0,05 Gew.-% ist. Die Wirkung des Verfeinerns der Primärkristall- α-Phase nach
Zugabe von B wird ausführlich
in Bezug auf die nachstehenden Beispiele diskutiert.
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(6) Sb: 0,05 bis 0,20
Gew.-% Sr: 0,005 bis 0,020 Gew.-%
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Sb
und Sr sind Elemente, die für
die Verbesserung der Dehnung und der Zähigkeit durch Verfeinern der
eutektischen Si- Partikel, die in Al- Si basiertem Druckguss kristallisiert
sind, beitragen. wenn die Gehalte von Sb und Sr jeweils geringer
als 0,05 und geringer als 0,005 Gew.-% sind, sind die Wirkungen
gering. Wenn die Gehalte von Sb und Sr jeweils 0,20 und 0,020 Gew.-% überschreiten,
wird eine intermetallische Zusammensetzung gebildet, um dadurch
die Dehnung und die Zähigkeit
zu vermindern. Demzufolge werden die Gehalte von Sb und Sr innerhalb
eines Bereiches von 0,05 bis 0,20 Gew.-% und in den Bereich von
0,005 bis 0,020 Gew.-% festgelegt. Es ist in der Legierung der vorliegenden
Erfindung deutlich geworden, dass Sb in der Wirkung größer als
Sr ist.
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(7) Lösungsbehandlungstemperatur:
nicht niedriger als 530° C
Lösungsbehandlungszeit:
nicht länger
als 1 Std.
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Um
einen Druckguss zu erhalten, der außerdem verbesserte Dehnung
und Zähigkeit
beim Verwenden der Aluminiumlegierungen für ein Druckgießen hat,
ist es effektiv, eutektische Si- Partikel, die während des Druckgießens kristallisiert
sind, feinkörnig
zu machen und zu granulieren. Zu diesem Zweck ist die Lösungsbehandlung
eine sehr wirksame Maßnahme.
Wenn jedoch die Lösungsbehandlung
bei einer Temperatur, die 530° C
und eine Zeit, die eine Stunde überschreitet,
ausgeführt
wird, schreitet die Kugelbildung von eutektischen Si voran, während das
eutektische Si Grobkorn bildet. Wenn die Lösungsbehandlung bei einer Temperatur
unter 530° C
ausgeführt
wird, ist es schwierig, sowohl das Verfeinern, als auch das Granulieren
der eutektischen Si- Partikel zu erreichen. Demzufolge wird die
Lösungsbehandlungstemperatur
auf einen Wert nicht niedriger als 530° C festgelegt und die Lösungsbehandlungszeit
wird auf einen Wert nicht länger
als 1 stunde festgelegt.
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Beispiele
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Die
vorliegende Erfindung wird in Bezug auf die folgenden Beispiele
im Vergleich mit den Vergleichsbeispielen deutlicher verstanden;
jedoch sind diese Beispiel beabsichtigt die Erfindung zu veranschaulichen, und
nicht ausgelegt, den Umfang der Erfindung zu begrenzen.
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Beispiel 1
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(1) Zusammensetzung der
Aluminiumlegierung für
ein Druckgießen
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Die
Aluminiumlegierungen der Beispiele 1 bis 3 und die Vergleichsbeispiele
1 bis 3 und die Rohmaterialien für
die Aluminiumlegierungen hatten jeweils die in der Tabelle 1 gezeigten
Zusammensetzungen. Die Vergleichsbeispiele 1 und 2 entsprachen der „365 Legierung" nach dem Aluminium
Association Standard.
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(2) Schmelzen und Druckgießen
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Jede
Aluminiumlegierung der in der Tabelle 1 gezeigten Beispiele und
der Vergleichsbeispiele wurde bei einem Schmelzen bei 750° C hergestellt,
um so das geschmolzene Metall der Aluminiumlegierung zu präparieren.
Das geschmolzene Aluminiummetall wurde einer Blasenbildungsbearbeitung
mit Argongas für
den Zweck unterzogen, Einschlüsse
zu entfernen und zu entgasen.
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Das
geschmolzene Metall der Aluminiumlegierung unterzog sich dem Druckgießen bei
Gebrauch einer Hochvakuum- Druckgussmaschine, die eine Zuhaltekraft
von 320 t hat, nach dem Überziehen
eines Formfreigabemittels auf den Hohlraum der Form, unter den folgenden
Bedingungen: ein Gießdruck
war 60 MPa, eine Hochgeschwindigkeit- Einspritzrate war 3,5 m/s,
ein Evakuierungsgrad war innerhalb einer Hülse, durch die das geschmolzene
Metall geflossen war, 0,96 at, und ein Evakuierungsgrad eines Vakuumventilabschnittes war
0,95 at. Die Temperatur des geschmolzenen Metalls während des
Druckgießens
betrug 680° C.
Der Hohlraum der Druckgussform hatte solch eine Querschnittsform,
wie sie in der 1 gezeigt ist, die einem Produkt entspricht
(Prüfstückmaterial),
das eine Dicke von 2 mm und eine Länge von 410 mm hat.
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(3) Wärmebehandlung
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Das
Erzeugnis oder der Druckguss, der wie oben diskutiert hergestellt
wurde, wurde einer Lösungsbehandlung
bei 540° C
für 30
min unterzogen und unmittelbar danach einer Alterungsbehandlung
bei 160° C für 45 min
unterzogen, im somit ein Prüfstückmaterial
entsprechend der Form von 1 zu bilden.
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(4) Zugfestigkeitsprüfung
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Ein
Prüfstück der Form
von JIS 13B, wie in der 2 gezeigt, wurde aus dem oben
genannten Prüfstückmaterial
ausgeschnitten und hatte eine Dicke (t) von 2 mm. Die Form von JIS
13B war entsprechend des JIS (Japanese Industrial Standard) Z 2201.
Das Prüfstück wurde
einer Zugfestigkeitsrate von 0,001/s durch Verwenden eines Instron
universal tester's
(AG- 10TC), hergestellt durch die Shimadzu Corporation, unterworfen.
Zusätzlich
wurde ein Prüfstück der Form,
wie in der 3 gezeigt, aus dem oben genannten
Prüfstückmaterial
ausgeschnitten. Das Prüfstück wurde
einer dynamischen Zugfestigkeitsprüfung bei einer Zugfestigkeitsrate
von ungefähr
1000/s bei Gebrauch eines sogenannten, wie in der 4 dargestellt,
unterworfen. Das Prinzip der dynamischen Zugfestigkeitsprüfung, die
den Hochgeschwindigkeits- Zugfestigkeitsprüfers nach dem Eine- Stange-
Verfahren verwendet, ist in „Proc.
Symp. HDPIUTAM (1968). Seite 313" diskutiert
worden. Die dynamische Zugfestigkeitsprüfung wurde wie folgt ausgeführt: Mit
Bezug auf die 4 wurde das Prüfstück 10,
wie in der 3 gezeigt, zwischen einer Ausgangsstange 12 und
einem Aufprallblock 14 angeordnet. Die Ausgangswelle 12 wurde
an ihrem einen Eide befestigt. Das Prüfstück 10 wurde mit dem
Aufprallblock 14 an einer Position A verbunden und mit
dem anderen Ende der Ausgangsstange 12 an einer Position
B verbunden. Ein Summer 16 wurde gegen den Aufprallblock 14 mit
einer Rate oder Geschwindigkeit von V0(t)
aufgeprallt. Zu dieser Zeit wurde eine Verlagerungsrate oder -geschwindigkeit
von V(t) an der Position A durch einen optischen Verlagerungsmesser
(nicht gezeigt) gemessen, während
eine Dehnung durch die Dehnungslehre 18, verbunden mit
der Ausgangsstange 12, gemessen wurde.
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Dann
wurde eine Nominalbeanspruchung (σ(t))
entsprechend der folgenden Gleichung bestimmt:
wo S die Querschnittsfläche der
Prüfstücke ist;
S
0 die Querschnittsfläche der Ausgangsstange ist,
Eo der Young- Modul der Ausgangsstange ist; und ε
g die
Dehnung, die durch die Dehnungslehre gemessen wird, ist.
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Die
so gemessene Nominalbeanspruchung entspricht einer Zugfestigkeit
(MPa). Zusätzlich
wurde eine Nominaldehnung (ε(t))
entsprechend der folgenden Gleichung bestimmt:
wo U
A(t)
die Verlagerung an der Position A ist; U
B(t)
die Verlagerung an der Position B ist; L der Abstand des Prüfstückes zwischen
den Positionen A und B ist; und V(t) die Geschwindigkeit des Aufprallblocks
14 ist.
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Die
so bestimmte Nominaldehnung (ε(t))
wurde in eine Dehnung (%) entsprechend der folgenden Gleichung umgewandelt:
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Jede
der oben genannten statischen und dynamischen Zugfestigkeitsprüfungen wurde
5 mal wiederholt, um 5 Werte der Zugfestigkeit (MPa) und 5 Werte
der Dehnung (%) zu erhalten. Ein Durchschnittswert der 5 Werte der
Zugfestigkeit (MPa) wurde, wie in der Tabelle 2 gezeigt, gebildet.
Ein Durchschnittswert der 5 Werte der Dehnung (5) wurde
gebildet und ist in der Tabelle 2 gezeigt.
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Wie
aus den in der Tabelle 2 gezeigten Ergebnissen deutlich wird, hat
es sich bestätigt,
dass die aus den Legierungen der Beispiele gebildeten Aluminium-
Druckgüsse
in den statischen und dynamischen mechanischen Eigenschaften ausgezeichnet
sind, wenn mit der 365- Legierung verglichen wird, die in Europa
und in den Vereinigten Staaten von Amerika verglichen wird. Es kann
angenommen werden, dass dies unter der Wirkung der verfeinerten
Primärkristall- α-Phase nach
der Einzelzugabe von B erfolgt. Im Vergleich in der Wirkung zwischen
Sb und Sr als Verfeinerungsmittel für eutektisches Si ist es deutlich
geworden, dass vom Gesichtspunkt des Verbesserns des Gleichgewichts
zwischen der Festigkeit und der Dehnung die Einzelzugabe von Sb
effektiver als die Zugabe von Sr ist, da die Legierung, die Sb enthält, in der
Dehnung großer
als die Legierung ist, die Sr enthält.
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Beispiel 2
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Um
die Wirksamkeit der einzelnen und großen Mengenzugabe von B zu beweisen,
wurde eine Makrographie und eine Inspektion der Veränderung
der B- Konzentration in dem geschmolzenen Metall im Verlaufe der
Zeit ausgeführt.
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(1) Makrographie
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(a) Testverfahren
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Jede
Aluminiumlegierung der in der Tabelle 3 gezeigten Beispiele und
der Vergleichsbeispiele wurde durch Schmelzen bei 750° C hergestellt,
um somit das geschmolzene Metall der Aluminiumlegierung zu präparieren.
Das geschmolzene Metall der Aluminiumlegierung wurde einer Blasenbehandlung
mit Argongas für den
Zweck, um Einschlüsse
zu entfernen und für
die Entgasung, unterworfen. Unmittelbar danach wurde das geschmolzene
Metall der Aluminiumlegierung in ein keilförmiges Prüfstück, wie in den 5A bis 5C gezeigt,
durch Verwendung der Schwerkraft gegossen, in dem die Temperatur
des geschmolzenen Metalls 700° C
während
des Gießens
war.
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(b) Testergebnis
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Ein
langsam abgekühlter
Abschnitt (angezeigt als „beobachtete
Position" in der 5C)
des keilförmigen
Prüfstücks, das
durch das Schwerkraftgießen
gebildet wurde, wurde ausgeschnitten und geschliffen, und wurde
danach unter Verwendung eines Ätzmittels
von Kupferchlorid, gefolgt durch Beobachten der Makrostruktur desselben,
geätzt.
Das Ergebnis der Beobachtung ist in den 6A bis 6D gezeigt.
Die 6A, 6B, 6C und 6D,
die jeweils Photographien sind, zeigen die Makrostrukturen von Beispiel 1,
Vergleichsbeispiel 3, Vergleichsbeispiel 4 und Vergleichsbeispiel
5. Wie aus diesen Photo graphien deutlich wird, ist es demonstriert
worden, dass die Legierung (Beispiel 1) des B- Typs der einzelnen
und großen
Mengenzugabe eine feinere Makrostruktur als die Legierung (Vergleichsbeispiel
4) des Ti- Zugabe- Typs und die Legierungen (Vergleichsbeispiele
3 und 5) des Ti- B- Zugabe- Tips, die bisher herkömmlich als
effektiv für
das Verfeinern der Primärkristall- α-Phase betrachtet
worden ist. Aus diesem Prüfergebnis
ergibt sich der Grund, warum die Aluminiumlegierung entsprechend
der vorliegenden Erfindung ein ausgezeichnetes Gleichgewicht zwischen
der Festigkeit und der Dehnung besitzt, wohnt also die Tatsache
inne, dass die Primärkristall- α-Phase durch
die einzelne und große
Mengenzugabe von B verfeinert wird.
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(2) Inspektion der Veränderung
der B- Konzentration im Verlauf der Zeit
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(a) Prüfverfahren
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Jede
Aluminiumlegierung des in der Tabelle 4 gezeigten Beispieles und
der Vergleichsbeispieles wurde in einer Menge von 8kg durch Schmelzen
bei 750° C
hergestellt, um somit das geschmolzene Metall der Aluminiumlegierung
zu präparieren.
Das geschmolzene Metall der Aluminiumlegierung wurde einer Blasenbehandlung
mit Argongas für
den Zweck des Entfernens von Einschlüssen und für die Entgasung unterzogen. Danach
wurde das geschmolzene Metall auf 700° C abgekühlt und bei einer konstanten
Temperatur, wie sie in einem Schmelztiegel war, gehalten. Während des
Haltens bei der konstanten Temperatur wurde im Verlauf der Zeit
dem geschmolzenen Metall zu jeder vorbestimmten Zeit eine Probe
entnommen. Das für
die Probe entnommene geschmolzene Metall wurde einer ICP- (Induktionskupplungsplasma-)
Emissionsspektralanalyse entsprechend des JIS H 1307 unterzogen,
in der die Konzentration von B in dem als Probe entnommenen geschmolzenen
Metall gemessen wurde.
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(b) Prüfergebnisse
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Das
Ergebnis der Inspektion der Veränderung
der B- Konzentration in dem geschmolzenen Metall (das bei konstanter
Temperatur gehalten wurde) im Verlauf der Zeit ist in der 4 gezeigt,
in der eine Linie a das Ergebnis 4, eine Linie b das Ergebnis des
Vergleichsbeispiels 6 und eine Linie c das Ergebnis des Vergleichsbeispiels
7 repräsentiert.
Wie aus der 7 deutlich wird, vermindert
sich in dem Fall des geschmolzenen Metalls (Vergleichsbeispiel 6)
des herkömmlichen
Ti- B- Zusatztyps die B- Konzentration des geschmolzenen Metalls
im Verlaufe der Zeit. In dem Fall des geschmolzenen Metalls (Beispiel
4) des B Einzelzusatztyps, wurde ein Vermindern der B- Konzentration
im verlaufe der Zeit kaum gefunden. Dies demonstriert, dass sich
die B- Konzentration im Verlaufe der Zeit vermindert, so dass die
Wirkung des Verfeinerns der Makrostruktur in dem geschmolzenen Metall
des Ti- B- Zusatztyps verschwindet, während kein Verschwinden der
Wirkung des Verfeinerns im Verlaufe der Zeit in dem geschmolzenen
Metall des B- Einzel- Zusatztyps auftritt. Als ein Grund der Verminderung
der B- Konzentration in dem geschmolzenen Metall des Ti- B- Zusatztyps
wird es in Betracht gezogen, das TiB2 in
dem geschmolzenen Metall gebildet und dann in dem geschmolzenen
Metall sedimentiert wird.
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Wie
oben diskutiert wird in der Aluminiumlegierung für ein Druckgießen entsprechend
der vorliegenden Erfindung die Primärkristall- α-Phase durch die einzelne und
große
Mengenzugabe von B verfeinert, um dadurch ein ausgezeichnetes Gleichgewicht
zwischen der Festigkeit und der Dehnung sicher zu stellen.
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Überdies
kann in dem Herstellungsverfahren eines Druckgusserzeugnisses nach
der vorliegenden Erfindung durch das Verwenden eines Hochvakuum-
Druckgießens
ein Verfangen von Gas in den Druckguss unterdrückt werden, um dadurch ein
Druckgusserzeugnis ohne Verminderung der ausgezeichneten mechanischen
Eigenschaften oder Leistungen (insbesondere der Dehnung und der
Zähigkeit)
zu erhalten, die durch die Legierung entsprechend der vorliegenden
Erfindung besessen werden, zu erhalten. Außerdem kann durch das Ausführen einer
Wärmebehandlung
nach dem Druckgießen
das Gleichgewicht zwischen der Festigkeit und der Dehnung auf einen
gewünschten
Wert eingestellt werden und demzufolge kann die Legierung der vorliegenden
Erfindung z. B. angewandt werden für Fahrzeugkarosserieteile eines
Kraftfahrzeuges, z. B. für
die A- Säule,
die B- Säule,
die C- Säule,
das Dach, die Verbindung des Raumrahmens, den Installationsabschnitt einer
Aufhängung
und zusätzlich
für die
Aufhängungsteile
eines Kraftfahrzeuges, z. B. für
den Aufhängungsarm,
den Sub- Rahmen, die Verbindungsteile der Aufhängung und für das Motorgestell.
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Obwohl
die Erfindung oben in Bezug auf bestimmte Ausführungsbeispiele und Beispiele
der Erfindung beschrieben worden ist, ist die Erfindung nicht auf
die oben beschriebenen Ausführungsbeispiele
und Beispiele begrenzt. Der Umfang der Erfindung wird in Bezug auf
die folgenden Ansprüche
gebildet.