DE69921925T2

DE69921925T2 - Hochfeste Aluminiumlegierungsschmiedestücke

Info

Publication number: DE69921925T2
Application number: DE69921925T
Authority: DE
Inventors: Hiroki Daian-cho Sawada; Takayuki Shimonoseki-shi Kitano; Manabu Nishi-ku Nakai
Original assignee: Kobe Steel Ltd
Current assignee: Kobe Steel Ltd
Priority date: 1998-08-25
Filing date: 1999-08-24
Publication date: 2005-11-10
Anticipated expiration: 2019-08-25
Also published as: EP0987344B1; US6630037B1; CA2281444A1; DE69921925D1; CA2281444C; EP0987344A1

Description

Die vorliegende Erfindung betrifft Aluminiumlegierungsschmiedestücke der Al-Mg-Si-Reihe mit hoher Festigkeit und hoher Zähigkeit (Aluminium wird nachstehend einfach als Al bezeichnet), die insbesondere für Teile für Beförderungsmaschinen wie z.B. als Aufhängungsteile für Automobile geeignet sind.
Es ist bekannt, dass Al-Legierungen, wie z.B. Al-Legierungen der AA 6XXX-Reihe (Al-Mg-Si-Legierungen), die eine hervorragende Formbarkeit und ein hervorragendes Brennhärtungsvermögen aufweisen, als Strukturmaterialien oder Aufhängungsteile wie z.B. Gelenke, obere und untere Querlenker für Beförderungsmaschinen wie z.B. Automobile oder Fahrzeuge mit dem Ziel verwendet wurden, das Gewicht zu reduzieren. Die Al-Legierungen der AA 6XXX-Reihe sind auch bezüglich anderer erforderlicher Eigenschaften hervorragend, wie z.B. bezüglich mechanischer Eigenschaften wie Formbarkeit oder Korrosionsbeständigkeit oder Spannungskorrosionsrissbeständigkeit, und darüber hinaus bezüglich der Rezyklierungseigenschaften im Hinblick darauf hervorragend, dass Schrott als Schmelzmaterial für die AA 6XXX-Reihe verwendet werden kann, da diese eine geringe Menge an Legierungselementen wie z.B. Mg enthält.
Bezüglich der Aufhängungsteile für Automobile werden z.B. gegossene Al-Legierungsmaterialien oder Al-Legierungsschmiedestücke im Hinblick auf eine Verringerung der Herstellungskosten und eine Verarbeitung zu Teilen mit komplizierten Formen verwendet. Dabei werden die Al-Legierungsschmiedestücke für diejenigen Teile verwendet, die mechanische Eigenschaften wie z.B. eine höhere Festigkeit und eine höhere Zähigkeit erfordern. Die Al-Legierungsschmiedestücke werden durch Durchwärmen (Einweichen) eines gegossenen Legierungsmaterials und dann Anwenden eines Heißschmiedens wie z.B. eines mechanischen Schmiedens und Anlassens wie z.B. einer T6-Behandlung oder einer Alterungsbehandlung hergestellt.
In den letzten Jahren bestand ein Bedarf zur Verringerung der Wanddicke und zur Verbesserung der Festigkeit für Teile, einschließlich Aufhängungen, zur Verwendung in Automobilen, und auch für die Al-Legierungsschmiedestücke war eine Verbesserung der Festigkeit und der Zähigkeit erforderlich. Die gegenwärtig für solche Anwendungen eingesetzte AA 6XXX-Reihe führt jedoch zwangsläufig zu einer unzureichenden Festigkeit.
Im Hinblick auf die vorstehenden Erläuterungen wurde z.B. in der japanischen veröffentlichten ungeprüften Patentanmeldung Hei 6-256880 zur Verbesserung der Festigkeit und der Zähigkeit der Al-Legierungsschmiedestücke ein Festlegen der Bestandteile von gegossenen Al-Legierungen der AA 6XXX-Reihe (Al-Mg-Si-Legierungen) zur Verwendung in Schmiedestücken, die als Teile wie z.B. Aufhängungen von Automobilen verwendet werden, eine Verringerung der durchschnittlichen Korngröße auf einen kleinen Wert von 8 μm oder weniger und eine Verringerung des Sekundärdendritarmabstands (DAS) auf einen kleinen Wert von 40 μm oder weniger vorgeschlagen.
Wie es in den Beispielen der japanischen veröffentlichten ungeprüften Patentanmeldung Hei 6-256880 gezeigt ist, beträgt der kleinste Wert des Sekundärdendritarmabstands (DAS) der in diesem Stand der Technik erhaltenen Al-Legierungsschmiedestücke jedoch etwa 30 μm, und die Al-Legierungsschmiedestücke weisen als Ergebnis eines Gesenkstauchtests für Rundstäbe im Fall eines Schmiedeverhältnisses [(ursprüngliche Barrenhöhe d₀-Höhe beim Reißen d_t)/d₀] von 75 % z.B. eine Zugfestigkeit (σ_B) von etwa 39,2 bis 39,3 kgf/mm² (385 bis 394 MPa) und eine Zähigkeit (L_c) von 2,2 bis 2,3 kgf/mm² (etwa 22 J/cm² als Schlagzähigkeitswert nach Charpy) auf.
Da in dem Gesenkstauchtest für Rundstäbe gemäß des Standes der Technik jeder der Abschnitte des Rundstabs einheitlich geschmiedet wird, sind die mechanischen Eigenschaften jedes der Abschnitte des Rundstabs einheitlich. Wie es jedoch in der 2 als Beispiel von Al-Legierungsschmiedestücken zur Verwendung in einem Aufhängungsteil eines Automobils gezeigt ist, wird das Schmiedeverhältnis abhängig von den Abschnitten des Teils selbst bei einem Heißschmieden wie z.B. einem mechanischen Schmieden in Al-Legierungsschmiedestücken manchmal verringert und die mechanischen Eigenschaften sind nicht für jeden der Schmiedestückabschnitte einheitlich. Beispielsweise beträgt das Schmiedeverhältnis in einem Fall, wie er in der 2 gezeigt ist, für den Abschnitt T₂ selbst dann, wenn das Schmiedeverhältnis für einen Abschnitt T₁ 75 % beträgt, nur etwa 50 %. Ferner wird die Zähigkeit für den Abschnitt mit dem niedrigeren Schmiedeverhältnis verglichen mit anderen Abschnitten mit einem höheren Schmiedeverhältnis zwangsläufig verringert, da die gegossene Struktur selbst nach dem Schmieden bestehen bleibt.
Ferner ist die durchschnittliche Zähigkeit in den Al-Legierungsschmiedestücken, insbesondere in Al-Legierungsschmiedestücken, in denen die Zähigkeit des Abschnitts mit dem verringerten Schmiedeverhältnis verringert ist, schlecht, obwohl die Festigkeit und die Zähigkeit der Al-Legierungsschmiedestücke, die durch diesen Stand der Technik erhalten werden, verglichen mit Al-Legierungen wie z.B. AA 6061 oder 6151 verbessert sind. D.h., im Stand der Technik ist das Zähigkeitsniveau in einem Abschnitt mit einem Schmiedeverhältnis von 75 % oder weniger oder von 50 % oder weniger weiter verringert und hohe Umformfestigkeits- und Zähigkeitswerte, die für das gesamte Teil erforderlich sind, können nicht erhalten werden.
Als Folge davon können die Schmiedestücke nicht für Teile angewandt werden, die eine höhere Festigkeit und eine höhere Zähigkeit als Gesamtabschnitt erfordern, und insbesondere nicht auf diejenigen Teile oder Elemente, die eine hohe Festigkeit von 315 N/mm² oder mehr als σ_0,2 und einen Schlagzähigkeitswert nach Charpy von 20 J/cm² oder mehr als Gesamtteil erfordern, und dies behindert die Entwicklung der Al-Legierungsschmiedestücke für Anwendungen als Aufhängungsteile zur Verwendung in Automobilen.
Die vorliegende Erfindung wurde im Hinblick auf die vorstehend genannten Umstände gemacht und es ist eine Aufgabe der vorliegenden Erfindung, Al-Legierungsschmiedestücke mit hoher Festigkeit und hoher Zähigkeit bereitzustellen, die selbst dann hervorragende durchschnittliche mechanische Eigenschaften als Gesamtschmiedestücke aufweisen, wenn ein Abschnitt mit einem geringeren Schmiedeverhältnis vorliegt, und die auf Teile oder Elemente der Gesamtschmiedestücke anwendbar sind, die eine hohe Festigkeit und eine hohe Zähigkeit erfordern.
Die vorstehend genannte Aufgabe wird durch ein Al-Legierungsschmiedestück bzw. ein Verfahren zur Herstellung desselben gemäß den Ansprüchen 1 und 6 gelöst, wobei Al-Legierungsschmiedestücke mit hoher Festigkeit und hoher Zähigkeit bereitgestellt werden, die Mg: 0,6 – 1,6 % (hier und nachstehend Masse%), Si: 0,6 – 1,8 % und Cu: 0,05 – 1,0 %, Fe: 0,30 % oder weniger, eines oder mehrere von Mn: 0,15 – 0,6 % und Cr: 0,1 – 0,2 %, Zr: 0,1 – 0,2 %, Wasserstoff: 0,25 cm³/100 g Al oder weniger und als Rest Al und unvermeidbare Verunreinigungen umfassen, wobei die Al-Legierungsschmiedestücke durch Gießen eines gegossenen Aluminiumlegierungsbarrens bei einer Kühlrate von 10°C/s oder höher, Durchführen einer Durchwärmbehandlung bei einer Temperatur von 530 – 600°C mit dem Aluminiumlegierungsbarren und anschließend Heißschmieden zu Schmiedestücken hergestellt werden, wobei die Volumenfraktion der gesamten Bestandteilsphasen-Teilchen (Intermetallverbindungen der Mg₂Si-, Al-Fe-Si-(Mn, Cr, Zr)-Reihe) in den Schmiedestücken 1,5 % oder weniger pro Einheitsfläche beträgt.
Als Ergebnis einer Studie über die Beziehung zwischen den Bestandteilen und der Zähigkeit von Al-Legierungsschmiedestücken haben die Erfinder der vorliegenden Erfindung gefunden, dass die Volumenfraktion von Bestandteilsphasen-Teilchen in einem engen Zusammenhang mit der Zähigkeit der Al-Legierungsschmiedestücke steht.
D.h., die Erfinder der vorliegenden Erfindung haben gefunden, dass von den Bestandteilen der gegossenen Al-Legierungsmaterialien Intermetallverbindungen der Mg₂Si- und Al-Fe-Si-Mn-, Al-Fe-Si-Cr oder Al-Fe-Si-Zr-Reihe Ausgangspunkte für das Reißen bilden (Ausgangspunkte für Waben).
Insbesondere haben die Erfinder der vorliegenden Erfindung weiter gefunden, dass es nicht signifikant ist, dass die Bestandteile, die in der Al-Legierungsstruktur vorliegen, groß sind oder eine langkettige Form aufweisen, sondern dass die Verteilung derselben in einem Abstand zueinander zur Verbesserung der Zähigkeit beiträgt. D.h., die Bestandteile können nicht einfach vermindert oder ausgeschlossen werden, da sie dazu beitragen, die erforderliche Festigkeit sicherzustellen. Es wurde jedoch gefunden, dass die erforderliche Festigkeit und eine hohe durchschnittliche Zähigkeit selbst dann sichergestellt werden können, wenn das Schmiedeverhältnis niedrig ist, oder selbst dann, wenn ein Abschnitt mit einem niedrigen Schmiedeverhältnis vorliegt, und zwar durch Steuern der Form der Bestandteile, die zwingend oder je nach Anforderungen vorliegen.
Beispielsweise kann lediglich durch Steuern der Form der Bestandteile kein effektiver Beitrag zur Verbesserung der Zähigkeit erhalten werden, insbesondere lediglich durch Vermindern der durchschnittlichen Größe der Bestandteile in dem Gussmaterial, wie es in der japanischen veröffentlichten ungeprüften Patentanmeldung Hei 6-256880 beschrieben ist. Im Gegensatz zu der Idee, die in der japanischen veröffentlichten ungeprüften Patentanmeldung Hei 6-256880 beschrieben ist, haben die Erfinder der vorliegenden Erfindung gefunden, dass die Bestandteile in dem Gussmaterial selbst dann, wenn sie im Durchschnitt groß sind, zur Verbesserung der Zähigkeit beitragen können, solange sie mit einem Abstand voneinander verteilt sind (dispergiert vorliegen). D.h., die Bestandteile, die mit einem geringen Abstand dicht dazwischen vorliegen oder die in fortlaufender Weise vorliegen, verschlechtern bzw. zerstören die Festigkeit, selbst wenn sie im Durchschnitt eine geringe Größe aufweisen. Andererseits wird in der vorliegenden Erfindung die Menge der Bestandteile, wie z.B. der Intermetallverbindungen der Mg₂Si- und der Al-Fe-Si-(Mn, Cr, Zr)-Reihe, gesteuert oder vermindert, mit Ausnahme der Menge, welche die erforderliche Festigkeit sicherstellt.
Ferner wird die Volumenfraktion der gesamten Bestandteilsphasenteilchen (Intermetallverbindungen der Mg₂Si- und der Al-Fe-Si-(Mn, Cr, Zr)-Reihe) in der vorliegenden Erfindung als Index ausgewählt, der mit der Situation zur Steuerung der Menge der Bestandteile und der Situation im Einklang steht, bei der die Bestandteile mit einem Abstand zwischen diesen verteilt sind (von einem Zustand verschieden, bei dem die Bestandteile mit einem geringen Ab stand zwischen diesen dicht vorliegen oder in Form einer kontinuierlichen Verkettung derselben vorliegen).
Die Volumenfraktion der gesamten Bestandteilsphasen-Teilchen wird durch eine visuelle Untersuchung oder durch eine Bildanalyseuntersuchung unter Verwendung eines Rasterelektronenmikroskops (SEM) bei 800-facher Vergrößerung bestimmt, und zwar bezüglich der Struktur einer gegossenen Al-Legierung oder von Al-Legierungsschmiedestücken im Querschnitt entlang der Dicke. Bezüglich der Vergrößerung des Rasterelektronenmikroskops ändert sich die Volumenfraktion nicht sehr stark, wenn sie bei einer Vergrößerung von 400 bis 800 gemessen wird, jedoch unterscheidet sich die Anzahl der Bestandteile als zu messender Gegenstand bei einer von der vorstehend genannten verschiedenen Vergrößerung ziemlich stark. Wenn daher die Vergrößerung davon verschieden ist, unterscheidet sich die zu messende Volumenfraktion stark, so dass die Reproduzierbarkeit zur Definition der Fläche verlorengeht. Demgemäß wird in der vorliegenden Erfindung die Vergrößerung des Rasterelektronenmikroskops als Standard für die Definition der Volumenfraktion auf 800 festgelegt. Ferner ist es zur Gewährleistung einer Reproduzierbarkeit bei der Messung der Volumenfraktion bevorzugt, eine Betrachtung mit 5 bis 20 Sichtfeldern (Messpunkten) für den Abschnitt des Gegenstands zur Messung der Volumenfraktion der Bestandteile durchzuführen und in jedem der Sichtfelder den Durchschnitt der gemessenen Volumenfraktion der Bestandteile zu verwenden.
Nachstehend werden die in der vorliegenden Erfindung eingesetzten Bestandteile erläutert. Wenn die Volumenfraktion der gesamten Bestandteilsphasen-Teilchen (Intermetallverbindungen der Mg₂Si- und der Al-Fe-Si-(Mn, Cr, Zr)-Reihe) auf 1,5 % oder weniger, vorzugsweise 1,0 oder weniger pro Einheitsfläche festgelegt wird, die durch visuelles Betrachten oder durch eine Bildanalysebetrachtung mit einem Rasterelektronenmikroskop (SEM) bei 800-facher Vergrößerung bestimmt wird, können eine höhere Festigkeit und eine höhere Zähigkeit erreicht werden, vorzugsweise eine hohe Zähigkeit von durchschnittlich 30 J/cm² oder mehr bei einer durchschnittlichen Umformfestigkeit bei (σ_0,2) von 350 N/mm² oder mehr, die z.B. für Aufhängungsteile erforderlich sind, die in Automobilen eingesetzt werden.
Wenn andererseits die Volumenfraktion der gesamten Bestandteilsphasenteilchen 1,5 % pro Einheitsfläche übersteigt, kann ein hoher durchschnittlicher Zähigkeitswert für das gesamte Teil nicht erhalten werden, einschließlich eines Falls, bei dem die Zähigkeit für einen Abschnitt eines Teils, bei dem das Schmiedeverhältnis sogar durch Heißschmieden abgesenkt worden ist (Schmiedeverhältnis von 75 % oder weniger), beträchtlich vermindert wird.
1A ist eine erläuternde Ansicht, die eine Mikrostruktur erfindungsgemäßer Al-Legierungsschmiedestücke zeigt.
1B ist eine erläuternde Ansicht, die eine Mikrostruktur von Al-Legierungsschmiedestücken gemäß des Standes der Technik zeigt.
2 ist eine erläuternde Ansicht, die eine Ausführungsform von Al-Legierungsschmiedestücken zur Verwendung in einem Aufhängungsteil eines Automobils zeigt.
Die 1A und 1B sind Ansichten, die eine Mikrostruktur von Al-Legierungsschmiedestücken, die in später beschriebenen Beispielen hergestellt worden sind, in einem Querschnitt entlang der Dickenrichtung eines Abschnitts T₁ in der 2 zeigen, die mit einem Rasterelektronenmikroskop (SEM) bei 800-facher Vergrößerung aufgenommen worden ist (als schematische Ansichten auf der Basis einer SEM-Photographie dargestellt). In den 1A und 1B steht das Bezugszeichen 2 für Mg₂Si-Bestandteile und 3 für Intermetallverbindungsbestandteile der Al-Fe-Si-(Mn, Cr, Zr)-Reihe. Die Intermetallverbindungsbestandteile 3 der Al-Fe-Si-(Mn, Cr, Zr)-Reihe des erfindungsgemäßen Al-Legierungsschmiedestücks, das in der 1A gezeigt ist, sind mit einem Abstand voneinander fein verteilt. Im Gegensatz dazu weisen die Bestandteile 3 der Al-Fe-Si-(Mn, Cr, Zr)-Reihe des Al-Legierungsschmiedestücks des Standes der Technik, das in der 1B gezeigt ist, eine Form auf, bei der die Bestandteile in der Längsrichtung miteinander verkettet sind.
Das in der 1A gezeigte Al-Legierungsschmiedestück weist eine hohe Festigkeit von 350 N/mm² oder mehr und eine hohe Zähigkeit von 30 J/cm² oder mehr auf, wohingegen das in der 1B gezeigte Al-Legierungsschmiedestück eine Zähigkeit von 20 J/cm² oder weniger und bezüglich des vorstehend genannten Al-Legierungsschmiedestücks eine signifikant unterschiedliche Zähigkeit aufweist. Ferner weisen die einzelnen Intermetallverbindungen 3 der Al-Fe-Si-(Mn, Cr, Zr)-Reihe, die in den 1A und 1B gezeigt sind, eine durchschnittliche Größe von 8 μm oder weniger auf, wie es in der japanischen veröffentlichten ungeprüften Patentanmeldung Hei 6-256880 beschrieben ist. Dies zeigt, dass lediglich ein Verringern der durchschnittlichen Größe der Bestandteile des Gussmaterials nicht effektiv zur Verbesserung der Zähigkeit beitragen kann, dass jedoch Al-Legierungsschmiedestücke mit hoher Festigkeit und hoher Zähigkeit selbst dann erhalten werden können, wenn die Bestandteile des Gussmaterials im Durchschnitt groß sind und sie in einem Abstand voneinander verteilt sind (verteilt oder dispergiert vorliegen), und zwar dann, wenn die Volumenfraktion der gesamten Bestandteilsphasen-Teilchen (Intermetallverbindungen der Mg₂Si- und Al-Fe-Si-(Mn, Cr, Zr)-Reihe) niedrig ist.
Natürlich hat die Volumenfraktion anderer Bestandteile einen Effekt auf die Zähigkeit. Typische andere Bestandteile können z.B. Bestandteile aus elementarem Si, Bestandteile aus Al₇Cu₂Fe, Al₁₂(Fe, Mn)₃Cu₂, (Fe, Mn)Al₆ und einer Verbindungsphase aus Cu oder Mg mit Al, Al₂Cu₂Mg und Al₂Cu₂ umfassen. Von diesen anderen Bestandteilen bilden die Bestandteile aus elementarem Si die Ausgangspunkte einer Materialzerstörung, durch welche die Zähigkeit beträchtlich verringert wird. Demgemäß ist es erforderlich, dass keine wesentlichen Bestandteile aus elementarem Si vorliegen und insbesondere ist es erforderlich, dass Bestandteile aus elementarem Si nicht durch Betrachten mit einem Rasterelektronenmikroskop bei 800-facher Vergrößerung festgestellt werden können. In einem gebräuchlichen Herstellungsverfahren, das später beschrieben wird, liegen Bestandteile aus elementarem Si in der Struktur des gegossenen Al-Legierungsmaterials oder des geschmiedeten Legierungsmaterials nicht in einem wesentlichen Ausmaß vor.
Ferner ist es bezüglich der anderen Bestandteile aus Al₇Cu₂Fe, Al₁₂(Fe, Mn)₃Cu₂, (Fe, Mn)Al₆, Al₂Cu₂Mg und Al₂Cu₂ auch erforderlich, dass die Volumenfraktion verringert wird, um die Zähigkeit entsprechend der Intermetallverbindungen der Mg₂Si-, Al-Fe-Si-(Mn, Cr, Zr)-Reihe zu verbessern. Die Absolutmenge der Bestandteile ist jedoch verglichen mit der Menge der Intermetallverbindungen der Al-Fe-Si-(Mn, Cr, Zr)-Reihe gering und die Volumenfraktion wird notwendigerweise im Zuge der Verringerung der Volumenfraktion der gesamten Bestandteilsphasen-Teilchen (Intermetallverbindungen der Mg₂Si-, Al-Fe-Si-(Mn, Cr, Zr)-Reihe) verringert. Demgemäß wird bezüglich Bestandteilen, die von Bestandteilen der Mg₂Si- und Al-Fe-Si-(Mn, Cr, Zr)-Reihe verschieden sind, keine spezielle Festlegung vorgenommen.
Um die Festlegung bezüglich der Bestandteile der Al-Legierungsschmiedestücke in der vorliegenden Erfindung zu erfüllen und die hohe Festigkeit und hohe Zähigkeit der Al-Legierungsschmiedestücke sicherzustellen, ist es wichtig, die Volumenfraktion der gesamten Bestandteilsphasen-Teilchen (Intermetallverbindungen der Mg₂Si- und Al-Fe-Si-(Mn, Cr, Zr)-Reihe) auf der Stufe des Bildens des gegossenen Barrens und in dem Durchwärmschritt für den gegossenen Barren, welche die Bildung der Bestandteile steuern, zu beschränken. Da die Volumenfraktion der gebildeten Bestandteile in dem Schmiedeschritt nicht wesentlich gesteuert werden kann, wird die Volumenfraktion der Bestandteile in den Schmiedestücken in der vorliegenden Erfindung auf der Stufe des Bildens des gegossenen Materials beim Schritt des Durchwärmens des gegossenen Materials gesteuert.
Der Durchschnittswert der Umformfestigkeit oder der Zähigkeit, die in der vorliegenden Erfindung angegeben ist, ist in dem in der 2 gezeigten Beispiel der Durchschnitt für einen Abschnitt T₁, an dem das Schmiedeverhältnis am höchsten ist, d.h. an dem die Umformfestigkeit oder die Zähigkeit am höchsten ist (Schmiedeverhältnis: 75 %), und für einen Abschnitt T₂, an dem das Schmiedeverhältnis am niedrigsten ist, d.h. an dem die Umformfestigkeit oder die Zähigkeit am niedrigsten ist (Schmiedeverhältnis: 50 %). Der Durchschnittswert bedeutet nicht, dass ein Durchschnitt nur für die Werte zweier solcher Punkte genommen wird, sondern dass abhängig vom Material oder der Form des Elements ein Durchschnitt aus Werten einer Mehrzahl von Abschnitten genommen wird, bei denen die mechanischen Eigenschaften ebenfalls sichergestellt werden müssen.
Gegossener Barren
Ferner ist der Sekundärdendritarmabstand (DAS) des gegossenen Materials in dem gegossenen Barren zur Verwendung in den erfindungsgemäßen Schmiedestücken auf 30 μm oder weniger verringert, um die hohe Zähigkeit der Al-Legierungsschmiedestücke sicherzustellen. Dies verkleinert die Körnchen in dem gegossenen Al-Legierungsbarren und in den Al-Legierungsschmiedestücken und verringert die Volumenfraktion der gesamten Bestandteilsphasen-Teilchen (Intermetallverbindungen der Mg₂Si- und Al-Fe-Si-(Mn, Cr, Zr)-Reihe), so dass die Zähigkeit der Al-Legierungsschmiedestücke verbessert wird. Wenn der Sekundärdendritarmabstand (DAS) in dem gegossenen Barren 30 μm übersteigt, kann die Zähigkeit der gesamten Al-Legierungsschmiedestücke nicht verbessert werden, wenn ein Abschnitt mit einem niedrigen Schmiedeverhältnis vorliegt, so wie dies der Fall ist, wenn der Sekundärdendritarmabstand (DAS) der Al-Legierungsschmiedestücke wie in der japanischen veröffentlichten ungeprüften Patentanmeldung Hei 6-256880 etwa 30 μm beträgt.
Die Schmiedestücke umfassen diejenigen, die direkt durch Heißschmieden eines gegossenen Barrens oder durch einmaliges Strangpressen eines gegossenen Barrens und dann Heißschmieden des Barrens gebildet werden. Demgemäß kann die Form des gegossenen Barrens ohne spezielle Beschränkung z.B. einen Barren oder eine Bramme oder eine angenäherte Nennform aufweisen, die der Endform entspricht.
Chemische Bestandteilszusammensetzung der erfindungsgemäßen Al-Legierung Nachstehend wird die chemische Bestandteilszusammensetzung der erfindungsgemäßen Al-Legierung erläutert. Es ist erforderlich, dass die erfindungsgemäße Al-Legierung als Strukturmaterial für oder Teil von Beförderungsmaschinen wie z.B. Automobile und Schiffe mechanische Eigenschaften wie z.B. Festigkeit, Formbarkeit und Zähigkeit, Korrosionsbeständigkeit oder Spannungskorrosionsrissbeständigkeit oder eine Rezykliereigenschaft mit einer geringeren Legierungsmenge aufweist. Insbesondere bei einer Al-Legierung für Aufhängungsteile zur Verwendung in Automobilen ist es erforderlich, dass eine hohe Festigkeit, vorzugsweise von 350 N/mm² oder mehr bei σ_0,2 und eine hohe durchschnittliche Zähigkeit von 30 J/cm² oder mehr erhalten werden.
Um die vorstehend genannten Eigenschaften entsprechend zu erhalten, enthält die chemische Bestandteilszusammensetzung für die erfindungsgemäße Al-Legierung, die den Bestandteilsstandards für die Al-Legierung der Al-Mg-Si-Reihe der AA 6XXX-Reihe entspricht (AA 6101, 6003, 6151, 6061, 6063 und JIS 6N01), im Wesentlichen Mg: 0,6 – 1,6 %, Si: 0,6 – 1,8 %, Cu: 0,05 – 1,0 %, Fe: 0,30 % oder weniger, Wasserstoff: 0,25 cm³/100 g Al oder weniger, eines oder mehrere von Mn: 0,15 – 0,6 % und Cr: 0,1 – 0,2 %, Zr: 0,05 – 0,2 % und als Rest Al und unvermeidbare Verunreinigungen. Darüber hinaus enthält sie selektiv gegebenenfalls z.B. Zn: 0,005 – 1,0 %, Ti: 0,001 – 0,1 % und B: 1 – 300 ppm. Es sind jedoch zweckmäßige Änderungen der Bestandteilszusammensetzung zur weiteren Verbesserung der Eigenschaften und zum Hinzufügen weiterer Eigenschaften möglich, so lange die Al-Legierung die wesentlichen Eigenschaften aufweist, obwohl der chemische Bestandteil nicht jedem der Bestandteilsstandards für die Al-Legierung der AA 6XXX-Reihe entspricht. Diesbezüglich ist es möglich, dass die Al-Legierung entsprechend der Änderung der Bestandteilsbereiche für die Elemente und entsprechend konkreterer Anwendungen und den erforderlichen Eigenschaften in zweckmäßiger Weise andere Elemente wie z.B. Ni, V, Sc und Ag enthält. Ferner können auch Verunreinigungen, die zwangsläufig von geschmolzenen Schrott-Rohmaterialien eingeschleppt werden, innerhalb eines Bereichs enthalten sein, der die Qualität der erfindungsgemäßen Schmiedestücke nicht beeinträchtigt.
Menge der Elemente in der erfindungsgemäßen Al-Legierung
Nachstehend wird der Anteil jedes der Elemente des erfindungsgemäßen Al-Legierungsmaterials bezüglich der kritischen Bedeutung und der Bereiche erläutert.
Mg: 0,6 bis 1,6
Mg ist ein essentielles Element, das bei der künstlichen Alterung zusammen mit Si als Mg₂Si abgeschieden wird und zusammen mit Cu und Al in einer Cu-enthaltenden Zusammensetzung eine Mischphase bildet, wodurch beim Gebrauch eine hohe Festigkeit (Umformfestigkeit) für Endprodukte bereitgestellt wird. Wenn der Mg-Gehalt weniger als 0,6 % beträgt, wird das Ausmaß der Kalthärtung vermindert und bei der künstlichen Alterung kann keine hohe Festigkeit von 315 N/mm² oder höher bei σ_0,2 erhalten werden. Wenn der Mg-Gehalt ande rerseits mehr als 1,6 % beträgt, ist die Festigkeit (Umformfestigkeit) zu hoch, so dass die Schmiedbarkeit beeinträchtigt wird und die Volumenfraktion der gesamten Bestandteilsphasen-Teilchen (Mg₂Si-Intermetallverbindungen) kann nicht auf weniger als 1,5 %, vorzugsweise weniger als 1,0 % pro Einheitsfläche verringert werden, was die Zähigkeit verringert, und eine hohe Zähigkeit kann nicht erreicht werden. Demgemäß ist der Mg-Gehalt so festgelegt, dass er im Bereich von 0,6 bis 1,6 % liegt.
Si: 0,6 bis 1,8
Si ist ein essentielles Element, das bei der künstlichen Alterung zusammen mit Mg als Mg₂Si abgeschieden wird, wodurch beim Gebrauch eine hohe Festigkeit (Umformfestigkeit) für Endprodukte bereitgestellt wird. Wenn der Si-Gehalt weniger als 0,6 % beträgt, kann keine ausreichende Festigkeit erhalten werden und eine hohe Festigkeit von 315 N/mm² oder höher bei σ_0,2 kann nicht erhalten werden. Wenn der Si-Gehalt andererseits mehr als 1,8 beträgt, wird das Si beim Gießen und Härten in Form grober Teilchen von elementarem Si abgeschieden, so dass die Zähigkeit verringert wird, wie es vorstehend beschrieben worden ist. Ferner kann die Volumenfraktion der gesamten Bestandteilsphasen-Teilchen (Intermetallverbindungen der Mg₂Si- und Al-Fe-Si-(Mn, Cr, Zr)-Reihe) nicht auf 1,5 % oder weniger, vorzugsweise 1,0 % oder weniger pro Einheitsfläche verringert werden, und es kann keine hohe Zähigkeit erhalten werden. Darüber hinaus behindert dieser hohe Si-Gehalt auch die Formbarkeit und führt z.B. zu einer Verringerung der Dehnung. Demgemäß ist der Si-Gehalt so festgelegt, dass er im Bereich von 0,6 bis 1,8 % liegt.
Cu: 0,05 bis 1,0 %
Cu wird in Form einer Mischphase zusammen mit Mg und Al abgeschieden, wodurch es zur Verbesserung der Matrixfestigkeit beiträgt, und es weist auch einen Effekt bei der Alterungsbehandlung dahingehend auf, dass es als Impfmaterial für die Abscheidung anderer Legierungselemente wirkt, Abscheidungen einheitlich verteilt und die Aushärtung der Endprodukte beträchtlich beschleunigt. Wenn der Cu-Gehalt weniger als 0,05 % beträgt, können derartige Effekte nicht erreicht werden. Wenn der Cu-Gehalt andererseits mehr als 1,0 % beträgt, werden diese Effekte gesättigt und die Zähigkeit und die Heißschmiedbarkeit werden verschlechtert. Wenn der Cu-Gehalt ferner mehr als 0,3 % beträgt, besteht die Tendenz zu einer Verringerung der Korrosionsbeständigkeit, so dass der Cu-Gehalt im Hinblick auf die Korrosionsbeständigkeit vorzugsweise 0,3 % oder weniger beträgt. Demgemäß ist der Cu-Gehalt so festgelegt, dass er im Bereich von 0,05 bis 1,0 %, vorzugsweise von 0,05 bis 0,3 % liegt.
Eines oder mehrere von Mn: 0,15 bis 0,6 % und Cr: 0,1 bis 0,2 % in Kombination mit Zr: 0,05 bis 0,2 % Diese Elemente bilden bei der Durchwärmbehandlung und dem anschließenden Heißschmieden dispergierte Teilchen (Dispersionsphase) wie z.B. Al₂₀Cu₂Mn₃, Al₁₂Mg₂Cr oder Al₃Zr. Da solche dispergierten Teilchen einen Effekt zur Behinderung einer Korngrenzenwanderung nach der Rekristallisation aufweisen, können feine Körnchen erhalten werden. Wenn ferner von den vorstehend angegebenen Elementen Zr in einer Mischform mit von Mn und Cr verschiedenen Elementen enthalten ist, scheidet Zr feiner dispergierte Teilchen der Al-Zr-Reihe mit einer Größe von mehreren zehn bis mehreren hundert A ab, die feiner sind als dispergierte Teilchen der Al-Mn-Reihe oder der Al-Cr-Reihe. Wenn es daher zusammen mit Mn, Cr enthalten ist, hat Zr einen signifikanten Effekt zur Hemmung einer Wanderung auf der Korngrenze oder einer Sub-Korngrenze, so dass das Wachstum von Körnchen unterdrückt wird, und es hat einen signifikanten Effekt zur Verbesserung der Zähigkeits- und Verschleißeigenschaften. Wenn diese Elemente andererseits in einer zu großen Menge enthalten sind, besteht während des Schmelzens und Gießens eine Tendenz einer leichten Bildung grober Intermetallverbindungen oder -bestandteile der Al-Fe-Si-(Mn, Cr, Zr)-Reihe, die Ausgangspunkte für eine Zerstörung bilden, so dass eine Verringerung der Zähigkeit verursacht wird. Demgemäß kann die Volumenfraktion der gesamten Bestandteilsphasen-Teilchen (Intermetallverbindungen der Al-Fe-Si-(Mn, Cr, Zr)-Reihe) nicht auf 1,5 % oder weniger, vorzugsweise 1,0 % oder weniger pro Einheitsfläche verringert werden und es kann keine hohe Zähigkeit erhalten werden. Demgemäß ist der Gehalt für diese Elemente so festgelegt, dass er Mn: 0,15 bis 0,6 %, Cr: 0,1 bis 0,2 % und Zr: 0,05 bis 0,2 % beträgt.
Fe: 0,30 % oder weniger
Fe, das als Verunreinigung in der Al-Legierung enthalten ist, bildet Bestandteile aus der Al₇Cu₂Fe-, Al₁₂(Fe, Mn)₃Cu₂-, (Fe, Mn)Al₆-Reihe oder grobe Bestandteile aus der Al-Fe-Si(Mn, Cr, Zr)-Reihe, die das bereits angesprochene Problem verursachen. Derartige Bestandteile verschlechtern die Zähigkeits- und Verschleißeigenschaften, wie es vorstehend beschrieben worden ist. Wenn der Fe-Gehalt 0,3 % und insbesondere 0,25 % übersteigt, kann die Volumenfraktion der gesamten Bestandteilsphasen-Teilchen (Intermetallverbindungen der Mg₂Si- und Al-Fe-Si-(Mn, Cr, Zr)-Reihe) nicht auf 1,5 % oder weniger, vorzugsweise 1,0 oder weniger pro Einheitsfläche verringert werden und eine höhere Festigkeit und eine höhere Zähigkeit, die für Aufhängungsteile in Automobilen erforderlich sind, können nicht erhalten werden. Demgemäß beträgt der Fe-Gehalt vorzugsweise 0,30 % oder weniger und mehr bevorzugt 0,25 % oder weniger.
Wasserstoff: 0,25 cm³/100 g Al oder weniger
Wasserstoff verringert die Zähigkeit beträchtlich und verschlechtert die Beständigkeit gegen eine Schlagzerstörung beträchtlich. Der Effekt der Verschlechterung der Beständigkeit gegen eine Schlagzerstörung ist besonders bei Aufhängungsteilen beträchtlich, die in Automobilen verwendet werden und die eine besonders stark verminderte Wanddicke und erhöhte Festigkeit aufweisen. Demgemäß ist der Wasserstoffgehalt im Bereich von 0,25 cm³/100 g Al oder weniger so niedrig wie möglich festgelegt.
Zn, Ti, B, Be, V
Zn, Ti, B, Be und V sind Elemente, die selektiv jeweils abhängig vom Zweck enthalten sind.
Zn: 0,005 bis 1,0 %
Zn scheidet sich bei der künstlichen Alterung fein und mit hoher Dichte als MgZn₂ ab, so dass eine hohe Festigkeit realisiert wird. Wenn der Zn-Gehalt jedoch weniger als 0,005 beträgt, kann durch die künstliche Alterung keine ausreichende Festigkeit erhalten werden. Wenn der Zn-Gehalt jedoch andererseits mehr als 1,0 % beträgt, verringert sich die Korrosionsbeständigkeit beträchtlich. Demgemäß liegt der Zn-Gehalt vorzugsweise im Bereich von 0,005 bis 1,0 %.
Ti: 0,001 bis 0,1 %
Ti ist ein Element, das zugesetzt wird, um die Körnchen des gegossenen Barrens feiner zu machen und so die Pressformbarkeit zu verbessern. Wenn der Ti-Gehalt jedoch weniger als 0,001 % beträgt, kann der Effekt nicht erhalten werden. Wenn Ti andererseits in einer Menge von mehr als 0,1 % enthalten ist, werden grobe Bestandteile gebildet, so dass die Formbarkeit verringert wird. Demgemäß liegt der Ti-Gehalt vorzugsweise im Bereich von 0,001 bis 0,1 %.
B: 1 bis 300 ppm
B ist wie Ti ein Element, das zugesetzt wird, um die Körnchen des gegossenen Barrens feiner zu machen und so die Pressformbarkeit zu verbessern. Wenn der B-Gehalt jedoch weniger als 1 ppm beträgt, kann der Effekt nicht erhalten werden. Wenn B andererseits in einer Menge von mehr als 300 ppm enthalten ist, werden ebenfalls grobe Bestandteile gebildet, so dass die Formbarkeit verringert wird. Demgemäß liegt der B-Gehalt vorzugsweise im Bereich von 1 bis 300 ppm.
Be: 0,1 bis 100 ppm
Be ist ein Element, das enthalten ist, um zu verhindern, dass die geschmolzene Legierung an der Luft wieder oxidiert wird. Der Effekt kann jedoch nicht erhalten werden, wenn der Be-Gehalt unter 0,1 ppm liegt und andererseits wird die Materialhärte erhöht, wenn der Be-Gehalt mehr als 100 ppm beträgt, wodurch die Formbarkeit verringert wird. Demgemäß liegt der Be-Gehalt vorzugsweise im Bereich von 0,1 bis 100 ppm.
V: 0,15 % oder weniger
V bildet wie Mn, Cr oder Zr während der Durchwärmbehandlung und dem anschließenden Heißschmieden dispergierte Teilchen (Dispersionsphase). Da die dispergierten Teilchen einen Effekt zur Behinderung der Korngrenzenwanderung nach der Rekristallisation aufweisen, können feine Körnchen erhalten werden. Wenn V jedoch in einer großen Menge enthalten ist, besteht die Tendenz, dass während des Schmelzens und Gießens grobe Intermetallverbindungen oder -bestandteile der Al-Fe-Si-V-Reihe gebildet werden, die Ausgangspunkte einer Zerstörung bilden, wodurch die Zähigkeit abgesenkt wird. Demgemäß ist V so festgelegt, dass es dann, wenn es enthalten ist, in einer Menge von 0,15 % oder weniger enthalten ist.
Anschließend wird ein bevorzugtes erfindungsgemäßes Verfahren zur Herstellung von Al-Legierungsschmiedestücken erläutert. Die Herstellung der Al-Legierungsschmiedestücke selbst kann in der vorliegenden Erfindung mit einem gebräuchlichen Verfahren durchgeführt werden. Wenn beispielsweise eine geschmolzene Al-Legierung, die geschmolzen und innerhalb des Bereichs der Al-Legierungsbestandteile eingestellt worden ist, gegossen wird, dann wird sie durch geeignetes Auswählen eines gebräuchlichen Schmelzgießverfahrens wie z.B. eines kontinuierlichen Gießwalzverfahrens, eines halbkontinuierlichen Gießverfahrens (DC-Gießverfahren) oder eines Gießkopf-Gießverfahrens gegossen.
Um die Körnchen des gegossenen Al-Legierungsbarrens feiner zu machen oder die Volumenfraktion der gesamten Bestandteilsphasen-Teilchen (Intermetallverbindungen der Mg₂Si- und Al-Fe-Si-(Mn, Cr, Zr)-Reihe) zu verringern, und um die Zähigkeit der Al-Legierungsschmiedestücke zu verbessern, ist es jedoch erforderlich, dass eine geschmolzene Al- Legierung bei einer Kühlrate von 10°C/s oder höher gegossen wird. Wenn die Kühlrate des gegossenen Barrens weniger als 10°C/s beträgt, werden die Körnchen gröber und der Sekundärdendritarmabstand (DAS) des gegossenen Materials kann nicht auf 30 μm oder weniger vermindert werden. Ferner kann die Volumenfraktion der gesamten Bestandteilsphasen-Teilchen (Intermetallverbindungen der Mg₂Si- und Al-Fe-Si-(Mn, Cr, Zr)-Reihe) nicht auf 1,5 oder weniger, vorzugsweise 1,0 % oder weniger pro Einheitsfläche verringert werden und eine höhere Festigkeit und eine höhere Zähigkeit, die z.B. für Aufhängungsteile zur Verwendung in Automobilen erforderlich sind, können nicht erhalten werden.
Ferner ist es erforderlich, dass die Temperatur zum Durchwärmen des gegossenen Al-Legierungsbarrens (gegossenes Material) im Bereich von 530 bis 600°C liegt. Eine gebräuchliche Durchwärmtemperatur für das gegossene Al-Material dieses Typs liegt bei etwa 470 bis 480°C. In der vorliegenden Erfindung ist eines oder sind mehrere von Mn, Cr und Zr zur Verbesserung der Zähigkeit enthalten und bei der Durchwärmbehandlung werden dispergierte Teilchen (Dispersionsphase) wie z.B. Al₂₀Cu₂Mn₃, Al₁₂Mg₂Cr und Al₃Zr gebildet, so dass feine Körnchen erhalten werden. Ferner ist es zur Verbesserung der hohen Umformfestigkeit und der hohen Zähigkeit der Al-Legierungsschmiedestücke erforderlich, dass die Bestandteile der Mg₂Si-Reihe in dem Schritt der Durchwärmbehandlung sorgfältig in die Form einer festen Lösung gebracht werden.
Zu diesem Zweck ist eine Durchwärmbehandlung bei einer hohen Temperatur von 530 bis 600°C erforderlich und bei einer Durchwärmtemperatur von weniger als 530°C ist die Anzahl der dispergierten Teilchen unzureichend und die Korngröße ist vergrößert. Darüber hinaus ist auch der Anteil der festen Lösung der Bestandteile der Mg₂Si-Reihe unzureichend und es ist unmöglich, die Volumenfraktion der gesamten Bestandteilsphasen-Teilchen (Intermetallverbindungen der Mg₂Si- und Al-Fe-Si-(Mn, Cr, Zr)-Reihe) auf 1,5 % oder weniger, vorzugsweise 1,0 % oder weniger pro Einheitsfläche zu verringern, so dass es unmöglich ist, eine höhere Festigkeit und eine höhere Zähigkeit und insbesondere eine hohe Zähigkeit bei einem Schlagzähigkeitswert nach Charpy von 20 J/cm² oder mehr mit einer hohen Festigkeit von 315 N/mm² oder mehr bei σ_0,2 zu erhalten, die z.B. für Aufhängungsteile zur Verwendung in Automobilen erforderlich sind. Wenn die Durchwärmtemperatur andererseits 600°C übersteigt, bleibt dieser Effekt unverändert und es entsteht vielmehr ein Problem wie z.B. ein Schmelzverlust des gegossenen Al-Legierungsbarrens (gegossenes Material).
Nach der Durchwärmbehandlung wird das Material durch mechanisches Schmieden oder hydraulisches Druckschmieden zu Al-Legierungsschmiedestücken in Form eines feineren Produkts heißgeschmiedet (das annähernd die Nennform aufweist). Dann werden nach dem Schmieden ein Anlassen wie z.B. eine T6-Behandlung (Härtung nach der Bildung einer festen Lösung) und eine Alterungsbehandlung durchgeführt, um die erforderliche Festigkeit und Zähigkeit nach dem Schmieden zu erhalten.
Ferner kann das gegossene Al-Legierungsmaterial zur Beseitigung der Gussstruktur, die in den Al-Legierungsschmiedestücken verblieben ist, und zur weiteren Verbesserung der Festigkeit und der Zähigkeit nach dem Durchwärmen und anschließendem Strangpressen geschmiedet werden.
Nachstehend werden Beispiele der vorliegenden Erfindung erläutert. Al-Legierungsbarren, die in der Tabelle 1 gezeigt sind (Al-Legierungsschmiedestücke: Jeweils ein Rundstab mit einem Durchmesser von 68 mm und einer Länge von 580 mm) wurden geschmolzen und mit dem in den Tabellen 2 und 3 gezeigten Gießverfahren (DC-Gießverfahren, Gießkopf-Gießverfahren) mit einer in den Tabellen 2 und 3 gezeigten Kühlrate (°C/s) gegossen und bei den in der Tabelle 2 gezeigten Temperaturen jeweils 8 Stunden einer Durchwärmbehandlung unterworfen und dann durch mechanisches Schmieden bei den in den Tabellen 2 und 3 gezeigten Schmiedeverhältnissen in Form von Automobil-Aufhängungsteilen heißgeschmiedet, so dass Al-Legierungsschmiedestücke 1 mit der in der 1 gezeigten Form hergestellt wurden. Dann wurden die Al-Legierungsschmiedestücke nach deren Solubilisierung unter Verwendung eines Nitrierofens bei 560°C für 1 Stunde mit Wasser gekühlt (Wasserhärtung) und dann 5 Stunden einer Alterungsbehandlung bei 180°C unterworfen. Der in der Tabelle 3 gezeigte erfindungsgemäße gegossene Barren Nr. 5 wurde durchgewärmt und dann mit einem Extrusionsverhältnis von 6 stranggepresst und heißgeschmiedet.
Anschließend wurden von den gegossenen Al-Legierungsbarren bzw. den Al-Legierungsschmiedestücken Prüfkörper entnommen und die Strukturen der gegossenen Barren und der Al-Legierungsschmiedestücke 1 wurden im Querschnitt entlang der Dicke unter Verwendung eines Rasterelektronenmikroskops (SEM) bei 800-facher Vergrößerung und einer Anzahl von Sichtfeldern (Messpunkten) des Prüfkörpers von 10 betrachtet und einer Bildanalyse unterworfen, um die Volumenfraktion der gesamten Bestandteilsphasen-Teilchen (Intermetallverbindungen der Mg₂Si- und Al-Fe-Si-(Mn, Cr, Zr)-Reihe) pro Einheitsfläche (0,0127 mm²) (Durchschnitt für jedes der Sichtfelder) zu bestimmen. Ferner wurde der Sekundärdendritarmabstand (DAS, μm) in den gegossenen Al-Legierungsbarren ebenfalls aus einer Mikrostrukturphotographie der gegossenen Barren gemäß dem Schnittpunktverfahren bestimmt, wie es in „Method of Measuring Aluminum Dendrite Arm Spacing and Cooling Rate" (Research Committee of Light Metal Association, 1988, 8) beschrieben ist. Die Ergebnisse sind in den Tabellen 2 und 3 gezeigt.
Ferner wurden die mechanischen Eigenschaften der von den Al-Legierungsschmiedestücken 1 entnommenen Prüfkörper gemessen, wie z.B. die Zugfestigkeit (σ_S, N/mm²), die Umformfestigkeit (σ_0,2, N/mm²), die Dehnung (δ, %) und die Zähigkeit = Schlagzähigkeitswert nach Charpy (J/cm²). Bei der Messung wurden die Prüfkörper zur Untersuchung der Streuung der mechanischen Eigenschaften zwischen jedem der Abschnitte der Al-Legierungsschmiedestücke 1 aufgrund des Unterschieds beim Schmiedeverhältnis aus dem Abschnitt T₁, bei dem das Schmiedeverhältnis am größten ist, und aus dem Abschnitt T₂ entnommen, bei dem das Schmiedeverhältnis am kleinsten ist. Das Schmiedeverhältnis wurde als Verringerungsverhältnis der Querschnittsfläche berechnet. Dann wurde auch der Durchschnitt der mechanischen Eigenschaften in diesen Abschnitten gemessen, um die durchschnittlichen mechanischen Eigenschaften bezüglich der gesamten Al-Legierungsschmiedestücke 1 zu bestimmen. Die Ergebnisse sind ebenfalls in den Tabellen 2 und 3 gezeigt.
Wie es aus der Tabelle 2 ersichtlich ist, sind bei den erfindungsgemäßen Beispielen Nr. 1 und 5, bei denen jeweils die Al-Legierung Nr. 1 in der Tabelle 1 mit einer chemischen Bestandteilszusammensetzung innerhalb des Bereichs der vorliegenden Erfindung, z.B. dahingehend, dass der Fe-Gehalt auf 0,30 % oder weniger und der Wasserstoffgehalt auf einen niedrigen Wert von 0,25 cm³/100 g Al oder weniger beschränkt sind, verwendet wird, und bei denen die Gießkühlrate und die Durchwärmtemperatur dem erfindungsgemäßen Herstellungsverfahren entsprechen, eine hohe Festigkeit und eine hohe Zähigkeit selbst an dem Abschnitt T₂, bei dem das Schmiedeverhältnis einen kleinsten Wert von 50 % hat, sowie durchschnittliche mechanische Eigenschaften der gesamten Al-Legierungsschmiedestücke sichergestellt, insbesondere eine Umformfestigkeit (σ_0,2) von 350 N/mm² und eine durchschnittliche Zähigkeit von 30 J/cm² oder mehr. Die Strukturen der Al-Legierungsschmiedestücke der Beispiele waren derart, dass Bestandteile 3 der Al-Fe-Si(Mn, Cr, Zr)-Reihe mit einem Abstand zwischen diesen fein dispergiert waren, wie es in der 1A gezeigt ist.
In den in der Tabelle 2 gezeigten erfindungsgemäßen Beispielen wurde im Beispiel Nr. 2 eine relativ niedrige Gießkühlrate eingesetzt und dieses Beispiel zeigt verglichen mit den Beispielen Nr. 1 und 5 einen relativ erhöhten Sekundärdendritarmabstand (DAS). Ferner war die Durchwärmtemperatur im Beispiel Nr. 4 relativ niedrig, dispergierte Teilchen wie z.B. Mn, Cr und Zr wurden weniger gebildet und die Körnchen sind relativ grob. Ferner wurde im Beispiel Nr. 3 die in der Tabelle 1 gezeigte Al-Legierung Nr. 2 verwendet, die relativ große Mengen an Si, Fe und Mg enthielt und bei der die Volumenfraktion der gesamten Bestandteils phasen-Teilchen (Intermetallverbindungen der Mg₂Si- und Al-Fe-Si-(Mn, Cr, Zr)-Reihe) relativ hoch ist. Als Folge davon werden bei den vorstehend beschriebenen Beispielen durchschnittliche mechanische Eigenschaften der gesamten Al-Legierungsschmiedestücke sichergestellt, insbesondere eine durchschnittliche Umformfestigkeit (σ_0,2) von 315 N/mm² und ein durchschnittlicher Zähigkeitswert von 20 J/cm² oder mehr, jedoch waren die Festigkeit und die Zähigkeit am Abschnitt T₂, bei dem das Schmiedeverhältnis einen kleinsten Wert von 50 % hat, im Vergleich zu den Beispielen Nr. 1 und 5 schlechter.
Ferner ergibt sich aus dem Vergleich zwischen dem Beispiel Nr. 1, das Zr zusammen mit Mn und Cr enthält, und dem Beispiel Nr. 6, das im Wesentlichen die gleiche Zusammensetzung aufweist, jedoch kein Zr enthält, dass das Beispiel Nr. 1 einen höheren Zähigkeitswert aufweist. Aus diesem Ergebnis ist ersichtlich, dass Zr einen hervorragenden Effekt zur Verbesserung der Zähigkeit aufweist.
Andererseits ist aus der Tabelle 3 ersichtlich, dass das Vergleichsbeispiel Nr. 7, bei dem die Al-Legierung Nr. 3 in der Tabelle 1 verwendet wurde, die einen Fe-Gehalt über dem erfindungsgemäßen Bereich aufwies, insbesondere eine Volumenfraktion der gesamten Bestandteilsphasen-Teilchen (Intermetallverbindungen der Mg₂Si- und Al-Fe-Si-(Mn, Cr, Zr)-Reihe) aufweist, die außerhalb des erfindungsgemäßen Bereichs liegt. Ferner weist das Vergleichsbeispiel Nr. 8, bei dem eine Gießkühlrate eingesetzt wird, die unter der Gießkühlrate im erfindungsgemäßen Herstellungsverfahren liegt, einen Sekundärdendritarmabstand (DAS) auf, der außerhalb des Bereichs der vorliegenden Erfindung liegt. Ferner ist die Durchwärmtemperatur im Vergleichsbeispiel 9 niedriger als in dem erfindungsgemäßen Herstellungsverfahren, dispergierte Teilchen wie z.B. Mn, Cr und Zr werden weniger gebildet und die Körnchen sind relativ grob.
Demgemäß sind in jedem der Vergleichsbeispiele die Festigkeit und die Zähigkeit insbesondere an dem Abschnitt T₂ niedrig, bei dem das Schmiedeverhältnis einen kleinsten Wert von 50 % aufweist, und die durchschnittlichen mechanischen Eigenschaften für die gesamten Al-Legierungsschmiedestücke 1 umfassen z.B. eine Umformfestigkeit (σ_0,2) von 315 N/mm² oder weniger und einen durchschnittlichen Zähigkeitswert von 20 J/cm² oder weniger. Ferner zeigt auch das Vergleichsbeispiel Nr. 10, bei dem die Al-Legierung Nr. 5 in der Tabelle 1 verwendet wird, bei welcher der Wasserstoffgehalt den erfindungsgemäßen Bereich übersteigt, wie die anderen Vergleichsbeispiele für die gesamten Al-Legierungsschmiedestücke sehr schlechte mechanische Eigenschaften, wie z.B. eine Umformfestigkeit (σ_0,2) von 315 N/mm² oder weniger und einen durchschnittlichen Zähigkeitswert von 20 J/cm² oder weniger.
Ferner hatten die Bestandteile der Al-Fe-Si-(Mn, Cr, Zr)-Reihe des Vergleichsbeispiels Nr. 7 eine Form, bei der die Bestandteile in der Längsrichtung miteinander verkettet sind, wie es in der 1B gezeigt ist.
Aus den vorstehenden Beispielen ist ersichtlich, dass Aluminiumlegierungsschmiedestücke, die eine hohe Festigkeit und eine hohe Zähigkeit und als Ganzes eine Umformfestigkeit bei σ_0,2 von 315 N/mm² oder mehr und eine Schlagzähigkeit von 20 J/cm² oder mehr aufweisen, für Schmiedestücke mit unterschiedlicher Form, wie z.B. Strukturmaterialien und Aufhängungsteile, wie z.B. Gelenke, obere und untere Querlenker für Beförderungsmaschinen, wie z.B. Automobile und Fahrzeuge, selbst dann erhalten werden können, wenn das Schmiedeverhältnis abhängig von den Abschnitten der Teile durch Heißschmieden verringert ist. Demgemäß sind die kritischen Werte für jede der Bedingungen für die Aluminiumlegierungsschmiedestücke und die Aluminiumlegierungsmaterialien für die Herstellung sowie für die Herstellungsverfahren für die Aluminiumlegierungsschmiedestücke der vorliegenden Erfindung festgelegt.
Tabelle 1

Claims

Aluminiumlegierungsschmiedestück, umfassend Mg: 0,6 – 1,6% (Masse%, hier und nachfolgend), Si: 0,6 – 1,8%, Cu: 0,05 – 1,0%, Fe: 0,30% oder weniger, eines oder mehrere von Mn: 0,15 – 0,6% und Cr: 0,1 – 0,2%, Zr: 0,05 – 0,2%, Wasserstoff: 0,25 cm³/100 g Al oder weniger und gegebenenfalls Zn: 0,005 – 1,0%, Ti: 0,001 – 0,1%, B: 1 – 300 ppm, V: 0,15% oder weniger, Be: 0,1 – 100 ppm und ein Rest von Al und unvermeidbare Verunreinigungen, wobei eine Volumenfraktion der gesamten Bestandteilsphasen-Teilchen (Intermetallverbindungen der Mg₂Si und Al-Fe-Si-(Mn, Cr, Zr) Reihen) in dem Aluminiumlegierungsschmiedestück 1,5% oder weniger, pro Einheitsfläche, beträgt.
Aluminiumlegierungsschmiedestück, wie in Anspruch 1 definiert, wobei die Volumenfraktion der gesamten Bestandteilsphasen-Teilchen (Intermetallverbindungen der Mg₂Si und Al-Fe-Si-(Mn, Cr, Zr) Reihen), pro Einheitsfläche, 1,0% oder weniger beträgt.
Aluminiumlegierungsschmiedestück, wie in Anspruch 1 oder 2 definiert, wobei Fe auf 0,25% oder weniger beschränkt ist.
Aluminiumlegierungsschmiedestück, wie in einem oder mehreren der Ansprüche 1 bis 3 definiert, wobei der Mittelwert der Umformfestigkeit (σ_0,2) 350 N/mm² oder mehr und der Mittelwert für den Schlagzähigkeitswert nach Charpy 30 J/cm² oder mehr beträgt.
Aluminiumlegierungsschmiedestück, wie in einem oder mehreren der Ansprü che 1 bis 4 definiert, wobei das Aluminiumlegierungsschmiedestück einen Anteil mit dem Heißschmiedeverhältnis von 75% oder weniger aufweist.
Verfahren zur Herstellung eines Aluminiumlegierungsschmiedestücks, wobei eine Aluminiumlegierung, die Mg: 0,6 – 1,6%, Si: 0,6 – 1,8%, Cu: 0,05 – 1,0%, Fe: 0,30% oder weniger, eines oder mehrere von Mn: 0,15 – 0,6% und Cr: 0,1 – 0,2%, Zr: 0,05 – 0,2%, Wasserstoff: 0,25 cm³/100 g Al oder weniger und gegebenenfalls Zn: 0,005 – 1,0%, Ti: 0,001 – 0,1 %, B: 1 – 300 ppm, V: 0,15% oder weniger, Be: 0,1 – 100 ppm und ein Rest von Al und unvermeidbare Verunreinigungen umfaßt, bei einer Kühlrate von 10°C/s oder höher gegossen wird, um einen gegossenen Aluminiumlegierungsbarren zu bilden, der gegossene Aluminiumlegierungsbarren einer Einweichwärmebehandlung bei einer Temperatur von 530 – 600°C unterzogen wird und der gegossene Aluminiumlegierungsbarren anschließend heißgeschmiedet wird.
Verfahren, wie in Anspruch 6 definiert, wobei der Sekundärdendritarmabstand (DAS) des gegossenen Barrens zur Verwendung beim Schmieden 30 μm oder weniger beträgt.
Verfahren, wie in Anspruch 6 oder 7 definiert, wobei der gegossene Barren zur Verwendung beim Schmieden stranggepreßt wird oder nach einem Gießen hergestellt wird.
Aluminiumlegierungsschmiedestück, wie in einem oder mehreren der Ansprüche 1 bis 5 definiert, wobei das gegossene Aluminiumlegierungsmaterial ein Teil zur Verwendung in Beförderungsmaschinen ist.
Aluminiumlegierungsschmiedestück, wie in einem oder mehreren der Ansprüche 1 bis 5 definiert, wobei das gegossene Aluminiumlegierungsmaterial zur Verwendung in Aufhängungsteilen von Automobilen ist.