EP0554808B1 - Verfahren zur Herstellung von Formteilen aus Metallegierungen - Google Patents

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EP0554808B1
EP0554808B1 EP93101454A EP93101454A EP0554808B1 EP 0554808 B1 EP0554808 B1 EP 0554808B1 EP 93101454 A EP93101454 A EP 93101454A EP 93101454 A EP93101454 A EP 93101454A EP 0554808 B1 EP0554808 B1 EP 0554808B1
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EP
European Patent Office
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grain
process according
solidus
temperature
line
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EP93101454A
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EP0554808A1 (de
Inventor
Gang Dr.-Ing. Wan
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Efu Gesellschaft fur Ur-/umformtechnik Mbh
Original Assignee
Efu Gesellschaft fur Ur-/umformtechnik Mbh
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    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B22—CASTING; POWDER METALLURGY
    • B22D—CASTING OF METALS; CASTING OF OTHER SUBSTANCES BY THE SAME PROCESSES OR DEVICES
    • B22D1/00—Treatment of fused masses in the ladle or the supply runners before casting
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C1/00—Making non-ferrous alloys
    • C22C1/12—Making non-ferrous alloys by processing in a semi-solid state, e.g. holding the alloy in the solid-liquid phase

Definitions

  • the invention relates to a process for the production of moldings from metal alloys with the addition of a grain refining agent, for which the dependence of the grain refinement on the amount of the grain refining agent added is shown in a diagram of a diagram known for individual alloys and grain refining agents, in which the grain size is in .mu.m above the Addition of grain refining agent is applied in percent by weight and which has a strongly sloping first branch and an asymptotic second branch running against an end value of the grain size, in which the metal alloys are brought into a molten state and cast into geometrically simple shapes using conventional casting processes and then, by heating to a temperature between the Solidus and Liquidus lines, a thixotropic slip consisting of a solid-liquid mixture of rounded primary particles homogeneously distributed in a melt matrix is formed, which is fed to a molding system after a holding time.
  • the shaping in the semi-solid state is characterized as a method with energy saving potential.
  • a key advantage is the low casting temperature, which means that the rollers, molds etc. of subsequent molding systems are exposed to less thermal stress.
  • the material also solidifies much faster due to the proportionally lower solidification heat and forms fewer cavities, since the slurry is partially solidified and has a smaller volume jump during further solidification.
  • a thixotropic slip as a special raw material that consists of a primary and a low-melting matrix phase.
  • this primary material is heated to a temperature between solidus and liquidus, hereinafter referred to as the processing temperature.
  • the matrix melts first, while the solid phase is dispersed in the form of rounded fine particles in the matrix.
  • This slip is then used for shaping and then further processing System, hereinafter molding system, for example a die casting machine or a forging press, fed and brought into a final shape due to the thixotropic properties of the slip.
  • the primary material is referred to below as the rheo primary material.
  • the aim is to produce primary particles that are as fine and spherical as possible in the slip, because the slip with fine particles not only has a high fluidity but also leads to a better surface quality.
  • the required fineness of the particles is mainly determined by the shaping process, component geometry and quality . There is no quantitative information about this.
  • the grain refinement also depends on the amount of grain refining agent added, which can be represented in a curve of a diagram. It is known for the individual alloys and the usual grain refining agents and is available in diagrams. As already mentioned at the beginning, these have a strongly sloping first branch, in which an increase in the addition of grain refinement thus results in a large reduction in the grain size, and a second branch, which runs asymptotically against an end value of the grain size, in which an increase in the addition of grain refinement therefore practically no reduction the grain size causes more, see e.g. B. Sigworth / Guzowski "Grain Refining of Hypoeutectic Al-Si Alloys" in AFS Transactions 85-172, pages 907-912. The addition of grain refining agent in this area of the second, asymptotic branch is therefore no longer useful for reducing the grain size.
  • Group 1 procedures are characterized by forced convection during solidification.
  • the usually dendritic crystallizing primary phases are wholly or partly broken into rounded solid particles which are in the melt. After it has solidified, a rheo pre-material is produced which is suitable for processing in the semi-solid state.
  • SIMA Strain Induced Melt Activated
  • the conventionally cast metal alloys are cold-formed, for example by stretching, rolling or upsetting.
  • the cold-formed primary material is transferred to the slip during the subsequent heating at a temperature between solidus and liquidus before further processing.
  • additional hot working is required before cold working, for example by extrusion.
  • the particle size that can be achieved is 30 ⁇ m, [EP 0090253].
  • Group 3 processes make use of a special heat treatment.
  • a conventionally cast alloy is heated to a temperature between solidus and liquidus, isothermally kept at the temperature for a few minutes to a few hours and then sent for further processing.
  • Achieving rounded solid particles for Al alloys takes several hours.
  • the particle size is between 100 and 400 ⁇ m.
  • Electromagnetic stirring for the production of the rheo pre-material has found industrial use, but the low energy efficiency can be regarded as a serious disadvantage. Part of the electromagnetic energy introduced is lost as electricity heat loss and leads to undesired heating. The power loss increases with increasing frequency, decreasing number of poles and decreasing mold conductivity. In addition, the structure is not homogeneous over the entire volume.
  • the heat treatment process requires such long-term annealing at a temperature between solidus and liquidus that technical problems arise and the economic viability of the process is questioned.
  • the strong oxidation of the slip during heating is very difficult or only with great technical effort, e.g. by heating in a vacuum chamber under vacuum or protective gas.
  • the resulting structure is so coarse that it can have a negative effect both on the fluidity during further processing, in particular when filling the mold at thin-walled locations on the component, and on the mechanical properties.
  • the object of the present invention is to eliminate the disadvantages of the previous methods in a method of the type mentioned at the outset and to provide an economical method for the production of rheovor material with a fine-grained and homogeneous structure on the basis of a sophisticated technology.
  • This object is achieved according to the invention in a method of the type mentioned at the outset in that an increased amount of grain refining agent is added to the metal alloys in the molten state compared to the known grain refinement in the region of the steeply falling first branch, which is selected as a value on the second branch of the curve which is in a range in which the grain refinement effect ⁇ D2 / ⁇ C2 (change in grain size / change in the addition quantity) is less than 1/20 of the amount of the mean slope ⁇ D1 / ⁇ C1 in the first branch of the curve, that the metal alloys then become one any temperature below the Solidus line are cooled and then heated to a holding temperature between the Solidus and Liquidus lines and held for a holding time of less than 15 minutes.
  • the preliminary material formed with an increased amount of grain refining agents differs from the conventional rheo pre-materials in that it shows a dendritic structure before further processing. Only when they are reheated to a temperature between the solidus and liquidus lines do the dendrites turn into isolated rounded spherical particles. The time required to round off the particles is a few seconds to minutes, depending on the alloys and grain fineness.
  • the slip formed from the rheoforming material according to the invention can then be fed directly to a shaping plant and brought into a final shape.
  • the process according to the invention can be carried out in such a way that the increased amount of grain refining agent lies in a range in which the grain refining effect ⁇ D2 / ⁇ C2 (change in the grain size / change in the addition quantity) is less than 1/50 of the amount of the mean gradient ⁇ D1 / ⁇ C1 in the first Branch of the curve is.
  • the process according to the invention can be carried out for the production of molded parts made of copper alloys in such a way that the elements which form a peritectic with aluminum are used alone or in combination as the grain refining agent.
  • the process according to the invention can be carried out in such a way that Ti, B, Nb are used alone or in combination as grain refinement agents.
  • the inventive method can be carried out so that Ti is used together with C.
  • the process according to the invention can be carried out by using Zr alone or in combination with B as the grain refining agent.
  • the process according to the invention can be carried out in such a way that in the case of an aluminum alloy with 0 to 9% by weight Si, 0 to 5% by weight Cu, 0 to 5% by weight Zn and 0 to 3% by weight Mg as grain refining agents Ti and B with a total proportion of 0.05 to 0.6% by weight can be used.
  • the process according to the invention can be carried out in such a way that an aluminum alloy AlSi7Mg is melted and degassed and that a Ti content of 0,2 0.25% is set in the melt, the aluminum alloy is reheated and kept between solidus and liquidus line for 5 minutes.
  • the process according to the invention can be carried out in such a way that an aluminum wrought alloy AlMg1SiCu is melted and degassed and that a Ti content of 0,0 0.025% is set in the melt, the aluminum alloy is reheated and held between solidus and liquidus line for 5 minutes.
  • the process according to the invention can be carried out such that Zr and / or B and P as deoxidizing agents as grain refining agents be used.
  • the process according to the invention can be carried out by additionally adding Mg for desulfurization.
  • the process according to the invention can be carried out in such a way that in the case of a copper alloy with 0 to 30% by weight of Zn and 0 to 20% by weight of Sn as grain refining agent Zr and / or B with a total proportion of 0.05 to 1.0% by weight and P can be used.
  • the process according to the invention can be carried out in such a way that a copper alloy CuSn12 is melted and deoxidized, then adjusted to a Zr content of ⁇ 0.05% and then kept at a temperature between the Liqidus and Solidus lines for one minute.
  • the process according to the invention can be carried out in such a way that the temperature of the alloy is kept isothermal between the solidus and liquidus lines.
  • the method according to the invention can be carried out in such a way that the temperature of the alloy is stepped between the solidus and liquidus lines.
  • the process according to the invention can be carried out in such a way that the metal alloys provided with grain refining agent in the molten state are cast in precisely metered amounts in a metal mold cooled by a cooling medium in a quantity required for the shaping.
  • the method according to the invention can be carried out in such a way that the metal alloys between the solidus and liquidus lines are heated to a temperature above the holding temperature, the total duration within the solidus-liquidus range being 1 to 15 minutes.
  • the selection of the quantity of grain refining agent added uses a diagram known for the respective alloy and the associated grain refining agent, as is typically shown in FIG. 2.
  • the grain is refined in the area of the steeply falling branch of the curve in this diagram.
  • increasing the amount of the grain refining agent has a great effect on reducing the grain size.
  • the curve has a second branch, which approaches an end value of the grain size asymptotically.
  • the increase in The addition of the grain refining agent does not result in a noticeable reduction in the grain size.
  • the amounts of grain refining agent used according to the invention lie in the region of this second branch of the curve.
  • the cast cylinders were then heated in an induction system to a temperature of approximately 578 ° C. and held at this temperature for different lengths of time and then quenched. During the holding it was observed that at a Ti content below 0.18% the melt emerged from the cylinder and collected on the cylinder bottom. The cylinder was difficult to pierce with a 10 mm diameter graphite rod. Cracks were also found. In contrast, no melt escaped above 0.19% Ti and the cylinder is easily pierced with the graphite rod.
  • Figure 3b shows the structure with a Ti content of 0.01% after a holding time of 14 minutes.
  • Figure 3d shows the structure with a Ti content of 0.19% and a holding time of 10 minutes.
  • Isolated fine but not rounded primary particles were found between 0.19 and 0.25% Ti, the form factor decreasing with increasing Ti content. Isolated rounded primary particles were obtained within a holding time of 5 minutes above 0.25% Ti (Fig. 3f). The structure was homogeneous over the entire volume. The mean diameter of the rounded particles was 110 ⁇ m after 5 minutes of isothermal annealing. Extending the hold time resulted in an increase in the mean diameter and a decrease in the shape factor of the rounded particles. Refining with Sr only affected the eutectic and not the formation of the primary phase.
  • Figure 4 shows the structure according to this example, whereby in Figure 4a with 0.26%, in Figure 4b with 0.34% and in Figure 4c with 0.50% titanium.
  • the average diameter of the rounded particles was 95 ⁇ m.
  • Figure 5 shows the structure according to this example, with images arranged next to each other showing the structure with the same Ti content, but on the left before reheating and on the right after reheating.
  • the Ti content was 0.01% according to Figures 5a and 5b, 0.15% according to Figures 5c and 5d and 0.36% according to Figures 5e and 5f.
  • the samples were quenched at 572 ° C.
  • the average diameter of the rounded particles was 100 ⁇ m.
  • Example 2 An aluminum wrought alloy AlZn6Mg2Cu with 6% Zn, 2% Mg and 1% Cu was melted as in Example 1 and grain-refined both in an oven and in a trough by the addition of pre-alloy wire made of AlTi5B.
  • the melt was cast in a vertical continuous caster into strands with a diameter of 100 mm.
  • the strands were then separated into cylinders with a length of 100 mm, which were reheated in an induction system as in Examples 1 and 2. With a holding time of 5 minutes, a minimum content of approx. 0.06% Ti was determined in order to achieve the desired structure.
  • Adjacent images show the structure with the same Ti content, left before reheating and right after reheating.
  • the Ti content was 0.04% according to Fig. 6a, b and 0.09% according to Fig. 6c, d.
  • Reheating was carried out at 610 ° C for 5 minutes. An average diameter of the rounded particles of 50 ⁇ m was achieved.
  • Example 4 The process according to Example 4 was carried out using an aluminum wrought alloy AlMg1SiCu with 0.6-1.2% Mg, 0.7-1.5% Si, 5.0% Cu, 0.4-1.0% Mn and 0.3 - 0.5% Fe carried out. A result similar to Example 4 was achieved. With a given holding time of 5 minutes, a minimum content of 0.025% Ti was determined to achieve the desired structure.
  • the average diameter of the rounded particles was approx. 70 ⁇ m after reheating.
  • a copper alloy CuSn12 was melted at 1020 ° C. in a conventional manner and deoxidized with CuP7 master alloy. The amount added was 1 to 2 kg / t based on the amount of melt.
  • the structure after casting with different Zr content was predominantly dendritic, as shown in Fig. 7a, c, e.
  • the cast cylinders were then heated to a temperature of approximately 900 ° C. in an induction system, kept at the temperature isothermally and quenched at different times. Due to the rapid formation of a thick oxide layer during reheating a short stopping time was necessary in the atmosphere. During the heating it was observed that the melt emerged from the cylinder at a Zr content below 0.03% and collected on the cylinder bottom. The cylinder could not be pierced with a 10 mm diameter graphite rod without forming cracks. In contrast, no melt emerged above 0.04% Zr and the cylinder could be pierced with the graphite rod.
  • the primary phase with a Zr content below 0.04% consisted mainly of long dendrites.
  • Isolated rounded primary particles were obtained within a holding time of 1 minute above 0.05% Zr, as shown in Figure 7f.
  • the structure was homogeneous over the entire volume.
  • the minimum content was 0.05% Zr with a holding time of 1 minute.
  • the average diameter of the rounded particles was 70 ⁇ m.

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Description

  • Die Erfindung betrifft ein Verfahren zur Herstellung von Formteilen aus Metallegierungen unter Zusatz eines Kornfeinungsmittels, für die sich die Abhängigkeit der Kornfeinung von der Menge des zugesetzten Kornfeinungsmittels in einer für einzelne Legierungen und Kornfeinungsmittel bekannten Kurve eines Diagramms darstellt, in dem die Korngröße in um über der Zugabe an Kornfeinungsmittel in Gewichtsprozent aufgetragen ist und welches einen stark abfallenden ersten Ast und einen asymptotisch gegen einen Endwert der Korngröße verlaufenden zweiten Ast aufweist,
    bei dem die Metallegierungen in schmelzflüssigen Zustand gebracht und nach konventionellen Gießverfahren zu geometrisch einfachen Formen vergossen werden
    und dann durch Aufheizen auf eine Temperatur zwischen der Solidus- und der Liquidus-Linie ein aus einem Fest-Flüssig-Gemisch aus abgerundeten, in einer Schmelzematrix homogen verteilten Primärteilchen bestehender thixotroper Schlicker gebildet wird, der nach einer Haltezeit einer Formgebungsanlage zugeführt wird.
  • Die Vorteile von Verfahren zur Herstellung von Formteilen im halbfesten Zustand sind inzwischen bekannt, [Metals Hand-book, 9th.Ed. Vol.15. Casting, S.327]. Die niedrigere Prozeßtemperatur und die rasche Erstarrung bei diesen Verfahren führen einerseits zu besseren Werkstoffeigenschaften und erhöhter Produktivität und andererseits zu reduziertem Energieaufwand.
  • Bei der konventionellen Erstarrung ist aufgrund der sich bildenden dendritischen Struktur die Legierung schon bei einem Festanteil fs=20% steif und zäh. Ein solches teilerstarrtes Material kann nicht homogen ohne Bildung von Rissen oder Segregationserscheinungen geformt werden. Schlicker, die eine primär globulitisch erstarrte Struktur, d.h. eine spezielle, nicht dendritische feste Phase besitzen, können jedoch von bis zu fs=60% Festanteil durch konventionelle Formgebungsverfahren geformt werden. Deswegen eignet sich der teilerstarrte Schlicker gut zur Weiterverarbeitung in der Halbzeug- und Fertigteilherstellung in Kombination mit anderen nachgeschalteten Verfahren.
  • Außerdem zeichnet sich aufgrund des Prozeßablaufs im Erstarrungsintervall die Formgebung im halbfesten Zustand als ein Verfahren mit Energiespar-Potential aus. Einen wesentlichen Vorteil stellt die niedrige Gießtemperatur dar, durch die die Walzen, Formen usw. anschließender Formgebungsanlagen einer geringeren thermischen belastung ausgesetzt sind. Auch erstarrt das Material viel schneller aufgrund der anteilmäßig geringeren Erstarrungswärme und bildet weniger Lunker, da der Schlicker teilerstarrt ist und einen geringeren Volumensprung bei der weiteren Erstarrung aufweist.
  • Die grundlegende Basis für ein solches Verfahren ist die Herstellung eines thixotropen Schlickers als spezielles Vormaterial, das aus einer Primär- und einer niedrig schmelzenden Matrixphase besteht. Bei der Weiterverarbeitung wird dieses Vormaterial auf eine Temperatur zwischen Solidus und Liquidus, nachstehend Verarbeitungstemperatur, aufgeheizt. Dabei schmilzt die Matrix zuerst auf, während die feste Phase in Form von abgerundeten feinen Teilchen in der Schmelzmatrix dispergiert wird. Dieser Schlicker wird dann zur Formgebung anschließend einer weiterverarbeitenden Anlage, nachstehend Formgebungsanlage, z.B. einer Druckgießmaschine oder einer Schmiedepresse, zugeführt und aufgrund der thixotropen Eigenschaften des Schlickers in eine Endform gebracht. Das Vormaterial wird nachstehend als Rheovormaterial bezeichnet.
  • Es wird angestebt, möglichst feine und sphärische Primärteilchen in dem Schlicker zu erzeugen, weil der Schlicker mit feinen Teilchen nicht nur ein hohes Fließvermögen besitzt sondern auch zu einer besseren Oberflächenbeschaffenheit führt Die erforderliche Feinheit der Teilchen wird hauptsächlich durch die Formgebungsverfahren, Bauteilgeometrie und -qualität bestimmt. Eine quantitative Angabe darüber existiert nicht.
  • Die Kornfeinung ist auch von der Menge des zugesetzten Kornfeinungsmittels abhängig, die sich in einer Kurve eines Diagramms darstellen läßt. Sie ist für die einzelnen Legierungen und die üblichen Kornfeinungsmittel bekannt und liegt in Diagrammen vor. Diese weisen, wie anfangs bereits erwähnt, einen stark abfallenden ersten Ast , in dem eine Erhöhung der Kornfeinungsmittelzugabe also eine starke Reduzierung der Korngröße bewirkt und einen asymptotisch gegen einen Endwert der Korngröße verlaufenden zweiten Ast auf, in dem eine Erhöhung der Kornfeinungsmittelzugabe also praktische keine Reduzierung der Korngröße mehr bewirkt, siehe z. B. Sigworth/Guzowski " Grain Refining of Hypoeutectic Al-Si- Alloys" in AFS Transactions 85-172, Seite 907 - 912. Eine Zugabe von Kornfeinungsmittel in diesem Bereich des zweiten, asymptotischen Astes ist also zur Reduzierung der Korngröße nicht mehr sinnvoll.
  • Für die Herstellung des Rheovormaterials mit den erforderlichen Eigenschaften gibt es zur Zeit einige Verfahren, die in drei Gruppen eingeteilt werden können:
  • Die Verfahren der Gruppe 1 sind durch die erzwungene Konvektion während der Erstarrung gekennzeichnet. Durch mechanisches oder elektromagnetisches Rühren werden die üblicherweise dendritisch kristallisierenden Primärphasen ganz oder teilweise zu abgerundeten festen Teilchen zerschlagen, die sich in der Schmelze befinden. Nach deren Erstarrung entsteht ein für Verarbeitung im halbfesten Zustand geeignetes Rheovormaterial.
  • Die Verfahren der Gruppe 2 setzen eine thermomechanische Behandlung ein, die als SIMA-Verfahren (SIMA= Strain Induced Melt Activated) bezeichnet wird. Dabei werden die konventionell vergossenen Metallegierungen kaltverformt, z.B. durch Recken, Walzen oder Stauchen. Das kaltverformte Vormaterial wird bei der anschließenden Erwärmung bei einer Temperatur zwischen Solidus und Liquidus vor der Weiterverarbeitung zum Schlicker überführt. Zur Erzeugung besonders feiner Teilchen ist vor der Kaltverformung eine zusätzliche Warmverformung notwendig, z.B. durch Strangpressen. Die erreichbare Teilchengröße beträgt 30 µm, [EP 0090253].
  • Die Verfahren der Gruppe 3 machen von einer besonderen Wärmebehandlung Gebrauch. Dabei wird eine konventionell vergossene Legierung auf eine Temperatur zwischen Solidus und Liquidus aufgeheizt, bei der Temperatur einige Minuten bis einige Stunden isotherm gehalten und dann der Weiterverarbeitung zugeführt. Die Erreichung abgerundeter fester Teilchen für Al-Legierungen erfordert mehrere Stunden. Die Teilchengröße liegt im Bereich zwischen 100 und 400 µm. Für Al-Legierung beträgt sie ca. 200 µm, [DT 2514355].
  • Die obengenannten drei Verfahrensgruppen zur Herstellung des Rheovormaterials weisen jeweils folgende Nachteile auf:
  • Das Verfahren mit erzwungener Konvektion ist mit erheblichen Anlage- und Energiekosten verbunden. Das mechanische Rühren erfordert die Anwendung eines Rührwerkes, das sowohl thermischen als auch chemischen Belastungen ausgesetzt wird. Dabei entstehen viele verfahrenstechnische Probleme. Obwohl dieses Verfahren als erstes untersucht wurde, ist es bis jetzt nicht industriell eingesetzt worden. Das elektromagnetisches Rühren [DE 3006618] für die Herstellung des Rheovormaterials hat zwar industrielle Anwendung gefunden, aber der geringe energetische Wirkungsgrad ist als gravierender Nachteil anzusehen. Ein Teil der eingebrachten elektromagnetischen Energie geht als Stromwärmeverlust verloren und führt zu unerwünschter Erwärmung. Die Verlustleistung nimmt mit zunehmender Frequenz, abnehmender Polzahl und abnehmender Kokillenleitfähigkeit zu. Außerdem ist das Gefüge nicht über das gesamte Volumen homogen. Es ergibt sich eine Oberflächenschicht, in der die feste Phase dendritisch wächst und während der Wiedererwärmung nicht gleichzeitig wie im Kernbereich zu isolierten abgerundeten Teilchen übergeht. Um diesen Nachteil zu beheben wird entweder die Randschicht abgeschält oder während der Formgebung eine Vorkammer in der Pressform eingebaut [EP 0254437]. Bei der Formgebung wird ein Teil des Vormaterials, überwiegend aus dem Kernbereich, in die Form gepresst, während ein anderer Teil, überwiegend aus der Oberflächenschicht, in der Vorkammer zurückbleibt und später von dem Bauteil entfernt wird. Dadurch wird die Ausnutzung des Materiales geringer.
  • Bei den SIMA-Verfahren muß eben diese zusätzliche Warm- und Kaltverformung durchgeführt werden, was wiederum mit zusätzlichem Kosten- und Energiebedarf verbunden ist. Dieser Nachteil wird noch deutlicher, wenn die Abmessung des Rheovormaterials groß sein soll. Die dafür erforderliche Kraft bei der Kaltverformung macht die Anwendung einer großen Umformanlage notwendig.
  • Das Wärmebehandlungsverfahren erfordert eine derartige Langzeitglühung bei einer Temperatur zwischen Solidus und Liquidus, daß technische Probleme auftauchen und die Wirtschaftlichkeit des Verfahrens in Frage gestellt wird. Vor allem ist die starke Oxidation des Schlickers während der Erwärmung sehr schwer oder nur mit hohem technischem Aufwand, z.B. durch Erwärmung in einer Vakuumkammer unter Vakuum oder Schutzgas, zu vermindern. Außerdem ist das resultierende Gefüge so grob, daß es sich sowohl bei dem Fließvermögen während der Weiterverarbeitung, insbesondere bei der Formfüllung an dünnwandigen Stellen des Bauteils, als auch bei den mechanischen Eigenschaften negativ auswirken kann.
  • Zusammengefaßt kann festgestellt werden, daß alle bisherigen Verfahren zur Herstellung des Rheovormaterials mit sowohl technischen als auch wirtschaftlichen Problemen behaftet sind.
  • Der vorliegenden Erfindung liegt die Aufgabe zugrunde, bei einem Verfahren der eingangs erwähnten Art die Nachteile der bisherigen Verfahren zu beseitigen und ein wirtschaftliches Verfahren für die Herstellung von Rheovormaterial mit feinkörnigem und homogenem Gefüge auf der Basis einer ausgereiften Technik bereitzustellen.
  • Diese Aufgabe wird erfindungsgemäß bei einem Verfahren der eingangs erwähnten Art dadurch gelöst, daß den Metallegierungen in schmelzflüssigem Zustand eine gegenüber der bekannten Kornfeinung im Bereich des stark abfallenden ersten Astes erhöhte Menge an Kornfeinungsmittel zugesetzt wird, die als ein Wert auf dem zweiten Ast der Kurve ausgewählt wird, der in einem Bereich liegt, in dem die Kornfeinungswirkung δD2/δC2 (Änderung der Korngröße / Änderung der Zugabemenge) weniger als 1/20 des Betrages der mittleren Steigung δD1/δC1 im ersten Ast der Kurve ist, daß die Metallegierungen dann zu einer beliebigen Temperatur unter der Solidus-Linie abgekühlt werden und daraufhin auf eine Haltetemperatur zwischen Solidus- und Liquidus-Linie erwärmt werden und dabei über eine Haltezeit von weniger als 15 Minuten gehalten werden..
  • Das dabei gebildete Vormaterial mit einer erhöhten Menge an Kornfeinungsmitteln unterscheidet sich von den konventionellen Rheovormaterialien dadurch, daß es vor der Weiterverarbeitung ein dendritisches Gefüge zeigt. Erst bei der Wiedererwärmung bis auf eine Temperatur zwischen Solidus- und Liquidus-Linie gehen die Dendriten zu isolierten abgerundeten kugeligen Teilchen über. Die für Abrundung der Teilchen erforderliche Zeit beträgt je nach Legierungen und Kornfeinergehalt einige Sekunden bis Minuten. Der aus dem erfindungsgemäßen Rheovormaterial entstehende Schlicker kann anschließend unmittelbar einer Formgebungsanlage zugeführt und in eine Endform gebracht werden.
  • Das erfindungsgemäße Verfahren kann so ausgeführt werden, daß die erhöhte Menge an Kornfeinungsmittel in einem Bereich liegt, in dem die Kornfeinungswirkung δD2/δC2 (Änderung der Korngröße / Änderung der Zugabemenge) weniger als 1/50 des Betrages der mittleren Steigung δD1/δC1 im ersten Ast der Kurve ist.
  • Das erfindungsgemäße Verfahren kann so ausgeführt werden, daß die zuzugebende Menge an Kornfeinungsmittel dadurch präzisiert wird, daß Proben der Metallegierungen im schmelzflüssigen Zustand unterschiedliche Mengen an Kornfeinungsmittel zugesetzt werden, die Metallegierungen dann zu einer beliebigen Temperatur unter der Solidus-Linie abgekühlt und wieder auf eine Haltetemperatur zwischen Solidus- und Liquidus-Linie erwärmt, über eine wählbare Haltezeit von weniger als 15 Minuten auf dieser Temperatur gehalten, danach abgeschreckt werden und das abgeschreckte Gefüge metallographisch untersucht und der Mindestgehalt an Kornfeinungsmitteln festgestellt wird, ab dem die Primärphase überwiegend aus voneinander isolierten abgerundeten Teilchen mit einem Formfaktor FF = ≥ 0,5 bei einem mittleren Korndurchmesser ≤ 150 µm besteht.
  • Das erfindungsgemäße Verfahren kann zur Herstellung von Formteilen aus Kupferlegierungen so ausgeführt werden, daß als Kornfeinungsmittel die mit Aluminium ein Peritektikum bildenden Elemente jeweils allein oder in Kombination verwendet werden.
  • Das erfindungsgemäße Verfahren kann so ausgeführt werden, daß als Kornfeinungsmittel Ti,B,Nb allein oder in Kombination verwendet werden.
  • Das erfindungsgemäße Verfahren kann so ausgeführt werden, daß Ti gemeinsam mit C verwendet wird.
  • Das erfindungsgemäße Verfahren kann so ausgeführt werden, daß als Kornfeinungsmittel Zr allein oder in Verbindung mit B verwendet wird.
  • Das erfindungsgemäße Verfahren kann so ausgeführt werden, daß bei einer Aluminiumlegierung mit 0 bis 9 Gew.% Si, 0 bis 5 Gew.% Cu, 0 bis 5 Gew.% Zn und 0 bis 3 Gew.% Mg als Kornfeinungsmittel Ti und B mit einem Gesamtanteil von 0,05 bis 0,6 Gew.% eingesetzt werden.
  • Das erfindungsgemäße Verfahren kann so ausgeführt werden, daß eine Aluminiumlegierung AlSi7Mg geschmolzen und entgast wird und daß in der Schmelze ein Ti-Gehalt von ≥ 0,25 % eingestellt, die Aluminiumlegierung wiedererwärmt und über 5 min zwischen Solidus und Liquiduslinie gehalten wird.
  • Das erfindungsgemäße Verfahren kann so ausgeführt werden, daß eine Aluminiumknetlegierung AlMg1SiCu geschmolzen und entgast wird und daß in der Schmelze ein Ti-Gehalt von ≥ 0,025 % eingestellt, die Aluminiumlegierung wiedererwärmt und über 5 min zwischen Solidus und Liquiduslinie gehalten wird.
  • Das erfindungsgemäße Verfahren kann so ausgeführt werden, daß als Kornfeinungsmittel Zr und/oder B und P als Desoxidationsmittel verwendet werden.
  • Das erfindungsgemäße Verfahren kann so ausgeführt werden, daß zusätzlich Mg zur Entschwefelung zugegeben wird.
  • Das erfindungsgemäße Verfahren kann so ausgeführt werden, daß bei einer Kupferlegierung mit 0 bis 30 Gew.% Zn und 0 bis 20 Gew.% Sn als Kornfeinungsmittel Zr und/oder B mit einem Gesamtanteil von 0,05 bis 1,0 Gew.% und P eingesetzt werden.
  • Das erfindungsgemäße Verfahren kann so ausgeführt werden, daß eine Kupferlegierung CuSn12 geschmolzen und desoxidiert, dann auf einen Zr-Gehalt von ≥ 0,05 % eingestellt und anschließend über eine Minute auf einer Temperatur zwischen Liqidus- und Soliduslinie gehalten wird.
  • Das erfindungsgemäße Verfahren kann so ausgeführt werden, daß die Temperatur der Legierung isotherm zwischen Solidus- und Liquiduslinie gehalten wird.
  • Das erfindungsgemäße Verfahren kann so ausgeführt werden, daß die Temperatur der Legierung gestuft zwischen Solidus- und Liquiduslinie geführt wird.
  • Das erfindungsgemäße Verfahren kann so ausgeführt werden, daß die im schmelzflüssigen Zustand mit Kornfeinungsmittel versehenen Metallegierungen in einer durch ein Kühlmedium gekühlten Metallkokille in einer für die Formgebung benötigten Menge genau dosiert vergossen werden.
  • Das erfindungsgemäße Verfahren kann so ausgeführt werden, daß die Metallegierungen zwischen Solidus- und Liquidus-Linie auf eine Temperatur über der Haltetemperatur erwärmt werden, wobei die gesamte Dauer innerhalb des Solidus-Liquidus-Bereichs 1 bis 15 Minuten beträgt.
  • Die durch das erfindungsgemäße Verfahren erreichbaren Vorteile bestehen insbesondere darin:
    • 1. Für die Herstellung des Rheovormaterials für die Weiterverarbeitung im halbfesten Zustand können in herkömmlichen Gießereien bestehende Anlagen ohne jede Veränderung genutzt werden.
    • 2. Das erfindungsgemäße Verfahren gibt eine wirtschaftliche und energiesparende Methode zur Herstellung des Rheovormaterials an. Im Vergleich zu anderen Fertigungsverfahren zur Herstellung von metallischen Bauteilen mit höherer Stückzahl, wobei sich das Druckgießen am wirtschaftlichtsten betreiben läßt, ist eine zusätzliche Energieeinsparung durch das erfindungsgemäße Verfahren in Kombination mit Druckgießen zu erzielen. Dies ist dadurch bedingt, daß man das Rheovormaterial nicht über die Liquidus-Temperatur zu erhitzen braucht, wie dies beim konventionellen Druckgießen der Fall ist.
    • 3. Das erfindungsgemäße Verfahren führt auch zu einer Materialeinsparung. Vor der Wiedererwärmung wird dies durch die Kombination mit Kokillengießen erreicht, wobei das Zersägen des Materials zu benötigter Portion entfällt. Bei der Formgebung trägt die genaue Dosierbarkeit, die Homogenität des Rheovormaterials und der dadurch bedingte Wegfall eines großen Anschnitt- oder Speisungssystems zur Materialeinsparung bei.
    • 4. Mit dem erfindungsgemäßen Verfahren läßt sich über den gesamten Blockquerschnitt ein homogenes Gefüge erzielen.
  • Das erfindungsgemäße Verfahren wird nachstehend anhand von Bildern erläutert. Es zeigt:
    • Bild 1:
    eine schematische Darstellung des erfindungsgemäßen Verfahrens.
    Bild 2:
    ein schematisches Diagramm, in dem die Korngröße über der Zugabemenge an Kornfeinungsmittel aufgetragen ist.
    Bild 3:
    AlSi7Mg nach dem Kokillegießen (a,c,e) und Wiedererwärmen (b,d,f) bei einem Ti-Gehalt (%) : a,b=0,01; c,d=019; e,f=0,42 und einer isothermen Haltezeit (Minuten): b=14; d=10; f=5.
    Bild 4:
    AlSi7Mg nach einem nicht isothermen Wiedererwärmen mit einer Haltezeit von 4 Minuten bei einem Ti-Gehalt (%) : a=0,26; b=0,34; c=0,50.
    Bild 5:
    AlSi8Cu3 mit 0,015 % Sr nach dem Kokillegießen (a,c,e) und Wiedererwärmen von 5 Minuten (b,d,f) bei einem Ti-Gehalt (%) : a,b=0,01; c,d=0,15; e,f=0,36.
    Bild 6:
    AlZn6Mg2Cu mit 0,15% Zr nach dem Stranggießen (a,c) und Wiedererwärmen von 5 Minuten (b,d) bei einem Ti-Gehalt (%) : a,b=0,04; c,d=0.09.
    Bild 7:
    CuSn12 nach dem Kokillegießen (a,c,e) und Wiedererwärmen (b,d,f) bei einem Zr-Gehalt (%): a,b=0,02; c,d=0,05; e,f=0,07 und einer isothermen Haltezeit (Minuten): b=10; d=7; f=1.
  • Bei der für das erfindungsgemäße Verfahren entscheidenden Auswahl der Zugabemenge an Kornfeinungsmittel bedient man sich eines für die jeweilige Legierung und die zugehörigen Kornfeinungsmittel bekannten Diagramms, wie es typisch in Bild 2 dargestellt ist. Im Bereich des stark abfallenden Astes der Kurve dieses Diagramms erfolgt die Kornfeinung. Hier hat eine Erhöhung der Menge des Kornfeinungsmittels einen großen Effekt auf die Reduzierung der Korngröße. Die Kurve hat einen zweiten Ast, der sich asymptotisch einem Endwert der Korngröße nähert. Hier führt die Erhöhung der Zugabemenge des Kornfeinungsmittels nicht zu einer nennenswerten Reduzierung der Korngröße.
  • Die erfindungsgemäß eingesetzten Mengen an Kornfeinungsmittel liegen im Bereich dieses zweiten Astes der Kurve.
  • Das erfindungsgemäße Verfahren wird anhand von Beispielen dargestellt:
    • Beispiel 1:
  • Es wurde in üblicher Weise eine Aluminiumgußlegierung AlSi 7Mg bei 680 °C geschmolzen und entgast. Der Schmelze wurde eine Vorlegierung aus 5% Ti + 1% B Rest Al in unterschiedlichen Mengen zugegeben, so daß ein Ti-Gehalt von 0,01 bis 0,5% Ti in der Schmelze vorlag. Die Schmelze wurde mit dem jeweiligen Ti-Gehalt in einer Stahlkokille zu Zylindern mit einem Durchmesser von 50 und 100 mm und einer Länge von 120 mm vergossen. Es ergab sich demnach unabhängig vom Ti-Gehalt ein überwiegend dendritisches Gefüge, wobei bei Bild 3a der Ti-Gehalt 0,01%, bei Bild 3c 0,19% und bei Bild 3e 0,42% betrug.
  • Die gegossenen Zylinder wurden dann in einer Induktionsanlage auf eine Temperatur von etwa 578 °C aufgeheizt und bei dieser Temperatur über verschieden lange Haltezeiten gehalten und danach abgeschreckt. Während des Haltens war zu beobachten, daß bei einem Ti-Gehalt unter 0,18% die Schmelze aus dem Zylinder austrat und sich am Zylinderboden sammelte. Der Zylinder ließ sich mit einem Graphitstab von 10 mm Durchmesser schwer durchstechen. Dabei wurden auch Risse festgestellt. Oberhalb von 0,19% Ti trat dagegen keine Schmelze aus und der Zylinder liegt sich mit dem Graphitstab leicht durchstechen.
  • Nach metallographischer Untersuchung wurde festgestellt, daß die Primärphase bei einem Ti-Gehalt unterhalb von 0,18% überwiegend aus Grobdendriten bestand, selbst wenn der Zylinder bis zu 1 Stunde bei der Temperatur gehalten wurde.
  • Bild 3b zeigt das Gefüge bei einem Ti-Gehalt von 0,01% nach einer Haltezeit von 14 Minuten. Bild 3d zeigt das Gefüge bei Ti-Gehalt von 0,19% bei einer Haltezeit von 10 Minuten.
  • Zwischen 0,19 und 0,25% Ti wurden isolierte feine, jedoch nicht abgerundete Primärteilchen festgestellt, wobei mit steigendem Ti-Gehalt der Formfaktor abnahm. Oberhalb von 0,25% Ti wurden isolierte abgerundete Primärteilchen innerhalb einer Haltezeit von 5 Minuten erhalten (Bild 3f). Das Gefüge war über das gesamte Volumen homogen. Der mittlere Durchmesser der abgerundeten Teilchen betrug 110 µm nach 5minutiger isothermer Glühung. Eine Verlängerung der Haltezeit führte zu einer Zunahme des mittleren Durchmessers und einer Abnahme des Formfaktors der abgerundeten Teilchen. Die Veredlung mit Sr beeinflußte nur das Eutektikum und nicht die Ausbildung der Primärphase.
    • Beispiel 2:
  • Die gleiche Legierung wurde mit einem leicht modifizierten Erwärmungsvorgang behandelt, wobei die Heizleistung der Induktionsanlage so eingestellt wurde, daß die Temperatur zuerst auf 589 °C anstieg und innerhalb von 4 Minuten wieder auf 578 °C abfiel. Bei dieser Temperatur wurden die Proben dann abgeschreckt. Durch anschließende metallographische Untersuchung wurde festgestellt:
    • 1. Der für die Abrundung erforderliche Mindestgehalt an Kornfeinungsmittel (Titan) wurde nicht verändert.
    • 2. Bei gleichen Titan-Gehalt und gleicher Haltezeit waren die Primärteilchen im Vergleich zum isothermen Halten etwas feiner und runder.
    • 3. Zum Erreichen eines bestimmten Formfaktors wurde eine kürzere Haltezeit benötigt.
    • 4. Der Block verlor die Zylinderform bei hohem Flüssiganteil. Dies machte es notwendig, die Erwärmung in einem Tiegel vorzunehmen.
  • Bild 4 zeigt das Gefüge nach diesem Beispiel, wobei in Bild 4a mit 0,26%, in Bild 4b mit 0,34% und in Bild 4c mit 0,50% Titan gearbeitet wurde. Der mittlere Durchmesser der abgerundeten Teilchen betrug 95 µm.
    • Beispiel 3:
  • Mit einer Aluminiumlegierung AlSi8Cu3 (8% Si, 2,7% Cu, 0,6% Mg) wurden die Verfahren nach den Beispielen 1 und 2 durchgeführt. Es wurde ein durchaus ähnliches Ergebnis erzielt. Bei einer vorgegebenen Haltezeit von 5 Minuten wurde ein Mindestgehalt an Ti als Kornfeinungsmittel von 0,18% bestimmt.
  • Bild 5 zeigt das Gefüge nach diesem Beispiel, wobei nebeneinander angeordnete Bilder das Gefüge bei gleichem Ti-Gehalt, aber links vor dem Wiedererwärmen und rechts nach dem Wiedererwärmen wiedergeben. Der Ti-Gehalt betrug nach Bild 5a und 5b 0,01%, nach Bild 5c und 5d 0,15% und nach Bild 5e und 5f 0,36%.
  • Die Proben wurden bei 572 °C abgeschreckt. Der mittlere Durchmesser der abgerundeten Teilchen betrug 100 µm.
    • Beispiel 4:
  • Eine Aluminiumknetlegierung AlZn6Mg2Cu mit 6% Zn, 2% Mg und 1% Cu wurde wie im Beispiel 1 aufgeschmolzen und sowohl in einem Ofen wie auch in einer Rinne durch die Zugabe von Vorlegierungsdraht aus AlTi5B korngefeint. Die Schmelze wurde in einer Vertikalstranggießanlage zu Strängen mit einem Durchmesser von 100 mm vergossen. Die Stränge wurden dann in Zylinder mit einer Länge von 100 mm getrennt, die in einer Induktionsanlage wie im Beispiel 1 und 2 wiedererwärmt wurden. Bei einer Haltezeit von 5 Minuten wurde ein Mindestgehalt von ca. 0,06% Ti zur Erreichung des gewünschten Gefüges bestimmt.
  • Nebeneinanderliegende Bilder zeigen die Gefüge bei gleichem Ti-Gehalt, links vor dem Wiedererwärmen und rechts nach dem Wiedererwärmen. Der Ti-Gehalt betrug nach Bild 6a,b 0,04% und nach den Bild 6c,d 0,09%. Die Wiedererwärmung erfolgte auf 610 °C für 5 Minuten. Es wurde ein mittlerer Durchmesser der abgerundeten Teilchen von 50 µm erzielt.
    • Beispiel 5:
  • Das Verfahren nach Beispiel 4 wurde mit einer Aluminiumknetlegierung AlMg1SiCu mit 0,6 - 1,2 % Mg, 0,7 - 1,5 % Si, 5,0 % Cu, 0,4 - 1,0 % Mn und 0,3 - 0,5 % Fe durchgeführt. Es wurde ein dem Beispiel 4 ähnliches Ergebnis erzielt. Bei einer vorgegebenen Haltezeit von 5 Minuten wurde ein Mindestgehalt zur Erreichung der gewünschten Gefügestruktur von 0,025 % Ti bestimmt.
  • Der mittlere Durchmesser der abgerundeten Teilchen betrug ca. 70 µm nach dem Wiedererwärmen.
    • Beispiel 6:
  • Es wurde in üblicher Weise eine Kupferlegierung CuSn12 bei 1020 °C geschmolzen und mit CuP7-Vorlegierung desoxidiert. Die Zugabemenge betrug 1 bis 2 kg/t bezogen auf die Schmelzmenge.
  • Zur Reduzierung des Schwefelgehalts wurden der Schmelze 0,2 kg/t Magnesium zugegeben. Als Kornfeinungsmittel wurde eine Kupfervorlegierung mit 35% Zr verwendet. Die Zugabemenge lag bei einem Zr-Gehalt von 0,01 bis 0,10%. Die Schmelze wurde in einer Stahlkokille zu Zylindern vergossen.
  • Das Gefüge nach dem Gießen mit unterschiedlichem Zr-Gehalt war überwiegend dendritisch, wie das in Bild 7a,c,e dargestellt ist. Die gegossenen Zylinder wurden dann in einer Induktionsanlage auf eine Temperatur von ca. 900 °C aufgeheizt, bei der Temperatur isotherm gehalten und zu unterschiedlichen Zeitpunkten abgeschreckt. Aufgrund der schnellen Bildung einer dicken Oxidschicht während der Wiedererwärmung unter Atmosphäre war eine kurze Haltezeit notwendig. Während des Aufheizens war zu beobachten, daß bei einem Zr-Gehalt unterhalb 0,03% die Schmelze aus dem Zylinder austrat und sich am Zylinderboden sammelte. Der Zylinder ließ sich mit einem Graphitstab von 10 mm Durchmesser ohne Bildung von Rissen nicht durchstechen. Oberhalb von 0,04 % Zr trat dagegen keine Schmelze aus und der Zylinder ließ sich mit dem Graphitstab durchstechen. Nach metallographischer Untersuchung wurde festgestellt, daß die Primärphase bei einem Zr-Gehalt unterhalb 0,04% überwiegend aus langen Dendriten betand. Oberhalb von 0,05 % Zr wurden isolierte abgerundete Primärteilchen innerhalb einer Haltezeit von 1 Minuten erhalten, wie dies in Bild 7f dargestellt ist. Das Gefüge war über das gesamte Volumen homogen. Der Mindestgehalt betrug 0,05% Zr bei einer Haltezeit von 1 Minute. Der mittlere Durchmesser der abgerundeten Teilchen betrug 70 µm.

Claims (19)

  1. Verfahren zur Herstellung von Formteilen aus Metallegierungen unter Zusatz eines Kornfeinungsmittels,
    für die sich die Abhängigkeit der Kornfeinung von der Menge des zugesetzten Kornfeinungsmittels in einer für einzelne Legierungen und Kornfeinungsmittel bekannten Kurve eines Diagramms darstellt, in dem die Korngröße in um über der Zugabe an kornfeinungsmittel in Gewichtsprozent aufgetragen ist und welches einen stark abfallenden ersten Ast und einen asymptotisch gegen einen Endwert der Korngröße verlaufenden zweiten Ast aufweist,
    bei dem die Metallegierungen in schmelzflüssigen Zustand gebracht und nach konventionellen Gießverfahren zu geometrisch einfachen Formen vergossen werden
    und dann durch Aufheizen auf eine Temperatur zwischen der Solidus- und der Liquidus-Linie ein aus einem Fest-Flüssig-Gemisch aus abgerundeten, in einer Schmelzematrix homogen verteilten Primärteilchen bestehender thixotroper Schlicker gebildet wird, der nach einer Haltezeit einer Formgebungsanlage zugeführt wird,
    dadurch gekennzeichnet,
    daß den Metallegierungen in schmelzflüssigem Zustand eine gegenüber der bekannten Kornfeinung im Bereich des stark abfallenden ersten Astes erhöhte Menge an Kornfeinungsmittel zugesetzt wird, die als ein Wert auf dem zweiten Ast der Kurve ausgewählt wird, der in einem Bereich liegt, in dem die Kornfeinungswirkung δD2/δC2 (Änderung der Korngröße / Änderung der Zugabemenge) weniger als 1/20 des Betrages der mittleren Steigung δD1/δC1 im ersten Ast der Kurve ist, daß die Metallegierungen dann zu einer beliebigen Temperatur unter der Solidus-Linie abgekühlt werden und
    daraufhin auf eine Haltetemperatur zwischen Solidus- und Liquidus-Linie erwärmt werden und dabei über eine Haltezeit von weniger als 15 Minuten gehalten werden.
  2. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß die erhöhte Menge an Kornfeinungsmittel in einem Bereich liegt, in dem die Kornfeinungswirkung δD2/δC2 (Änderung der Korngröße / Änderung der Zugabemenge) weniger als 1/50 des Betrages der mittleren Steigung δD1/δC1 im ersten Ast der Kurve ist.
  3. Verfahren nach Anspruch 1 oder 2, dadurch gekennzeichnet, daß die zuzugebende Menge an Kornfeinungsmittel dadurch präzisiert wird, daß Proben der Metallegierungen im schmelzflüssigen Zustand unterschiedliche Mengen an Kornfeinungsmittel zugesetzt werden, die Metallegierungen dann zu einer beliebigen Temperatur unter der Solidus-Linie abgekühlt und wieder auf eine Haltetemperatur zwischen Solidus- und Liquidus-Linie erwärmt, über eine wählbare Haltezeit von weniger als 15 Minuten auf dieser Temperatur gehalten, danach abgeschreckt werden und das abgeschreckte Gefüge metallographisch untersucht und der Mindestgehalt an Kornfeinungsmitteln festgestellt wird, ab dem die Primärphase überwiegend aus voneinander isolierten abgerundeten Teilchen mit einem Formfaktor FF = ≥ 0,5 bei einem mittleren Korndurchmesser ≤ 150 µm besteht.
  4. Verfahren nach einem der vorhergehenden Ansprüche zur Herstellung von Formteilen aus Aluminiumlegierungen, dadurch gekennzeichnet, daß als Kornfeinungsmittel die mit Aluminium ein Peritektikum bildenden Elemente jeweils allein oder in Kombination verwendet werden.
  5. Verfahren nach Anspruch 4, dadurch gekennzeichnet, daß als Kornfeinungsmittel Ti,B,Nb allein oder in Kombination verwendet werden.
  6. Verfahren nach Anspruch 4 oder 5, dadurch gekennzeichnet, daß Ti gemeinsam mit C verwendet wird.
  7. Verfahren nach Anspruch 4, dadurch gekennzeichnet, daß als Kornfeinungsmittel Zr allein oder in Verbindung mit B verwendet wird.
  8. Verfahren nach Anspruch 4, dadurch gekennzeichnet, daß bei einer Aluminiumlegierung mit 0 bis 9 Gew.% Si, 0 bis 5 Gew.% Cu, 0 bis 5 Gew.% Zn und 0 bis 3 Gew.% Mg als Kornfeinungsmittel Ti und B mit einem Gesamtanteil von 0,05 bis 0,6 Gew.% eingesetzt werden.
  9. Verfahren nach Anspruch 8, dadurch gekennzeichnet, daß eine Aluminiumlegierung AlSi7Mg geschmolzen und entgast wird und daß in der Schmelze ein Ti-Gehalt von ≥ 0,25 % eingestellt, die Aluminiumlegierung wiedererwärmt und über 5 min zwischen Solidus und Liquiduslinie gehalten wird.
  10. Verfahren nach Anspruch 8, dadurch gekennzeichnet, daß eine Aluminiumknetlegierung AlMg1SiCu geschmolzen und entgast wird und daß in der Schmelze ein Ti-Gehalt von ≥ 0,025 % eingestellt, die Aluminiumlegierung wiedererwärmt und über 5 min zwischen Solidus und Liquiduslinie gehalten wird.
  11. Verfahren nach Anspruch 8, dadurch gekennzeichnet, daß eine Aluminiumlegierung AlMg1SiCu geschmolzen und entgast wird und daß in der Schmelze ein Ti-Gehalt von ≥ 0,07 % eingestellt, die Aluminiumlegierung wiedererwärmt und über 5 min zwischen Solidus und Liquiduslinie gehalten wird.
  12. Verfahren nach Anspruch 1 bis 3 zur Herstellung von Formteilen aus Kupferlegierungen, dadurch gekennzeichnet, daß als Kornfeinungsmittel Zr und/oder B und P als Desoxidationsmittel verwendet werden.
  13. Verfahren nach Anspruch 12, dadurch gekennzeichnet, daß zusätzlich Mg zur Entschwefelung zugegeben wird.
  14. Verfahren nach Anspruch 12 oder 13 zur Herstellung von Formteilen aus Kupferlegierungen, dadurch gekennzeichnet, daß bei einer Kupferlegierung mit 0 bis 30 Gew.% Zn und 0 bis 20 Gew.% Sn als Kornfeinungsmittel Zr und/oder B mit einem Gesamtanteil von 0,05 bis 1,0 Gew.% und P eingesetzt werden.
  15. Verfahren nach Anspruch 14, dadurch gekennzeichnet, daß eine Kupferlegierung CuSn12 geschmolzen und desoxidiert, dann auf einen Zr-Gehalt von ≥ 0,05 % eingestellt und anschließend über eine Minute auf einer Temperatur zwischen Liqidus- und Soliduslinie gehalten wird.
  16. Verfahren nach einem der vorhergehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, daß die Temperatur der Legierung isotherm zwischen Solidus- und Liquiduslinie gehalten wird.
  17. Verfahren nach einem der vorhergehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, daß die Temperatur der Legierung gestuft zwischen Solidus- und Liquiduslinie geführt wird.
  18. Verfahren nach einem der vorhergehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, daß die im schmelzflüssigen Zustand mit Kornfeinungsmittel versehenen Metallegierungen in einer durch ein Kühlmedium gekühlten Metallkokille in einer für die Formgebung benötigten Menge genau dosiert vergossen werden.
  19. Verfahren nach einem der vorhergehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, daß die Metallegierungen zwischen Solidus- und Liquidus-Linie auf eine Temperatur über der Haltetemperatur erwärmt werden, wobei die gesamte Dauer innerhalb des Solidus-Liquidus-Bereichs 1 bis 15 Minuten beträgt.
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