DE69501509T2

DE69501509T2 - Verschliessfeste Gusslegierung aus Aluminium und Verfahren zur Herstellung

Info

Publication number: DE69501509T2
Application number: DE69501509T
Authority: DE
Inventors: Akio Hashimoto; Sanji Kitaoka; Yukio Kuramasu; Yoji Namekawa; Mamoru Sayashi; Kenji Tsushima; Koji Watanabe
Original assignee: Nissan Motor Co Ltd; Nippon Light Metal Co Ltd
Current assignee: Nissan Motor Co Ltd; Nippon Light Metal Co Ltd
Priority date: 1994-03-16
Filing date: 1995-03-16
Publication date: 1998-06-18
Anticipated expiration: 2015-03-17
Also published as: JPH07252567A; JP3378342B2; DE69501509D1; EP0672760A1; EP0672760B1; US5762728A

Description

Hintergrund der Erfindung

1. Bereich der Erfindung

Die vorliegende Erfindung betrifft eine verschleißbeständige Gußaluminiumlegierung, die geeignet ist, für Gehäuseteile von Motorausrüstungen usw. verwendet zu werden, sowie ein Verfahren zur Herstellung der Legierung.

2. Beschreibung des Standes der Technik

AA390 - Serien Barrenguß-Aluminiumlegierungen werden zur Herstellung von Ölpumpengehäusen von Automobilgetrieben oder anderen Kraftübertragungsvorrichtungen verwendet, die verschleißbeständig sein müssen.
Diese Aluminiumlegierungen enthalten 16,0 bis 18,0 Gew.-% Si, 4,0 bis 5,0 Gew.% Cu, 0,45 bis 0,65 Gew.-% Mg, 1,0 Gew.-% oder weniger Mn, 0,10 Gew.-% oder weniger Zn, 0,20 Gew.-% oder weniger Ti und 1,3 Gew.-% oder weniger Fe, worin die relativ große Menge an Si zur Sicherstellung der erforderlichen Verschleißbeständigkeit verwendet wird.
Die erhöhte Menge an Si erfordert, daß sowohl das Aufschmelzen der Grundmaterialien als auch das Gießen der Schmelze bei einer hohen Temperatur durchgeführt werden muß, wodurch die Vergießbarkeit verschlechtert wird. Die hohe Gießtemperatur resultiert auch in einer ungleichförmigen Verteilung von primärem Si und dem regelmäßigen Auftreten von Schrumpfung oder anderen Gießdefekten.
Zur Lösung dieser Probleme wird in der japanischen ungeprüf ten Patentveröffentlichung (Kokai) Nr. 50-64107 eine reduzierte Si-Menge im Bereich von 13,5 bis 16,0 Gew.-% vorgeschlagen, wodurch eine gute Vergießbarkeit sichergestellt wird, sowie eine Zugabe von Cu, Mg und Zn zur Bereitstellung der erforderlichen Härte und Verschleißbeständigkeit.
Die japanische ungeprüfte Patentveröffentlichung (Kokai) Nr. 5-78770 der gleichen Anmeldering schlägt auch eine Legierung vor, die Si in einer Menge von 14,0 bis 16,0 Gew.-%, sowie Zusatzelemente von Cu, Mn, Mg, Cr, Ti, P, Fe, Ca usw. in einem spezifizierten Zugabeverhältnis enthält, wodurch eine feine Dispersion primärer Si-Kristalle bereitgestellt wird, wodurch die Verschleißbeständigkeit verbessert und gleichzeitig ein defektfreier Guß bereitgestellt wird.
Obwohl die Vergießbarkeit von A390-Serien-Legierungen dadurch verbessert wurde, ermöglichen die oben genannten Legierungsaus führungen keine gute Bearbeitbarkeit, so daß A390-Serien-Legierungen nach wie vor schwer zu bearbeiten sind.
Auch wenn die primären Si-Kristalle fein dispergiert sind, bilden sie weiterhin eine harte Phase. Daher haben A390- Serien-Legierungen den Nachteil, daß sie bei ihrer Verwendung als Gleitelement das Material des Gegenstückes angreifen. Zur Vermeidung dieses Angriffs muß das Gegenstück entweder aus einem teureren Hartmaterial hergestellt oder mit einem harten Material beschichtet werden.

Zusammenfassung der Erfindung

Das erfindungsgemäße Ziel ist die Lösung diese Problems durch Verbesserung der Legierungen, die in der oben genannten japanischen ungeprüften Patentveröffentlichung (Kokai) Nr. 5- 78770 vorgeschlagen wurden, d.h. die Bereitstellung einer Legierung, die das Gegenstück in geringerem Ausmaß angreift und im Vergleich zu A390-Legierungen verbesserte mechanische Eigenschaften aufweist, indem sie kristalline Teilchen mit reduziertem Durchmesser und eine geringere Menge an harten primären Si-Kristallen aufweist.
Zur Erzielung es obigen erfindungsgemäßen Ziels wird eine verschleißbeständige Gußaluminiumlegierung bereitgestellt, die folgendes umfaßt:
Eine chemische Zusammensetzung, die, in Gew.-%, besteht aus: 14,0 bis 16,0 Si, 2,0 bis 5,0 Cu, 0,1 bis 1,0 Mg, 0,3 bis 0,8 Mn, 0,1 bis 0,3 Cr, 0,01 bis 0,20 Ti, 0,003 bis 0,02 P, 1,5 oder weniger Fe, wahlweise mindestens eines von B in einer Menge von 0,0001 bis 0,01 Gew.-% und Ni in einer Menge von 0,3 bis 3,0 Gew.-%, und der Rest ist Al und unvermeidbare Verunreinigungen, worin der Ca-Gehalt beschränkt ist auf nicht mehr als 0,005; und
eine Mikrostruktur, worin primäre Si-Kristalle und auf Al-Si- Fe-Mn-Cr-basierende Intermetall-Verbindungen in Form von kristallisierten Teilchen mit einem Durchmesser von 5 bis 30 µm dispergiert sind.
Erfindungsgemäß wird ferner ein Verfahren zur Herstellung einer verschleißbeständigen gegossenen Aluminiumlegierung bereitgestellt, die die folgenden Schritte umfaßt:
Herstellung einer Schmelze aus einer Aluminiumlegierung mit einer chemischen Zusammensetzung, die, in Gew.-%, besteht aus 14,0 bis 16,0 Si, 2,0 bis 5,0 Cu, 0,1 bis 1,0 Mg, 0,3 bis 0,8 Mn, 0,1 bis 0,3 Cr, 0,01 bis 0,20 Ti, 0,003 bis 0,02 P, 1,5 oder weniger Fe, wahlweise mindestens eines von B in einer Menge von 0,0001 bis 0,01 Gew.-% und Ni in einer Menge von 0,3 bis 3,0 Gew.-%, und der Rest ist Al und unvermeidbare Verunreinigungen, worin der Ca-Gehalt beschränkt ist auf nicht mehr als 0,005; und
Gießen der Schmelze mit einer Abkühlgeschwindigkeit von 50 bis 200ºC/s.
Eine erfindungsgemäße Legierung kann mindestens eines von 0,0001 bis 0,01 Gew.-% B und 0,3 bis 3,0 Gew.-% Ni enthalten.
Die erfindungsgemäße gegossene Aluminiumlegierung besitzt eine Mikrostruktur, die zusammengesetzt ist aus einer auf Al basierenden festen Lösungsmatrix, die eine gleichförmige Dispersion kristallisierter Teilchen aus Al-Si-Fe-Mn-Cr- System Intermetall-Verbindungen und primären Si- Kristallteilohen zusammengesetzt ist, die Teilchen haben einen Durchmesser von 5 bis 30 µm. Die kristallisierten Teilchen aus dem Al-Si-Fe-Mn-Cr-System besitzen eine Härte von MHV 300 bis 500 und sind weicher als die primären Si- Kristalle mit einer Härte von ungefähr MHV 1000. Daher besitzt die erfindungsgemäße gegossene Legierung einen geringeren Schneidwiderstand und reduziert bei ihrer Verarbeitung die Werkzeugabnutzung.
Die kristallisierten Teilchen des Al-Si-Fe-Mn-Cr-System besitzen eine feine, nahezu kubische Form und sind stabiler als die großen primären Si-Kristalle in den A390-Legierungen, so daß die Menge der Teilchen, die während der Verarbeitung zerbrechen oder aus der Matrix fallen, reduziert wird, wodurch eine geringe und gleichförmige Oberflächenrauhigkeit des bearbeiteten Artikels bereitgestellt wird.
Die Menge an primären Si-Kristallen, die zerbrechen oder aus der Matrix herausfallen, ist ebenfalls reduziert, wodurch eine Verschleißbekständigkeit bereitgestellt wird, die vergleichbar ist mit denjenigen von A390-Serien-Legierungen, zusammen mit einem reduzierten Ausmaß des Angriffs des Gegenstückmaterials.
Die feine und gleichmäßige Dispersion der Teilchen der Al-Si- Fe-Mn-Cr-Verbindungen und der primären Si-Kristalle wird in einer auf Al basierenden Matrix durch Gießen einer Schmelze mit Abkühlgeschwindigkeit von 50 bis 200ºC/s erzeugt.
Die erfindungsgemäß gegossene Aluminiumlegierung weist die angegebene chemische Zusammensetzung aus den folgenden Gründen auf.

Si: 14,0 bis 16,0 Gew.-%

Die Gegenwart von Si ist erforderlich zur Verbesserung der Verschließbeständigkeit und des Elastizitätskoeffizienten. Wenn jedoch Si in einer Menge von mehr als 16 Gew.-% vorhanden ist, nimmt die Liquidustemperatur der Legierung zu und ruft dadurch das Problem hervor, daß die Schmelz- und Gießoperationen schwierig werden, und ferner häufig nicht gleichförmige Dispersionen primärer Si-Kristalle auftreten. Wenn andererseits der Si-Gehalt weniger als 14,0 Gew.-% beträgt, so ist er zu gering, eine gute Verschleißbeständigkeit sicherzustellen.
Der Si-Gehalt von nicht mehr als 16,0 Gew.-% stellt ferner eine deutliche Verbesserung der Bearbeitbarkeit der Legierung bereit, so daß die Reduzierung der Werkzeuglebensdauer durch Abnutzung eliminiert wird und die Bearbeitungskosten signifikant reduziert werden können. Daher ist der Si-Gehalt innerhalb des Bereiches von 14,0 bis 16,0 Gew.-%, vorzugsweise 14,5 bis 15,5 Gew.-%

Cu: 2,0 bis 5,0 Gew.-%

Cu festigt die Matrix und verbessert die Verschleißbeständigkeit. Zur Sicherstellung dieses Effektes muß der Cu-Gehalt 2,0 Gew.-% oder mehr betragen. Wenn der Cu- Gehalt jedoch mehr als 5,0 Gew.-% beträgt, treten regelmäßig Schrumpfdefekte auf. Daher muß der Cu-Gehalt innerhalb des Bereiches von 2,0 bis 5,0 Gew.-% liegen, vorzugsweise von 3, bis 4,0 Gew.-%.

Mg: 0,1 bis 1,0 Gew.-%

Mg ist wirksam zur Verbesserung der Härte, der Verschleißbeständigkeit und der mechanischen Festigkeit. Dieser Effekt wird erzielt, wenn Mg in einer Menge von 0,1 Gew.-% oder mehr vorhanden ist. Wenn Mg jedoch in einer Menge von mehr als 1,0 Gew.-% vorhanden ist, wird häufig eine Abnahme der Zähigkeit der Legierung beobachtet. Daher muß der Mg-Gehalt innerhalb des Bereiches von 0,1 bis 1,0 Gew.-% liegen, vorzugsweise von 0,3 bis 0,8 Gew.-%.

Mn: 0,3 bis 0,8 Gew.-%

Mn festigt die Matrix und verbessert die mechanischen Eigenschaften. Wenn der Mn-Gehalt weniger als 0,3 Gew.-% beträgt, ist die Verschleißbeständigkeit reduziert. Andererseits verringert ein Mn-Gehalt von mehr als 0,8 Gew.-% die Vergießbarkeit und hat nachteilige Auswirkungen auf die mechanischen Eigenschaften. Daher muß der Mn-Gehalt im Bereich von 0,3 bis 0,8 Gew.-% liegen, vorzugsweise von 0,3 bis 0,6 Gew.-%.

Or: 0,1 bis 0,3 Gew.-%

Cr ist essentiell zur Bereitstellung einer feinen und gleichmäßigen Dispersion der primären Si-Kristalle und der Teilchen aus dem Al-Si-Fe-Mn-Cr-System in der Metallverbindung, und verbessert ferner die Härte und die mechanischen Eigenschaften. Diese Effekte sind dann erkennbar, wenn der Cr-Gehalt 0,1 Gew.-% oder mehr beträgt. Ein Cr-Gehalt von 0,3 Gew.-% oder mehr verschlechtert jedoch die Vergießbarkeit und die mechanischen Eigenschaften. Die Gegenwart von Cr in überschüssiger Menge ruft ferner eine Vergröberung der kristallisierten Al-Cr-System-Teilchen hervor. Daher muß der Or-Gehalt innerhalb des Bereich von 0,1 bis 0,3 Gew.-% liegen, vorzugsweise von 0,1 bis 0,2 Gew.-%.

Ti: 0,01 bis 0,20 Gew.-%

Ti wird zur Verfeinerung der Kristallkörner der Legierung verwendet und muß in einer Menge von 0,01 Gew.-% oder mehr vorhanden sein. Ferner verbessert Ti die mechanischen Eigenschaften. Ein Ti-Gehalt von mehr als 0,20 Gew.-% hat jedoch einen nachteiligen Effekt auf die mechanischen Eigenschaften. Daher muß der Ti-Gehalt innerhalb des Bereiches von 0,01 bis 0,2 Gew.-% liegen, vorzugsweise von 0,01 bis 0,1 Gew.-%.

P: 0,003 bis 0,02 Gew.-%

P verfeinert wie Or die primären Si-Kristalle, wodurch eine feine Dispersion gebildet wird. Dieser Effekt auf die primären Si-Kristalle wird erzielt, wenn P in einer Menge von 0,003 Gew.-% oder mehr vorhanden ist. Der P-Gehalt in diesem Bereich ist ferner vorteilhaft, da die Schmelze eine niedrige Viskosität und eine gute Fluidität aufweist, wodurch die Vergießbarkeit verbessert wird. Wenn P jedoch in einer Menge von mehr als 0,02 Gew.-% vorhanden ist, werden die Schmelzfluidität und andere Vergießbarkeitsparameter verschlechert. Daher muß der P-Gehalt innerhalb eines Bereiches von 0,003 bis 0,02 Gew.-% liegen, vorzugsweise von 0,004 bis 0,01 Gew.-%.

Fe: 1,5 Gew.-% oder weniger

Fe ist eine der Verunreinigungen, die während des Schmelzprozesses in die Legierungszusammensetzung eingeführt werden. Wenn Fe in einer großen Menge vorhanden ist, werden Al-Fe, Al-Fe-Mn-Si und andere Verbindungen gebildet, insbesondere im Bereich der langsam abgekühlten Anteile und heißen Spots, wodurch die Bildung von Mikroporosität hervorgerufen wird, mit dem Ergebnis, daß der gegossene Aluminiumlegierungsartikel eine schlechte Zähigkeit und Festigkeit besitzt. Es sei jedoch angemerkt, daß Fe wirksam ist zur Verhinderung des Anhaftens einer Hochtemperatur- Legierungsschmelze an der Wand der Druckgußform während des Druckgußverfahrens. Daher ist Fe vorzugsweise in einer Menge von 0,1 Gew.-% oder mehr vorhanden, wenn die Legierung für Druckgußartikel verwendet wird. Daher muß der Fe-Gehalt weniger als 1,5 Gew.-% sein, vorzugsweise innerhalb des Bereiches von 0,1 bis 1,0 Gew.-%.

Ca: 0,005 Gew.-% oder weniger

Wie Fe ist Ca ist eine weitere Verunreinigung, die während des Schmelzprozesses in die Legierungszusammensetzung eingeführt wird. Wenn der Ca-Gehalt mehr als 0,005 Gew.-% beträgt, wird eine große innere Schrumpfung ausgebildet und die Vergießbarkeit der Legierung verschlechtert. Ca hat ferner den Nachteil, daß es die Wirkung von P auf die Verfeinerung der primären Si-Kristalle behindert.

B: 0,0001 bis 0,01 Gew.-%

B ist wie Ti ein optionales Zusatzelement zur Verfeinerung der Kristallkörner. Dieser Effekt wird erzielt, wenn B in einer Menge von 0,0001 Gew.-% oder mehr vorhanden ist. Da jedoch eine überschüssige Menge an B eine Versprödung der Legierung hervorruft, ist der obere Grenzwert des B-Gehaltes 0,01 Gew.-%. Daher wird B optional in einer Menge von 0,0001 bis 0,01 Gew.-% verwendet, vorzugsweise von 0,0001 bis 0,003 Gew.-%.

Ni: 0,3 bis 3,0 Gew.-%

Ni ist ein weiteres optionales Zusatzelement zur Verbesserung der Hochtemperaturfestigkeit, der Härte und der Verschleißbeständigkeit. Diese Effekte werden erzielt, wenn Ni in einer Menge von 0,3 Gew.-% oder mehr vorhanden ist. Es ist jedoch unter dem Gesichtspunkt der erhöhten Legierungskosten nicht wünschenswert, das teure Ni- Grundmaterial zu verwenden. Ferner ist es nachteilhaft, daß die Korrosionsbeständigkeit der Legierung abnimmt, wenn der Ni-Gehalt erhöht wird. Zur Vermeidung dieses Nachteils wird der obere Grenzwert des Ni-Gehaltes auf 3,0 Gew.-% gesetzt, mit der Maßgabe, daß der Nutzeffekt von Ni durch die Anwesenheit von Mn teilweise ersetzt oder unterstützt wird. Daher wird Ni optional in einer Menge von 0,3 bis 3,0 Gew.-% verwendet, vorzugsweise von 0,3 bis 0,6 Gew.-%.
Die erfindungsgemäße gegossene Aluminiumlegierung enthält üblicherweise Zn, das ein Verunreinigungselement darstellt, das aus den Grundmaterialien eingeführt wird. Zn verringert die Korrosionsbeständigkeit und der Zn-Gehalt ist wünschenswerterweise so gering wie möglich. Unter diesem Gesichtspunkt ist der Zn-Gehalt auf nicht mehr als 1,5 Gew.-% beschränkt, vorzugsweise nicht mehr als 0,1 Gew.-%.

Durchmesser der primären Si-Kristalle und der Al-Si-Fe-Mn-Cr- Verbindungsteilchen: 5 bis 30 µm

Zur Bereitstellung einer guten Verschleißbeständigkeit, Verarbeitbarkeit und Vergießbarkeit ist es erforderlich den Durchmesser der primären Si-Kristalle und der Al-Si-Fe-Mn-Cr- Verbindungsteilchen innerhalb des Bereiches von 5 bis 30 µm zu halten. Wenn der Durchmesser dieser Teilchen weniger als 5 µm beträgt, geht deren Effekt zur Verbesserung der Verschleißbeständigkeit verloren. Wenn andererseits der Durchmesser mehr als 30 µm beträgt, tritt während der Verarbeitung ein Zerbrechen und Herausfallen dieser Teilchen auf, und die Verarbeitbarkeit wird verschlechtert, und darüber hinaus werden die mechanischen Eigenschaften und die Verschleißbeständigkeit herabgesetzt. Insbesondere wenn die primären Si-Kristalle einen Durchmesser von mehr als 30 µm aufweisen, ist der Schneidwiderstand so hoch, daß das Material ausreißt. Daher müssen die Teilchen aus den primären Si-Kristallen und der Al-Si-Fe-Mn-Cr-Verbindung einen Durchmesser innerhalb des Bereiches von 5 bis 30 µm aufweisen, vorzugsweise von 5 bis 20 µm.

Abkühlgeschwindigkeit der Schmelze während des Gießens: 50 bis 200ºC/s

Zur Bereitstellung einer gleichförmigen Dispersion der primären Si-Kristalle und der Al-Si-Fe-Mn-Cr-Verbindung als Teilchen mit durchschnittlichen Durchmesser von 5 bis 30 µm muß die Schmelze mit einer Geschwindigkeit im Bereich von 50 bis 200ºC/s während des Gießens abgekühlt werden. Wenn die Kühlgeschwindigkeit weniger als 50ºC/s beträgt, wird das Wachstum der kristallisierten Teilchen beschleunigt, wodurch grobe Teilchen mit einem Durchmesser von mehr als 30 µm gebildet werden, und ferner sind die Teilchen ungleichmäßig dispergiert, mit dem Ergebnis, daß die gegossene Legierung eine schlechte Verschleißbeständigkeit besitzt. Wenn andererseits die Abkühlgeschwindigkeit mehr als 200ºC/s beträgt, weisen die kristallisierten Teilchen einen zu geringen Durchmesser auf, als daß sie eine gute Verschleißbeständigkeit bereitstellen könnten. Daher muß die Schmelzabkühlgeschwindigkeit während des Gießens innerhalb des Bereiches von 50 bis 200ºC/s liegen, vorzugsweise von 100 bis 200ºC/s.
Die Schmelzabkühlgeschwindigkeit variiert mit der Abschnittsgröße des gegossenen Produkts auch innerhalb ein und desselben Gießvorganges. Daher wird ein optimaler Gießprozeß so ausgewählt, daß eine Schmelzabkühlgeschwindigkeit innerhalb des spezifizierten Bereiches von 50 bis 200ºC/s in Abhängigkeit von der Abschnittsgröße des gegossenen Produktes erzielt wird.

Kurze Beschreibung der Figuren

Figur 1 zeigt in perspektivischer Ansicht eine bootsförmige Gußform aus Gußeisen, die zur Durchführung einer erfindungsgemäßen Aus führungs form eines Gießverfahrens verwendet wird,
Die Figuren 2(a) und 2(b) zeigen in Querschnittsansicht eine bootsförmige wassergekühlte Gießform aus Kupfer, die zur Durchführung einer erfindungsgemäßen Ausführungsform eines Gießverfahrens verwendet wird,
Figur 3 zeigt in perspektivischer Ansicht einen gegossenen Artikel aus einem Gußverfahren unter Verwendung der bootsförmigen Form,
Figur 4 zeigt eine rohrförmige Wärmeisoliergießform, die zur Durchführung eines Verfahren gemäß einer erfindungsgemäßen Ausführungsform verwendet wird,
Figur 5 ist ein schematisches Diagramm aus einer Aufheiz- und Abkühlkurve, die das Prinzip der Berechnung der Abkühlgeschwindigkeit zeigt, und
Figur 6 ist ein optisches Photomikrograph, worin die Mikrostruktur einer erfindungsgemäßen Gußaluminiumlegierung gezeigt wird.

Beschreibung der bevorzugten Ausführungsformen

Beispiel 1

Zwei Aluminiumlegierungen mit unterschiedlichen chemischen Zusammensetzungen, wie in Tabelle 1 angegeben, wurden unter Verwendung verschiedener Abkühlgeschwindigkeiten gegossen. In Tabelle 1 hat die hypereutektische Al-Si-Legierung eine chemische Zusammensetzung innerhalb des spezifizierten Bereiches und die Vergleichslegierung ist eine kommerziell erhältliche A390-Legierung.
Zur Untersuchung des Einflusses der Schmelzabkühlgeschwindigkeit auf die Mikrostruktur und die Eigenschaften des Gußaluminiumlegierungsartikels wurde eine bootsförmige Eisengußform, eine bootsförmige Gußeisenform, eine bootsförmige Kupferform und eine rohrförmige wärmeisolierte Form verwendet. Figur 1 zeigt ein bootsförmige Gußeisenform 10 in Form eines 240 mm langen, 75 mm breiten und 60 mm hochen rechtwinkligen Paralleloids 11, das eine 200 mm lange, 35 mm breite und 40 mm hohe Vertiefung 12 aufweist. Figur 3 zeigt die bootsförmige Kupferform 20 in Form eines 240 mm langen, 75 mm breiten und 60 mm hohen rechtwinkligen Paralleloids 21 mit einer 200 mm langen, 35 mm breiten und 40 mm hohen Vertiefung 21 und zwei Kühlwasserleitungen von 10 mm Durchmesser 23, die die Vertiefung umgeben. Diese bootsförmigen Formen ergeben 200 mm lange, 35 mm breite, 40 mm hohe bootsförmige Gußkörper 30, wie in Figur 3 gezeigt. Figur 4 zeigt die rohrförmige wärmeisolierte Form 40, die aus einem wärmeisolierten zylindrischen Rohr aus Alumina-Silica- Fasern 41 mit einem Innendurchmesser von 25 mm und einem Außendurchmesser von 100 mm hergestellt und auf einer Stahlabkühlplatte 42 plaziert und fixiert ist. Diese Form ergibt zylindrische Gußartikel mit einem Durchmesser von 25 mm und einer Höhe von 100 mm.
Eine Schmelze aus der Aluminiumlegierung wurde in die Form gegossen, die Temperatur der Schmelze in der Form mittels eines Thermoelementes verfolgt und die gemessene Temperaturänderung im Verhältnis zur abgelaufenen Zeit zur Berechnung der Abkühlgeschwindigkeit der Schmelze unmittelbar vor der Überquerung der Liquiduslinie der Legierung verwendet. Das Thermoelement wurde im longitudinalen Zentrum 5 mm oberhalb des Bodens der Formvertiefung der bootsförmigen Form 10 und 20, oder auf der Zentralachse der rohrförmigen wärmeisolierten zylindrischen Form 40 in einer Höhe von 30 mm, 60 mm und 90 mm oberhalb des Bodens plaziert. Die Abkühlgeschwindigkeit wurde durch die Temperaturabnahme A von der höchsten Temperatur innerhalb eines Zeitintervalls At, wie in Figur 5 gezeigt, bestimmt.
Aluminiumlegierungsschmelzen wurden bei einer konstanten Schmelztemperatur von 760ºC hergestellt und bei einer konstanten Gießtemperatur von 700ºC gegossen, in denen unterschiedliche Abkühlgeschwindigkeiten aufgrund unterschiedlicher Formbedingungen erhalten wurden. Genauer wurde die Gußeisenform 10 in einem Ofen für 1 h bei einer festgelegten Temperatur für 1 h vorgeheizt, bevor sie zum Gießen der Schmelze verwendet wurde. Die Kupferform 20 wurde durch durchströmendes Kühlwasser mit unterschiedlichen Fließgeschwindigkeiten 5 min vor ihrer Verwendung zum Gießen der Schmelze gekühlt. Die rohrförmige wärmeisolierte Form 40 wurde durch Vorheizen der Stahlabkühlplatte 42 auf 200ºC für eine Stunde in einem Ofen, während das Alumina-Silica-Faser wärmeisolierte zylindrische Rohr 41 in einem Ofen für 1 h auf 100ºC vorgeheizt wurde, vorbereitet, und dann wurde das vorgeheizte Rohr 41 auf der vorgeheizten Platte 42 plaziert, bevor es zum Gießen der Schmelze verwendet wurde.
Tabelle 2 zeigt die so erhaltenen unterschiedlichen Abkühlgeschwindigkeiten in den jeweiligen Gießdurchgängen. Die in Tabelle 1 gezeigte hypereutektische Al-Si-Legierung wurde sowohl in der erfindungsgemäßen Gruppe als auch in der Vergleichsgruppe 1 verwendet, während die Vergleichslegierung der Tabelle 1, die kein Ca enthält, in der Vergleichsgruppe 2 verwendet wurde.
Das Verhältnis zwischen der Abkühlgeschwindigkeit und dem Durchmesser der kristallisierten Teilchen der Gußprobe ist in Tabelle 3 zusammengefaßt, woraus ersichtlich ist, daß in der Cr-haltigen hypereutektischen Legierung sowohl die primären Si-Kristalle als auch die Al-Si-Fe-Mn-Cr-Kristalle einen Teilchendurchmesser innerhalb des Bereiches von 5 bis 30 µm aufwiesen, wenn die Abkühlgeschwindigkeit innerhalb des Bereiches von 50 bis 200ºC/s lag. Die Gußproben hatten wie gegossen eine Mikrostruktur, die die kristallisierten Teilchen gleichmäßig dispergiert in der auf Al basierenden festen Lösungsmatrix einschloß, wie in Figur 6 gezeigt. Die Vergleichsgruppe 1 zeigt, daß die kristallisierten Teilchen eine größere Größe aufwiesen, wenn die Abkühlgeschwindigkeit verringert wurde. Die Vergleichsgruppe 2, die kein Cr enthielt, wies keine Al-Si-Fe-Mn-Cr-Kristalle auf.
Teststücke, die aus den Gußproben geschnitten wurden, wurden einem Verschleißtest und einem Bearbeitungstest unterzogen.
Der Verschließtest wurde unter Verwendung eines Frictron-Typ- Verschleißtesters mit einer Verschleißgeschwindigkeit von 10 mm/s unter einer Drucklast von 3,0 kgf/cm² in einer Gleitstrecke von 1500 m durchgeführt. Das Gegenstückmaterial war ein durch Parkerisierung (eingetragenes Warenzeichen von Parker Rust Proof Inc., USA) oberflächengehärtetes Gußeisen.
Die Testergebnisse sind in Tabelle 4 zusammengefaßt, woraus ersichtlich ist, daß die erfindungsgemäßen Proben, die einen Durchmesser der kristallisierten Teilchen innerhalb des Bereiches von 5 bis 30 µm aufwiesen, ein geringe Abriebsmenge von sowohl den gegossenen Aluminiumlegierungs-Teststücken als auch dem Gußeisengegenstück zeigten, genauer war die gesamte Abriebsmenge weit weniger als höchstens 1,40 mg. Im Gegensatz dazu zeigten die Proben der Vergleichsgruppe 1, die die gleiche chemische Zusammensetzung und größere kristallisierte Teilchengrößen aufwiesen, eine Gesamtabriebsmenge von mehr als 1,40 mg. Darüber hinaus zeigten einige Proben der Gruppe 2, die keine Al-Si-Fe-Mn-Cr Intermetallverbindungs-Teilchen enthielten, eine Gesamtabriebsmenge von mehr als 2,0 mg.
Der Bearbeitungstest wurde auf einer Drehbank unter Verwendung eines Sintercarbid-Schneidwerkzeugs bei einer konstanten Umfangsgeschwindigkeit, einer Schneidgeschwindigkeit von 200 mm/min, einer Vortriebsgeschwindigkeit von 0,3 mm/Umdrehung, einer Schneidtiefe von 0,7 mm und einer Schnittlänge von 10 000 m durchgeführt.
Die Testergebnisse sind in Tabelle 5 zusammengefaßt, woraus ersichtlich ist, daß die erfindungsgemäßen Proben, die kristallisierte Teilchendurchmesser innerhalb des Bereiches von 5 bis 30 µm aufwiesen, geringe Werte sowohl hinsichtlich der Werkzeugsabnutzung als auch des Schneidwiderstandes aufwiesen. Die Vergleichsgruppe 1 zeigt, daß sowohl die Werkzeugabnutzung als auch der Schneidwiderstand mit zunehmender Größe der kristallisierten Teilchen steil zunimmt. Die Vergleichsgruppe 2, die keine Al-Si-Fe-Mn-Cr- Intermetallverbindungs-Kristalle enthält, zeigt ebenfalls große Werte für die Werkzeugabnutzung und den Schneidwiderstand. In Tabelle 5 ist die Werkzeugabnutzung ausgedrückt in Angaben des Freiflächenverschleißes und der Schneidwiderstand ist ausgedrückt als die Summe der Schneid-, Schub- und Vortriebskräfte in Newton.
Wie oben beschrieben, wird erfindungsgemäß eine Gußaluminiumlegierung bereitgestellt, die wie gegossen eine Struktur aufweist, die eine feine gleichförmige Dispersion primärer Si-Kristalle und kristallisierte Al-Si-Fe-Mn-Cr- Teilchen einschließt, die jeweils einen Durchmesser innerhalb des Bereiches von 5 bis 30 µm aufweisen, wodurch die Legierung eine Verschleißbeständigkeit besitzt, die mit derjenigen von herkömmlichen A3 90-Serien-Aluminiumlegierungen vergleichbar ist, sowie eine reduzierte Angriffsneigung gegenüber dem Gleitgegenstück und eine verbesserte Bearbeitbarkeit. Tabelle 1 Chemische Zusammensetzungen (Gew. -%) Tabelle 2 Gießbedingungen Tabelle 2 (Fortsetzung)

Anmerkung:

"Wassergekühltes Cu": bootsförmige wassergekühlte Kupferform
"Vorgeheiztes Fe": bootsförmige Gußeisenform
"Wärmeisoliert": rohrförmige wärmeisolierte Form Tabelle 3 Abkühlgeschwindigkeit vs. Größe der kristallisierten Teilchen Tabelle 4 Abnutzungsmenge Tabelle 5 Gesamtabnutzung und Schneidwiderstand

Claims

1. Verschleißbeständige Gußaluminiumlegierung, umfassend:

eine chemische Zusammensetzung, die, in Gew.-%, besteht aus 14,0 bis 16,0 Si, 2,0 bis 5,0 Cu, 0,1 bis 1,0 Mg, 0,3 bis 0,8 Mn, 0,1 bis 0,3 Cr, 0,01 bis 0,20 Ti, 0,003 bis 0,02 P, 1,5 oder weniger Fe, wahlweise mindestens eines von B in einer Menge von 0,0001 bis 0,01 Gew.-% und Ni in einer Menge von 0,3 bis 3,0 Gew.-%, und der Rest ist Al und unvermeidbare Verunreinigungen, worin der Ca-Gehalt beschränkt ist auf nicht mehr als 0,005; und

eine Mikrostruktur, worin primäre Si-Kristalle und auf A1-Si-Fe-Mn-Cr-basierende Intermetall-Verbindungen in Form von kristallisierten Teilchen mit einem Durchmesser von 5 bis 30 µm dispergiert sind.

2. Verschleißbeständige Gußaluminiumlegierung gemäß Anspruch 1, worin der Si-Gehalt innerhalb des Bereiches von 14,5 bis 15,5 Gew.-% liegt.

3. Verschleißbeständige Gußaluminiumlegierung gemäß Anspruch 1, worin der Cu-Gehalt innerhalb des Bereiches von 3,0 bis 4,0 Gew.-% liegt.

4. Verschleißbeständige Gußaluminiumlegierung gemäß Anspruch 1, worin der Mg-Gehalt innerhalb des Bereiches von 0,3 bis 0,8 Gew.-% liegt.

5. Verschleißbeständige Gußaluminiumlegierung gemäß Anspruch 1, worin der Mn-Gehalt innerhalb des Bereiches von 0,3 bis 0,6 Gew.-% liegt.

6. Verschleißbeständige Gußaluminiumlegierung gemäß Anspruch 1, worin der Cr-Gehalt innerhalb des Bereiches von 0,1 bis 0,2 Gew.-% liegt.

7. Verschleißbeständige Gußaluminiumlegierung gemäß Anspruch 1, worin der Ti-Gehalt innerhalb des Bereiches von 0,01 bis 0,1 Gew.-% liegt.

8. Verschleißbeständige Gußaluminiumlegierung gemäß Anspruch 1, worin der P-Gehalt innerhalb des Bereiches von 0,004 bis 0,01 Gew.-% liegt.

9. Verschleißbeständige Gußaluminiumlegierung gemäß Anspruch 1, worin der Fe-Gehalt innerhalb des Bereiches von 0,1 bis 1,0 Gew.-% liegt.

10. Verschleißbeständige Gußaluminiumlegierung gemäß mindestens einem der Ansprüche 1 bis 9, die mindestens eines von B in einer Menge von 0,0001 bis 0,01 Gew.-%, vorzugsweise 0,0001 bis 0,003 Gew.-%, und Ni in einer Menge von 0,3 bis 3,0 Gew.-%, vorzugsweise von 0,3 bis 0,6 Gew.-%, umfaßt.

11. Verfahren zur Herstellung einer verschleißbeständigen Gußaluminiumlegierung, das die folgenden Schritte umfaßt:

Herstellung einer Schmelze aus einer Legierung mit einer chemischen Zusammensetzung, die, in Gew.-%, besteht aus 14,0 bis 16,0 Si, 2,0 bis 5,0 Cu, 0,1 bis 1,0 Mg, 0,3 bis 0,8 Mn, 0,1 bis 0,3 Cr, 0,01 bis 0,20 Ti, 0,003 bis 0,02 P, 1,5 oder weniger Fe, wahlweise mindestens eines aus B in einer Menge von 0,0001 bis 0,01 Gew.-% und Ni in einer Menge von 0,3 bis 3,0 Gew.-%, und der Rest ist Al und unvermeidbare Verunreinigungen, worin der Ca- Gehalt beschränkt ist auf nicht mehr als 0,005; und

Gießen der Schmelze mit einer Abkühlgeschwindigkeit von 50 bis 200ºC/s.