SE505823C2 - Förfarande för framställning av järninnehållande aluminiumlegeringar fria från flakformad fas av Al5FeSi-typ - Google Patents

Description

505 823 i 2 bok anges detaljerade uppgifter om komposition av morfologi och järn innehållande metalliska faser i samband med Al-Fe-Mn-Si-systemet.

De två huvudtypema som uppträder i Al-Si gjutlegeringar är fasen avAl5FeSi-typ och fasen av Al15-Fe3Si2-typ. Vidare kan en fas av AlgFegSi-typ bildas. Dessa intennetalliska faser behöver inte vara stökiometiska faser, de kan ha samma varia- tion i komposition och också innefatta ytterligare element såsom Mn och Cu. Spe- ciellt Al15Fe3Si2 kan innehålla väsentliga mängden Mn och Cu och kan därför representeras av formeln (Al, Cu)15(Fe,Mn)3Si2.

Emellertid föredrages av skrivtelcriiska skäl de förenklade formlema Al15Fe3Si2, AlgFezSi och Al5FeSi i det följande. Följaktligen bör förstås att skillnaden i kom- position och stökiomeni hos fasema faktiskt täcks av de förenklade formlema.

Fasen av Al5FeSi-typ eller beta-fasen, har en monoklinisk kristallin struktur, en íjällilmande morfologi och är spröd. Fjällen kan ha en utsträckning av åtskilliga mm och uppenbarar sig som nålar i mikroskopiska sektioner.

AlgFezSi-typfasen har hexagonal loistallsuuktur och beroende på fällningsvillkoren kan denna fas ha en fasetterad, sferoidal eller dendritisk morfologi.

Fasen av A115Fe3 Sig-typ (ofta kallad alfa-fas) har en kubisk lcristallsüuktur och kompakt morfologi, huvudsakligen i form av ”kinesiska tecken”.

I Al-Fe-Mn-Si-systemet finns tre fasen som representeras i Si-FeAlg-hfíriAló-jäm- viktsfasdiagrammet, beskrivet av Mondolfo, fig 1. Det kan noteras att intermetalliska föreningar av A11 5Fe3 Sig-typ kan noteras (Fe,Mn)3Si2Al15 i denna figur. Punkt A representerar en komposition av en gjutlegering av konventionell A3 80-typ och kan ses som den ursprungliga kompositionen, som ligger i (Fe,Mn)3Si2Al15-ornrådet.

Stelningen av en sådan legering börjar i typiskt fall med fállníng av aluminium- 3 E05 825 dendriter och, under stelningsförloppet, av dendritisk vätska som successivt anrikas på järn och kisel. Som ett resultat börjar intermetalliska faser av Al 15Fe3Si2-typ att utfallas (representerade av Fe,Mn)3Si2Al15 i detta diagram). Fe och Mn förbrukas beroende på derma reaktion. Vätskan rör sig mot Al5FeSi-området och börjar samut- fälla stora flak av Al5FeSi-typ-fas till dess vätskans koncentration på den eutektiska kompositionen vid punkten M i fasdiagrammet där den huvudsakliga eutektiska reak- tionen sker. För ytterligare detaljer i stelningen av kommersiella aluminiumgiutlege- ringar hänvisas till Bäckerud och medarbetares ”Solidification Characteristics of Aluminium Alloys”, Vol. 2, gjutlegeringar, AFS/Skanaluminium, 1990.

Som redan påpekats är de primära flakformiga beta-fasema av Al5FeSi-typ den mest skadliga järninnehållande intermetalliska fasen i aluminiurnlegeringama beroende på sin morfologi. De stora betafasflaken har rapporterats minska: duktiliteten, för- längningen, slaghållfastheten, draghållfastheten, den dynamiska brottsegheten och slagsegheten. Efiekten har tillskrivits: lättare hålrumsbildning, sprickbildning av fla- ken och mikroporositet orsakad av de stora betafasflaken. Dessutom har de grova betafasflaken rapporterats påverka matning och giutbarhet och därvid öka porosite- ten. Den kanske mest viktiga effekten av flaken för många industriella tillämpningar är att de ger upphov till rnikroporositet vilken är den mest sannolika orsaken till sprickbildning.

I en sammanfattning kan man påpeka att den ökade jämhalten kan resultera i en oväntad bildning av skadliga flakformiga beta-fas. Beta-fasen bildas över ett kritiskt järninnehåll, och orsakar bl a en drastisk minskning av de mekaniska egenskapema.

Följaktligen var tidigare mycket arbete inriktas på möjligheten att undvika bildning av beta-fas.

Tidigare kända förfaranden fór att minska bildning av beta-fas kan grupperas i föl- jande fyra typer. 1. Kontroll av jäminnehållet. 505 823 4 2. Fysiskt avlägsnande av järn. 3. Kemisk neutrlisering. 4. Termisk inverkan.

Den första metoden är baserad på en noggrann kontroll av använt råmaterial, (t ex skrot med låg järnhalt) eller utspädning med rent primärt aluminium. Detta förfa- rande är mycket dyrbart och begränsar användningen av recirkulerat aluminium.

Det andra förfarandet hänför sig till svetssmältning och sedimentering av järnrik in- termetallisk fas genom en s k slamning. Detta resulterar emellertid för båda förfaran- dena av en väsentligt aluniiniurriförlust (omkring 10%) och är därför ekonomiskt oacceptabelt.

Kemisk neutralisering är än så länge den mest använda tekniken. Kemisk neutralise- ring har syfiet att inhibera flakmorfologi genom att befräma fállning av fasen av A115Fe3 Sig-typ, vilken har en kinesisk tecken-morfologi genom tillsats av ett neutra- liserande element. Tidigare har det mesta arbetet varit inriktat på användning av element, som Mn Cr, Co och Be. Emellertid är dessa tillsatser endast framgångsrika i begränsad utsträckning. Mn har använts oftast som element och är vanligt att ange %Mn > 0,5 (%F e). Emellertid är den mängd som krävs för att neutralisera Fe inte väl känd och flak av beta-fas kan inträffa även när %Mn > %Fe. Detta förfarande kan användas för att undertrycka bildning av beta-fas. Emellertid bör det noteras att den totala mängden av järninnehållande interrnetalliska partiklar ökar med ökande mängd tillsatt mangan. Creapeau har uppskattat att 3,3 vol-% intermetallisk fonn för varje vikt-% av totalt (%Fe+%Mn+°/<>Cr) med motsvarande sänkning av duktiliteten.

Dessutom är stora mängder av Mn dyrbara. Krom och Co har rapporterats verka på liknande sätt som Mn och hårda element lider av samma olägenheter som Mn. Be- ryllium fungerar på ett annat sätt och kombineras med järn bildning av Al4Fe2Be5, men tillsatsen av >0,4 % Be krävs vilket orsakar höga kostnader för tillsatsen och säkerhetsproblem i samband med hanterandet av Be emedan det är ett toxiskt ämne. 5 505 823 Sista förfarandet- termisk inverkan - kan genomföras på två sätt. Först genom över- hettning av smältan för gjutningen för att minska kämbildande partiklar som bildar skadliga fasema. Emellertid ökar väte och oxidinnehållet, processtid förbrukas och därmed ökade kostnader. En andra möjlighet är att öka kylningshastigheten i kombi- nation med tillsats av Mn. Genom att öka kylhastigheten kan mängden Mn som be- hövs drastiskt minskas. Emellertid begränsas denna teknik av olägenhetema vid ke- misk neutralisering med Mn genom att den är svår eller omöjlig att få in i en praktisk gjutprodulction, speciellt konventionell gjutning i sandfonnar och permanenta formar med sandkärnor.

Det är följaktligen ett ändamål med föreliggande uppfinning att föreslå ett altemativt förfarande för att undvika bildningen av skadlig flakliknande betafas i järninnehål- lande aluminiumlegeringar. Speciellt är det ett ändamål att föreslå ett förfarande som inte lider av ovan nämnda problem.

Enligt med föreliggande uppfinning uppnås detta med kännetecknen enligt krav 1.

En föredragen utföiingsform av förfarandet visas i beroende kraven 2-10. Kravet 11 definierar användning av termisk analys för att reglera morfologin av jäininnehål- lande intermetalliska fällningar i jäminnehållande aluminiumlegeringar enligt krav 1 och krav 12 definierar en föredragen utföringsfonn av kravet 11.

Förfarandet enligt föreliggande uppfinning baserat på upptäckten att fällningen av flalcformiga betafas av Al 5FeSi-typ kan undemyckas genom en primär fallning av hexagonal AlgFegSi-typ-fas. Närvaron av nämnda AlgFezSi-typ-fas resulterar i att när beta-fas utfälles den inte utvecklar den vanliga flakfonniga morfologin utan sna- rare kärnbildas på och täcker fasen av AlgFezSi-typ, vilken i sin tur är mindre skad- lig för morfologin.

Förfarandet enligt uppfinningen har en rad fördelar. Emedan utfállningen under stelningen kan regleras för undvikande av bildning av beta-fasflak behöver jäminne- hållet inte ökas. I uppenbar kontrast med konventionella förfaranden kan de tillåtliga 505 823 6 järninnehållet även ökas emedan jämet positivt påverkar fallningen av AlgFezSi-typ- fas. Som resultat härav kan billigare råmaterial användas. Beroende på det faktum att Mn-tillsatser kan undvikas minskas legeringskostnadema och duktiliteten ökar så länge den totala mängden järn innehållande intermetalliska partiklar reduceras.

Uppfinningen kommer nu att beskrivas i samband med vissa exempel och med hän- visning till bifogade figur vilka: Fig 1 är en del av av ett Al-Fe-Mn-Si-system som beskrives av Mondolfo. Det visar Si-FeAl3fMnAlö-järnviktsfasdiagrarrirnet.

Fig 2 visade principiella resultat av termisk analys av en aluminiumlegering av A380-typ där stelningshastigheten (relativa hastigheten i fasövedöringarnaXdfs/dt) har representerats som en funktion av fast material (fs).

Fig 3 visar principiellt resultaten av en termisk analys av en borlegerad legering av A380-typ representerad på samma sätt som i fig 2.

Fig 3a visar resultatet fór reglering av kristallisationsvägen och Fig 3b visar resulta- tet efter tillsats av de fállningsregiilerande medlen (0,15%Ti och 0,02 %Sr).

Tennisk analys genomfördes for en aluminiumlegering av typ A380 med och utan tillsats av kristallisationsmodiñerande medel. Analysen av baslegeñngarna ges i ta- bell 1. 7 505 szz Tabell l: Kemisk sammansättning av baslegeringen A3 80 (i vikt-%).

Si 9,04 Mn 0,29 Fe 0,95 Cu 3,1 Cr 0,06 Mg 0,04 Zn 2,3 Ti 0,04 Ni 0,12 Sr <0,01 resten Al, bortsett från föroreningar.

Provet A representerar baslegeringen och provet B en legering till vilken Ti och Sr tillsats i en mängd av 0,1 % och 0,04 % respektive. Ti tillsättes nästan i form av en Al-5%Ti-0,6%B-legering och Sr i form av en AI-IOVOSr-legering, varvid den tidigare ger upphov till ett B-innehåll på 0,0l2% i smältan. Båda legeringama ligger inom området för (Fe,Mn)3Si_-;_Al15 i Si-FeAl3-MriAlg-jämviktsfasdiagrammet och repre- senteras av punkt A i Fig 1.

Omkring 1 kg legering smältes i en motståndsungn och hölls vid 800°C. Tillsatser gjordes och smältan hölls under 25 minuter vid denna temperatur. Därefter undersöktes stelningsförfarandet genom tennisk analys beskriven av Bäckerud et al i ”Solidificafion Characteristics of Aluminium Alloys”, AFA/Skanaluminiurn, Vol 1, 1986. Grafitdegeln íörhettades till 800°C, fylldes med smältan, placerades på en fiberfraxfilt täckt med en fiberfrax lock och tilläts kallna fiitt, vilket ledde till en kylhastighet på ca lK/s. Prov togs 10 mm över botten i degeln för metallografisk undersökning. 505 825 B 8 För att undersöka kärnbildningen och tillväxt-förfarandet för jäniinnehållande inter- metalliska faser, prov och kyldes också vatten vid speciella stelningstider.

Stelningsförfarandet analyserades genom konventionell termisk analys och beskrives i hänvisningen angiven ovan. Termiska analysdatapuppsamlades på en dator för att beräkna stelningshastigheten (dfs/dt) och andelen fast material (fs) i förhållande till tiden (t). Stelningsförfarandet representerades genom avsättning av stelningshastig- heten (i förhållande till den relativa hastigheten av fasbildningen) (dfs/dt) som en ftmktion av andelen fast material (fs). Kurva A (fig 2) härledde sig från stelningen av baslegeringen och kurva B är den av provet B, (0,1 %Ti och 0,04 %Sr tillsatt).

Stelningen av baslegeringen, kurva A följer schema: Reaktion 1 Bildning av ett dendritiskt nätverk Reaktion 2 Utfallning av AlMnF e innehållande faser Reaktion 3 Huvudeutektisk reaktion Reaktion 4 Bildning av komplexa eutektiska faser.

Den metallografiska undersökningen av niikrosnulcturen av prov A avslöjade både beta-fas av A15-FeSi-typ och Al15Fe3Si2-typ som järnirmehållande intennetalliska faser. I en polerad del visade sig flakliknande beta-fasen som långa nålar och A115- Fe3Si2-typfasen som kinesiska tecken. Stelningen av prov A kan beskrivas på föl- jande sätt med hänsyn till fig l där punkten 1 representerar legeringssammansätt- ningen: först utfálles en aluminiumdendriter och därefter börjar Al15Fe3Si2 att utfal- las. Mn och Fe förbrukas och punkten A rör sig mot AI5FeSi-oInrådet. Som ett resul- tat börjar Al5FeSi (beta-fas) att utiällas kort efier A115Fe3Si2-fasen. I fig 2 beteck- nas fállningen av primärt aluminium med Rl och fallningen av den intermetalliska fasen representeras av de två topparna i R2 området. 9 505 823 Stelningen av prov B följer kurvan B i fig 2. I detta fall kan noteras att inga toppar för reaktionen 2 kan observeras och att reaktionen 3 lördröjs. En detaljerad analys av data uppsarnlade under den termiska analysen visar att genom tillsatsema gjorda till provet 3 liquidustemperaturen stiger med ca 6 K (liquiduslinjen KM i fig 1 rör sig mot Al15Fe3Si2-området) och den huvudsaldiga eutektiska reaktionen fördröjs och inträfiar vid en lägre temperatur. Detta fórskjuter punkten A så att den befirmer sig inom eller nära AlgFegSi-området. Som ett resultat av den del av det fasta materialet (fs) som börjar med huvudeutektiska reaktionen (reaktion 3) ökar och i en polerad del av detta prov kan varken beta-fas av Al5FeSi-typ eller A11 5Fe3 Sig-fas identifie- ras. Den 'jämintermetalliska fas som utfálles identifierades som hexagonal fas av AlgFezSi-typ vilken uppträdde som små i huvudsak fasetterade partiklar. Kylexpe- riment visade att AlgFezSi-typ partiklar började utfállas vid praktiskt taget samma tidpunkt som utfállningen av dendritiskt aluminium. Denna fasetterade fas visade sig minska i storlek och förändra sin morfologi från fasetterat till sferoidal med ökad kylhastighet. Vid högre kylhastigheter blev de fasetterade partiklarna tämligen små och jämnt fördelade.

Alla termodynamiska och kinetiska faktorer som påverkar bildningen av den jäminnehållande intermetalliska fasen är inte kända i detalj. De antas emellertid att tillsats av en eller flera reglerande medel, gjorda i enlighet med föreliggande upp- finning fór att reglera laistallisationstillståndet, verkar på en eller flera av följande sätt på bildningen av fasen av AlgFeg-Si-typ: 1. Höjning i liquidustemperatur (Ti, Zr). 2. Sänlcning av den eutektiska temperaturen (t ex Sr). 3. Förskjuming av stanpunkten i fasdiagrarnrnet (Fe). 4. Inokulering av fasen av AlgFegSi-typ.

De första två punktema har redan diskuterats i samband med stelningen av prov B. 505 823 10 Den tredje mekanismen hänför sig huvudsakligen jäniirmehâllet i utgångslegeringen.

Stelningsinnehållet på två sätt; först genom att utgångspunkten i Si-FeAl3 -MnAló- jämviktsdiagrammet flyttas mot de järnrika hörnet i fasdiagrammet och för det andra, återstående interdendrifisk smälta anrikas mera i järnet beroende på segreation. Som ett resultat härav kommer smältan att först nå AlgFegSi-onirådet och orsaka en fasut- fällning av AlgFezSi-typ.

Slutligen är det plausibelt att komplexa boridfaser bildas i smältan, t ex som ett re- sultat av användningen av förlegeringar för legering och/eller komförfmande ända- mål. Dessa förlegeringar innehåller ofta borider vilka i sin tur är kända för att rea- gera med andra element i smältan (såsom Sr, Ca, Ni och Cu) under bildning av blan- dade boiidfaser. Som ett exempel, om Sr är närvarande i smältan kommer detta att reagera med boridpartiklama AIB2 eller TiBZ under bildningen blandade borider med ökade eellparanietrar i jämförelse med AlB2 eller TiB2. Som ett resultat härav minskar passningen mellan hexagonal fas av AlgFezSi-typ och mängden hexagonala borider minskar och följaktligen favoriseras kämbildning av fasen av AlgFezSi-typ på de blandade boridema.

Emellertid är den väsentliga upptäckten att fállningen av flakforrnade beta-fas av Al5FeSi-typ kan undertryckas genom primär utfallning av hexagonal fas av AlgFezSi-typ. Det anses att fállningen av beta-fas inte inhiberas av närvaron av nänmda fas av AlgFegSi-typ men att beta-fasen inte kan utveckla den vanliga flak- formiga morfologin emedan den kåmbildas och utfälles på basen av AlgFegSi-typ.

Följaktligen måste de järnirmehållande intermetalliska formerna antas ha en kärna av hexagonal fas av AlgFegSi-ßfp med ett skikt av monoklin beta-fas av Al5FeSi-typ.

Emedan morfologin av dessa ”duplex” intermetalliska partiklar styrs av fasen av AlgFegSi-typ bildas inga flak och porositeten i den stelnade strukturen kommer att väsentligt minskas. Följaktligen kommer de mekaniska egenskapema hos slutproduk- tema att iörbättras, speciellt utmattningshållfastheten. 11 505 823 Användningen av termisk analys för att reglera morfologin exemplifieras vidare med hänsyn till provet C vilket är en borlegerad (0,1 % B) legering av A380-typ. Ett prov av denna legering upptogs och analyserades genom termisk analys på samma sätt som tidigare beskrivits. Genom att analysera vid den termiska analysen, fig 3a, kan fällningen av beta-fas lätt bestämmas och man ktmde också bestämma att utfiillningen startade tidigt (t ex vid en lågt fastfas-innehåll). För att reglera fäll- ningsmönsnet under stelningen så att fällningen av järninnehållande interrnetalliska faser startar med uttällningen av den hexagonala fasen av AlgFezSi-typ tillsättes ett reglerande medel till smälta i en mängd av 0,15 % Ti och 0,02 % Sr. Fällnings- mönstret under stelningen undersöktes åter genom termisk analys, fig lb, varvid frånvaron av R2-topp och följaktligen primär beta-fas är uppenbar. Smältan utsattes sedan för gjuming.

Metallografiska prover togs från båda proven liksom slutprodukten och exarninera- des med standardiserad metallografïsk teknik. I de polerade området området på den icke korrigerade provet C observerades stora och långa nålar av beta-fas. När struk- turen emellertid undersöktes efter korrigering liksom den av slutprodukten krmde inga nålar av beta-fas observeras. Den järninnehållande intermetalliska fasen som utfälls förefaller som ett stort antal små fasetterade partiklar som är typiska för den fasen av AlgFegSi-typ.

Fastän termisk analys är ett föredraget förfarande för att undersöka stelningsmönstret och för att identifiera utfällnirig av beta-fas kan andra förfaranden användas be- roende på sådana lokala faktorer som: produktionsmetoder, tidbegränsningar och rådande förhållanden. Från de angivna exemplen är det uppenbart att fasen utfälles och morfologin kan identifieras med konventionella metallografiska undersökningar av stelnade prover. Följaktligen genom att analysera strukturen hos ett prov som har stelnat vid önskad stelningshasfighet, skulle det vara möjligt att undersöka morfolo- gin hos utfállda faser och därvid identifiera närvaron av beta-fas i snukturen, Villko- ren för lnistallisation kan korrigeras genom tillsats av flera modifieringselement Fe, 505 825 12 Ti, Zr, Sr, Na och Ba en eller flera gånger om så är nödvändigt för erhållande av det önskade stelningsmönstret. Emellertid tar detta regleringsiörfarande längre tid än termisk analys. Alternativt kan kemisk analys användas för att beräkna aktiviteten av element i smältan, läget för smältan i det aktuella fasdiagrammet, segreation för stelning. Dessa data kan användas ensamma eller i_ kombination med ett expert- system för beräkning av stelningsmönstret hos legeringen. Dessutom är tillsatsen nödvändig för att försäkra att utfállrringen av järnirmehâllande intennetallisk fas börjar med utfällning av den hexagonala fasen av AlgFezSi-typ kan eventuellt be- räknas fór den önskade stelningshastigheten. Emellertid för närvarande är inget så- dant system firllt utvecklat för att passa nu existerande gjutsystem.

Claims (12)

13 505 823 Patentkrav

1. Förfarande för framställning av en järninnehållande aluminiumlegering fii från primär flalcformad beta-fas av Al5FeSi-typ i den stelnade strukturen genom följande steg a) tillhandahålla en järninnehållande legering med en komposition inom följande gränser (i vikt-%): Si 6-14 Mn 0,05 - 1,0 Fe 0,4 - 2,0 åtminstone en av 1) Ti och/eller Zr 0,01 - 0,8 2) Sr och/eller (Na och/eller Ba) 0,005-O,5 eventuellt en eller flera av Cu 0 - 6,0 Cr 0 - 2,0 Mg 0 - 2,0 Zn 0 - 6,0 B 0 - 0,1 och resten Al, bortsett från föroreningar, b) styra och reglera utfällningsxnönstret under stelningen så att utfállningen av Fe- innehållande metalliska faser börjar med utfállning av den hexagonala fasen av AlgFegSi-typ genom bl) reglera villkoren för lcristallisationerna genom tillsats av en eller flera av Fe, Ti, Zr, Sr, Na och Ba inom de gränser som anges i steg a) och 505 823 14 b2) identifiera faser och/eller morfologi av faserna som utfalles under stelningen och om så är nödvändigt korrigera tillsatsen en eller flera gånger för erhållande av det önskade utfällningsmönstret och c) låta legeringen stelna med den önskade stelningshastigheten.

2. Förfarande enligt krav 1, kånnetecknat av att identifieringen av faserna och eller morfologin hos faserna som utfiilles under stelningen sker med åtminstone en metod bland följande: termisk analys, metallografiskt förfarande och numerisk berälming.

3. Förfarande enligt något av föregående krav, kännetecknat av att laistallisationsvillkoren i steg bl) regleras genom tillsats av Ti, företrädesvis 0,1 - 0,3 % Ti, och allra helst 0,15 - 0,25 % Ti.

4. Förfarande enligt något av föregående krav, kännetecknat av att kristallisa- tionsvillkoren i steg bl) regleras med en kombinerad tillsats av Ti och Sr, företrädes- vis 0,1 - 0,3 % Ti och 0,005 - 0,03 % Sr och allra helst 0,15 - 0,25 % Ti och 0,01 - 0,02 % Sr.

5. Förfarande enligt något av föregående krav, kännetecknat av att kristallisa- tionsvillkoren i steg bl) regleras genom tillsats av Fe, företrädesvis 0,5 - 1,5 % Fe, allra helst 0,5 - 1,0 % Fe.

6. Förfarande enligt något av föregående krav, kännetecknat av att stelningshastig- heten är < 150 K/s, företrädesvis < 100 K/s och allra helst < 20 K/s.

7. Förfarande enligt något av föregående krav, kännetecknat av att kompositionen av den flytande legeringen ligger inom (Fe, Mn)3Si2Al15-området i i Si-FeA13- MnAló-jâmviktsfasdiagrammet. 15 505 823

8. Förfarande enligt något av föregående krav, kännetecknat av att aluminiumle- geringens sammansättning ligger inom följande gränser (i vikt-%): Si 7-10 Mn 0,15-0,5 Fe 0,6-1,5 Cu 3-5

9. Förfarande enligt något av ßregående krav, kännetecknat av att aluminiumle- geringens sammansättning ligger inom löljande gränser (i vikt-%): Si 8,5-9,S Mn 0,2-0,4 Fe 0,8-1,2 Cu 3,0-3,4

10. Förfarande enligt något av föregående krav, kännetecknat av att elementen som reglerar lcristallisationsvillkoren tillsättes i form av törlegering, företrädesvis en legering innehållande partiklar med en hexagonal struktur, nänmda fórlegering före- trädesvis innehållande ett kärnbildande medel för AlgFeSig-fasen.

11. För-farande enligt krav 2, kännetecknat av att fasema och/eller morfologin hos fasema som utlälles under stelningen identifieras med användning av termisk analys.

12. Förfarande enligt krav ll, kännetecknat av att data från den termiska analysen användes för att reglera och kontrollera utfällningsmönstret under stelningen så att utfállningen av Fe innehållande intennetalliska faser böljar med utfâllning av hexa- gonala faser börjar med utfállning av den hexagonala fasen av AlgFegSi-typ.