EP3370900A1 - Verfahren zum herstellen eines leichtmetallgussbauteils und leichtmetallgussbauteil - Google Patents

Verfahren zum herstellen eines leichtmetallgussbauteils und leichtmetallgussbauteil

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EP3370900A1
EP3370900A1 EP16788143.2A EP16788143A EP3370900A1 EP 3370900 A1 EP3370900 A1 EP 3370900A1 EP 16788143 A EP16788143 A EP 16788143A EP 3370900 A1 EP3370900 A1 EP 3370900A1
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EP
European Patent Office
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light metal
casting
melt
metal cast
aluminum
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Werner Hubauer
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Mubea Performance Wheels GmbH
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Mubea Performance Wheels GmbH
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    • C22F1/04—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of aluminium or alloys based thereon
    • C22F1/043—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of aluminium or alloys based thereon of alloys with silicon as the next major constituent

Definitions

  • the invention relates to a light metal casting component, in particular for a motor vehicle, which is produced from a hypoeutectic aluminum casting alloy.
  • the invention further relates to a method for producing such a light metal cast component.
  • Forged alloy wheels have exceptional strength that allows for a slimmer and lighter construction than comparable steel wheels. Due to the high strengths also relatively thin walls and spokes can be constructed, resulting in a low weight.
  • the preparation is usually done by gravity casting of a wrought alloy.
  • the mold is usually flat and corresponds only in diameter approximately to the final product. After casting, the blank is pressed at about 500 ° C gradually with up to two thousand tons of pressure in a mold. This completes the actual rim bowl. At- closing the rim base is made by rolling and there is a machining. Forged wheels are alloyed much more with strength-enhancing alloying elements such as magnesium, silicon and titanium compared to cast wheels.
  • the shape of the mold is designed close to the final shape of the component to be produced.
  • the casting can be done in low pressure casting with about 1 bar from bottom to top.
  • a die casting method can be used in which the liquid melt is pressed under high pressure of about 10 to 200 MPa in a preheated mold, where it then solidifies. The melt displaces the air present in the mold and is kept under pressure during the solidification process.
  • Cast wheels usually have only a very small proportion of foreign metals such as titanium compared to forged wheels.
  • the casting properties of metal alloys and the mechanical properties of the finished component essentially depend on the particle size.
  • Grain-refining melt treatment can improve the static and dynamic strength values in castings and the feedability of the melt in the mold as well as its flowability.
  • the solidification of many metallic alloys begins with the formation of crystals that grow from seed sites on all sides until they abut the adjacent grain or wall.
  • a so-called grain refinement is often carried out, wherein the solidifying melt as many nucleating agents (foreign nuclei) are offered.
  • the aluminum casting after casting has a composition, by weight, of 3.5 to 5.0% silicon, 0.15 to 0.4% magnesium, up to 1.0% copper, up to 0.2% Iron, treatment and the rest Aluminum.
  • the cast component is heated at 550 ° C to 575 ° C for a period of two to four hours, then rapidly cooled and then subjected to another heat treatment at 160 ° C to 180 ° C for a period of one to three hours.
  • an aluminum casting alloy for high pressure casting which has a composition, in each case by weight, of 4.0 to 6.0% silicon, 0.3 to 0.6% magnesium, up to 0, 5% iron, 0.05 to 0.2% titanium.
  • the alloy can be used to cast vehicle wheels.
  • From JP 2001 288547 A is an aluminum casting having a composition, by weight, from 2.0 to 6.0% silicon, 0.15 to 0.34% magnesium, up to 0.2% iron, 0, 0003-0.01% strontium, the remainder aluminum and unavoidable impurities known, and with optionally 0.01 to 0.25% titanium and 0.0001 to 0.001% boron.
  • the component is solution heat treated at 540 ° C to 570 ° C for 15 to 60 minutes and quenched.
  • EP 0 488 670 A1 discloses a high-strength cast aluminum with, by weight, 2.4 to 4.4% silicon, 1.5 to 2.5% copper, 0.2 to 0.5% by weight. Magnesium, and the balance aluminum, wherein the matrix of aluminum casting Dendrite with a grain size of 30 microns or less includes.
  • an aluminum safety component for the automotive construction is known, which is made of an aluminum-silicon die-cast alloy.
  • the die cast alloy comprises 1, 0 to 5.0 weight percent silicon, 0.05 to 1, 2 weight percent chromium and balance aluminum and unavoidable impurities.
  • the chrome is to achieve improved castability and formability.
  • the die cast alloy may further comprise titanium at a level of 0.01 to 0.15 weight percent, with titanium acting as a grain refiner, particularly when used with boron.
  • a hypoeutectic aluminum-silicon casting alloy is known, which contains a master alloy as a grain refining agent.
  • the cast alloy includes a silicon content of 5 to 13 weight percent and may further include magnesium at a level of 0.05 to 0.6 weight percent.
  • the master alloy contains 1.0 to 2.0 percent by weight of titanium and 1.0 to 2.0 percent by weight of boron.
  • the aluminum-silicon casting alloy is used to make automobile rims by low pressure die casting. The addition of the master alloy takes place, in relation to the total amount of the melt, in an amount of 0.05 to 0.5 percent by weight. From DE 692 33 286 T2, for example, a method for grain refining of aluminum and aluminum alloys is known, in which a solid silicon-boron alloy is added to molten aluminum or molten aluminum alloy. The resulting melt contains about 9.6 weight percent silicon and at least 50 ppm boron.
  • the melt-fabricated component has grain sizes in the range of 300 micrometers.
  • WO 2001 042521 A1 discloses a process for producing a grain refining agent based on an aluminum-titanium-boron master alloy by introducing titanium- and boron-containing starting materials into an aluminum melt to form TiB2 particles and solidifying this master alloy melt.
  • a source cited there a theory of the course of the processes in the grain refining of aluminum alloys by adding an Al-Ti-B master alloy, for example ⁇ 5 ⁇ 1.
  • the best grain refining results when the TiB2 particles insoluble in the aluminum melt are at least partially coated with a layer of Al3Ti phase at their surface.
  • the nucleation of the alpha-aluminum phase takes place on the AI3Ti layers, the effect of which increases with decreasing layer thickness.
  • a method for producing a metallic component by means of a casting and molding tool comprising the steps of: pouring a melt into the casting and molding tool at a first pressure, pressurizing the solidifying melt in the tool with a larger second pressure, and compressing the melt-solidified component in the tool with a larger third pressure.
  • the present invention has for its object to provide a light metal casting with a fine-grained structure, which has good strength properties and is easy to produce.
  • the object is also to propose a corresponding method for producing such achtmetallgussbauteils.
  • One solution is a light metal cast component made of a hypoeutectic cast aluminum alloy, wherein the light metal cast component contains 3.5 to 5.0 weight percent silicon and 0.2 to 0.7 weight percent magnesium, and wherein the light metal cast component has a mean grain size of a maximum of 500 microns.
  • the light metal cast component in addition to silicon and magnesium with the specified proportions also titanium with 0.07 to 0.12 weight percent, boron with a maximum of 0.012 weight percent, optionally further alloying elements together less than 1, 5 weight percent, the balance aluminum and contains unavoidable impurities.
  • the light metal cast component is that it can be produced by low-pressure casting due to the relatively low silicon content and, due to the fine-grained microstructure, has good mechanical properties, in particular with regard to strength, ductility, elongation at break and porosity.
  • the tensile strength (Rm) of the light metal cast component is preferably at least 270 N / mm 2 , in particular at least 300 N / mm 2 , or at least 320 N / mm 2 .
  • the light metal cast component produced therefrom has a high ductility and elongation at break.
  • the elongation at break (A5) of the light metal cast component is at least 5%, in particular at least 8%.
  • the breaking elongation can be below the breaking elongation usual for a forging part, in particular below 12%.
  • the light metal cast component preferably has a yield strength (Rp0.2) of at least 220 N / mm 2 , in particular of at least 250 N / mm 2 , or of at least 280 N / mm 2 .
  • the Weinmetallgussbauteil has a maximum porosity of less than 0.5%, in particular less than 0.1%.
  • the low porosity also contributes to good strength properties and toughness.
  • the light metal cast component may have a surface roughness of less than 50 microns, more preferably less than 20 microns.
  • the low surface roughness of less than 50 micrometers contributes to particularly good mechanical characteristics of the surface quality of the component.
  • the light metal cast component in a raw cast surface area has a yield strength (Rp0.2) of at least 280 N / mm 2 , an elongation at break (A5) of at least 8% and a tensile strength (Rm) of at least 320 N / mm 2 .
  • Rp0.2 yield strength
  • A5 elongation at break
  • Rm tensile strength
  • raw-cast surface area is meant an area of the raw cast component, unprocessed after casting, having a depth of up to 1.0 mm from the component surface.
  • the light metal cast component can be subjected to a heat treatment after solidification, in particular solution heat treatment and subsequent aging.
  • the heat treatment contributes to the improvement of the known material properties, in particular to increase the strength.
  • the abovementioned material parameters relate in particular to a condition after heat treatment has taken place.
  • Main alloying elements of the casting alloy used for the production of the light metal casting component are aluminum and silicon.
  • the casting alloy can also be referred to as aluminum-silicon casting alloy.
  • the cast alloy can also contain other alloying elements or unavoidable impurities.
  • the proportion of further alloying elements and unavoidable impurities is in particular less than 1.5% by weight, based on the total weight of the light metal cast component, preferably less than 1.0% by weight.
  • the aluminum-silicon casting alloy in particular at least 93 weight percent, preferably at least 95 weight percent aluminum.
  • the light metal cast component In principle, it is desirable for the light metal cast component to be produced to have good mechanical properties, in particular high strength. On the other hand, strength-enhancing alloying elements can lead to an increased tendency to corrosion, which in turn is undesirable.
  • the proportion of strength-increasing alloying elements is as low as possible, so that the light metal casting component has a high corrosion resistance.
  • the corrosion resistance should be so high that the relevant corrosion tests for the respective Textilmetallgussbauteil be met. Standardized corrosion tests are described, for example, in EN ISO 9227 or ASTM B1 17.
  • corrosion tests that relate to the external stress of motor vehicles such as the CASS test (copper accelerated salt spray test) or the filiform test for vehicle wheels, should also be fulfilled.
  • the CASS test is carried out especially on coated or painted components.
  • the components to be tested in a chest-like system are permanently exposed to different, highly corrosive salt mists.
  • the examination of filiform corrosion can, for example according to DIN EN 3665 or a comparable standard.
  • the subcritical amount of strength-enhancing alloying elements depends on the respective alloy composition and the corrosion test used, and therefore can not be stated in an absolute or concrete way. Therefore, it is merely exemplified herein that the amount of strength enhancing alloying elements such as copper (Cu), zinc (Zn) and titanium (Ti) may be less than one weight percent, based on the total weight of the component.
  • the aluminum casting alloy copper (Cu) having a maximum content of 1, 0 weight percent, in particular of at most 0.5 weight percent, in particular of up to 550 ppm (parts per million) have. It can also be provided that the casting alloy or the component produced therefrom contains less than 250 ppm or no copper at all.
  • the aluminum casting alloy may include zinc (Zn) with a maximum content of 550 ppm (parts per million). It can also be provided that the casting alloy or the component produced therefrom contains less than 250 ppm or no zinc at all.
  • the aluminum casting alloy may comprise titanium (Ti) having a maximum content of 0.12 weight percent.
  • Ti titanium
  • the aluminum casting alloy boron (B) having a maximum content of 0.12 weight percent, in particular of at most 0.012 weight percent, in particular of at most 0.06 weight percent. If titanium is also present, the proportion of boron may be less than the proportion of titanium.
  • the titanium and the boron can be provided according to an embodiment in the form of titanium boride in the aluminum casting alloy or in the component produced therefrom. In particular, the aluminum casting alloy titanium boride (TiBor) with a share of less than 30 ppm.
  • the aluminum casting alloy may include strontium (Sr) at a level of from 100 ppm to 150 ppm.
  • the aluminum casting alloy may include tin (Sn) at a level of less than 250 ppm.
  • the aluminum casting alloy may comprise nickel (Ni) in a proportion of less than 550 ppm.
  • the aluminum casting alloy may include manganese (Mn) at less than 0.5 weight percent.
  • the aluminum casting alloy may comprise chromium (Cr) in a proportion of less than 500 ppm, preferably less than 200 ppm. This includes in particular the possibility that no chromium is contained in the aluminum casting alloy or in the component produced therefrom. Incidentally, this also applies to the other alloying elements mentioned above.
  • the aluminum casting alloy may include iron (Fe) at a level of less than 0.7 weight percent.
  • the aluminum casting alloy may include manganese (Mn) at less than 0.15 weight percent.
  • the remainder of the aluminum casting alloy consists of aluminum, silicon, magnesium, and in particular titanium and boron, and unavoidable impurities.
  • the proportion by weight of the other alloying elements, that is, the alloying elements present in addition to aluminum, silicon, magnesium, titanium and boron is preferably less than 1, 5, in particular less than 1, 0 weight percent.
  • the light metal casting component may have, in the finished manufactured state, subsections which are mechanically unworked, in particular mechanically unconsolidated after casting.
  • the mechanically unprocessed sections may, at least in some areas, have a wall thickness of less than 3.0 millimeters.
  • the light metal cast component can be a safety or structural component, in particular a vehicle wheel or a vehicle rim for a motor vehicle or the like. It is understood that the light metal cast component can also be designed in other form or for other applications than motor vehicles, for example for the construction industry.
  • the security or structural member has a weight of at least 500 grams, more preferably at least 3000 grams.
  • the solution of the above object is further in a method for producing a light metal casting component comprising the steps of providing a melt of an aluminum casting alloy, which - in addition to aluminum - at least silicon with 3.5 to 5.0 weight percent and magnesium with 0.2 contains up to 0.7% by weight and unavoidable impurities; Pouring the melt into a casting mold with a low first pressure (P1); after completely filling the casting and molding tool, pressurizing the solidifying melt in the casting and molding tool with a second pressure (P2) greater than the first pressure (P1); and when the melt is at least largely solidified to the component, compressing the at least largely solidified from the melt component in the casting and molding tool at a third pressure (P3) which is greater than the second pressure (P2).
  • P1 low first pressure
  • P2 second pressure
  • P3 third pressure
  • An advantage of the casting method described is that hereby components with particularly high strength and a particularly fine microstructure can be produced in a short time.
  • the method can be used to produce light metal cast components having an average particle size of less than 500 micrometers, in particular from 200 to 500 micrometers.
  • the advantages of the method and the advantages of the component produced according to the method interlock here.
  • all the features and benefits referred to in the context of the product also apply to the procedure, and vice versa.
  • the casting of the melt takes place at a temperature significantly above the liquidus temperature, in particular at a casting temperature which is at least 10% above the liquidus temperature.
  • the melt consisting of cast aluminum alloy can be cast at a temperature of 620 ° C. to 800 ° C., in particular at a temperature of 650 ° C. to 780 ° C.
  • the casting tool which is also referred to as a casting mold or mold, may have a low temperature of, for example, less than 300 ° C.
  • the pressure required to pour the melt into the casting mold depends on the casting process, such as gravity casting or low pressure casting.
  • the first pressure may be the ambient pressure, that is about 0.1 MPa (1 bar).
  • the first pressure when using low pressure casting accordingly high that the melt can rise through the riser into the mold cavity of the casting tool.
  • the pressure during low-pressure casting may be between 0.3 MPa and 0.8 MPa (corresponding to 3 to 8 bar).
  • the first pressure is at most as large as needed for low pressure casting and should preferably be less than 1 MPa.
  • the pressurization provided after the filling of the casting tool is carried out at a higher second pressure, which may be, for example, greater than 5 MPa (50 bar), in particular more than 9 MPa (90 bar).
  • the pressurization with the second pressure begins after the mold is completely filled with melt, in particular while the melt initially solidifies to the component or when the melt passes into the semi-solid state starting.
  • the completely filled state of the casting mold can be sensed in the low-pressure process, for example by a pressure surge at the filling piston.
  • the pressurization of the solidifying melt can take place, for example, at a component edge shell temperature below the liquidus line and / or above the solidus line of the light metal alloy. However, it is also conceivable that the process begins even before reaching the liquidus line, for example at 3% above the liquidus line.
  • Under component edge shell temperature is understood in this context, a temperature which has the component in an edge layer region, or a solidifying or solidified from the melt edge shell. The solidification occurs from outside to inside, so that the temperature of the solidifying component inside are higher than in the peripheral view.
  • the pressurization is carried out at a second pressure, which is greater than the first pressure and can be exerted on the melt, for example by the weight of the upper part.
  • an even higher third pressure is built up and exerted on the workpiece, which may preferably be more than 15 MPa (150 bar).
  • the compression is preferably carried out at a component edge shell temperature, which is lower than the second temperature of already partially or largely solidified light metal alloy.
  • a lower limit of the third temperature for carrying out the compression is preferably at half the solidus temperature of the metal alloy.
  • Subareas of the component may also be outside the temperature.
  • the temperature of the component or of the tool lower part and / or upper part can be monitored by means of corresponding temperature sensors.
  • the end of the forming process can be defined by reaching an end position of the relative movement upper part to lower part or reaching a certain temperature.
  • the melt can be prepared from a base melt containing at least aluminum, and grain refining agents.
  • the grain refining agents act as nucleating agents in crystallizing the molten metal melt. These nucleating agents have a higher melting point than the light metal melt to be cast off and therefore solidify first during cooling. The crystals formed from the melt easily accumulate on the granulating agents. As many crystals as possible form, which then hinder their growth, resulting in a fine uniform structure.
  • the grain refining agents may comprise an aluminum-silicon alloy grain refiner containing a maximum of 12.5 weight percent silicon, and / or an aluminum-titanium alloy grain refiner containing at least titanium and boron as alloying elements.
  • the two grain refiners are composed of different alloys.
  • a particularly good grain refining effect is achieved when both the first grain refiner with up to 12.5 weight percent silicon and the second grain refiner with titanium and boron are used. This leads to a significant improvement in the castability and the strength of the component produced therefrom.
  • the melt based on the total weight of the castable melt or of the component produced therefrom, taken together may contain an amount of 0.1 to 5.0 percent by weight of the grain refiner of the aluminum-silicon alloy and the grain refiner of the aluminum-titanium alloy , It is provided in particular that the melt of the aluminum casting alloy, or the light metal cast component produced therefrom, contains silicon with 3.5 to 5.0 percent by weight, magnesium with 0.2 to 0.7 percent by weight, titanium with 0.07 to 0.12 percent by weight , Boron with a maximum of 0.012 weight percent, optionally further alloying elements together less than 1, 5 weight percent, the balance aluminum and unavoidable impurities.
  • alloying elements such as silicon, titanium, boron or others are mentioned, it should be understood in the context of the present disclosure that not only the pure alloying elements can be used, but also compounds are included, which include the respective alloying elements.
  • the specified proportion of silicon of not more than 12.5 percent by weight refers to the total weight of the first grain refiner.
  • the first grain fine silicon may contain from 3.0 to 7.0 weight percent, magnesium at 0.2 to 0.7 weight percent, titanium at 0.07 to 0.12 weight percent, boron at most 0.012 weight percent, optionally further alloying elements together less than 1, 5 weight percent, the balance aluminum and unavoidable impurities.
  • the stated values relate to the total weight of the first grain refiner.
  • the first grain refiner may have the same or different alloy composition as the base melt.
  • the first grain finer is treated with ultrasound in a molten state, so that a globally molded solid solution is formed on solidification. That is, the proportion of silicon dissolved in the aluminum forms a globulitically formed mixed crystal.
  • the grain refiner is heated in particular up to the transition temperature between solid and liquid (semi-solid) or above.
  • a further effect of the ultrasonic treatment is that the boron contained in the grain refining melt or the borides serve as nuclei to which Al3Ti attaches. Upon cooling, the thus formed AI3Ti particles solidify in the globulitic structure.
  • the first grain refining melt is solidified as quickly as possible, that is, for example, within up to 10 seconds.
  • the AI3Ti particles are later nucleated when they are stirred into the base melt.
  • the second grain refiner based on an aluminum-titanium alloy may in particular be a commercially available grain refiner, such as Al5 TM B.
  • the first and second grain refiner may be introduced into the base melt individually or as a composite grain refining system, with the nucleating first grain refiner and the nucleating second grain refiner completely melted in the melt. Subsequently, the resulting melt, which is composed of the base melt with the grain fines dissolved therein, is poured into the casting or molding tool.
  • the first and second grain finer are supplied to the base melt immediately before the casting of the respective cast component.
  • the melt is poured into the casting mold within a maximum of five minutes after stirring the first grain finer and / or the second grain finer into the base melt.
  • the AI3Ti particles of the stirred grain finer are at least substantially in solid form, so that the grain refining effects are increased.
  • FIG. 2 shows a state diagram (phase diagram) for a metal alloy for producing a component according to the method according to FIG. 1.
  • FIG. 1 shows a method for producing a light metal cast component by means of a casting and molding tool in a plurality of method steps S10 to S50.
  • the material used is a light metal casting alloy containing at least the following alloy constituents: 3.5 to 5.0% by weight of silicon, 0.2 to 0.7% by weight of magnesium, 0.07 to 0.12% by weight of titanium, a measurable fraction of boron from to at 0.012 weight percent, at least 93.0 weight percent aluminum and unavoidable impurities.
  • the alloy may also contain minor amounts of trace elements of other elements such as copper, manganese, nickel, zinc, tin, and / or strontium.
  • an exemplary alloy may include 4.0 weight percent silicon, 0.4 weight percent magnesium, 0.08 weight percent titanium, 0.012 weight percent boron, about 400 ppm copper (Cu), about 400 ppm zinc (Zn), about 100 ppm strontium (Sr). , about 200 ppm tin (Sn), about 400 ppm nickel (Ni), about 400 ppm manganese (Mn), further unavoidable impurities and the balance aluminum (AI).
  • the melt is produced for producing the light metal cast component.
  • a base melt is made from a base alloy.
  • at least one grain finer can be introduced, which acts as a nucleating agent during crystallization.
  • a first grain refiner made from an aluminum-silicon alloy containing a maximum silicon content of 12.5 percent by weight based on the total weight of the first grain refining alloy can be used.
  • a second grain refiner of an aluminum-titanium alloy may be used, which contains aluminum as the main component and at least titanium and boron as additional alloying elements.
  • the grain finers are introduced into the melt of the base alloy, whereby the grain finer are melted.
  • the melt from the light metal casting alloy is poured into a casting and molding tool at a low first pressure (P1). sen.
  • the casting may be done by gravity casting or low pressure casting, the first pressure (P1) preferably being less than 1.0 MPa.
  • the melt is poured at a temperature (T1) above the quenching temperature, in particular at a temperature of 650 ° C to 780 ° C.
  • the casting tool which is also referred to as a casting mold or mold, may have a low temperature of, for example, less than 300 ° C.
  • the light metal alloy located in the mold cavity is pressurized.
  • a pressure P2 which is greater than 5 MPa (50 bar) is established between a lower part and an upper part of the casting tool. This pressure can be generated for example by the weight of the upper part.
  • the pressurization of the melt can take place in a component edge shell temperature range T2 from around the liquidus line TL to above the solidus line TS of the metal alloy, that is TS ⁇ T2 ⁇ TL. Before the pressurization, the material is still liquid.
  • the material is at least partially solidified, that is, it is in a semi-solid state.
  • a compression of the workpiece which is at least largely solidified from the melt takes place.
  • the compression is performed by relatively moving the base to the top at a third pressure P3 that is greater than the second pressure P2 in step S30.
  • the compression can be done by pressing the lower part in the direction of the upper part with high forces.
  • the compression preferably begins only when the metal alloy is at least largely solidified or in the semi-solid state.
  • the compaction can be carried out at a component edge shell temperature T3, which is lower than the temperature T2 of the metal alloy in the step pressurizing S30.
  • the lower limit of the temperature T3 is half of the solidus temperature TS of the metal alloy, that is T2>T3> 0.5TS.
  • the end of the forming process is defined by reaching an end position of the relative movement top part to bottom part and the achievement of a certain temperature. ned.
  • When compacting the component undergoes only a relatively low degree of deformation of less than 1 5%, in particular less than 10%, respectively 5%. During compaction, pores are closed in the component, so that the microstructure is improved.
  • the workpiece also referred to as a raw casting component in this state, is mechanically reworked in method step S50.
  • the mechanical reworking may be, for example, a machining operation, such as a turning or milling machining, or a reshaping machining, such as ironing.
  • the light metal cast component may be subjected to a heat treatment after solidification, before or after the mechanical reworking.
  • the light metal cast component can be solution annealed and then tempered.
  • the heat treatment in particular the strength properties of the component can be increased.
  • cast blanks can be produced in several stages in the same lower mold, by casting (S20), subsequent pressurization (S30) and subsequent compacting / reshaping (S40).
  • the pressurization takes place above the solidus temperature (liquid to semi-solid state) of the alloy used in each case.
  • FIG. 2 shows a state diagram (phase diagram) for a light metal alloy for producing a component according to the method according to the invention.
  • the X-axis indicates the content ratio of a metal alloy (WL) that includes XA% of a metal A and XB% of a metal B.
  • the metal A is aluminum and the metal B is silicon. Due to the stated proportions of aluminum and silicon, the light metal alloy formed out hypoeutectic, that is, the proportion of silicon (metal B) is in relation to aluminum (metal A) in the light metal alloy (WL) SO small that a structure is created to the left of the eutectic (WEU).
  • the temperature (T) is indicated on the Y axis.
  • the casting takes place at a temperature T1 clearly above the liquidus temperature TL or the liquefaction line LL.
  • the temperature range T1 is shown in phantom.
  • the temperature range T2 for pressurizing which is preferably below the liquidus temperature (TL) and above the solidus temperature TS (TL> T2> TS), is shown in FIG. 2 with hatching from bottom left to top right.
  • the compression (S30) takes place in particular in a temperature range T3 between the temperature T2 and the half solidus temperature 0.5TS (T2> T3> 0.5 TS). This area is hatched in Figure 2 from top left to bottom right.
  • a mechanical reworking takes place at a temperature T4 below the solidus temperature (T4 ⁇ TS).
  • the light metal cast component produced by the above method has a particularly fine-grained structure with a low porosity and good mechanical properties, in particular with regard to the strength, ductility and elongation at break.
  • the light metal cast component has a maximum porosity of less than 0.5%, in particular less than 0.1%, and a surface roughness (Ra) of less than 50 micrometers, in particular less than 20 micrometers.
  • the tensile strength (Rm) of the light metal cast component after heat treatment is at least 270 N / mm 2 , in particular at least 320 N / mm 2 .
  • the elongation at break (A5) is at least 5%, in particular at least 8%.
  • the yield strength (Rp0.2) is at least 220 N / mm 2 , in particular at least 280 N / mm 2 .
  • the light metal cast component can be designed in the form of a safety or structural component for a motor vehicle, in particular as a vehicle wheel or a vehicle rim.
  • the process is particularly suitable for the production of safety or structural components having a weight of at least 500 grams, in particular of at least 3000 grams, without being limited thereto.
  • An advantage of the described method is that a component produced therewith has a particularly fine-grained, lunkerarmes structure. Overall, this leads to an increased strength of the component.
  • the tensile strength (Rm) of a component according to the invention could be increased by more than 20% over conventionally produced components.
  • the yield strength (Rp0.2) could even be increased by more than 40%.
  • a component with significantly higher strength can thus be produced with the same material use, or it can be made with less material use a lighter component.

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Abstract

Die Erfindung betrifft ein Verfahren zum Herstellen eines Leichtmetallgussbauteils aus einer Schmelze aus einer Aluminium-Gusslegierung, die, jeweils bezogen auf das Gewicht, Silizium mit 3,5 bis 5,0 %, Magnesium mit 0,2 bis 0,7 %, Titan mit 0,07 bis 0,12 %, Bor mit maximal 0,012 %, optional weitere Legierungselemente mit zusammen weniger als 1,5 %, den Rest Aluminium sowie unvermeidbare Verunreinigungen enthält, wobei die Schmelze hergestellt wird aus einer Basisschmelze, einem ersten Kornfeiner aus einer Aluminium-Siliziumlegierung und einem zweiten Kornfeiner aus einer Aluminium-Titanlegierung, wobei die Schmelze, bezogen auf das Gesamtgewicht, in Summe eine Menge von 0,1 bis 5,0 % des ersten und zweiten Kornfeiners enthält; wobei das Gießen im Niederdruck-Verfahren erfolgt und die Schmelze nach dem Gießen mit Druck beaufschlagt wird.

Description

m Herstellen eines Leichtmetallgussbauteils und
Leichtmetallgussbauteil
Beschreibung
Die Erfindung betrifft ein Leichtmetallgussbauteil, insbesondere für ein Kraftfahrzeug, das aus einer untereutektischen Aluminium-Gusslegierung hergestellt ist. Die Erfin- dung betrifft ferner ein Verfahren zur Herstellung eines solchen Leichtmetallgussbauteils.
Der vor allem in der Kraftfahrzeugindustrie vorliegende Trend in Richtung Leichtbau und Insassenschutz führt zur vermehrten Entwicklung von hochfesten und höchstfes- ten Bauteilen, die ein geringeres Gewicht als herkömmliche Bauteile bei zumindest gleichen Festigkeitseigenschaften aufweisen. Es ist bekannt, dass Leichtmetallräder für Kraftfahrzeuge mittels Gießen oder Schmieden hergestellt werden können. Die Anforderungen an die Gussformen und die verwendende Legierung unterscheiden sich beim Schmieden und beim Gießen.
Geschmiedete Leichtmetallräder haben eine außerordentliche Festigkeit, die eine schlankere und leichtere Bauweise als bei vergleichbaren Stahlfelgen erlaubt. Durch die hohen Festigkeiten lassen sich ferner verhältnismäßig dünne Wandungen und Speichen konstruieren, was zu einem geringen Gewicht führt. Die Herstellung erfolgt üblicherweise durch Kokillenguss aus einer Knetlegierung. Die Kokille ist in der Regel flach und entspricht lediglich im Durchmesser in etwa dem Endprodukt. Nach dem Gießen wird der Rohling bei ca. 500 °C stufenweise mit bis zu Zweitausend Tonnen Druckkraft in eine Form gepresst. Damit ist die eigentliche Felgenschüssel fertig. An- schließend wird das Felgenbett durch Walzen hergestellt und es erfolgt eine spanabhebende Bearbeitung. Schmiederäder sind verglichen mit Gussrädern viel stärker mit festigkeitssteigernden Legierungselementen wie Magnesium, Silizium und Titan legiert.
Beim Gießen ist die Form der Kokille nah an der Endform des herzustellenden Bauteils gestaltet. Nach einer Möglichkeit kann das Gießen im Niederdruckguss mit etwa 1 bar von unten nach oben erfolgen. Alternativ hierzu kann auch ein Druckgussverfahren verwendet werden, bei dem die flüssige Schmelze unter hohem Druck von etwa 10 bis 200 MPa in eine vorgewärmte Kokille gepresst wird, wo sie dann erstarrt. Die Schmelze verdrängt die in der Kokille vorhandene Luft und wird während des Erstarrungsvorganges unter Druck gehalten. Nach dem Verlassen der Kokille wird das Bauteil spanend bearbeitet. Gussräder haben verglichen mit geschmiedeten Rädern meist nur einen sehr geringen Anteil von Fremdmetallen wie Titan.
Bei im Wege des Gießverfahrens hergestellten Bauteilen hängen die Gießeigenschaften von Metalllegierungen und die mechanischen Eigenschaften des fertigen Bauteils wesentlich von der Korngröße ab. Durch eine kornfeinende Schmelzebehandlung können die statischen und dynamischen Festigkeitswerte in Gussstücken und das Spei- sungsvermögen der Schmelze in der Form sowie ihr Fließvermögen verbessert werden. Die Erstarrung vieler metallischer Legierungen beginnt mit der Bildung von Kristallen, die ausgehend von Keimstellen, nach allen Seiten wachsen, bis sie an das Nachbarkorn oder an die Formwand anstoßen. Für eine hohe Festigkeit des herzustellenden Bauteils ist wünschenswert, die Größe der Körner möglichst gleichmäßig beziehungsweise möglichst fein einzustellen. Hierfür wird häufig eine sogenannte Kornfeinung durchgeführt, wobei der erstarrenden Schmelze möglichst viele Keimbildner (Fremdkeime) angeboten werden. Aus der JP H1 1 293430 A ist ein Verfahren zur Herstellung eines hochfesten Aluminiumgussteil bekannt. Das Aluminiumgussteil hat nach dem Gießen eine Zusammensetzung, jeweils bezogen auf das Gewicht, von 3,5 bis 5,0 % Silizium, 0,15 bis 0,4 % Magnesium, bis zu 1 ,0 % Kupfer, bis zu 0,2 % Eisen, Behandlungsmittel und den Rest Aluminium. Nach dem Gießen wird das Gussbauteil bei 550 °C bis 575 °C für eine Zeitdauer von zwei bis vier Stunden erhitzt, anschließend schnell abgekühlt und danach einer weiteren Wärmebehandlung bei 160°C bis 180°C für eine Zeitdauer von ein bis drei Stunden unterzogen.
Aus der JP H05 171327 A ist eine Aluminiumgießlegierung für Hochdruckgießen bekannt, die eine Zusammensetzung, jeweils bezogen auf das Gewicht, von 4,0 bis 6,0 % Silizium, 0,3 bis 0,6 % Magnesium, bis zu bis zu 0,5 % Eisen, 0,05 bis 0,2 % Titan beinhaltet. Die Legierung kann zum Gießen von Fahrzeugrädern verwendet wer- den.
Aus der JP 2001 288547 A ist ein Aluminiumguss mit einer Zusammensetzung, jeweils bezogen auf das Gewicht, von 2,0 bis 6,0 % Silizium, 0,15 bis 0,34 % Magnesium, bis zu 0,2 % Eisen, 0,0003-0,01 % Strontium, den Rest Aluminium und unvermeidbare Verunreinigungen bekannt, und mit gegebenenfalls 0,01 bis 0,25 % Titan und 0,0001 bis 0,001 % Bor. Nach dem Abguss wird das Bauteil einem Lösungsglühen bei 540 °C bis 570 °C für 15 bis 60 Minuten unterzogen und abgeschreckt.
Aus der EP 0 488 670 A1 ist ein Aluminiumguss mit hoher Festigkeit bekannt mit, jeweils bezogen auf das Gewicht, 2,4 bis 4,4 % Silizium, 1 ,5 bis 2,5 % Kupfer, 0,2 bis 0,5 % Magnesium, und den Rest Aluminium, wobei die Matrix des Aluminiumguss Dendrite mit einer Korngröße von 30 Mikrometern oder weniger beinhaltet.
Aus der DE 10 2006 039 684 B4 ist ein Aluminium-Sicherheitsbauteil für den Automo- bilbau bekannt, das aus einer Aluminium-Silizium-Druckgusslegierung hergestellt ist. Die Druckgusslegierung weist 1 ,0 bis 5,0 Gewichtsprozent Silizium, 0,05 bis 1 ,2 Gewichtsprozent Chrom und als Rest Aluminium und unvermeidbare Verunreinigungen auf. Durch das Chrom soll eine verbesserte Gießbarkeit und Ausformbarkeit erreicht werden. Die Druckgusslegierung kann ferner Titan mit einem Gehalt von 0,01 bis 0,15 Gewichtsprozent aufweisen, wobei Titan als Kornfeiner wirkt, insbesondere wenn es zusammen mit Bor eingesetzt wird. Aus der EP 0 601 972 A1 ist eine untereutektische Aluminium-Silizium-Gusslegierung bekannt, die eine Vorlegierung als Kornfeinungsmittel enthält. Die Gusslegierung beinhaltet einen Siliziumgehalt von 5 bis 13 Gewichtsprozent und kann ferner Magnesium mit einem Anteil von 0,05 bis 0,6 Gewichtsprozent beinhalten. Die Vorlegierung enthält 1 ,0 bis 2,0 Gewichtsprozent Titan und 1 ,0 bis 2,0 Gewichtsprozent Bor. Die Aluminium- Silizium-Gusslegierung wird zur Herstellung von Felgen für Kraftfahrzeuge durch Nie- derdruckkokillenguss verwendet. Der Zusatz der Vorlegierung erfolgt, in Bezug auf die Gesamtmenge der Schmelze, in einer Menge von 0,05 bis 0,5 Gewichtprozent. Aus der DE 692 33 286 T2 ist beispielsweise ein Verfahren zur Kornfeinung von Aluminium und Aluminium-Legierungen bekannt, bei dem eine feste Silizium-Bor-Legierung zu geschmolzenem Aluminium oder geschmolzener Aluminium-Legierung zugesetzt wird. Die resultierende Schmelze enthält etwa 9,6 Gewichtsprozent Silizium und wenigstens 50 ppm Bor. Das aus der Schmelze hergestellte Bauteil hat Korngrößen im Bereich von 300 Mikrometern.
Aus der EP 1 244 820 B1 ist ein Verfahren zur Kornfeinung von hochfesten Aluminiumgusslegierungen bekannt, um ein Gusserzeugnis mit einer Korngröße von weniger als 125 Mikrometern zu erreichen. Hierfür werden verschiedene Legierungen vorge- schlagen, beispielsweise eine Legierung mit mehr als 3,8 Gewichtsprozent Kupfer, maximal 0,1 Gewichtsprozent Silizium und 0,25 bis 0,55 Gewichtsprozent Magnesium, oder eine Legierung mit mehr als 4,5 und weniger als 6,5 Gewichtsprozent Zink, maximal 0,3 Gewichtsprozent Silizium und 0,2 bis 0,8 Gewichtsprozent Magnesium. Zur Kornfeinung wird der Schmelze gelöstes Titan mit einer Korngröße von weniger als 125 Mikrometer in einer Menge von 0,005 bis 0,1 Gewichtsprozent sowie Boride zugefügt.
Aus der WO 2001 042521 A1 ist ein Verfahren zur Herstellung eines Kornfeinungsmit- tels auf der Basis einer Aluminium-Titan-Bor-Vorlegierung durch Einbringen von titan- und borhaltigen Ausgangsmaterialien in eine Aluminiumschmelze unter Bildung von TiB2-Partikeln und Erstarrenlassen dieser Vorlegierungsschmelze bekannt. In einer dort zitierten Quelle wird eine Theorie zum Ablauf der Vorgänge bei der Kornfeinung von Aluminiumlegierungen durch Zugabe einer Al-Ti-B-Vorlegierung beschrieben, beispielsweise ΑΙΤΊ5Β1 . Danach ergeben sich die besten Kornfeinungsergebnisse dann, wenn die in der Aluminiumschmelze unlöslichen TiB2-Partikel an deren Oberfläche zumindest teilweise mit einer Schicht aus AI3Ti-Phase belegt sind. Die Keimbildung der Alpha-Aluminium-Phase erfolgt an den AI3Ti-Schichten, deren Wirkung mit abnehmender Schichtdicke zunimmt.
Aus der EP 2 848 333 A1 ist ein Verfahren zur Herstellung eines metallischen Bauteils mittels eines Gieß- und Formwerkzeugs bekannt, mit den Schritten: Gießen einer Schmelze in das Gieß- und Formwerkzeug bei einem ersten Druck, Druckbeaufschlagen der erstarrenden Schmelze in dem Werkzeug mit einem größeren zweiten Druck, und Verdichten des aus der Schmelze erstarrten Bauteils in dem Werkzeug mit einem größeren dritten Druck. Der vorliegenden Erfindung liegt die Aufgabe zugrunde, ein Leichtmetallgussbauteil mit einem feinkörnigen Gefüge vorzuschlagen, das gute Festigkeitseigenschaften hat und einfach herstellbar ist. Die Aufgabe besteht ferner darin, ein entsprechendes Verfahren zur Herstellung eines solchen Leichtmetallgussbauteils vorzuschlagen. Eine Lösung besteht in einem Leichtmetallgussbauteil, das aus einer untereutekti- schen Aluminium-Gusslegierung hergestellt ist, wobei das Leichtmetallgussbauteil 3,5 bis 5,0 Gewichtsprozent Silizium und 0,2 bis 0,7 Gewichtsprozent Magnesium enthält, und wobei das Leichtmetallgussbauteil eine mittlere Korngröße von maximal 500 Mikrometern aufweist. Insbesondere ist vorgesehen, dass das Leichtmetallgussbauteil ne- ben Silizium und Magnesium mit den angegebenen Anteilen ferner Titan mit 0,07 bis 0,12 Gewichtsprozent, Bor mit maximal 0,012 Gewichtsprozent, optional weitere Legierungselemente mit zusammen weniger als 1 ,5 Gewichtsprozent, den Rest Aluminium sowie unvermeidbare Verunreinigungen enthält. Ein Vorteil des Leichtmetallgussbauteils ist, dass es aufgrund des verhältnismäßig geringen Silizium-Anteils im Wege des Niederdruckgießens herstellbar ist und aufgrund des feinkörnigen Gefüges gute mechanische Eigenschaften, insbesondere im Hinblick auf die Festigkeit, Duktilität, Bruchdehnung und Porosität aufweist. Die Zugfestigkeit (Rm) des Leichtmetallgussbauteils beträgt vorzugsweise mindestens 270 N/mm2 aufweist, insbesondere mindestens 300 N/mm2, beziehungsweise mindestens 320 N/mm2.
Durch den verhältnismäßig geringen Silizium-Anteil von weniger als 5 Gewichtsprozent ergibt sich eine untereutektische Aluminium-Silizium-Legierung. Das hieraus hergestellte Leichtmetallgussbauteil hat eine hohe Duktilität und Bruchdehnung. Die Bruchdehnung (A5) des Leichtmetallgussbauteils beträgt mindestens 5 %, insbeson- dere mindestens 8 %. Die Bruchdehnung kann unterhalb der für ein Schmiedeteil üblichen Bruchdehnung liegen, insbesondere unterhalb 12 %.
Das Leichtmetallgussbauteil hat vorzugsweise eine Streckgrenze (Rp0,2) von mindestens 220 N/mm2, insbesondere von mindestens 250 N/mm2, beziehungsweise von mindestens 280 N/mm2.
Vorzugsweise hat das Leichtmetallgussbauteil eine maximale Porosität von weniger als 0,5 %, insbesondere von weniger als 0,1 %. Die niedrige Porosität trägt ebenfalls zu guten Festigkeitseigenschaften und Zähigkeit bei. Das Leichtmetallgussbauteil kann eine Oberflächenrauhigkeit von weniger als 50 Mikrometern aufweisen, insbesondere von weniger als 20 Mikrometern.
Die geringe Oberflächenrauigkeit von weniger als 50 Mikrometern trägt zu besonders guten mechanischen Kennwerten der Oberflächenbeschaffenheit des Bauteils bei. Nach einer bevorzugten Ausgestaltung hat das Leichtmetallgussbauteil in einem Rohgussoberflächenbereich eine Streckgrenze (Rp0,2) von mindestens 280 N/mm2, eine Bruchdehnung (A5) von mindestens 8 % sowie eine Zugfestigkeit (Rm) von mindestens 320 N/mm2. Dabei ist mit Rohgussoberflächenbereich ein Bereich des nach dem Gießen unbearbeiteten Rohgussbauteils mit einer Tiefe von bis zu 1 ,0 mm von der Bauteiloberfläche gemeint.
Das Leichtmetallgussbauteil kann nach dem Erstarren einer Wärmebehandlung unterzogen werden, insbesondere einem Lösungsglühen und anschließendem Auslagern. Die Wärmebehandlung trägt zur Verbesserung der gekannten Materialkennwerte bei, insbesondere zur Erhöhung der Festigkeit. Die oben genannten Materialkennwerte beziehen sich insbesondere auf einen Zustand nach erfolgter Wärmebehandlung. Hauptlegierungselemente der für die Herstellung des Leichtmetallgussbauteils verwendeten Gusslegierung sind Aluminium und Silizium. Insofern kann die Gusslegierung auch als Aluminium-Silizium-Gusslegierung bezeichnet werden.
Die Gusslegierung kann neben Aluminium, Silizium und Mangan noch weitere Legie- rungselemente beziehungsweise nicht vermeidbare Verunreinigungen beinhalten. Der Anteil an weiteren Legierungselementen und unvermeidbaren Verunreinigungen beträgt insbesondere weniger als 1 ,5 Gewichtsprozent bezogen auf das Gesamtgewicht des Leichtmetallgussbauteils, vorzugsweise weniger als 1 ,0 Gewichtsprozent. Demnach weist die Aluminium-Silizium-Gusslegierung insbesondere mindestens 93 Ge- wichtsprozent, vorzugsweise mindestens 95 Gewichtsprozent Aluminium auf.
Grundsätzlich ist es wünschenswert, dass das herzustellende Leichtmetallgussbauteil gute mechanische Eigenschaften, insbesondere eine hohe Festigkeit aufweist. Auf der anderen Seite können festigkeitssteigernde Legierungselemente zu einer erhöhten Korrosionsneigung führen, welche wiederum ungewünscht ist.
Es ist daher insbesondere vorgesehen, dass der Anteil an festigkeitssteigernden Legierungselementen möglichst niedrig ist, damit das Leichtmetallgussbauteil eine hohe Korrosionsbeständigkeit aufweist. Die Korrosionsbeständigkeit sollte derart hoch sein, dass die einschlägigen Korrosionstests für das jeweilige Leichtmetallgussbauteil erfüllt werden. Normierte Korrosionstests sind beispielsweise in EN ISO 9227 oder ASTM B1 17 beschrieben. Je nach Bauteil sollten auch Korrosionstests, die sich auf die Außenbeanspruchung von Kraftfahrzeugen beziehen, wie der CASS-Test (copper ac- celerated salt spray test = beschleunigter Kupfer-Salzsprühtest) beziehungsweise der Filiform-Test bei Fahrzeugrädern erfüllt werden. Der CASS-Test wird insbesondere bei beschichteten oder lackierten Bauteilen durchgeführt. Dabei werden die zu prüfenden Bauteile in einer truhenähnlichen Anlage werden permanent verschiedenen, hoch korrosiven Salznebeln ausgesetzt. Die Prüfung der Filiformkorrosion kann beispielsweise gemäß DIN EN 3665 oder einer vergleichbaren Norm erfolgen.
Die unterkritische Menge an festigkeitssteigernden Legierungselementen hängt von der jeweiligen Legierungszusammensetzung und dem verwendeten Korrosionstest ab, und kann daher nicht in absoluter beziehungsweise konkreter Weise angegeben werden. Deswegen wird hier nur beispielhaft angegeben, dass der Mengenanteil an festigkeitssteigernden Legierungselementen wie Kupfer (Cu), Zink (Zn) und Titan (Ti) insgesamt geringer als ein Gewichtsprozent bezogen auf das Gesamtgewicht des Bauteils sein kann.
In einer Ausgestaltung kann die Aluminium-Gusslegierung Kupfer (Cu) mit einem Maximalgehalt von 1 ,0 Gewichtsprozent, insbesondere von maximal 0,5 Gewichtsprozent, insbesondere von bis zu 550 ppm (Parts per Million) aufweisen. Es kann auch vorgesehen sein, dass die Gusslegierung beziehungsweise das hieraus hergestellte Bauteil weniger als 250 ppm oder gar kein Kupfer enthält.
In einer Ausgestaltung kann die Aluminium-Gusslegierung Zink (Zn) mit einem Maximalgehalt von 550 ppm (Parts per Million) aufweisen. Es kann auch vorgesehen sein, dass die Gusslegierung beziehungsweise das hieraus hergestellte Bauteil weniger als 250 ppm oder gar kein Zink enthält.
In einer Ausgestaltung kann die Aluminium-Gusslegierung Titan (Ti) mit einem Maximalgehalt von 0,12 Gewichtsprozent aufweisen. Insbesondere kann vorgesehen sein, dass ein Anteil von 0,07 bis 0,12 Gewichtsprozent Titan in der Gusslegierung bezie- hungsweise im hieraus hergestellten Bauteil enthalten sind.
In einer Ausgestaltung kann die Aluminium-Gusslegierung Bor (B) mit einem Maximalgehalt von 0,12 Gewichtsprozent, insbesondere von maximal 0,012 Gewichtsprozent, insbesondere von maximal 0,06 Gewichtsprozent aufweisen. Sofern auch Titan vor- handen ist, kann der Anteil an Bor unter dem Anteil an Titan liegen. Das Titan und das Bor können nach einer Ausgestaltung auch in Form von Titanborid in der Aluminium- Gusslegierung beziehungsweise im hieraus hergestellten Bauteil vorgesehen sein. Insbesondere kann die Aluminium-Gusslegierung Titanborid (TiBor) mit einem Anteil von weniger als 30 ppm aufweisen.
Nach einer Ausgestaltung kann die Aluminium-Gusslegierung Strontium (Sr) mit einem Anteil von 100 ppm bis 150 ppm aufweisen.
Nach einer Ausgestaltung kann die Aluminium-Gusslegierung Zinn (Sn) mit einem Anteil von weniger als 250 ppm aufweisen.
Nach einer Ausgestaltung kann die Aluminium-Gusslegierung Nickel (Ni) mit einem Anteil von weniger als 550 ppm aufweisen.
Nach einer Ausgestaltung kann die Aluminium-Gusslegierung Mangan (Mn) mit einem Anteil von weniger als 0,5 Gewichtsprozent aufweisen. Nach einer Ausgestaltung kann die Aluminium-Gusslegierung Chrom (Cr) mit einem Anteil von weniger als 500 ppm aufweisen, vorzugsweise weniger als 200 ppm aufweisen. Dies beinhaltet insbesondere auch die Möglichkeit, dass kein Chrom in der Aluminium-Gusslegierung beziehungsweise im hieraus hergestellten Bauteil enthalten ist. Dies gilt im Übrigen auch für die übrigen oben genannten Legierungselemente.
Nach einer Ausgestaltung kann die Aluminium-Gusslegierung Eisen (Fe) mit einem Anteil von weniger als 0,7 Gewichtsprozent aufweisen.
Nach einer Ausgestaltung kann die Aluminium-Gusslegierung Mangan (Mn) mit einem Anteil von weniger als 0,15 Gewichtsprozent aufweisen.
Es versteht sich, dass alle genannten Legierungselemente sowohl einzeln oder auch in Kombination mit einem oder mehreren anderen Elementen vorgesehen sein können. Der Rest der Aluminium-Gusslegierung besteht aus Aluminium, Silizium, Magne- sium, ferner insbesondere Titan und Bor, und unvermeidbaren Verunreinigungen. Der Gewichtsanteil der übrigen Legierungselemente, das heißt der neben Aluminium, Silizium, Magnesium, Titan und Bor vorhandenen Legierungselemente beträgt vorzugsweise weniger als 1 ,5, insbesondere weniger als 1 ,0 Gewichtsprozent. Ein Vorteil der erfindungsgemäßen Leichtmetallgussbauteile ist, dass diese eine größere Designfreiheit als herkömmliche Leichtmetallgussbauteile und Schmiedeleichtmetallbauteile haben. So können kleinere Querschnitte der Bauteile realisiert werden, beziehungsweise eine aufwendige umformtechnische Nachbearbeitung kann entfallen. Nach einer Ausgestaltung kann das Leichtmetallgussbauteil in fertig hergestelltem Zustand Teilabschnitte aufweisen, die nach dem Gießen mechanisch unbearbeitet, insbesondere mechanisch unverfestigt sind. Die mechanisch unbearbeiteten Teilabschnitte können zumindest in Teilbereichen eine Wandstärke von weniger als 3,0 Mil- limeter haben.
Nach einer möglichen Ausgestaltung kann das Leichtmetallgussbauteil ein Sicher- heits- oder Strukturbauteil, insbesondere ein Fahrzeugrad beziehungsweise eine Fahrzeugfelge für ein Kraftfahrzeug oder dergleichen sein. Dabei versteht es sich, dass das Leichtmetallgussbauteil auch in anderer Form oder für andere Anwendungen als Kraftfahrzeuge gestaltet sein kann, beispielsweise für die Bauindustrie. Vorzugsweise hat das Sicherheits- oder Strukturbauteil ein Gewicht von mindestens 500 Gramm, insbesondere von mindestens 3000 Gramm. Die Lösung der oben genannten Aufgabe besteht weiter in einem Verfahren zum Herstellen eines Leichtmetallgussbauteils mit den Schritten: Bereitstellen einer Schmelze aus einer Aluminium-Gusslegierung, die - neben Aluminium - zumindest Silizium mit 3,5 bis 5,0 Gewichtsprozent und Magnesium mit 0,2 bis 0,7 Gewichtsprozent sowie unvermeidbare Verunreinigungen enthält; Gießen der Schmelze in ein Gieß- und Formwerkzeug mit einem niedrigen ersten Druck (P1 ); nach dem vollständigen Befüllen des Gieß- und Formwerkzeugs, Druckbeaufschlagen der erstarrenden Schmelze in dem Gieß- und Formwerkzeug mit einem zweiten Druck (P2), der größer ist als der erste Druck (P1 ); und wenn die Schmelze zumindest größtenteils zum Bauteil erstarrt ist, Verdichten des aus der Schmelze zumindest größtenteils erstarrten Bauteils in dem Gieß- und Formwerkzeug bei einem dritten Druck (P3), der größer ist als der zweite Druck (P2). Ein Vorteil des beschriebenen Gießverfahrens besteht darin, dass hiermit Bauteile mit besonders hoher Festigkeit und einem besonders feinen Gefüge in kurzer Zeit hergestellt werden können. Insbesondere lassen sich mit dem Verfahren Leichtmetallgussbauteile mit einer mittleren Korngröße von weniger als 500 Mikrometern, insbesondere von 200 bis 500 Mikrometern herstellen. Insofern greifen hier die Vorteile des Verfahrens und die Vorteile des gemäß dem Verfahren hergestellten Bauteils ineinander. In diesem Zusammenhang versteht es sich, dass alle im Zusammenhang mit dem Erzeugnis genannten Merkmale und Vorteile auch für das Verfahren gelten, und umgekehrt.
Ein weiterer Vorteil des Verfahrens ist, dass die hergestellten Bauteile durch das Verdichten eine endkonturnahe Form haben, was zu einer hervorragenden Werkstoffausnutzung führt. Weiter weisen die mit dem genannten Verfahren hergestellten Erzeugnisse eine hohe Maßgenauigkeit und Oberflächengüte auf. Die Werkzeugkosten sind gering, da mit einem Werkzeug verschiedene Prozessschritte durchgeführt werden. Das Verfahren eignet sich insbesondere zur Herstellung von Radfelgen für Kraftfahrzeuge, wobei die Herstellung anderer Bauteile selbstverständlich nicht ausgeschlossen ist. Nach einer bevorzugten Verfahrensführung erfolgt das Gießen der Schmelze bei einer Temperatur deutlich oberhalb der Liquidustemperatur, insbesondere bei einer mindestens 10 % oberhalb der Liquidustemperatur liegenden Gießtemperatur. Beispielsweise kann die aus Aluminium-Gusslegierung bestehende Schmelze bei einer Temperatur von 620 °C bis 800 °C, insbesondere bei einer Temperatur von 650 °C bis 780 °C ge- gössen werden. Das Gießwerkzeug, das auch als Gießform oder Kokille bezeichnet wird, kann eine demgegenüber niedrige Temperatur von beispielsweise unter 300 °C aufweisen.
Der für das Gießen der Schmelze in das Gießwerkzeug erforderliche Druck hängt vom Gießverfahren ab, wobei beispielsweise Schwerkraftgießen oder Niederdruckgießen in Frage kommen. Bei Verwendung von Schwerkraftgießen kann der erste Druck beispielsweise der Umgebungsdruck sein, das heißt etwa 0,1 MPa (1 bar). Demgegenüber ist der erste Druck bei Verwendung von Niederdruckgießen entsprechend so hoch, dass die Schmelze durch das Steigrohr in den Formhohlraum des Gießwerkzeugs steigen kann. Beispielsweise kann der Druck beim Niederdruckgießen zwischen 0,3 MPa bis 0,8 MPa betragen (entsprechend 3 bis 8 bar). Der erste Druck ist maximal so groß, wie für ein Niederdruckgießen nötig und sollte vorzugsweise unter 1 MPa liegen.
Das nach dem Füllen des Gießwerkzeugs vorgesehene Druckbeaufschlagen wird bei einem höheren zweiten Druck durchgeführt, der beispielsweise größer als 5 MPa (50 bar), insbesondere mehr als 9 MPa (90 bar) betragen kann. Das Druckbeaufschlagen mit dem zweiten Druck beginnt nachdem die Gießform vollständig mit Schmelze gefüllt ist, insbesondere während die Schmelze anfänglich zum Bauteil erstarrt beziehungsweise wenn die Schmelze beginnend in den Semi-Solid-Zustand übergeht. Der vollständig befüllte Zustand der Gießform kann beim Niederdruckverfahren beispielsweise durch einen Druckstoß am Füllkolben sensiert werden.
Das Druckbeaufschlagen der erstarrenden Schmelze kann beispielswiese bei einer Bauteil-Randschalen-Temperatur unterhalb der Liquiduslinie und/oder oberhalb der Soliduslinie der Leichtmetalllegierung erfolgen. Es ist jedoch auch denkbar, dass der Prozess auch schon vor Erreichen der Liquiduslinie, beispielsweise bei 3% oberhalb der Liquiduslinie, einsetzt. Unter Bauteil-Randschalen-Temperatur wird in diesem Zusammenhang eine Temperatur verstanden, die das Bauteil in einem Randschichtbereich aufweist, beziehungsweise einer aus der Schmelze erstarrenden oder erstarrten Randschale. Die Erstarrung erfolgt von außen nach innen, so dass die Temperatur des erstarrenden Bauteils im Inneren höher liegen, als in der Randsicht. Das Druck- beaufschlagen wird bei einem zweiten Druck durchgeführt, der größer ist als der erste Druck und beispielsweise durch das Eigengewicht des Oberteils auf die Schmelze ausgeübt werden kann.
Zum Verdichten wird ein nochmals höherer dritter Druck aufgebaut und auf das Werk- stück ausgeübt, der vorzugsweise mehr als 15 MPa (150 bar) betragen kann. Das Verdichten erfolgt vorzugsweise bei einer Bauteil-Randschalen-Temperatur, die geringer ist als die zweite Temperatur der bereits teilweise beziehungsweise größtenteils erstarrten Leichtmetalllegierung. Eine untere Grenze der dritten Temperatur zur Durchführung des Verdichtens liegt vorzugsweise bei der Hälfte der Solidustemperatur der Metalllegierung. Teilbereiche des Bauteils können auch außerhalb der Temperatur liegen. Während des Verdichtens kann die Temperatur des Bauteils beziehungsweise des Werkzeugunterteils und/oder -Oberteils mittels entsprechender Temperatursensoren überwacht werden. Das Ende des Umformprozesses kann durch Erreichen einer Endposition der Relativbewegung Oberteil zu Unterteil beziehungsweise Erreichen einer bestimmten Temperatur definiert werden. Nach einer möglichen Verfahrensführung kann die Schmelze hergestellt werden aus einer Basisschmelze, die zumindest Aluminium enthält, und Kornfeinungsmitteln. Die Kornfeinungsmittel wirken beim Kristallisieren der Leichtmetallschmelze als Keimbildner. Diese Keimbildner haben einen höheren Schmelzpunkt als die abzugießende Leichtmetallschmelze und erstarren daher zuerst bei der Abkühlung. An die Kornfei- nungsmittel lagern sich die aus der Schmelze gebildeten Kristalle leicht an. Es entstehen möglichst viele Kristalle, die sich dann im Wachstum behindern, so dass insgesamt ein feines gleichmäßiges Gefüge entsteht. Die Kornfeinungsmittel können einen Kornfeiner aus einer Aluminium-Siliziumlegierung, die einen Anteil an Silizium von maximal 12,5 Gewichtsprozent enthält, und/oder einen Kornfeiner aus einer Aluminium- Titanlegierung, die als Legierungselemente zumindest Titan und Bor enthält, aufweisen. Es ist insbesondere vorgesehen, dass die beiden Kornfeiner aus unterschiedlichen Legerungen zusammengesetzt sind. Eine besonders gute Kornfeinungswirkung wird erreicht, wenn sowohl der erste Kornfeiner mit bis zu 12,5 Gewichtsprozent Silizium als auch der zweite Kornfeiner mit Titan und Bor verwendet werden. Dies führt zu einer deutlichen Verbesserung der Gießbarkeit und der Festigkeit des hieraus hergestellten Bauteils.
In Konkretisierung kann die Schmelze, bezogen auf das Gesamtgewicht der gießfertigen Schmelze beziehungsweise des hieraus hergestellten Bauteils, zusammen ge- nommen eine Menge von 0,1 bis 5,0 Gewichtsprozent des Kornfeiners aus der Aluminium-Siliziumlegierung und des Kornfeiners aus der Aluminium-Titanlegierung enthalten. Es ist insbesondere vorgesehen, dass die Schmelze der Aluminium-Gusslegierung, beziehungsweise das hieraus hergestellte Leichtmetallgussbauteil Silizium mit 3,5 bis 5,0 Gewichtsprozent, Magnesium mit 0,2 bis 0,7 Gewichtsprozent, Titan mit 0,07 bis 0,12 Gewichtsprozent, Bor mit maximal 0,012 Gewichtsprozent, optional weitere Le- gierungselemente mit zusammen weniger als 1 ,5 Gewichtsprozent, den Rest Aluminium sowie unvermeidbare Verunreinigungen enthält.
Soweit Legierungselemente wie Silizium, Titan, Bor oder andere genannt sind, soll dies im Rahmen der vorliegenden Offenbarung so zu verstehen sein, dass nicht nur die reinen Legierungselemente verwendet werden können, sondern auch Verbindungen mit umfasst sind, welche die jeweils genannten Legierungselemente beinhalten. Der angegebene Anteil an Silizium von maximal 12,5 Gewichtsprozenten bezieht sich auf das Gesamtgewicht des ersten Kornfeiners. In einer Ausgestaltung kann der erste Kornfeiner Silizium mit 3,0 bis 7,0 Gewichtsprozent, Magnesium mit 0,2 bis 0,7 Gewichtsprozent, Titan mit 0,07 bis 0,12 Gewichtsprozent, Bor mit maximal 0,012 Gewichtsprozent, optional weitere Legierungselemente mit zusammen weniger als 1 ,5 Gewichtsprozent, den Rest Aluminium sowie unvermeidbare Verunreinigungen enthalten. Dabei beziehen sich die genannten Werte auf das Gesamtgewicht des ersten Kornfeiners. Der erste Kornfeiner kann die gleiche oder eine unterschiedliche Legierungszusammensetzung aufweisen wie die Basisschmelze. Nach einer möglichen Ausgestaltung wird der erste Kornfeiner in geschmolzenem Zustand mit Ultraschall behandelt, so dass beim Erstarren ein globuli- tisch eingeformter Mischkristall entsteht. Das heißt der im Aluminium gelöste Anteil des Siliziums bildet einen globulitisch eingeformten Mischkristall. Das Erhitzen des Kornfeiners erfolgt insbesondere bis zur Übergangstemperatur zwischen fest und flüssig (semi-solid) oder darüber. Ein weiterer Effekt der Ultraschallbehandlung ist, dass das in der Kornfeinungsschmelze enthaltene Bor beziehungsweise die Boride als Keime dienen, an denen sich AI3Ti anlagert. Beim Abkühlen erstarren die so gebilde- ten AI3Ti-Partikel im globulitischen Gefüge. Vorzugsweise wird die erste Kornfeinungsschmelze möglichst schnell zur Erstarrung gebracht, das heißt beispielsweise innerhalb von bis zu 10 Sekunden. An den AI3Ti-Partikeln erfolgt später beim Einrühren in die Basisschmelze die Keimbildung. Der zweite Kornfeiner auf Basis einer Aluminium-Titanlegierung kann insbesondere ein handelsüblicher Kornfeiner sein, wie beispielsweise AI5TM B. Der erste und zweite Kornfeiner können einzeln oder als zusammengesetztes Kornfei- nungssystem, in die Basisschmelze eingebracht, wobei der keimbildende erste Kornfeiner und der keimbildende zweite Kornfeiner in der Schmelze vollständig aufgeschmolzen werden. Anschließend wird die daraus resultierende Schmelze, die sich aus der Basisschmelze mit den darin aufgelösten Kornfeinern zusammensetzt, in das Gieß- beziehungsweise Formwerkzeug gegossen.
Nach einer möglichen Verfahrensführung werden der erste und zweite Kornfeiner unmittelbar vor dem Abgießen des jeweiligen Gussbauteils der Basisschmelze zugeführt. In Konkretisierung kann insbesondere vorgesehen sein, dass das Abgießen der Schmelze in das Gießwerkzeug innerhalb von insbesondere maximal fünf Minuten nach dem Einrühren des ersten Kornfeiners und/oder des zweiten Kornfeiners in die Basisschmelze erfolgt. Auf diese Weise liegen die AI3Ti-Partikel des eingerührten Kornfeiners zumindest im Wesentlichen in fester Form vor, so dass die Kornfeinungs- effekte erhöht werden.
Eine bevorzugte Verfahrensführung wird nachstehend anhand der Zeichnungsfiguren erläutert. Es zeigt:
Figur 1 ein erfindungsgemäßes Verfahren zur Herstellung eines Leichtmetallguss- bauteils mittels eines Gieß- und Formwerkzeugs mit den Verfahrensschritten S10 bis S50;
Figur 2 ein Zustandsdiagramm (Phasendiagramm) für eine Metalllegierung zur Herstellung eines Bauteils gemäß dem Verfahren nach Figur 1 .
Die Figuren 1 und 2 werden nachfolgend gemeinsam beschrieben. Figur 1 zeigt ein Verfahren zur Herstellung eines Leichtmetallgussbauteils mittels eines Gieß- und Formwerkzeugs in mehreren Verfahrensschritten S10 bis S50. Als Werkstoff wird eine Leichtmetallgusslegierung verwendet, die zumindest folgende Legierungsbestandteile enthält: 3,5 bis 5,0 Gewichtsprozent Silizium, 0,2 bis 0,7 Gewichtsprozent Magnesium, 0,07 bis 0,12 Gewichtsprozent Titan, ein messbarer Anteil an Bor von bis zu 0,012 Gewichtsprozent, mindestens 93,0 Gewichtsprozent Aluminium sowie unvermeidbare Verunreinigungen. Die Legierung kann ferner in geringen Mengen Spuren von weiteren Elementen wie Kupfer, Mangan, Nickel, Zink, Zinn, und/oder Strontium enthalten. Eine beispielhafte Legierung kann insbesondere 4,0 Gewichtsprozent Silizium, 0,4 Gewichtsprozent Magnesium, 0,08 Gewichtsprozent Titan, 0,012 Gewichtsprozent Bor, etwa 400 ppm Kupfer (Cu), etwa 400 ppm Zink (Zn), etwa 100 ppm Strontium (Sr), etwa 200 ppm Zinn (Sn), etwa 400 ppm Nickel (Ni), etwa 400 ppm Mangan (Mn), ferner unvermeidbare Verunreinigungen sowie als Rest Aluminium (AI) aufweisen.
Im ersten Verfahrensschritt S10 wird die Schmelze zur Herstellung des Leichtmetallgussbauteils hergestellt. Hierfür wird eine Basisschmelze aus einer Basislegierung hergestellt. In die Basislegierung kann zumindest ein Kornfeiner eingebracht werden, der beim Kristallisieren als Keimbildner wirkt. Konkret kann in einem Beispiel ein erster Kornfeiner aus einer Aluminium-Siliziumlegierung verwendet werden, die einen Anteil an Silizium von maximal 12,5 Gewichtsprozent bezogen auf das Gesamtgewicht der ersten Kornfeinungslegierung enthält. Zusätzlich kann ein zweiter Kornfeiner aus einer Aluminium-Titanlegierung verwendet werden, die als Hauptbestandteil Aluminium und als zusätzliche Legierungselemente zumindest Titan und Bor enthält. Die Kornfeiner werden in die Schmelze der Basislegierung eingebracht, wobei die Kornfeiner aufgeschmolzen werden. Hinsichtlich der Mengenverhältnisse ist insbesondere vorgesehen, dass eine Menge von insgesamt 0,1 bis 5,0 Gewichtsprozent des ersten und zweiten Kornfeiners bezogen auf das Gesamtgewicht des herzustellenden Bauteils eingebracht werden.
Im zweiten Verfahrensschritt S20 wird die Schmelze aus der Leichtmetallgusslegierung in ein Gieß- und Formwerkzeug bei einem niedrigen ersten Druck (P1 ) eingegos- sen. Das Gießen kann durch Schwerkraftgießen oder Niederdruckgießen erfolgen, wobei der erste Druck (P1 ) vorzugsweise unter 1 ,0 MPa liegt. Die Schmelze wird mit einer Temperatur (T1 ) oberhalb der üquidustemperatur gegossen, insbesondere bei einer Temperatur von 650 °C bis 780 °C. Das Gießwerkzeug, das auch als Gießform oder Kokille bezeichnet wird, kann eine demgegenüber niedrige Temperatur von beispielsweise unter 300 °C aufweisen.
Im nachfolgenden Verfahrensschritt S30 erfolgt ein Druckbeaufschlagen der im Formhohlraum befindlichen Leichtmetalllegierung. Hierfür wird zwischen einem Unterteil und einem Oberteil des Gießwerkzeugs ein Druck P2 aufgebaut, der größer ist als 5 MPa (50 bar). Dieser Druck kann beispielsweise durch das Eigengewicht des Oberteils erzeugt werden. Vor dem Druckbeaufschlagen sind alle Öffnungen des Gieß- und Formwerkzeugs zu schließen, damit kein Material ungewünscht aus der Form gepresst wird. Das Druckbeaufschlagen der Schmelze kann in einem Bauteil-Randschalen- Temperaturbereich T2 von um die Liquiduslinie TL bis oberhalb der Soliduslinie TS der Metalllegierung erfolgen, das heißt TS < T2 < TL. Vor der Druckbeaufschlagung ist das Material noch flüssig. Bei Beendigung der Druckbeaufschlagung ist das Material zumindest teilweise erstarrt, das heißt es befindet sich in einem Semi-Solid-Zustand. Nach dem Druckbeaufschlagen (S30) erfolgt im anschließenden Verfahrensschritt S40 ein Verdichten des aus der Schmelze zumindest größtenteils erstarrten Werkstücks. Das Verdichten wird durch relatives Bewegen des Unterteils zum Oberteil bei einem dritten Druck P3 durchgeführt, der größer als der zweite Druck P2 im Verfahrensschritt S30 ist. Das Verdichten kann durch Pressen des Unterteils in Richtung Oberteil mit hohen Kräften erfolgen. Das Verdichten beginnt vorzugsweise erst, wenn das die Metalllegierung zumindest größtenteils erstarrt ist beziehungsweise im Semi-Solid-Zustand ist. Das Verdichten kann bei einer Bauteil-Randschalen-Temperatur T3 erfolgen, die geringer ist als die Temperatur T2 der Metalllegierung beim Verfahrensschritt Druckbeaufschlagen S30. Als untere Grenze der Temperatur T3 wird die Hälfte der Solidustemperatur TS der Metalllegierung angegeben, das heißt T2 > T3 > 0,5TS. Das Ende des Umformprozesses wird durch das Erreichen einer Endposition der Relativbewegung Oberteil zu Unterteil und das Erreichen einer bestimmten Temperatur defi- niert. Beim Verdichten erfährt das Bauteil nur einen vergleichsweise geringen Umformgrad von weniger als 1 5 %, insbesondere von weniger als 10 %, respektive 5 %. Beim Verdichten werden Poren im Bauteil geschlossen, so dass die Gefügestruktur verbessert wird.
Nachdem das Bauteil vollständig erstarrt ist, wird es aus dem Gießwerkzeug entnommen. Anschließend wird das in diesem Zustand auch als Rohgussbauteil bezeichnete Werkstück im Verfahrensschritt S50 mechanisch nachbearbeitet. Das mechanische Nachbearbeiten kann beispielsweise eine spanende Bearbeitung, wie eine Dreh- oder Fräsbearbeitung, oder eine umformende Bearbeitung, wie Abstrecken sein.
Das Leichtmetallgussbauteil kann nach dem Erstarren, vor oder nach dem mechanischen Nachbearbeiten, einer Wärmebehandlung unterzogen werden. Beispielsweise kann das Leichtmetallgussbauteil lösungsgeglüht und anschließend angelassen wer- den. Durch die Wärmebehandlung können insbesondere die Festigkeitseigenschaften des Bauteils erhöht werden.
Es können weitere übliche Verfahrensschritte wie Qualitätskontrolle, beispielsweise mittels Röntgen, sowie Lackieren folgen.
Mit dem erfindungsgemäßen Verfahren lassen sich Gussrohlinge in mehreren Stufen in derselben Unterform herstellen, durch Gießen (S20), nachfolgendes Druckbeaufschlagen (S30) und nachfolgendes Verdichten/Umformen (S40). Das Druckbeaufschlagen findet oberhalb der Solidustemperatur (flüssig bis Semi-Solid-Zustand) der jeweils verwendeten Legierung statt.
Figur 2 zeigt ein Zustandsdiagramm (Phasendiagramm) für eine Leichtmetalllegierung zur Herstellung eines Bauteils gemäß dem erfindungsgemäßen Verfahren. Auf der X- Achse ist das Anteilsverhältnis einer Metalllegierung (WL) angegeben, die XA % eines Metalls A und XB % eines Metalls B beinhaltet. Vorliegend ist das Metall A Aluminium und das Metall B Silizium. Durch die genannten Anteile an Aluminium und Silizium ist die heraus gebildete Leichtmetalllegierung untereutektisch, das heißt der Anteil an Silizium (Metall B) ist im Verhältnis zu Aluminium (Metall A) in der Leichtmetalllegierung (WL) SO gering, dass ein Gefüge links des Eutektikums (WEU) entsteht.
Auf der Y-Achse ist die Temperatur (T) angegeben. Das Gießen erfolgt mit einer Temperatur T1 deutlich oberhalb der Liquidustemperatur TL beziehungsweise der Liqui- duslinie LL. Der Temperaturbereich T1 ist strichpunktiert dargestellt. Der Temperaturbereich T2 zum Druckbeaufschlagen, welcher vorzugsweise unterhalb der Liquidustemperatur (TL) und oberhalb der Solidustemperatur TS liegt (TL > T2 > TS), ist in Figur 2 mit Schraffur von links unten nach rechts oben dargestellt. In Abhängigkeit der Prozesszeit beim Druckbeaufschlagen (S20) bleibt ein restlicher Umformgrad von we- niger als 1 5% für ein anschließendes Verdichten. Das Verdichten (S30) findet insbesondere in einem Temperaturbereich T3 zwischen der Temperatur T2 und der halben Solidustemperatur 0,5TS statt (T2 > T3 > 0,5 TS). Dieser Bereich ist in Figur 2 von links oben nach rechts unten schraffiert. Optional erfolgt ein mechanisches Nachbearbeiten (S40) bei einer Temperatur T4 unterhalb der Solidustemperatur (T4 < TS).
Das mit dem genannten Verfahren hergestellte Leichtmetallgussbauteil hat ein besonders feinkörniges Gefügte mit einer geringen Porosität sowie gute mechanische Eigenschaften, insbesondere im Hinblick auf die Festigkeit, Duktilität und Bruchdehnung. Das Leichtmetallgussbauteil hat eine maximale Porosität von weniger als 0,5 %, ins- besondere von weniger als 0, 1 %, und eine Oberflächenrauigkeit (Ra) von weniger als 50 Mikrometern, insbesondere von weniger als 20 Mikrometern. Die Zugfestigkeit (Rm) des Leichtmetallgussbauteils beträgt nach erfolgter Wärmebehandlung mindestens 270 N/mm2, insbesondere mindestens 320 N/mm2. Die Bruchdehnung (A5) beträgt mindestens 5 %, insbesondere mindestens 8 %. Die Streckgrenze (Rp0,2) beträgt mindestens 220 N/mm2, insbesondere mindestens 280 N/mm2.
Das Leichtmetallgussbauteil kann in Form eines Sicherheits- oder Strukturbauteils für ein Kraftfahrzeug gestaltet werden, insbesondere als Fahrzeugrad beziehungsweise eine Fahrzeugfelge. Besonders eignet sich das Verfahren zur Herstellung von Sicher- heits- oder Strukturbauteilen mit einem Gewicht von mindestens 500 Gramm, insbesondere von mindestens 3000 Gramm, ohne hierauf eingeschränkt zu sein. Ein Vorteil des beschriebenen Verfahrens ist, dass ein mit diesem hergestelltes Bauteil ein besonders feinkörniges, lunkerarmes Gefüge hat. Dies führt insgesamt zu einer erhöhten Festigkeit des Bauteils. So haben Versuche gezeigt, dass die Zugfestigkeit (Rm) eines erfindungsgemäß hergestellten Bauteils gegenüber auf herkömmliche Weise hergestellten Bauteilen, um mehr als 20 % gesteigert werden konnte. Die Dehngrenze (Rp0,2) konnte sogar um über 40 % gesteigert werden. Insgesamt kann somit bei gleichem Materialeinsatz ein Bauteil mit wesentlich höherer Festigkeit erzeugt werden, oder es kann mit geringerem Materialeinsatz ein leichteres Bauteil hergestellt werden.

Claims

Ansprüche
1 . Verfahren zum Herstellen eines Leichtmetallgussbauteils mit den Schritten:
Bereitstellen einer Schmelze aus einer Aluminium-Gusslegierung, die Silizium mit 3,5 bis 5,0 Gewichtsprozent, Magnesium mit 0,2 bis 0,7 Gewichtsprozent, Titan mit 0,07 bis 0,12 Gewichtsprozent, Bor mit maximal 0,012 Gewichtsprozent, optional weitere Legierungselemente mit zusammen weniger als 1 ,5 Gewichtsprozent, den Rest Aluminium sowie unvermeidbare Verunreinigungen enthält, wobei die Schmelze hergestellt wird aus einer Basisschmelze, die Aluminium enthält, einem ersten Kornfeiner aus einer Aluminium-Siliziumlegierung, die einen Anteil an Silizium von maximal 12,5 Gewichtsprozent sowie Aluminium enthält, und einem zweiten Kornfeiner aus einer Aluminium-Titanlegierung, die als Legierungselemente zumindest Titan, Bor und Aluminium enthält, wobei die Schmelze, bezogen auf das Gesamtgewicht, in Summe eine Menge von 0,1 bis 5,0 Gewichtsprozent des Kornfeiners aus der Aluminium-Siliziumlegierung und des Korn- feiners aus der Aluminium-Titanlegierung enthält;
Gießen der Schmelze in ein Gieß- und Formwerkzeug im Niederdruck- Verfahren bei einem niedrigen ersten Druck (P1 ), insbesondere mittels Schwerkraftgießen oder Niederdruckgießen,
nach dem vollständigen Befüllen des Gieß- und Formwerkzeugs, Druckbeaufschlagen der erstarrenden Schmelze in dem Gieß- und Formwerkzeug mit einem zweiten Druck (P2), der größer ist als der erste Druck (P1 ), und wenn die Schmelze zumindest größtenteils zum Bauteil erstarrt ist, Verdichten des aus der Schmelze zumindest größtenteils erstarrten Bauteils in dem Gieß- und Formwerkzeug bei einem dritten Druck (P3), der größer ist als der zweite Druck (P2).
2. Verfahren nach Anspruch 1 ,
dadurch gekennzeichnet,
dass die Schmelze als weitere Legierungselemente zumindest eines von: Strontium (Sr) mit 100 bis 150 ppm,
Zinn (Sn) mit weniger als 250 ppm,
Kupfer (Cu) mit weniger als 1 ,0 Gewichtsprozent, insbesondere weniger als 550 ppm,
Nickel (Ni) mit weniger als 550 ppm,
Titanborid (TiBor) mit weniger als 30 ppm,
Zink (Zn) mit weniger als 550 ppm,
Chrom (Cr) mit weniger als 500 ppm,
Eisen (Fe) mit weniger als 0,7 Gewichtsprozent und
Mangan (Mn) mit weniger als 0,15 Gewichtsprozent
enthält.
3. Verfahren nach Anspruch 1 oder 2,
dadurch gekennzeichnet,
dass der erste Kornfeiner hergestellt wird durch Erzeugen einer Kornfeinungs- schmelze aus der Aluminium-Siliziumlegierung und Behandeln der Kornfei- nungsschmelze mit Ultraschall, derart, dass nach dem Erstarren ein globulisch eingeformter Alpha-Mischkristall vorliegt.
4. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 3,
dadurch gekennzeichnet,
dass der erste Kornfeiner und der zweite Kornfeiner durch Einrühren in die Basisschmelze eingebracht werden, insbesondere mit zumindest teilweiser zeitlicher Überschneidung.
Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 4,
dadurch gekennzeichnet,
dass das Abgießen der Schmelze spätestens fünf Minuten nach dem Einbringen des ersten Kornfeiners und/oder des zweiten Kornfeiners erfolgt.
Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 5,
dadurch gekennzeichnet,
dass das Gießen bei einer ersten Temperatur (T1 ) von 620 °C bis 800 °C, insbesondere bei einer ersten Temperatur von 650 °C bis 780 °C erfolgt.
Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 6,
dadurch gekennzeichnet,
dass das Druckbeaufschlagen mit dem zweiten Druck (P2) bei einer zweiten Temperatur (T2) durchgeführt wird, die geringer ist als die erste Temperatur und unterhalb der Liquiduslinie liegt,
wobei das Verdichten mit dem dritten Druck (P3) bei einer dritten Temperatur (T3) durchgeführt wird, die geringer ist als die zweite Temperatur (T2) und die mindestens die Hälfte der Solidustemperatur der Aluminium-Gusslegierung beträgt.
Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 7,
dadurch gekennzeichnet,
dass das Leichtmetallgussbauteil nach dem Erstarren einer Wärmebehandlung unterzogen wird, insbesondere einem Lösungsglühen und anschließendem Auslagern.
Leichtmetallgussbauteil, insbesondere für ein Kraftfahrzeug,
hergestellt mit dem Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 8,
wobei das Leichtmetallgussbauteil 3,5 bis 5,0 Gewichtsprozent Silizium und 0,2 bis 0,7 Gewichtsprozent Magnesium, 0,07 bis 0,12 Gewichtsprozent Titan, maximal 0,012 Gewichtsprozent Bor, optional weitere Legierungselemente mit zu- sammen weniger als 1 ,5 Gewichtsprozent, den Rest Aluminium sowie unvermeidbare Verunreinigungen enthält, und
wobei das Leichtmetallgussbauteil eine mittlere Korngröße von maximal 500 Mikrometern aufweist.
10. Leichtmetallgussbauteil nach Anspruch 9,
dadurch gekennzeichnet,
dass das Leichtmetallgussbauteil eine maximale Porosität von weniger als 0,5 % aufweist, insbesondere von weniger als 0,1 %.
1 1 . Leichtmetallgussbauteil nach Anspruch 9 oder 10,
dadurch gekennzeichnet,
dass das Leichtmetallgussbauteil eine Bruchdehnung (As) von mindestens 5 % aufweist, insbesondere mindestens 8 %.
12. Leichtmetallgussbauteil nach einem der Ansprüche 9 bis 1 1 ,
dadurch gekennzeichnet,
dass das Leichtmetallgussbauteil eine Streckgrenze (Rpo,2) von mindestens 220 N/mm2 aufweist, vorzugsweise von mindestens 250 N/mm2, insbesondere von mindestens 280 N/mm2.
13. Leichtmetallgussbauteil nach einem der Ansprüche 9 bis 12,
dadurch gekennzeichnet,
dass das Leichtmetallgussbauteil eine Zugfestigkeit (Rm) von mindestens 270 N/mm2 aufweist, vorzugsweise von mindestens 300 N/mm2 insbesondere von mindestens 320 N/mm2.
14. Leichtmetallgussbauteil nach einem der Ansprüche 9 bis 13,
dadurch gekennzeichnet,
dass das Leichtmetallgussbauteil eine Oberflächenrauigkeit [Ra] von weniger als 50 Mikrometern aufweist, insbesondere von weniger als 20 Mikrometern.
15. Leichtmetallgussbauteil nach einem der Ansprüche 9 bis 14,
dadurch gekennzeichnet,
dass das Leichtmetallgussbauteil im Bereich einer Rohgussoberfläche eine Streckgrenze (Rpo,2) von mindestens 280 N/mm2, eine Bruchdehnung (As) von mindestens 8 % sowie eine Zugfestigkeit (Rm) von mindestens 320 N/mm2 aufweist.
16. Leichtmetallgussbauteil nach einem der Ansprüche 9 bis 15,
dadurch gekennzeichnet,
dass das Leichtmetallgussbauteil in fertig hergestelltem Zustand Teilabschnitte aufweist, die nach dem Gießen mechanisch unbearbeitet, insbesondere mechanisch unverfestigt sind, wobei die mechanisch unbearbeiteten Teilabschnitte eine Wandstärke von weniger als 3,0 Millimeter aufweisen.
17. Leichtmetallgussbauteil nach einem der Ansprüche 9 bis 16,
dadurch gekennzeichnet,
dass das Leichtmetallgussbauteil ein Sicherheits- oder Strukturbauteil, insbesondere ein Fahrzeugrad eines Kraftfahrzeugs ist.
18. Leichtmetallgussbauteil nach einem der Ansprüche 9 bis 17,
dadurch gekennzeichnet,
dass das Sicherheits- oder Strukturbauteil ein Gewicht von mindestens 500 Gramm, insbesondere von mindestens 3000 Gramm aufweist.
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Cited By (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
EP4101941A1 (de) 2021-06-07 2022-12-14 Dubai Aluminium PJSC Aluminium-silizium-gusslegierung und daraus hergestellte gussteile

Families Citing this family (14)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US11421304B2 (en) * 2017-10-26 2022-08-23 Tesla, Inc. Casting aluminum alloys for high-performance applications
DE102017125634B4 (de) * 2017-11-02 2019-12-24 Schuler Pressen Gmbh Gießvorrichtung und Verfahren zum Herstellen einer Leichtmetallfelge sowie Leichtmetallfelge
CN108118207B (zh) * 2017-11-14 2020-05-08 北京世联信诺科技有限公司 一种铸造铝硅合金及其制备方法
KR20250011232A (ko) 2018-08-02 2025-01-21 테슬라, 인크. 다이 주조용 알루미늄 합금
KR101978607B1 (ko) * 2018-10-04 2019-05-14 정희열 알루미늄 합금으로 구성되는 다이캐스팅 성형용 소재를 이용한 전기 및 전자 커넥터의 제조 방법
EP3725900A1 (de) 2019-04-17 2020-10-21 Mubea Performance Wheels GmbH Bauteil und verfahren und vorrichtung zum abschrecken eines bauteils
DE102020100702A1 (de) * 2020-01-14 2021-07-15 Audi Aktiengesellschaft Verfahren zum Herstellen einer Kraftwagenfelge aus Aluminium oder einer Aluminiumlegierung für ein Rad eines Kraftfahrzeugs sowie entsprechende Vorrichtung zum Herstellen einer Kraftwagenfelge
JP2022011149A (ja) * 2020-06-29 2022-01-17 ヤマハ発動機株式会社 車両ホイール用アルミニウム合金、車両ホイールおよび車両ホイールの製造方法
US11772156B2 (en) * 2021-01-20 2023-10-03 GM Global Technology Operations LLC In-line pressurization chamber for casting
CN113652581B (zh) * 2021-07-30 2022-03-22 佛山职业技术学院 一种铝合金及其制备方法和应用
CN115519948A (zh) * 2022-10-17 2022-12-27 青岛宇远新材料有限公司 抗老化重汽拖车销手柄
CN117535567A (zh) * 2023-11-21 2024-02-09 河北科技大学 一种低压铸造免固溶热处理铝合金及其制备方法
DE202024002599U1 (de) 2024-11-27 2026-04-09 Muhr Und Bender Kg Anlage zum Wärmebehandeln eines Leichtmetallbauteils sowie wärmebehandeltes Leichtmetallbauteil
CN119609087B (zh) * 2024-12-10 2025-08-22 北京机科国创轻量化科学研究院有限公司 一种提高铸件致密度的压铸成型方法

Family Cites Families (29)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
DE69110018T2 (de) * 1990-11-30 1995-11-02 Toyota Motor Co Ltd Hochfester Aluminium-Legierungsguss mit hoher Zähigkeit und Verfahren zu seiner Herstellung.
JP3195392B2 (ja) * 1990-11-30 2001-08-06 トヨタ自動車株式会社 高強度高靱性アルミニウム合金鋳物の製造方法
JPH05171327A (ja) * 1991-12-17 1993-07-09 Ube Ind Ltd 高圧鋳造用アルミニウム合金
NO174165C (no) 1992-01-08 1994-03-23 Elkem Aluminium Fremgangsmåte ved kornforfining av aluminium samt kornforfiningslegering for utförelse av fremgangsmåten
ZA938824B (en) 1992-12-07 1994-06-30 Rheinfelden Aluminium Gmbh Grain refiner for aluminium casting alloys, in particular aluminium-silicon casting alloys.
DE4327227A1 (de) * 1993-08-13 1995-02-16 Schaedlich Stubenrauch Juergen Kornfeinungsmittel, seine Herstellung und Verwendung
JPH11293430A (ja) * 1998-04-09 1999-10-26 Hitachi Metals Ltd 高靱性アルミニウム合金鋳物の製造方法およびそれにより得られる高靱性アルミニウム合金鋳物
JP3921314B2 (ja) 1999-09-03 2007-05-30 株式会社神戸製鋼所 衝撃破壊強度に優れたアルミニウム合金鋳造材およびその製造方法
US6368427B1 (en) 1999-09-10 2002-04-09 Geoffrey K. Sigworth Method for grain refinement of high strength aluminum casting alloys
EP1114875A1 (de) 1999-12-10 2001-07-11 Alusuisse Technology &amp; Management AG Verfahren zur Herstellung einer Aluminium-Titan-Bor-Vorlegierung als Kornfeinungsmittel
JP2001288547A (ja) * 2000-04-03 2001-10-19 Nissan Motor Co Ltd アルミニウム合金鋳物部品およびその製造方法
JP2005272966A (ja) 2004-03-25 2005-10-06 Aisin Seiki Co Ltd 半凝固成形用アルミニウム合金及び成形体の製造方法
DE102006039684B4 (de) 2006-08-24 2008-08-07 Audi Ag Aluminium-Sicherheitsbauteil
EP2479296B1 (de) * 2011-01-21 2017-06-21 Hydro Aluminium Rolled Products GmbH Verfahren zur Herstellung von einer Si-Primärpartikel freien Aluminiumlegierung
KR101228024B1 (ko) 2011-03-18 2013-01-30 한국기계연구원 알루미늄 기지 복합재료 제조방법 및 이에 의해 제조된 알루미늄 기지 복합재료
JP5575028B2 (ja) * 2011-03-24 2014-08-20 株式会社豊田中央研究所 高強度アルミニウム合金、高強度アルミニウム合金鋳物の製造方法および高強度アルミニウム合金部材の製造方法
CN102268576A (zh) * 2011-08-05 2011-12-07 中信戴卡轮毂制造股份有限公司 一种提高铝车轮力学性能的熔炼工艺
CN102952957A (zh) * 2011-08-25 2013-03-06 金刚 一种晶粒细化剂及在铝合金轮毂中的应用
JP2013215756A (ja) * 2012-04-05 2013-10-24 Toyota Motor Corp Ａｌ−Ｓｉ系鋳造合金の製造方法
EP2653579B1 (de) 2012-04-17 2014-10-15 Georg Fischer Druckguss GmbH & Co. KG Aluminium-Legierung
CN102912165B (zh) * 2012-10-16 2014-01-15 天津立中合金集团有限公司 一种在铸造铝硅合金中引入晶粒细化元素Ti的方法
EP2848333B1 (de) * 2013-09-16 2021-03-24 Mubea Carbo Tech GmbH Verfahren und Vorrichtung zur Herstellung eines metallischen Bauteils mittels eines Gieß- und Formwerkzeugs
CN104741575A (zh) * 2013-12-25 2015-07-01 青岛玉光精铸厂 铝合金筒体零件的低压铸造制备工艺
CN103667759B (zh) * 2013-12-27 2016-06-01 江苏中联铝业有限公司 Al-Mg-Si系合金α-Al晶粒细化剂及其制备方法
KR101580943B1 (ko) * 2014-03-26 2015-12-30 한국기계연구원 과공정 Al-Si계 주조합금의 제조방법
KR101428593B1 (ko) 2014-04-10 2014-08-18 한국기계연구원 알루미늄을 포함하는 마그네슘 합금용 결정립 미세화제, 마그네슘 합금의 제조방법 및 이 방법에 의해 제조된 마그네슘 합금
CN104818398B (zh) * 2015-03-23 2017-08-11 芜湖黄燕实业有限公司 轮毂铝合金及其制备方法和铝合金轮毂
CN104862515A (zh) * 2015-04-09 2015-08-26 中信戴卡股份有限公司 铝合金细化剂,其制造方法及用途
CN104962788B (zh) * 2015-06-24 2016-11-02 黑龙江科技大学 一种铝合金用细化剂及制备方法

Cited By (1)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
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