EP1442150B1 - Aluminium-silizium-legierungen mit verbesserten mechanischen eigenschaften - Google Patents

Description

• Die Erfindung betrifft ein Verfahren zur Verbesserung der mechanischen Eigenschaften von Aluminium-Silizium-Legierungen. Präzisiert dargelegt bezieht sich die Erfindung auf ein Wärmebehandlungsverfahren zur Verbesserung der Werkstoffduktilität von Gegenständen bestehend aus einer vorzugsweise veredelten bzw. gefeinten Aluminium-Siliziumgegebenenfalls weitere Legierungs- und/oder Verunreinigungselemente enthaltende Guß- oder Knetlegierung mit eutektischem Phasenanteil, welche Gegenstände einer Glühbehandlung mit anschließender Auslagerung unterworfen werden.
• Weiters betrifft die Erfindung einen Gegenstand aus vorzugsweise zumindest ein Veredelungselement aufweisenden, gegebenenfalls Magnesium sowie weitere Legierungs-und/oder Verunreinigungselemente enthaltenden Aluminium-Silizium-Legierung mit einem eutektischen Phasenanteil bestehend im wesentlichen aus einer α-_Al - Matrix und Siliziumausscheidungen.
• Aluminium bildet mit Silizium ein einfaches eutektisches System, wobei der eutektische Punkt bei einer Si-Konzentration von 12,5 Gew.- % und einer Temperatur von 577 °C liegt.
• Durch Zulegieren von Magnesium, das bis zu einem Gehalt von höchstens 0,47 Gew.-% bei einer Temperatur von ca. 550 °C in der α-_Al - Matrix gelöst werden kann, kann mittels einer Wärmebehandlung und den dabei gebildeten Mg₂Si - Ausscheidungen eine erhebliche Festigkeitssteigerung des Werkstoffes erreicht werden.
• Beim Abkühlen einer Al-Si-Mg - Schmelze kann die Restschmelze eutektisch erstarren, wobei sich in dieser Silizium in plattenähnlicher grober Form ausscheidet. Es ist seit langem Stand der Technik, Natrium oder Strontium derartigen Legierungen zuzusetzen und dadurch das Wachstum der Siliziumkristalle bei der Erstarrung zu behindern, was als Veredeln bzw. Feinen bezeichnet und durchwegs zur Verbesserung der mechanischen Eigenschaften, insbesondere der Bruchdehnung, durchgeführt wird.
• Die mechanischen Eigenschaften von Halbzeug bzw. von Gegenständen aus Aluminiumlegierungen können durch Wärmebehandlungsverfahren wesentlich beeinflußt werden, und es sind die Wärmebehandlungszustände in der Europäischen Norm EN 515 definiert. Normgemäß bedeuten die Buchstaben F = Herstellungszustand und T = wärmebehandelt auf stabile Zustände. Detailliert wird der jeweilige Wärmebehandlungszustand durch die dem Buchstaben T nachgeordnete Zahl gekennzeichnet.
• Im weiteren werden in der Beschreibung folgende Wärmebehandlungszustände der Werkstoffe mit den Kurzzeichen angegeben:
• F Herstellungszustand
• T5 Abgeschreckt aus der Herstelltemperatur und warm ausgelagert
• T6 Lösungsgeglüht und warm ausgelagert
• T6x Erfindungsgemäß wärmebehandelt
• T4x Erfindungsgemäß wärmebehandelt
• Für eine Vermarktung oder den industriellen Einsatz von Gegenständen aus Al-Si-Legierungen sind einerseits die Werkstoffeigenschaften, andererseits jedoch auch die Kosten bzw. die wirtschaftlichen Gegebenheiten der Herstellung von Bedeutung, weil auch insbesondere längere Glühbehandlungen bei höheren Temperaturen sowie erforderliche Nachrichtvorgänge, welche durch das sogenannte Gravitationskriechen bei einer Langzeitglühung erforderlich sein können, aufwendig sind.
• Grundsätzlich kann festgestellt werden, daß eine Al-Si-Legierung im Zustand F zumeist geringe Materialfestigkeitswerte R_p und relativ hohe Bruchdehnungszahlen A besitzt.
• Bei einem Wärmebehandlungszustand T5, also abgeschreckt von der Herstelltemperatur und warmausgelagert, zum Beispiel bei 155°C bis 190°C mit einer Zeitdauer von 1 bis 12 Stunden, werden zwar höhere Festigkeitswerte R_p jedoch bei niedrigeren Bruchdehnungszahlen A der Proben erreicht.
• Bei einem Wärmebehandlungszustand entsprechend T6 mit einem Lösungsglühen bei einer Temperatur von beispielsweise 540°C mit einer Zeitdauer von 12 Stunden und einer nachfolgenden Warmauslagerung kann eine wesentliche Erhöhung der Festigkeit des Werkstoffes bei annähernd gleich großer Bruchdehnung der Proben bzw. Duktilität des Werkstoffes, verglichen mit Zustand F, erreicht werden. Die lange Lösungsglühdauer ermöglichst beispielsweise ein vorteilhaftes Diffundieren von Magnesiumatomen im Material, wodurch nach einem Abschrecken und Warmauslagern des Gegenstandes feine gleichmäßig verteilte Mg₂Si Ausscheidungen in der α-_Al Matrix gebildet werden, welche Ausscheidungen die Materialfestigkeit entscheidend erhöhen.
• Lösungsglühbehandlungen bei hohen Temperaturen mit langer Dauer haben jedoch den Nachteil eines, wie früher erwähnt, Gravitationskriechen des Teiles sowie eines aufwendigen Temperatur-Zeit-Behandlungsablaufes. Vielfach wird deshalb aus wirtschaftlichen Gründen auf ein Erreichen der höchsten Festigkeit und guter Duktilität des Werkstoffes durch T6 verzichtet und ein Behandlungszustand T5 für den Gegenstand gewählt. Die durch T5 entscheidend geringere Werkstofffestigkeit muß gegebenenfalls durch Konstruktionsänderungen des Bauteils kompensiert werden.
• Die Erfindung zielt nun darauf ab, ein neues wirtschaftliches Verfahren einer Wärmebehandlung zu schaffen, mit welchem die Duktilität des Werkstoffes signifikant erhöht werden kann, ohne daß dabei große Einbrüche hinsichtlich der Materialfestigkeit im Vergleich mit T6 oder eine wesentlich höhere Duktilität und höhere Materialfestigkeit im Vergleich mit T5 erreicht wird.
• Weiters ist es Aufgabe der Erfindung eine Mikrostruktur eines Gegenstandes der eingangs genannten Art anzugeben, die vorteilhafte mechanische Materialeigenschaft bewirkt.
• Das verfahrensgemäße Ziel wird dadurch erreicht, daß die Lösungsglühbehandlung als Stoßglühbehandlung bestehend aus einer Schnellerwärmung auf eine Glühtemperatur von 400°C - 555°C, einem Halten bei dieser Temperatur mit einer Haltezeit von höchstens 14,8 Minuten und einer anschließenden forcierten Abkühlung auf im wesentlichen Raumtemperatur durchgeführt wird.
• Die mit der Erfindung erzielten Vorteile sind im wesentlichen darin zu sehen, daß mit einer einfachen Hochtemperatur - Kurzzeitglühung höchste Duktilitätswerte des Werkstoffes erreicht werden. Weiters verursacht eine sogenannte Stoßglühung geringen bis keinen Bauteilverzug bzw. Verzug des Gegenstandes, so daß gegebenenfalls auch kein Richten desselben erforderlich ist. Die Kurzzeit - Glühbehandlung weist auch eine hohe Wirtschaftlichkeit auf und kann in einfacher Weise in eine Herstellsequenz, zum Beispiel mittels eines Durchlaufofens, eingegliedert werden eine Einstellung der Materialfestigkeit kann danach zumeist durch eine abgestimmte Technologie der Warmauslagerung erfolgen.
  Wenn, wie vorteilhaft vorgesehen sein kann, die Stoßglühbehandlung mit einer Haltezeit von kleiner als 6,8 Minuten, vorzugsweise mit einer Zeitspanne von 1,7 bis gegebenenfalls höchstens 5 Minuten, durchgeführt wird, werden bei der überwiegenden Anzahl der Al-Si-Legierungen die größten Duktilitätssteigerungen erreicht.
• Wird nach der Stoßglühung eine Warmauslagerung des Gegenstandes vorgenommen, so ist es von Vorteil, diese bei einer Temperatur im Bereich zwischen 150°C und 200°C mit einer Zeitdauer con 1 bis 14 Stunden festzulegen.
• Es kann auch werkstofftechnisch von Vorteil sein, wenn die der Stoßglühung folgende Auslagerung des Gegenstandes als Kaltauslagerung bei im wesentlichen Raumtemperatur erfolgt.
• Die weitere Aufgabe der Erfindung wird dadurch gelöst, daß die Siliziumausscheidungen im eutektischen Phasenanteil sphäroidisiert sind und eine mittlere Schnittfläche, A_Si, von geringer als 4 µm² besitzen.
  Nachfolgend ist die Schnittflächenermittlung formal dargestellt, wobei die Faktoren bezeichnet sind: $${\mathrm{A}}_{\mathrm{si}}\mathrm{=}\frac{\mathrm{1}}{\mathrm{n}}{\displaystyle \mathrm{\sum }_{\mathrm{k}\mathrm{=}\mathrm{1}}^{\mathrm{n}}}\mathrm{A}\mathrm{\le }\mathrm{4}\mathrm{\hspace{1em}\mu }{\mathrm{m}}^{\mathrm{2}}$$

  

A_Si =

mittlere Fläche der Siliziumteilchen in µm²

A =

mittlere Fläche der Siliziumteilchen pro Bild in µm²

n =

Anzahl der vermessenen

• Die Vorteile einer derartigen Mikrostruktur sind im wesentlichen darin zu sehen, daß eine Rißinitiation im Material durch die Sphäroidisierung der Si-Ausscheidungen und deren Feinheit wesentlich verringert und die Materialduktilität verbessert sind. Mit anderen Worten: Die Sphäroidisierung und die geringe Größe erbringen eine günstige Morphologie des spröden eutektischen Siliziums und führen zu wesentlich höheren Bruchdehnungswerten des Werkstoffes. Bei mechanischer Belastung sind die Spannungsspitzen an der Phasengrenzfläche Si-Al reduziert. Es wurde auch bei Versuchen ein transkristalliner Bruch des Werkstoffes gefunden, was auf höchste Duktilität desselben hinweist.
• Verfahrenstechnisch, aber auch für hohe Bruchdehnungswerte des Werkstoffes, kann es von Vorteil sein, wenn die Siliziumausscheidungen im eutektischen Phasenanteil sphäroidisiert sind und eine mittlere Schnittfläche von geringer als 2 µm² besitzen.
• Wenn aufgabengemäß, wie sich bei den Entwicklungsarbeiten zeigte, die erfinderische Lösung dadurch erfolgt, daß die mittlere freie Weglänge zwischen den Siliziumteilchen, λ_Si, im eutektischen Phasenanteil, definiert als die Wurzel aus einer quadratischen Meßfläche geteilt durch die in ihr enthaltende Anzahl von Siliziumteilchen, eine Größe von geringer als 4 µm, vorzugsweise von geringer als 3 µm, insbesondere von weniger als 2 µm, besitzt, wird eine besonders homogene Spannungsverteilung bei niedrigsten Spannungsspitzenwerten im belasteten Werkstoff erreicht, weil sich der Abstand zwischen den kleinflächigen Siliziumteilchen wesentlich auf das Fließverhalten des Materials in einem entsprechenden Spannungszustand auswirkt. Die Ermittlung des mittleren Abstandes zwischen den Si-Teilchen, λ_Si, ist in der Folge wiederum formal dargestellt. $${\mathrm{\lambda }}_{\mathrm{si}}\mathrm{=}\frac{\mathrm{1}}{\mathrm{n}}{\displaystyle \mathrm{\sum }_{\mathrm{k}\mathrm{=}\mathrm{1}}^{\mathrm{n}}}\sqrt{\frac{{\mathrm{A}}_{\mathrm{Quadrat}}}{{\mathrm{N}}_{\mathrm{Silizium}}}}\le 4\mathrm{\mu m}$$

  

λ_Si =

mittlerer Abstand zwischen den Si-Teilchen

A_Quadrat =

quadratische Bezugsfläche in µm²

N_Silizium =

Anzahl der Si-Teilchen

n =

Anzahl der vermessenen Bilder

• Eine Lösungsglühung gemäß dem Stand der Technik, welche als Langzeitglühung mit 2 bis 12 Stunden für eine Diffusion der für die Aushärtung wirksamen Legierungskomponenten und deren Anreicherung im Mischkristall vorgesehen ist, erbringt als Nebeneffekt zwar auch eine Sphäroidisierung der Siliziumteilchen, allerdings sind diese Teilchen infolge der langen Glühdauer sehr groß und grob verteilt, was sich nachteilig auf das Bruchverhalten des Werkstoffes auswirken kann. Es war durchaus überraschend, daß durch eine kurzzeitige Stoßglühung schon in geringen Zeitspannen von wenigen Minuten ein eutektisches Siliziumnetzwerk erfindungsgemäß sphäroidisiert werden kann, wodurch eine vorteilhafte Mikrostruktur des Werkstoffes erreichbar ist. Dabei ist es wichtig, daß die Temperatur für die Stoßglühung möglichst hoch, jedoch unterhalb der niedrigst schmelzenden Phase, vorzugsweise 5 bis 20°C unterhalb, liegt.
• Die Siliziumteilchen sind mit zunehmender Glühzeit einem diffusionsgesteuerten Wachstum unterworfen, wobei sich die anfänglich günstig hohe Sphäroidisierungsdichte, ξ_Si, verkleinert.
• Höchste Duktilität eines Gegenstandes einer Al-Si-Legierung wurde bei einer Lösung der Aufgabe der Erfindung gefunden, wenn die mittlere Sphäroidisierungsdichte, ξ_Si, definiert als die Anzahl der sphäroidisierten eutektischen Siliziumteilchen pro 100 µm² einen Wert größer als 10, vorzugsweise jedoch 20, besitzt. $${\mathrm{\xi }}_{\mathrm{si}}\mathrm{=}\frac{\mathrm{1}}{\mathrm{n}}{\displaystyle \mathrm{\sum }_{\mathrm{k}\mathrm{=}\mathrm{1}}^{\mathrm{n}}}\frac{{\mathrm{N}}_{\mathrm{si}}}{\mathrm{A}}\mathrm{\times }\mathrm{100}\mathrm{\ge }\mathrm{10}$$

  

ξ_Si =

mittlere Sphäroidisierungsdichte der eutektischen Si-Teilchen

N_Silizium =

Anzahl der Si-Teilchen

A =

Bezugsfläche in µm²

n =

Anzahl der vermessenen Bilder

• Vorsorglich erfolgte wieder eine formale Angabe der Beziehung.
• Die Arbeiten haben gezeigt, daß im wesentlichen jede der Eutektikum enthaltenden Al-Si-Legierungen mit einer erfindungsgemäßen Struktur versehen werden kann und die daraus gebildeten Gegenstände hohe Duktilitätswerte des Materials aufweisen. Besonders effizient sind die Steigerung der Güte und eine Verbesserung der Bruchdehnung, wenn der Gegenstand im Thixocastingverfahren hergestellt ist.
• Im folgenden wird die Erfindung anhand von Untersuchungsergebnissen und Bildern näher beschrieben. Es zeigen

Fig. 1

Balkendarstellung: Mechanische Werkstoffwerte in Abhängigkeit vom Wärmebehandlungszustand

Fig. 2

Ebenso

Fig. 3

REM- Bild eines Schliffes

Fig. 4

Ebenso

Fig. 5

Abhängigkeit der mittleren Fläche der Si-Ausscheidungen von der Glühzeit

Fig. 6

Ebenso

Fig. 7

Mittlere freie Weglänge zwischen den Si-Teilchen

Fig. 8

Mittlere Sphäroidisierungsdichte

Fig. 9

Balkendiagramm: Mechanische Werkstoffeigenschaften von verschiedenen Al-Si Legierungen

Tab. 1

Zahlenwerte von Fig. 9

• In Fig. 1 sind die R_p0,2 Dehngrenzenwerte sowie die Bruchdehnungswerte A von Proben aus einem Versuchsbauteil aus einer Legierung AlSi7Mg0,3, welcher Teil im Thixocastingverfahren hergestellt wurde, in einer Balkendarstellung gezeigt, Die Werte vom Wärmebehandlungszustand T6 (12 Stunden 540°C + 4 Stunden 160°C) des Werkstoffes sind jenen gegenübergestellt, die mit dem erfindungsgemäßen Verfahren T6x nach einer Stoßglühzeit von 1 Minute (T6x1), nach 3 Minuten (T6x3) und nach 5 Minuten (T6x5) mit einer Temperatur von 540 °C erreicht wurden. An sämtlichen Proben erfolgte ein Warmauslagern (4 Stunden) mit einer Temperatur von 160°C. Die Ergebnisse der Zugversuche zeigen, daß die Proben nach einer Stoßglühbehandlung deutlich höhere Bruchdehnungswerte aufweisen, wobei der Zustand T6x3 eine Steigerung von A um rund 60% im Vergleich zu T6 bewirkt.
• In Fig. 2 sind bei gleicher Probenerstellung die Zustandswerte F, T4x3, T5, T6x3 und T6 wieder hinsichtlich der R_p0,2 und der Bruchdehnung A in Balkenform gegenübergestellt. Vergleichend betrachtet sind wiederum markante Steigerungen der Bruchdehnungswerte gegeben. Wie aus Fig. 2 entnehmbar ist, kann nach einer Stoßglühung mit 3 Minuten das Material kalt (T4x3) oder warm (T6x3) ausgelagert werden, um erfindungsgemäß überragende Bruchdehnungseigenschaften zu erhalten.
• Fig. 3 und Fig. 4 zeigen Raster-Elektronen-Mikroskop - Aufnahmen von Si-Ausscheidungen. Zum Aufnahme- und Auswerteverfahren ist zu bemerken: Um die Schliffbilder quantitativ auswerten zu können, müssen geeignete binäre Bilder zur Verfügung stehen. Bis zu einer Glühdauer von einschließlich 2 Stunden wurden die aufnahmen mit dem Raster-Elektronen-Mikroskop gemacht, nachdem die Schliffe vorher 30 Sekunden mit einer Lösung aus 99,5% Wasser und 0,5% Flußsäure geätzt wurden. Ab 4 stunden Glühdauer wurden die Schliffe mit der Kellerlösung geätzt und die Bilder konnten mit dem Lichtmikroskop aufgenommen werden. Alle Bilder wurden darauf mit dem Programm Adobe Photoshop 5.0 digital nachbearbeitet und mit dem Bildanalyseprogramm Leica QWin V2.2 ausgewertet, wobei die minimale Detektionsfläche 0.1 µm² betrug. Fig. 3 zeigt den Werkstoff AlSi7Mg0,3 nach einer üblichen T6-Glühzeit von 12 Stunden mittels einer REM-Aufnahme. In Fig. 4 ist die Mikrostruktur des gleichen Werkstoffes nach einer Stoßglühbehandlung von 3 Minuten wiedergegeben. Deutlich ist eine Sphäroidisierung der Siliziumausscheidungen schon nach kurzer Zeit (Fig. 4) und das diffusionsgesteuerte Wachsen derselben nach langen Glühzeiten (Fig. 3) ersichtlich.
• In Fig. 5 und Fig. 6 ist die mittlere Schnittfläche A_Si der Siliziumteilchen bei der Schlifferprobung in Abhängigkeit von der Glühzeit bei 540°C dargestellt. Aus der Darstellung nach Fig. 5 mit logarithmischer Zeitachse ist der Anstieg der mittleren Schnittfläche der Si-Teilchen, die die Teilchengröße kennzeichnet, deutlich zu sehen. Aus der Detaildarstellung in Fig. 6 ist der diffusionsbedingte Anstieg der mittleren Siliziumflächen innerhalb der ersten 60 Minuten entnehmbar. Die mit der Glühzeit ansteigende mittlere Größe der Siliziumteilchen ist in hohem Maße von der Anfangsgröße der Si-Teilchen im Eutektikum abhängig. Da im angeführten Fall ein äußerst gut veredeltes und fein verteiltes Silizium vorliegt, kann sich fallweise bei weniger gut veredelten, sprich anfänglich größeren, Si-Teilchen die Zeit, in welcher eine kritische mittlere Siliziumfläche, A_Si, von ca. 4 µm² erreicht wird, verkürzen.
• Die Änderung des mittleren Abstandes zwischen den Si-Teilchen in Abhängigkeit von der Glühzeit ist anhand von Versuchsergebnissen in Fig. 7 dargestellt. Deutlich ist eine Erhöhung des mittleren Abstandes der Si-Einschlüsse entnehmbar.
• Schließlich ist in Fig. 8 der Abfall der mittleren Sphäroidisierungsdichte, ξ_Si, in Abhängigkeit von der Glühzeit dargestellt. Der Steilabfall der mittleren Sphäroidisierungsdichte beginnt schon bei 1,7 Minuten und führt ab einem Wert von ξ_Si < 10 zu einem ausgeprägten Duktilitätsverlust. Bei höheren Glühtemperaturen kann dieser Wert schon nach 14 bis 25 Minuten erreicht werden, wobei für überlegen hohe Bruchdehnungswerte ein Dichtewert von größer als 20 vorzusehen ist.
• In Fig. 9 sind anhand einer Balkendarstellung die Messwerte hinsichtlich Dehngrenze und Bruchdehnung, die aus Tab. 1 hervorgehen, von 8 unterschiedlich zusammengesetzten Al-Si-Legierungen wiedergegeben. Bei allen Legierungen wird gemäß der Erfindung eine Erhöhung der Materialduktilität erreicht. Tab. 1

  	F		T5		T6x3		T6
  Varianten	Rp [MPa]	A [%]	Rp [MPa]	A [%]	Rp [MPa]	A [%]	Rp [MPa]	A [%]
  Alsi7Mg03	121.7	13.0	167.5	9.9	228.5	16.7	259.8	10.6
  Alsi7Mg05	143.9	10.4	175.8	9.3	240.2	13.9	311.7	9.1
  Alsi7Mgx	159.8	8.3	197.2	6.8	265.2	10.1	322.9	7.6
  Alsi6Mgx	159.7	10.2	195.3	7.8	250.6	8.9	318.6	6.5
  Alsi5Mgx	154.9	10.1	189.6	7.5	240.6	9.5	313.6	8.7
  +Mn04	157.1	10.6	183.7	6.9	252.7	7.4	322.7	7.6
  +Mn08	154.8	9.9	184.0	6.6	255.9	6.7	324.4	4.9
  AlSi5Mgxx	211.7	3.5	256.4	2.5	242.1	5.1	291.6	5.3

Claims (11)

1. Wärmebehandlungsverfahren zur Verbesserung der Werkstoffduktilität von Gegenständen bestehend aus einer vorzugsweise veredelten bzw. gefeinten Aluminium-Siliziumgegebenenfalls weitere Legierungs- und/oder Verunreinigungselemente wie Magnesium, Mangan, Eisen und dergleichen enthaltenden Guß- oder Knet-Aluminium-Silizium- legierung mit eutektischem Phasenanteil, welche Gegenstände einer Glühbehandlung mit anschließender Auslagerung unterworfen werden, dadurch gekennzeichnet, daß die Glühbehandlung als Stoßglühbehandlung bestehend aus einer Schnellerwärmung auf eine Glühtemperatur von 400°C bis 555°C, einem Halten bei dieser Temperatur mit einer Haltezeit von höchstens 14,8 Minuten und einer anschließenden forcierten Abkühlung auf im wesentlichen Raumtemperatur durchgeführt wird.
2. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß die Stoßglühbehandlung mit einer Haltezeit von kleiner als 6,8 Minuten, vorzugsweise mit einer Zeitspanne von mindestens 1,7 bis gegebenenfalls höchstens 5 Minuten, durchgeführt wird.
3. Verfahren nach Anspruch 1 oder 2, dadurch gekennzeichnet, daß die der Stoßglühbehandlung folgende Auslagerung des Gegenstandes als Warmauslagerung bei einer Temperatur im Bereich zwischen 150°C und 200°C mit einer Zeitdauer von 1 bis 14 Stunden erfolgt.
4. Verfahren nach Anspruch 1 bis 2, dadurch gekennzeichnet, daß die der Stoßglühbehandlung folgende Auslagerung des Gegenstandes als Kaltauslagerung bei im wesentlichen Raumtemperatur erfolgt.
5. Gegenstand aus einer vorzugsweise ein Veredelungselement aufweisenden, gegebenenfalls weitere Legierungs- und/oder Verunreinigungselemente wie Magnesium, Mangan, Eisen und dergleichen enthaltenden Aluminium-Siliziumlegierung mit einem eutektischem Phasenanteil, bestehend im wesentlichen aus einer α_Al - Matrix und Siliziumausscheidungen, dadurch gekennzeichnet, daß die Siliziumausscheidungen im eutektischen Phasenanteil sphäroidisiert sind und eine mittlere Schnittfläche, A_Si, von geringer als 4 µm² besitzen, mit $${\mathrm{A}}_{\mathrm{si}}\mathrm{=}\frac{\mathrm{1}}{\mathrm{n}}{\displaystyle \mathrm{\sum }_{\mathrm{k}\mathrm{=}\mathrm{1}}^{\mathrm{n}}}\mathrm{A}\mathrm{\le }\mathrm{4}\mathrm{\hspace{1em}\mu }{\mathrm{m}}^{\mathrm{2}}$$

   

   A_Si = mittlere Fläche der Siliziumteilchen in µm²

   A = mittlere Fläche der Siliziumteilchen pro Bild in µm²

   n = Anzahl der vermessenen.
6. Gegenstand nach Anspruch 5, dadurch gekennzeichnet, daß die Siliziumäusscheidungen im eutektischen Phasenanteil sphäroidisiert sind und eine mittlere Schnittfläche von geringer als 2 µm² besitzen.
7. Gegenstand aus einer vorzugsweise ein Veredelungselement aufweisenden, gegebenenfalls weitere Legierungs- und/oder Verunreinigungselemente wie Magnesium, Mangan, Eisen und dergleichen enthaltenden Aluminium-Siliziumlegierung mit einem eutektischem Phasenanteil, bestehend im wesentlichen aus einer α_Al - Matrix und Siliziumausscheidungen, dadurch gekennzeichnet, daß die mittlere freie Weglänge, λ_Si, zwischen den Siliziumteilchen im eutektischen Phasenanteil, definiert als die Wurzel aus einer quadratischen Meßfläche geteilt durch die in ihr enthaltende Anzahl von Siliziumteilchen, eine Größe von geringer als 4 µm besitz, mit: $${\mathrm{\lambda }}_{\mathrm{si}}\mathrm{=}\frac{\mathrm{1}}{\mathrm{n}}{\displaystyle \mathrm{\sum }_{\mathrm{k}\mathrm{=}\mathrm{1}}^{\mathrm{n}}}\sqrt{\frac{{\mathrm{A}}_{\mathrm{Quadrat}}}{{\mathrm{N}}_{\mathrm{Silizium}}}}\le 4\mathrm{\mu m}$$

   

   λ_Si = mittlerer Abstand zwischen den Si-Teilchen

   A_Quadrat = quadratische Bezugsfläche in µm²

   N_Silizium = Anzahl der Si-Teilchen

   n = Anzahl der vermessenen Bilder.
8. Gegenstand nach Anspruch 7, dadurch gekennzeichnet, daß die mittlere freie Weglänge eine Größe von geringer als 3 µm, vorzugsweise von geringer als 2 µm, besitzt.
9. Gegenstand aus einer vorzugsweise ein Veredelungselement aufweisenden, gegebenenfalls weitere Legierungs- und/oder Verunreinigungselemente wie Magnesium, Mangan, Eisen und dergleichen enthaltenden Aluminium-Siliziumlegierung mit einem eutektischem Phasenanteil, bestehend im wesentlichen aus einer α_Al - Matrix und Siliziumausscheidungen, dadurch gekennzeichnet, daß die mittlere Sphäroidisierungsdichte, ξ_Si, definiert als die Anzahl der sphäroidisierten eutektischen Siliziumteilchen pro 100 µm² einen Wert größer als 10 besitzt, mit $${\mathrm{\xi }}_{\mathrm{si}}\mathrm{=}\frac{\mathrm{1}}{\mathrm{n}}{\displaystyle \mathrm{\sum }_{\mathrm{k}\mathrm{=}\mathrm{1}}^{\mathrm{n}}}\frac{{\mathrm{N}}_{\mathrm{si}}}{\mathrm{A}}\mathrm{\times }\mathrm{100}\mathrm{\ge }\mathrm{10}$$

   

   ξ_Si = mittlere Sphäroidisierungsdichte der eutektischen Si-Teilchen

   N_Silizium = Anzahl der Si-Teilchen

   A = Bezugsfläche in µm²

   n = Anzahl der vermessenen Bilder.
10. Gegenstand nach Anspruch 9, dadurch gekennzeichnet, daß die mittlere Sphäroidisierungsdichte einen Wert größer als 20 besitzt.
11. Gegenstand nach den Ansprüchen 5-10, hergestellt nach dem Verfahren 1 bis 4, dadurch gekennzeichnet, daß dieser im Thixocastingverfahren hergestellt ist.

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