DE69737048T2

DE69737048T2 - Verfahren zur Herstellung eines halbfesten Thixogiessmaterials

Info

Publication number: DE69737048T2
Application number: DE69737048T
Authority: DE
Inventors: Takeshi Sugawara; Haruo Shiina; Masayuki Tsuchiya
Original assignee: Honda Motor Co Ltd
Current assignee: Honda Motor Co Ltd
Priority date: 1996-09-02
Filing date: 1997-09-02
Publication date: 2007-04-26
Anticipated expiration: 2017-09-03
Also published as: EP1460144B1; EP1460143B1; EP0864662A4; EP0864662B1; DE69735063D1; DE69736933T2; CA2236639C; DE69736933D1; DE69737048D1; EP1460138B1; DE69736997T2; EP1460138A1; EP1460143A3; DE69735063T2; US6527878B1; CA2236639A1; US6136101A; EP0864662A1; EP1460144A3; EP1460143A2

Description

Die vorliegende Erfindung betrifft ein Verfahren zur Herstellung eines halbgeschmolzenen Thixo-Gießmaterials.
Kann ein Thixo-Gießmaterial verwendet werden, welches unter Anwendung eines herkömmlichen Stranggießverfahrens hergestellt wird, so ist dies wirtschaftlich von Vorteil. In einem Gießmaterial, welches mittels Stranggießverfahren hergestellt wird, liegt jedoch eine große Menge an Dendriten vor. Die Dendritphasen verursachen das Problem, dass der Druck beim Einfüllen des halbgeschmolzenen Gießmaterials in den Hohlraum erhöht und hierdurch das vollständige Einfüllen des halbgeschmolzenen Gießmaterials in den Hohlraum verhindert wird. Folglich ist es nicht möglich, ein derartiges Gießmaterial für das Thixo-Gießen zu verwenden. Aus diesem Grund wird herkömmlich ein relativ teueres Gießmaterial, welches mittels eines unter Rühren ausgeführten Stranggießverfahrens hergestellt wird, als Gießmaterial verwendet. Eine kleine Menge an Dendritphasen liegt jedoch selbst in einem Gießmaterial vor, welches mittels des unter Rühren ausgeführten Stranggießverfahrens hergestellt wird, weshalb Maßnahmen zur Entfernung der Dendritphasen erforderlich sind.
Die vorliegenden Erfinder haben verschiedene Studien und Untersuchungen hinsichtlich einer Sphäroidisierungsbehandlung von Dendritphasen in einem mittels eines herkömmlichen Stranggießverfahrens hergestellten Gießmaterials vorgenommen, wobei als Ergebnis entdeckt wurde, dass in einem Gießmaterial, in welchem die Differenz zwischen den maximalen und minimalen Mengen an fester Lösung einer Legierungskomponente, die einer Basismetallkomponente beigemischt ist, gleich oder größer einem vorbestimmten Wert ist, die Erwärmungsgeschwindigkeit Rh des Gießmaterials bei der Sphäroidisierung jener Dendritphasen, welche die Basismetallkomponente als Hauptkomponente umfassen, zwischen einer Temperatur, welche die minimale Menge an fester Lösung bereitstellt, und einer Temperatur, welche die maximale Menge an fester Lösung bereitstellt, eine Rekursionsbeziehung zum mittleren sekundären Dendritenarmabstand D darstellt.
Die vorliegende Erfindung beruht auf dem Ergebnis dieser Entdeckung, wobei es eine Aufgabe der vorliegenden Erfindung ist, ein Herstellungsverfahren der vorstehend beschriebenen Art bereitzustellen, bei welchem in einer Phase des Erwärmens eines Gießmaterials in einen halbgeschmolzenen Zustand die Dendritphase in eine kugelförmige feste Phase mit guter Gießbarkeit umgewandelt wird, wobei das in dem herkömmlichen Stranggießverfahren verwendete Gießmaterial als Thixo-Gießmaterial verwendet werden kann.
Um obige Aufgabe zu lösen, wird gemäß vorliegender Erfindung ein Verfahren zur Herstellung eines halbgeschmolzenen Thixo-Gießmaterials bereitgestellt, umfassend die Schritte des Auswählens eines Gießmaterials, in welchem eine Differenz g-h zwischen den maximalen und minimalen Mengen g und h an fester Lösung einer Legierungskomponente, die einer Basismetallkomponente beigemischt ist, in einem Bereich von g-h ≥ 3.6 Atom% liegt, wobei das Gießmaterial Dendritphasen aufweist, welche die Basismetallkomponente als eine Hauptkomponente umfassen; und Erwärmen des Gießmaterials in einen halbgeschmolzenen Zustand, in welchem feste und flüssige Phasen nebeneinander vorliegen, wobei eine Erwärmungsgeschwindigkeit Rh (°C/min) des Gießmaterials zwischen einer Temperatur, welche die minimale Menge b an fester Lösung bereitstellt, und einer Temperatur, welche die maximale Menge a an fester Lösung bereitstellt, in einen Bereich von Rh ≥ 63 – 0.8 D + 0.013 D² eingestellt wird, wenn D (μm) ein mittlerer sekundärer Dendritenarmabstand der Dendritphasen ist.
Die Legierungen mit einer Differenz g-h im Bereich von g-h ≥ 3.6 Atom% umfassen eine Legierung auf Fe-C-Basis, eine Al-Mg-Legierung, eine Mg-Al-Legierung, und dergleichen. Die vorliegende Erfindung beschäftigt sich jedoch mit Legierungen auf Fe-C-Basis. Wird ein aus einer derartigen Legierung gebildetes Gießmaterial mit einer Erwärmungsgeschwindigkeit Rh zwischen diesen beiden Temperaturen erwärmt, so wird die zwischen beiden Temperaturen erzeugte Diffusion der Legierungskomponente in jede der Dendritphasen aufgrund der hohen Erwärmungsgeschwindigkeit unterdrückt, wobei eine Vielzahl an kugelförmigen, hochschmelzenden Phasen mit geringerer Dichte der Legierungskomponente sowie eine die kugelförmigen, hochschmelzenden Phasen umgebende niedrigschmelzende Phase mit höherer Dichte der Legierungskomponente in jeder der Dendritphasen auftritt.
Übersteigt die Temperatur des Gießmaterials die Temperatur, welche die maximale Menge an fester Lösung bereitstellt, so wird die niedrigschmelzende Phase unter Bildung einer flüssigen Phase geschmolzen, wobei die kugelförmigen hochschmelzenden Phasen in ihrem Zustand verbleiben und in kugelförmige feste Phasen umgewandelt werden.
Wenn jedoch g-h < 3.6 Atom% oder Rh < 63 – 0.8 D + 0.013 D² ist, so kann die vorstehend beschriebene Sphäroidisierungsbehandlung nicht durchgeführt werden, wobei die Dendritphasen zurückbleiben. In einem Temperaturbereich unterhalb der Temperatur, welche die minimale Menge an fester Lösung bereitstellt, tritt die Sphäroidisierung der Dendritphasen nicht auf.
1 ist eine Schnittansicht einer Druckgussvorrichtung,
2 ist ein Zustandsdiagramm einer Fe-C-Legierung,
3 ist ein Zustandsdiagramm einer Fe-C-1 Gew.-% Si-Legierung,
4 ist ein Zustandsdiagramm einer Fe-C-2 Gew.-% Si-Legierung,
5 ist ein Zustandsdiagramm einer Fe-C-3 Gew.-% Si-Legierung,
6 ist ein schematisches Diagramm eines Dendriten,
7 ist eine graphische Darstellung, welche die Beziehung zwischen dem mittleren DAS2 D und der Erwärmungsgeschwindigkeit Rh veranschaulicht,
8A bis 8C sind Abbildungen, welche Mechanismen der Sphäroidisierung von Dendriten erläutern,
9A bis 9C sind Mikrophotographien von Texturen der Gießmaterialen auf Fe-Basis, welche den 8A bis 8C entsprechen,
10A bis 10C sind mittels EPMA erhaltene Abbildungen von Metalltexturen der Gießmaterialien auf Fe-Basis, welche den 9A bis 9C entsprechen,
11A und 11B sind Abbildungen, welche Mechanismen des Fortbestehens von Dendriten erläutern,
12A und 12B sind Mikrophotographien von Texturen der Gießmaterialen auf Fe-Basis, welche den 19A und 19B entsprechen,
13A und 13B sind Mikrophotographien von Texturen eines Gießmaterials auf Fe-Basis gemäß Beispiel 1,
14A und 14B sind Mikrophotographien von Texturen eines Gießmaterials auf Fe-Basis gemäß Vergleichsbeispiel 1,
15A und 15B sind Mikrophotographien von Texturen eines Gießmaterials auf Fe-Basis gemäß Beispiel 2,
16A und 16B sind Mikrophotographien von Texturen eines Gießmaterials auf Fe-Basis gemäß Vergleichsbeispiel 2,
17A und 17B sind Mikrophotographien von Texturen eines Gießmaterials auf Fe-Basis gemäß Beispiel 3,
18A und 18B sind Mikrophotographien von Texturen eines Gießmaterials auf Fe-Basis gemäß Vergleichsbeispiel 3,
19 ist eine Mikrophotographie einer Textur eines Gießproduktes auf Fe-Basis.
[BEISPIEL 1]
Die 2 bis 5 zeigen Zustandsdiagramme einer Fe-C-Legierung, einer Fe-C-(1 Gew.-%) Si-Legierung, einer Fe-C-(2 Gew.-%) Si-Legierung bzw. einer Fe-C-(3 Gew.-%) Si-Legierung.
Tabelle 1 zeigt die maximale Menge g an fester Lösung von C (Kohlenstoff) (der eine Legierungskomponente darstellt), welche einer Austenitphase (γ) als Basismetallkomponente beigemischt ist, und die die maximale Menge an fester Lösung bereitstellende Temperatur, die minimale Menge h an fester Lösung und die die minimale Menge an fester Lösung bereitstellende Temperatur, sowie die Differenz g-h zwischen den maximalen und minimalen Mengen g und h an fester Lösung für die jeweiligen Legierungen.
Aus Tabelle 1 kann entnommen werden, dass jede Legierung das Erfordernis hinsichtlich einer Differenz von g-h gleich oder größer 3.6 Atom% erfüllt.
Ein geschmolzenes Metall einer hypoeutektischen Legierung auf Fe-Basis mit einer Zusammensetzung, welche Fe-2 Gew.-% C-2 Gew.-% Si-0.002 Gew.-% P-0.006 Gew.-% S umfasst (wobei P und S unvermeidbare Verunreinigungen darstellen), wurde auf Grundlage von 4 hergestellt. Anschließend wurden unter Verwendung dieses geschmolzenen Metalls mittels eines ohne Rühren ausgeführten herkömmlichen Stranggießverfahrens unter verschiedenen Bedingungen verschiedene Gießmaterialien auf Fe-Basis hergestellt.
Jedes der Gießmaterialien auf Fe-Basis weist, wie in 6 dargestellt ist, eine große Anzahl an Dendritphasen d mit unterschiedlichen mittleren sekundären Dendritenarmabständen D (welche nachfolgend als mittlerer DAS2 bezeichnet werden) auf. Der mittlere DAS2 D wurde mittels Bildanalyse bestimmt.
Anschließend wurde ein jedes der Gießmaterialien auf Fe-Basis einer induktiven Erwärmung unterworfen, wobei die Erwärmungsgeschwindigkeit Rh zwischen der eutektoiden Temperatur (770°C), welche eine die minimale Menge an fester Lösung h bereitstellende Temperatur darstellte, und der eutektischen Temperatur (1160°C), welche eine die maximale Menge an fester Lösung g bereitstellende Temperatur darstellte, variiert wurde. Wenn die Temperatur eines jeden Gießmaterials auf Fe-Basis bei vorstehend beschriebener Erwärmungsgeschwindigkeit mit 1200°C (eine Temperatur unterhalb der Soliduskurve) eine Temperatur jenseits der eutektischen Temperatur erreicht hatte, wurde jedes Gießmaterial auf Fe-Basis mit Wasser gekühlt, wodurch dessen Metalltextur fixiert wurde.
Anschließend wurde die Metalltextur eines jeden Gießmaterials auf Fe-Basis mittels eines Mikroskops untersucht, um die Anwesenheit oder Abwesenheit von Dendritphasen zu untersuchen und um die Beziehung zwischen dem mittleren DAS2 D zu dem Zeitpunkt, an welchem die Dendritphasen verschwanden, und dem Minimalwert Rh (min) der Erwärmungsgeschwindigkeit Rh zu bestimmen, was die in Tabelle 2 gezeigten Ergebnisse lieferte.
Tabelle 2
Auf Grundlage von Tabelle 2 wurde die Beziehung zwischen dem mittleren DAS2 D und dem Minimalwert Rh (min) der Erwärmungsgeschwindigkeit Rh graphisch dargestellt, indem der mittlere DAS2 D auf der x-Achse bzw. die Erwärmungsgeschwindigkeit Rh auf der y-Achse aufgetragen wurde und die graphischen Darstellungen miteinander verknüpft wurden, was das in 7 dargestellte Ergebnis lieferte.
Es wurde aus 7 entnommen, dass der Kurvenabschnitt durch Rh (min) = 63 – 0.8 D + 0.013 D² dargestellt werden kann, weshalb eine Sphäroidisierung der Dendritphasen erfolgen kann, um bei Einstellen der Erwärmungsgeschwindigkeit Rh in einen Bereich von Rh ≥ Rh (min) mit jedem mittleren DAS2 D zu verschwinden.
Die 8A bis 8C zeigen Mechanismen der Sphäroidisierung von Dendriten, wenn die Erwärmungsgeschwindigkeit Rh in einen Bereich von Rh ≥ 63 – 0.8 D + 0.013 D² eingestellt wurde.
Wie in 18A dargestellt ist, tritt eine große Anzahl an Dendritphasen (Perlit, α + Fe₃C) 11 und zwischen benachbarten Dendritphasen 11 vorliegenden eutektischen Kristallanteilen (Graphit, Fe₃C) 12 in der Metalltextur auf, wenn die Temperatur des mittels eines ohne Rühren ausgeführten herkömmlichen Stranggießverfahrens hergestellten Gießmaterials auf Fe-Basis der eutektoiden Temperatur entspricht oder unterhalb der eutektoiden Temperatur liegt.
Wie in 8B dargestellt ist, beginnt die Diffusion von Kohlenstoff (C) aus den eutektischen Kristallanteilen (Graphit, Fe₃C) 12 mit höherer Konzentration an Kohlenstoff (C) in jede der Dendritphasen (γ) 11, wenn die Temperatur des Gießmaterials auf Fe-Basis die eutektoide Temperatur als Ergebnis der induktiven Erwärmung übersteigt.
In diesem Fall, wenn die Erwärmungsgeschwindigkeit Rh in den vorstehend beschriebenen Bereich eingestellt wird, erreicht die Diffusion von Kohlenstoff in die Dendritphasen (γ) 11 aufgrund der höheren Geschwindigkeit Rh nur in geringem Maße mittlere Anteile der Dendritphasen. Aus diesem Grund tritt in jeder der Dendritphasen (γ) 11 direkt unterhalb der eutektischen Temperatur eine Vielzahl an kugelförmigen γ-Phasen γ₁ mit einer niedrigeren Konzentration an Kohlenstoff, eine die kugelförmigen γ-Phasen γ₁ umgebende γ-Phase γ₂ mit einer mittleren Konzentration an Kohlenstoff, und eine die γ-Phase γ₂ mit mittlerer Konzentration an Kohlenstoff umgebende γ-Phase γ₃ mit einer höheren Konzentration an Kohlenstoff auf.
Wie in 8C dargestellt ist, werden die verbleibenden eutektischen Kristallanteile (Graphit, Fe₃C) 12, die γ-Phase γ₃ mit höherer Konzentration an Kohlenstoff und die γ-Phase γ₂ mit mittlerer Konzentration an Kohlenstoff in der genannten Reihenfolge eutektisch geschmolzen, wenn die Temperatur des Gießmaterials auf Fe-Basis die eutektische Temperatur übersteigt, wobei ein halbgeschmolzenes Gießmaterial auf Fe-Basis bereitgestellt wird, welches aus einer Vielzahl an kugelförmigen festen Phasen (kugelförmige γ-Phasen γ₁) S und einer flüssigen Phase L besteht.
9A ist eine Mikrophotographie einer Textur eines Gießmaterials auf Fe-Basis, dessen Temperatur der eutektoiden Temperatur entspricht oder unterhalb der eutektoiden Temperatur liegt, und welches 8A entspricht. In 9A werden Dendritphasen beobachtet, wobei deren mittlerer DAS2 D 94 μm betrug. Lamellengraphitphasen umgeben die Dendritphasen. Dies geht auch aus einer Wellenform hervor, welche auf das Vorliegen von Graphitphasen in der mittels EPMA erhaltenen Abbildung einer Metalltextur in 10A hindeutet.
9B ist eine Mikrophotographie einer Textur eines Gießmaterials auf Fe-Basis, welches bis direkt unterhalb der eutektischen Temperatur erwärmt wurde und 8B entspricht. Dieses Gießmaterial auf Fe-Basis wurde hergestellt, indem ein Gießmaterial auf Fe-Basis einer induktiven Erwärmung unterworfen wurde, wobei die Erwärmungsgeschwindigkeit Rh ausgehend von der eutektoiden Temperatur auf einen Wert von 103°C/min eingestellt war, und das resultierende Material bei 1130°C mittels Wasser gekühlt wurde. In 9B werden eine kugelförmige γ-Phase und die kugelförmige γ-Phase umgebender diffuser Kohlenstoff (C) beobachtet. Dies geht auch aus der Tatsache hervor, dass die Graphitphase in der mittels EPMA erhaltenen Abbildung einer Metalltextur in 10B in einem größeren Bereich fein verteilt und verbreitet wird.
9C ist eine Mikrophotographie einer Textur eines Gießmaterials auf Fe-Basis in halbgeschmolzenem Zustand, welches 8C entspricht. Dieses Gießmaterial auf Fe-Basis wurde hergestellt, indem ein Gießmaterial auf Fe-Basis einer induktiven Erwärmung unterworfen wurde, wobei die Erwärmungsgeschwindigkeit Rh ausgehend von der eutektoiden Temperatur gleichermaßen auf einen Wert von 103°C/min eingestellt war, und das resultierende Material bei 1200°C mittels Wasser gekühlt wurde. Aus 9C lässt sich erkennen, dass kugelförmige feste Phasen und eine flüssige Phase vorliegen. Dies geht auch aus der Tatsache hervor, dass kugelförmige Martensitphasen, welche den kugelförmigen festen Phasen entsprechen, und eine Ledeburitphase, welche der flüssigen Phase entspricht, in der mittels EPMA erhaltenen Abbildung einer Metalltextur in 10C auftreten.
Die 11A und 11B zeigen Mechanismen des Fortbestehens von Dendriten, wenn das vorstehend beschriebene Gießmaterial auf Fe-Basis verwendet und die Erwärmungsgeschwindigkeit Rh in einen Bereich von Rh < 63 – 0.8 D + 0.013 D² eingestellt wurde.
Wie in 11A dargestellt ist, beginnt die Diffusion von Kohlenstoff (C) aus den eutektischen Kristallanteilen (C, Fe₃C) 12 in jede der Dendritphasen (γ) 11, wenn die Temperatur des Gießmaterials auf Fe-Basis die eutektoide Temperatur übersteigt. In diesem Fall erreicht die Diffusion von Kohlenstoff (C) in jede der Dendritphasen (γ) 11 aufgrund der geringeren Erwärmungsgeschwindigkeit Rh in ausreichendem Maße einen mittleren Anteil der Dendritphase. Aus diesem Grund ist die Konzentration an Kohlenstoff in jeder der Dendritphasen (γ) 11 direkt unterhalb der eutektischen Temperatur an jeder Stelle im Wesentlichen gleichmäßig und niedriger. In diesem Fall unterscheidet sich die Metalltextur geringfügig von jener bei oder unterhalb der eutektoiden Temperatur in 8A.
Wie in 11B dargestellt ist, werden die Oberflächen der verbleibenden eutektischen Kristallanteile 12 sowie die mit den verbleibenden eutektischen Kristallanteilen 12 in Kontakt stehenden Dendritphasen (γ) 11 geschmolzen, wenn die Temperatur des Gießmaterials auf Fe-Basis die eutektische Temperatur übersteigt, weshalb eine flüssige Phase L gebildet wird, jedoch jede der Dendritphasen (γ) 11 intakt bleibt. Als Ergebnis erfolgt keine Sphäroidisierung der Dendritphasen (γ) und somit der festen Phasen S. Andererseits findet eine Verschmelzung der festen Phasen S statt.
12A ist eine Mikrophotographie einer Textur eines Gießmaterials auf Fe-Basis, dessen Temperatur direkt unterhalb der eutektischen Temperatur liegt und welches 11A entspricht. Dieses Gießmaterial auf Fe-Basis wurde hergestellt, indem ein wie in 9A dargestelltes Gießmaterial auf Fe-Basis mit einem mittleren DAS2 D von 94 μm einer induktiven Erwärmung unterworfen wurde, wobei die Erwärmungsgeschwindigkeit Rh ausgehend von der eutektoiden Temperatur auf einen Wert von 75°C/min (< 103°C/min) eingestellt war, und das resultierende Material bei 1130°C mittels Wasser gekühlt wurde. Es lässt sich erkennen, dass sich diese Metalltextur von der in 9A dargestellten geringfügig unterscheidet.
12B ist eine Mikrophotographie einer Textur eines Gießmaterials auf Fe-Basis in halbgeschmolzenem Zustand, welches 11B entspricht. Dieses Gießmaterial auf Fe-Basis wurde hergestellt, indem ein Gießmaterial auf Fe-Basis einer induktiven Erwärmung unterworfen wurde, wobei die Erwärmungsgeschwindigkeit Rh ausgehend von der eutektoiden Temperatur gleichermaßen auf einen Wert von 75°C/min eingestellt war, und das resultierende Material bei 1200°C mittels Wasser gekühlt wurde. Aus 12B lässt sich erkennen, dass keine Sphäroidisierung erfolgte und die festen Phasen miteinander verschmolzen.
[Spezielles Beispiel]

(1) Drei abgerundete Blöcke auf Fe-Basis, welche die gleiche Zusammensetzung wie vorstehend beschrieben besaßen und einen mittleren DAS2 D von 28 μm, 60 μm und 76 μm aufwiesen, wurden unter Anwendung eines Stranggießverfahrens hergestellt, in welchem keine Steuerung vorgenommen wurde. Anschließend wurde ein Gießmaterial auf Fe-Basis aus jedem der abgerundeten Blöcke herausgeschnitten. Die Größe eines jeden Gießmaterials auf Fe-Basis wurde derart eingestellt, dass der Durchmesser 55 mm betrug und die Länge 65 mm betrug.

Die Gießmaterialien auf Fe-Basis wurden einer induktiven Erwärmung unterworfen, wobei die Erwärmungsgeschwindigkeit Rh zwischen der eutektoiden Temperatur und der eutektischen Temperatur variiert wurde. Anschließend wurde, wenn die Temperatur eines jeden Gießmaterials auf Fe-Basis mit 1220°C eine Temperatur jenseits der eutektischen Temperatur erreicht hatte, jedes Gießmaterial auf Fe-Basis mit Wasser gekühlt, wodurch dessen Metalltextur in einem halbgeschmolzenen Zustand fixiert wurde. Anschließend wurde die Metalltextur eines jeden Gießmaterials auf Fe-Basis mittels eines Mikroskops betrachtet, um die Anwesenheit oder Abwesenheit von Dendritphasen zu untersuchen.
Der mittlere DAS2 D eines jeden Gießmaterials auf Fe-Basis, der Minimalwert Rh (min) der Erwärmungsgeschwindigkeit Rh gemäß Tabelle 2 und 8, welcher erforderlich ist, μm ein Verschwinden der Dendritphase zu gestatten, die Erwärmungsgeschwindigkeit Rh, sowie die Anwesenheit oder Abwesenheit der Dendritphasen in halbgeschmolzenem Zustand sind in Tabelle 3 dargestellt.
Tabelle 3
Die 13A und 13B, 15A und 15B, sowie 17A und 17B sind Mikrophotographien von Texturen der Gießmaterialien auf Fe-Basis gemäß den jeweiligen Beispielen 1 bis 3. Die 14A und 14B, 16A und 16B, sowie 18A und 18B sind Mikrophotographien von Texturen der Gießmaterialien auf Fe-Basis gemäß den jeweiligen Vergleichsbeispielen 1 bis 3. In jeder dieser Figuren wurde eine Ätzbehandlung unter Verwendung einer 5%igen Salpeterflüssigkeit durchgeführt.
Wie aus Tabelle 3 und den 13A bis 17B hervorgeht, erfolgte in den Beispielen 1 bis 3 aufgrund der Tatsache, dass die Erwärmungsgeschwindigkeit Rh den entsprechenden Minimalwert Rh (min) überstieg, eine Sphäroidisierung der festen Phasen, infolgedessen die Dendritphasen verschwanden, wie auch in 17 dargestellt ist.
Andererseits verblieben, wie aus Tabelle 3 und den 14A bis 18B hervorgeht, die Dendritphasen in den Vergleichsbeispielen 1 bis 3 aufgrund der Tatsache, dass die Erwärmungsgeschwindigkeit Rh den entsprechenden Minimalwert Rh (min) unterschritt, infolgedessen keine Sphäroidisierung der festen Phasen erfolgte, wie auch in 7 dargestellt ist.

(2) Ein dem Gießmaterial auf Fe-Basis mit mittlerem DAS2 D von 76 μm, welches in Beispiel 3 des vorstehend beschriebenen Punktes (1) verwendet wurde, ähnliches Gießmaterial auf Fe-Basis wurde hergestellt und induktiv auf 1220°C erwärmt, wobei die Erwärmungsgeschwindigkeit Rh zwischen der eutektoiden Temperatur und der eutektischen Temperatur auf einen Wert von 103°C/min eingestellt war, wodurch ein halbgeschmolzenes Gießmaterial auf Fe-Basis mit einem Festphasenanteil R von 70% erzeugt wurde.

Anschließend wurde die Temperatur der in 1 dargestellten stationären und beweglichen Matrizen 2 und 3 in der Druckgussvorrichtung 1 kontrolliert und das halbgeschmolzene Gießmaterial auf Fe-Basis 5 in die Kammer 6 platziert. Der Druckkolben 9 wurde betrieben, um das Gießmaterial auf Fe-Basis 5 in den Hohlraum 4 einzufüllen. In diesem Fall betrug der Einfülldruck des halbgeschmolzenen Gießmaterials auf Fe-Basis 5 36 MPa. Durch Zurückhalten des Druckkolbens 9 am terminalen Ende des Kolbenhubs wurde eine Druckkraft auf das in den Hohlraum 4 eingefüllte halbgeschmolzene Gießmaterial auf Fe-Basis 5 ausgeübt, und das halbgeschmolzene Gießmaterial auf Fe-Basis 5 wurde unter Ausübung der Druckkraft verfestigt, um ein Gießprodukt auf Fe-Basis bereitzustellen.
19 ist eine Mikrophotographie einer Textur des Gießproduktes auf Fe-Basis. Aus 19 lässt sich erkennen, dass die Metalltextur eine gleichmäßige und kugelförmige Textur ist.
Anschließend wurde das Gießprodukt auf Fe-Basis unter Bedingungen von 800°C, 60 Minuten und Erwärmung/Luftkühlung einer thermischen Behandlung unterworfen.
Tabelle 4 zeigt die mechanischen Eigenschaften des aus der thermischen Behandlung resultierenden Gießproduktes auf Fe-Basis, des zur Erzeugung eines derartigen Gießproduktes auf Fe-Basis in einem Gießverfahren verwendeten Gießmaterials auf Fe-Basis, sowie anderer Materialien.
Wie aus Tabelle 4 hervorgeht, besitzt das thermisch behandelte Gießprodukt auf Fe-Basis hervorragende mechanische Eigenschaften, welche besser sind als jene eines Gusseisens mit Kugelgraphit (JIS FCD500) und eines Graugusses (JIS FC250), und welche im Wesentlichen mit jenen eines Kohlenstoffstahls für eine Struktur (entspricht JIS S48C) vergleichbar sind.
In einer hypoeutektischen Legierung auf Fe-C-Si-Basis haben C und Si mit der eutektischen Kristallmenge zu tun. Der Gehalt an C wird in einen Bereich von 1.8 Gew.-% ≤ C ≤ 2.5 Gew.-% eingestellt und der Gehalt an Si wird in einen Bereich von 1.0 Gew.-% ≤ Si ≤ 3.0 Gew.-% eingestellt, um eine Kontrolle der eutektischen Kristallmenge auf 50% oder weniger zu bewirken. Somit ist es möglich, ein Gießprodukt auf Fe-Basis (thermisch behandelt) herzustellen, welches wie vorstehend beschrieben hervorragende mechanische Eigenschaften besitzt.
Beträgt der Gehalt an C jedoch weniger als 1.8 Gew.-%, so muss, selbst wenn der Gehalt an Si erhöht wird und die eutektische Kristallmenge erhöht wird, die Gießtemperatur erhöht werden. Aus diesem Grund verringert sich der Vorteil des Thixo-Gießens. Andererseits erhöht sich die Menge an Graphit, wenn C > 2.5 Gew.-% ist, weshalb der Effekt der thermischen Behandlung eines Gießproduktes auf Fe-Basis gering ist. Aus diesem Grund ist es unmöglich, die mechanischen Eigenschaften des Gießproduktes auf Fe-Basis wie vorstehend beschrieben zu verbessern.
Beträgt der Gehalt an Si weniger als 1.0 Gew.-%, so bewirkt dies, wie im Falle von C < 1.8 Gew.-%, einen Anstieg der Gießtemperatur. Andererseits wird, wenn Si > 3 Gew.-% ist, Siliziumferrit gebildet, weshalb es unmöglich ist, die mechanischen Eigenschaften des Gießproduktes auf Fe-Basis zu verbessern.
Es ist wünschenswert, dass die Festphasenmenge R des halbgeschmolzenen Gießmaterials auf Fe-Basis bei oder oberhalb von 50% liegt (R ≥ 50%). Folglich kann die Gießtemperatur in einen niedrigeren Temperaturbereich verlagert werden, um die Lebensdauer der Druckgussvorrichtung zu verlängern. Liegt die Festphasenmenge R unterhalb von 50%, so erhöht sich die Menge der flüssigen Phase. Aus diesem Grund werden die selbsttragenden Eigenschaften des Materials und auch die Handhabbarkeit des Materials herabgesetzt, wenn ein kurzes säulenförmiges, halbgeschmolzenes Gießmaterial auf Fe-Basis in longitudinaler Weise transportiert wird.

Claims

Verfahren zur Herstellung eines halbgeschmolzenen Thixo-Gießmaterials, umfassend die Schritte des Auswählens eines Gießmaterials, in welchem eine Differenz g-h zwischen den maximalen und minimalen Mengen g und h an fester Lösung einer Legierungskomponente, die einer Basismetallkomponente beigemischt ist, in einem Bereich von g-h ≥ 3.6 Atom% liegt, wobei das Gießmaterial Dendritphasen aufweist, welche die Basismetallkomponente als eine Hauptkomponente umfassen; und Erwärmen des Gießmaterials in einen halbgeschmolzenen Zustand, in welchem feste und flüssige Phasen nebeneinander vorliegen, wobei eine Erwärmungsgeschwindigkeit Rh (°C/min) des Gießmaterials zwischen einer Temperatur, welche die minimale Menge h an fester Lösung bereitstellt, und einer Temperatur, welche die maximale Menge g an fester Lösung bereitstellt, in einen Bereich von Rh ≥ 63 – 0.8 D + 0.013 D² eingestellt wird, wenn D (μm) ein mittlerer sekundärer Dendritenarmabstand der Dendritphasen ist, wobei das Gießmaterial aus 1.8 Gew.-% ≤ C ≤ 2.5 Gew.-% an Kohlenstoff, 1.0 Gew.-% ≤ Si ≤ 3.0 Gew.-% an Silizium und einem Rest an Eisen, einschließlich unvermeidbarer Verunreinigungen, besteht.
Verfahren zur Herstellung eines halbgeschmolzenen Thixo-Gießmaterials nach Anspruch 1, wobei ein Festphasenanteil R des Materials in einem halbgeschmolzenem Zustand in einen Bereich von R > 50% eingestellt wird.