WO2001009401A1 - Verfahren zur herstellung eines aus einer metall-legierung gebildeten werkstoffes - Google Patents

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WO2001009401A1
WO2001009401A1 PCT/CH2000/000391 CH0000391W WO0109401A1 WO 2001009401 A1 WO2001009401 A1 WO 2001009401A1 CH 0000391 W CH0000391 W CH 0000391W WO 0109401 A1 WO0109401 A1 WO 0109401A1
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solid
semi
metal alloy
liquid phase
solid state
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PCT/CH2000/000391
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French (fr)
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Peter J. Uggowitzer
Gian-Carlo Gullo
Markus O. Speidel
Kurt Steinhoff
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Sm Schweizerische Munitionsunternehmung Ag
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    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C1/00—Making non-ferrous alloys
    • C22C1/12—Making non-ferrous alloys by processing in a semi-solid state, e.g. holding the alloy in the solid-liquid phase
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C21/00—Alloys based on aluminium

Definitions

  • the invention relates to a method for producing a material formed from a metal alloy according to the preamble of claim 1.
  • the shaping of metal alloys in the semi-solid state using thixogies, thixo forging or thixopresses is becoming increasingly important as an alternative to the classic manufacturing methods for molded parts by means of casting, forging and pressing. So today it is possible, starting from a material in the semi-solid / semi-solid state - hereinafter referred to as semi-solid state - to manufacture cast or forged components with high quality standards.
  • the semi-solid shape offers great economic potential, particularly for the manufacture of heavy-duty lightweight metal parts with complex geometries.
  • the shaping of aluminum or magnesium alloys in the semi-solid state is a hybrid process that combines high design freedom and production speed of die casting processes with the quality advantages of forging processes.
  • thixotropic behavior of the material, whereby thixotropy is understood to mean a special theological behavior in which a mechanical load due to shear stresses leads to a considerable decrease in viscosity. It should be noted that the viscosity changes by several orders of magnitude under load. In the unloaded state of a thixotropic metal alloy, its viscosity is approximately 10 6 to 10 9 Pas. which corresponds to the properties of a solid, whereas under a shear stress the viscosity drops to values of 1 Pas, which corresponds to a viscosity between that of honey (10 Pas) and olive oil (10 -1 Pas).
  • the metal alloy is brought to an initial temperature above liquidus and then a grain refining agent is added to the melt formed in this way.
  • the metal alloy is then cooled to an arbitrary temperature below the solid and the material thus produced is stored in the solid state for an essentially arbitrary time.
  • the material is brought to the semi-solid state by heating to a holding temperature between solidus and liquidus and is held for a holding time of less than 15 minutes.
  • the semi-solid material must be shaped within the holding time of less than 15 minutes.
  • a disadvantage of the known method is that the materials that can be produced with it are not suitable for use in conventional molding systems due to the holding time limited to less than 15 minutes. Accordingly, processing by means of thixo casting, thixo forging or thixopressing of the materials produced using the known method requires special production facilities which ensure that the shaping is carried out within the processing window which is limited to less than 15 minutes.
  • Another disadvantage of the known method arises from the fact that the material first has to be cooled from the molten state to the solid state and only then can it be brought into the semi-solid state for subsequent shaping. This intermittent setting is particularly undesirable for an automated manufacturing and molding process.
  • the object of the invention is to improve a method of the generic type in order in particular to avoid the disadvantages mentioned.
  • the metal alloy is brought to an initial temperature above liquidus and then an additional material is added which is capable of being transferred to reduce the interfacial energy between solid and liquid phase of the metal alloy mixed with the additional material in the semi-solid state.
  • the proportion of the additional material should be selected so that in the semi-solid material with a solid phase proportion of 25% to 85%, the grain size and the degree of skeletonization remain essentially constant during a holding time of more than 15 minutes in order to maintain the ability of a suspension to be formed.
  • the semi-solid material is phlegmatized, which permits production which is more economical from an ecological and ecological point of view. Sc the extension of the process window leads to a reduction in rejects, which always occurs with the previously known methods if the thixotropic properties of the material are lost as a result of an excessively long holding time. Outside which it is possible when applying the inventive method thanks to the recoverable desensitization to make the transfer of the Werkstoff ⁇ s in the semi-solid state for subsequent molding directly from the melt, ie an interim Wararr ⁇ nsewage of the material is not e- 'orderlich.
  • the process flow can be largely homogenized in already existing production facilities thanks to the reduced structural sensitivity. If storage of the material is required. it can be cooled to a storage temperature below Solidus and only brought into the semi-solid state immediately before shaping, without the advantageous desensitization being lost.
  • the following shaping can be used to produce components which have a good combination of strength and toughness and, moreover, are heat-treatable, weldable, pressure-tight and relatively inexpensive.
  • the method can be used for the most varied types of metal alloys.
  • the metal alloy contains aluminum as the main constituent, and barium is used as the additional material, the weight fraction of the barium according to claim 3 being 0.1% to 0.8% of the material.
  • a dispersoid-forming element is added to the metal alloy in order to promote the formation of grains of small grain size.
  • iron or chromium or titanium or zircon is expediently used as the dispersoid-forming element, the proportion by weight of the disoersoid-forming element being between 0.1% and 1% of the material.
  • Figure 1 Average grain size D and form factor F for a state of the art
  • aluminum alloy X Technically manufactured aluminum alloy (EN AW-6082, hereinafter: "aluminum alloy X") with a constant liquid phase content of 35% as a function of the isothermal hold time;
  • FIG. 2 contiguity and contiguity volume of the aluminum alloy X produced according to the prior art with a constant liquid content of 35% as a function of the isothermal holding time;
  • FIG. 3 contiguity and contiguity volume of the aluminum alloy X produced according to the state of the art as a function of the liquid phase component after a constant isothermal hold time of 5 minutes;
  • FIG. 4 force-displacement curves of the aluminum alloy X produced according to the prior art as a function of the liquid phase fraction after an isothermal hold time of 5 minutes;
  • FIG. 5 force-displacement curves of the aluminum alloy X produced according to the state of the art as a function of the isothermal holding time with a constant liquid phase fraction of 35%;
  • FIG. 6 shows the volume of contiguity of a barium-containing aluminum alloy (X + Ba) produced according to the invention compared to the aluminum alloy X produced according to the prior art as a function of the isothermal holding time with a constant liquid phase component of
  • FIG. 7 force-displacement curves of the barium-containing ones produced according to the invention
  • thixotropy is understood to mean a special rheological behavior in which mechanical stress due to shear stress leads to a considerable decrease in viscosity.
  • a thixotropic behavior can be expected for materials in the semi-solid state, ie at a temperature between the Solidus line and the Liquidus line, if the semi-solid solid material can be converted into a low-viscosity solid-liquid suspension under shear loading. This formability of a suspension requires a special structure in the semi-solid state, in which the solid components are not dendritic, but globulitic.
  • the structure formation can be described by four structural parameters, namely by the solid phase fraction f s , the form factor of the solid phase F, the grain size of the solid phase D and the degree of skeletonization, the latter being expressed by the measurement quantity C s referred to as contiguity or preferably by the contiguity volume f s C s becomes.
  • the liquid phase component f can also be specified, with the quantities f L and f s adding up to 1 under the permissible neglect of gaseous phase components.
  • the solid phase component should be approximately 40% to 60%.
  • the morphology and the connectivity of the solid phase are the process-determining structural parameters. A quantitative description of the structure morphology can be made with the help of the form factor F and the grain size D.
  • the form factor F v / is defined
  • grain size D Although there is no generally applicable upper limit value for grain size D in the prior art, experience shows that when shaping thin components, a grain size of about a twentieth of the wall thickness of the component should not be exceeded. For a wall thickness of 3 mm, a further criterion to be observed is a maximum grain size of approximately 150 ⁇ m.
  • a commercially available thix alloy from Tap AlMgSi (hereinafter referred to as "aluminum alloy X") with a composition similar to the alloy with the designation EN AW-6082 according to the European standard EN 573-3, namely with a chemical composition of 1.1% by weight silicon, 0.85% /% magnesium, 0.61% manganese, 0.09% iron, 0.08% titanium, ⁇ 0.01% chromium, ⁇ 0.01 % Copper, ⁇ 0.01% nickel, ⁇ 0.01% lead and ⁇ 0.01% /% zinc was heated in an infrared oven to a desired temperature in the solidus-liquidus interval at 100 ° C / min heated, homogenized isothermally and then quenched.
  • aluminum alloy X thix alloy from Tap AlMgSi
  • thermocouple attached in the center of gravity of the sample (15 mm x 15 mm x 15 mm) ensures exact temperature determination (+/- 0.1 ° C) and heating control. Before each test, the accuracy of the thermocouple was checked in a calibration oven.
  • the measurements were limited to the microstructural structural developments at 5 selected temperatures in the semi-solid range (613 ° C, 625 ° C, 633 ° C, 63 ⁇ c C and 638 ° C, corresponding to a liquid phase content of 10%, 20%. 30% , 35% and 40%) and with isothermal holding times of 1, 5, 10, 20 and 30 minutes. Subsequent metallographic examinations of the quenched samples showed the change in the structure during reheating depending on the test parameters.
  • the parameters form factor F, grain size D and contiguity C s or contiguity volume f 3 C s enable the structural changes to be determined on the basis of the size, shape and spatial relationship of the solid alpha phase in the liquid matrix.
  • FIG. 1 shows the change in form factor F and grain size D (in micrometers) as a function of the isothermal holding time t (in minutes) in the semi-solid state at a constant temperature of 636 ° C., corresponding to a liquid phase fraction f L of 35%.
  • t in minutes
  • f L liquid phase fraction
  • S ss is the grain boundary surface between the solid phase, ie the surface between the continuous grains and not separated by melt, while S SL is the phase interface between solid phase and melt.
  • the contiguity thus corresponds to the proportion that the interface to the same phase takes up in the entire interface of the solid phase.
  • C s 0, the grains are isolated and completely surrounded by melt, while with increasing C s the grains have grown together more and accordingly the skeleton formation is more pronounced. Very low values of C s are undesirable because the semi-solid material then has no dimensional stability.
  • C s ⁇ 1 the solid phase is fully agglomerated and cannot be converted into a suspension by applying shear stresses.
  • FIG. 2 shows v / i ⁇ derum using the example of the aluminum alloy X the change in the contiguity C s and the contiguity volume f s C s as a function of the holding time t (in minutes) in the semi-solid state at a constant temperature of 63 ⁇ ° C, corresponding to a Liquid phase fraction f of 35%.
  • FIG. 3 shows for the same material X the change in the contiguity C s and the contiguity volume f s C s after an isothermal hold time of 5 minutes as a function of the liquid phase fraction f L , v / o. Note that for f 1 -> 1 corresponding to C s - ⁇ 0 applies.
  • the volume of contiguity f s C s increases with increasing holding time t and decreases with increasing liquid phase fraction f L , whereby, as expected, the skeleton formation increases with increasing holding time t.
  • the properties necessary for successful shaping can, however, only be expected in a certain range of values for the contiguity volume f s C s .
  • the evaluation of the rheological properties described below allows the appropriate interval for the volume of contiguity f s C s to be determined .
  • FIG. 4 shows typical force-displacement curves of the aluminum alloy X after an isothermal holding time t of 5 minutes at various values of the liquid phase fraction f L , v / o the force K in kilonewtons and c ⁇ r path l in millimeters - g ⁇ g ⁇ b ⁇ n is.
  • the force-displacement diagram With 20% of the liquid phase fraction f L bs, the force-displacement diagram has the characteristic shape for elastic-plastic behavior.
  • the forming forces are very low, and one is thus in the thixotropic range to be attempted for the method.
  • FIG. 5 shows the force : path curves after various isothermal holding times t (in minutes) for the same thixolegi ⁇ rung with a liquid phase fraction of 35% (corresponding to a temperature of 636 ° C.), the force K in kilonewtons and the path t is given in millimeters. While a thixotropic behavior can still be seen after a holding time t of 5 minutes, a longer holding time leads to a loss of the thixotropic properties
  • FIG. 4 A comparison of FIG. 4 with FIG. 3 shows that the cemass of the figure ⁇ with a liquid phase nantil f L of 40% and 50% observed thixotropic behavior transferred to FIG. 3 with a decrease in the volume of contiguity f s C s to values below 0 3 goes hand in hand.
  • FIG. 5 A comparison of FIG. 5 with FIG. 2, according to which the loss of thixotropic properties occurring after a holding time t of more than 5 minutes occurs according to FIG. 2 with an increase in the contiguity volume f s C s to values of over 0.3.
  • the above-mentioned additional materials Z which are effective are the elements barium, which is particularly preferred, and antimony, strontium or bismuth. It must be pointed out that for some of these elements, in particular for silicon, it is known that their addition to an aluminum alloy brings about a positive refinement, for example by forming the aluminum-silicon eutectic. The quantitative proportions of these elements used for the refinement, however, are in the range of a few ppm and are in any case far too low to effect a desensitization of the thixotropic properties.
  • the quantitative proportions of the additional material Z to be used in the method according to the invention are significantly higher than the quantitative proportions of finishing agent usually used for the modification of a eutectic.
  • the effect achieved with the method according to the invention is based on the fact that, by reducing the interfacial energy between the solid phase and the liquid oasis of the semi-solid material, a driving force for the undesirable changes in the structure, in particular the grain coarsening and the increasingly include skeletonization, is reduced.
  • the quantity of the additional material is to be selected so that the grain size D and the degree of skeletonization remain essentially constant during a holding time t of at least 15 minutes. This is illustrated in the exemplary embodiment below.
  • aluminum alloy X-Ba The material thus formed (hereinafter referred to as "aluminum alloy X-Ba") with a chemical composition of 0.2% by weight barium, 0.8% by weight silicon, 0.41% by weight magnesium, 0.28% by weight manganese, 0.2% by weight % Iron, 0.01% by weight titanium, 0.19% by weight chromium, 0.35% by weight copper, ⁇ 0.01% by weight nickel, ⁇ 0.01% by weight lead and ⁇ 0.01% by weight zinc According to the characterization procedure described under number 2, heated in an infrared oven to a predetermined temperature in the solidus-liquidus interval at 100 ° C./min and then homogenized isothermally.
  • FIG. 6 shows the course of the contiguity volume f s C s as a function of the isothermal holding time t (in minutes) with a constant liquid phase fraction f L of 35% on the one hand for the material produced by the process according to the invention, ie the aluminum alloy X + Ba, and on the other hand for the corresponding barium-free alloy X according to the state of the art.
  • the change in structure was significantly reduced by using the method according to the invention.
  • the critical value Y 0.3 for the contiguity volume f s C s was not reached even after a long holding time t of 30 minutes.
  • inventive theory set out above using the example of an aluminum alloy can be applied in an analogous manner to other metal alloys X, for example to magnesium alloys but also to steels and heavy metal alloys. It is within the range of skill in the art to first determine in preliminary tests which values of grain size D and the degree of skeletonization or the volume of contiguity f s C s are to be observed in order to maintain the formability of a suspension in the semi-solid state and, moreover, a suitable one Additional material Z with interface energy-lowering properties to be selected.
  • the aluminum alloys described in the previous exemplary embodiment with a composition similar to the alloy with the designation EN AW-6082 according to the European standard EN 573-3 contain, among other things, an admixture of iron, some of which act as a dispersoid-forming element, ie in the semi-solid state promotes the formation of grains of small grain size D. If other metal alloys X are used, a suitable dispersoid-forming element E must be admixed in addition to said additional material Z if necessary.

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Abstract

Bei einem Verfahren zur Herstellung eines aus einer Metall-Legierung (X) gebildeten Werkstoffes für eine nachfolgende Formgebung des Werkstoffes im semi-soliden Zustand bringt man die Metall-Legierung (X) auf eine über Liquidus befindliche Anfangstemperatur. Anschliessend setzt man ein Zusatzmaterial (Z) zu, welches dazu befähigt ist, nach Überführung der mit dem Zusatzmaterial versetzten Metall-Legierung (X + Z) in den semi-soliden Zustand eine Grenzflächenenergie zwischen fester und flüssiger Phase zu reduzieren. Der Mengenanteil des Zusatzmaterials (Z) ist so zu wählen, dass im semi-soliden Werkstoff bei einem Flüssigphasenanteil (fL) von 15 % bis 75 % die Korngrösse (D) und der Skelettierungsgrad (fSCS) während einer Haltezeit (t) von mehr als 15 Minuten im wesentlichen konstant bleiben, um die Bildbarkeit einer Suspension beizubehalten.

Description

Verfahren zur Herstellung eines aus einer Metall-Legierung gebildeten Werkstoffes
Technisches Gebiet
Die Erfindung betrifft ein Verfahren zur Herstellung eines aus einer Metall-Legierung gebildeten Werkstoffes gemäss Oberbegriff des Anspruches 1.
Stand der Technik
Die Formgebung von Metall-Legierungen im semi-soliden Zustand mittels Thixogies- sen, Thixoschmieden oder Thixopressen gewinnt als Alternative zu den klassischen Herstellungsmethoden von Formteilen mittels Giessen, Schmieden und Pressen zunehmend an Bedeutung. So ist es heute möglich, ausgehend von einem Werkstoff im halbfüssigen/halbfesten Zustand - nachfolgend als semi-solider Zustand bezeichnet - Guss- oder Schmiedebauteile mit hohen Qualitätsansprüchen herzustellen. Insbesondere für die Herstellung hochbelastbarer LeichtmetainOrmteile mit komplexer Geometrie bietet die Formgebung im semi-soliden Zustand grosse wirtschaftliche Potentiale. So stellt die Formgebung von Aluminium- oder Magnesiumlegierungen im semi-soliden Zustand ein Hybridverfahren dar, welches c e hohe Gestaltungsfreiheit und Fertigungsgeschwindigkeit von Druckgiessverfahren mit den Qualitätsvorteilen von Schmiedeverfahren vereinigt.
Voraussetzung für eine erfolgreiche Fertigung mittels Formgebung des Werskstoffes im semi-soliden Zustand ist ein thixotropes Verhalten des Werkstoffes, wobei man unter Thixotropie ein besonderes Theologisches Verhalten versteht, bei dem eine mechanische Belastung durch Schubspannungen zu einer erheblichen Abnahme der Viskosität führt. Zu beachten ist, dass sich die Viskosität unter Belastung um mehrere Grössenordnungen verändert. So beträgt im unbelasteten Zustand einer thixotropen Metall-Legierung deren Viskosität etwa 106 bis 109 Pas. was den Eigenschaften eines Festkörpers entspricht, wohingegen unter einer Scherbeanspruchung die Viskosität bis auf Werte um 1 Pas sinkt, was einer Zähflüssigkeit zwischen derjenigen von Honig (10 Pas) und Olivenöl (10-1 Pas) entspricht.
Es ist bekannt, dass im unbelasteten Zustand eines thixotropen Werkstoffes die geometrische Ausbildung der Festphase durch zusammenhängende Korngruppierungen gekennzeichnet ist, welche ein räumliches Skelett bilden. Beim Aufbringen einer Schubspannung werden diese Überstrukturen aufgebrochen, und es entsteht eine fliessfähige Suspension aus Feststoffpartikeln in einer flüssigen Matrixphase, nachfolgend als "fest-flüssig-Suspension" bezeichnet. Der semi-solide Zustand eines Werkstoffes ist demnach zwar eine notwendige aber keine hinreichende Bedingung für ein thixotropes Verhalten. Entscheidend ist vielmehr eine besondere Ausbildung des Mikrogefüges, bei dem das besagte räumliche Skelett unter Schubbelastung aufbrechbar ist. Diese Bedingung kann nicht von allen Werkstoffen erfüllt werden, da zum einen das Schmelzintervall genügend breit sein muss und zum anderen eine spezielle Vorbehandlung nötig ist, damit die Festphase nicht dendritisch, sondern globulitisch ausgebildet ist.
Die Einstellung einer thixotropen Gefügestruktur ist unter anderem in EP 0090253 A, EP 0554808 A, EP 0745594 A, EP 0 765945 A und EP 0792380 B1 beschrieben. Dabei unterscheidet man im wesentlichen die beiden Verfahrensvarianten des konventionellen Thixoschmiedens (Conventional Thixocasting, CTC) und des neuen Rheoschmiedens (New Rheocasting, NRC). Beim CTC-Verfahren wird ein üblicherweise im gerührten Strangguss erzeugter Werkstoff in portionierten Abschnitten induktiv in den semi-soliden Zustand erwärmt und anschliεssend in einer Druck- giessmaschine in eine fest-flüssig-Suspension übergeführt, die in ein Formwerkzeug gepresst wird. Beim NRC-Verfahren erfolgt die Herstellung des globulitischen Werkstoffes durch eine kontrollierte Abkühlung von in Stahltiegeln dosierter Schmelze in den semi-soliden Zustand.
Unabhängig davon, ob der semi-solide Zustand eines Werkstoffes wie beim CTC- Verfahren durch Erhitzen von Festphase oder wie beirrr NRC-Verfahren durch Abkühlen von Schmelze erreicht wird, ist ein entscheidendes Kriterium für die Überführ- barkeit in eine niedrigviskose fest-flüssig-Suspension die bereits erwähnte globuliti- sche Gefügeausbildung. Letztere ist im wesentlichen durch vier Strukturparameter beschreibbar, wobei man zweckmässigεrweise den Festphasenanteil, den Formfaktor der Festphase, die Korngrösse der Festphase und den Skelettierungsgrad verwendet. Grenzwerte für die besagten Strukturparameter sind aus dem Stand der Technik nur teilweise bekannt. Die EP 0 554 808 A, welche nachfolgend als nächstliegender Stand der Technik herangezogen wird, beschreibt ein gattungsgemässes Verfahren zur Herstellung eines aus einer Metall-Legierung gebildeten Werkstoffes für eine nachfcigende Formgebung des Werkstoffes im semi-soliden Zustand. Gemäss dieser Lehre bringt man die Metall-Legierung auf eine über Liquidus befindliche Anfangstempεratur und setzt an- schliessend der so gebildeten.Schmelze ein Kornfeinungsmittel zu. Anschliessend wird die Metall-Legierung auf eine beliebige Temperatur unter Soiidus abgekühlt und der so εnstandene Werkstoff im festen Zustand während einer im wesentlichen beliebigen Zeit gelagert. Schliesslich wird der Werkstoff durch Aufheizen auf eine zwi- sehen Solidus und Liquidus befindliche Haltetemperatur in den semi-soliden Zustand gebracht und dabei während einer Haltezeit von weniger als 15 Minuten gehalten. Die Formgebung des Werkstoffes im semi-soliden Zustand muss zwingend innerhalb der weniger als 15 Minuten betragenden Haltezeit vorgenommen werden.
Ein Nachteil des bekannten Verfahrens besteht darin, dass die damit herstellbaren Werkstoffe aufgrund der auf weniger als 15 Minuten beschränkte Haltezeit für die Anwendungen in herkömmlichen Formgebungsanlagεn nicht geeignet sind. Dementsprechend erfordert die Verarbeitung mittels Thixogiessen, Thixoschmieden oder Thixopressen der mit dem bekannten Verfahren hergestellten Werkstoffe spezielle Fertigungseinrichtungen, welche sicherstellen, dass die Formgebung innerhalb des auf weniger als 15 Minuten beschränkten Verarbeitungsfensters durchgeführt wird. Ein weiterer Nachteil des bekannten Verfahrens ergibt sich daraus, dass der Werkstoff aus dem schmelzflüssigen Zustand zunächst in den festen Zustand abgekühlt werden muss und erst danach in den semi-soliden Zustand zur nachfolgenden Form- gebunc gebracht werden kann. Dieses zwischenzeitliche Erstarrenlassen ist insbesondere für einen automatisierten Herstellungs- und Formgebungsprozess höchst unerwünscht.
Darstellung der Erfinduno Aufgabe der Erfindung ist es, ein gattungsgemässes Verfahren zu verbessern, um insbesondere die genannten Nachteile zu vermeiden.
Gelöst wird diese Aufgabe durch das im Anspruch 1 definierte Verfahren. Beim erfindungsgemässen Verfahren zur Herstellung eines aus einer Metall- Legierung gebildeten Werkstoffes für eine nachfolgende Formgebung des Werkstoffes im semi-soliden Zustand bringt man die Metall-Legierung auf eine über Liquidus befindliche Anfangstemperatur und setzt danach ein Zusatzmaterial zu, welches dazu befähigt ist, nach Überführung der mit dem Zusatzmaterial versetzten Metall- Legierung in den semi-soliden Zustand eine Grenzflächenεnergie zwischen fester und flüssiger Phase zu reduzieren. Dabei ist der Mengenanteil des Zusatzmaterials so zu wählen, dass im semi-soliden Werkstoff bei einem Festphasenanteil von 25% bis 85% die Komgrösse und der Skelettierungsgrad während einer Haltezeit von mehr als 15 Minuten im wesentlichen konstant bleiben, um die Bilcbarkeit einer Suspension beizubehalten.
Dadurch, dass die Korngrösse und der Skelettierungsgrad währer d einer Haltezeit von mehr als 15 Minuten im wesentlichen konstant bleiben, wird e ne Phlegmatisie- rung des semi-soliden Werkstoffes erreicht, welche eine unter ökcnomischen und ökologischen Gesichtspunkten vorteilhaftere Fertigung erlaubt. Sc führt die Verlängerung des zeitlichen Prozessfensters zu einer Verringerung von Ausschuss, welcher sich bei den vorbekanntεn Verfahren immer dann ergibt, wenn die thixotropen Eigenschaften des Werkstoffes infolge einer zu langen Haltezeit verloren gehen. Ausser- dem ist es bei Anwendung des erfindungsgemässen Verfahrens dank der erzielbaren Phlegmatisierung möglich, die Überführung des Werkstoffεs in den semi-soliden Zustand für die nachfolgende Formgebung direkt aus der Schmelze vorzunehmen, d.h. ein zwischenzeitliches Erstarrεnlassen des Werkstoffes ist nicht e-'orderlich. Auf diese Weise lässt sich die Anschaffung kostenintesiver Spezialfertigungseinrichtungen vermeiden oder zumindest beschränken, und es eröffnet sich die Möglichkeit einer weitgehenden Prozessiπtegration von Werkstoff-Herstellung und rachfolgender Formgebung. Darüber hinaus lässt sich der Prozessverlauf auch in bereits bestehenden Fertigungseinrichtungen dank der reduzierten GefügesensitiVtät weitgehend homogenisieren. Falls eine Lagerung des Werkstoffes gewünscht ist. kann dieser auf eine unter Solidus liegende Lagerungstemperatur abgekühlt und erst unmittelbar vor der Formgebung in den semi-soliden Zustand gebracht werden, ohne dass dabei die vorteilhafte Phlegmatisierung verloren geht. Ausgehend von dem mit dem erfindungsgemässen Verfahren hergestellten Werkstoff lassen sich durch nachfolgende Formgebung Bauteile herstellen, die eine gute Kombination von Festigkeit und Zähigkeit aufweisen und überdies wärmebehandelbar, schweissbar, druckdicht und relativ kostengünstig sind.
Vorteilhafte Ausführungsformen sind in den abhängigen Ansprüchen beschrieben.
Grundsätzlich ist das Verfahren bei den verschiedensten Arten von Metall-Legierungen anwendbar. Bei der bevorzugten Ausführungsform nach Anspruch 2 enthält die Metall-Legierung als Hauptbestandteil Aluminium, und man verwendet als Zusatzmaterial Barium, wobei gemäss Anspruch 3 der Gewichtsanteil des Bariums 0.1 % bis 0.8% des Werkstoffes beträgt. In Anbetracht der enormen Bedeutung von Aluminium- Bauteilen liegen die Vorteile dieser Ausführungsformεn auf der Hand.
Besonders gute Ergebnisse werden erzielt, wenn man gemäss Anspruch 4 der Metall-Legierung ein dispersoidbildendes Element zusetzt, um die Bildung von Körnern geringer Korngrösse zu fördern. Im Falle von Aluminiumlegierungen verwendet man gemäss Anspruch 5 als dispersoidbildendes Element zweckmässigerweise Eisen oder Chrom oder Titan oder Zirkon, wobei gemäss Anspruch 6 der Gewichtsanteil des disoersoidbildenden Elementes zwischen 0.1 % und 1 % des Werkstoffes beträgt.
Kurze Beschreibung der Zeichnungen
Das für das Verständnis der Erfindung erforderliche Grundlagenwissen sowie ein Ausführungsbeispiel der Erfindung werden nachfolgend anhand der Zeichnungen nä- her beschrieben, dabei zeigen:
Figur 1 Mittlere Korngrösse D und Formfaktor F für eine nach dem Stand der
Technik hergestellte Aluminiumlegierung (EN AW-6082, nachfolgend: "Aluminiumlegierung X") bei einem konstanten Flüssigphasenanteil von 35% als Funktion der isothermen Haltezeit; Figur 2 Kontiguität und Kontiguitätsvolumen der nach dem Stand der Technik hergestellten Aluminiumlegierung X bei einem konstanten Flüssiganteil von 35% als Funktion der isothermen Haltezεit;
Figur 3 Kontiguität und Kontiguitätsvolumen der nach dem Stand der Technik hergestellten Aluminiumlegierung X als Funktion des Flüssigphasenan- teils nach einer konstanten isothermen Haltezeit von 5 Minuten;
Figur 4 Kraft-Weg Kurven der nach dem Stand der Technik hergestellten Alumi- niumlegierung X als Funktion des Flüssigphasenanteils nach einer isothermen Haltezeit von 5 Minuten;
Figur 5 Kraft-Weg Kurven der nach dem Stand der Technik hergestellten Aluminiumlegierung X als Funktion der isothermen Haltezeit bei einem kon- stanten Flüssigphsenantεil von 35%;
Figur 6 das Kontiguitätsvolumen einer erfindungsgεmäss hergestellten barium- haltigen Aluminiumlegierung (X + Ba) im Vergleich zu der nach dem Stand der Technik hergestellten Aluminiumlegierung X als Funktion der isothermen Haltezeit bei einem konstanten Flüssigphasenantεil von
35%;
Figur 7 Kraft-Weg Kurven der erfindungsgemäss hergestellten bariumhaltigen
Aluminiumlegierung (X + Ba) als Funktion der isothermen Haltezeit bei einem konstanten Flüssigphasenanteil von 35%.
Wege zur Ausführung der Erfindung 1 . Grundlagen
Wie bereits eingangs erwähnt, v/ird unter Thixotropie ein besonderes rheologisches Verhalten verstanden, bei dem eine mechanische Belastung durch Schubspannung zu einer erheblichen Abnahme der Viskosität führt. Ein thixotropes Verhalten kann bei Werkstoffen im semi-soliden Zustand, d.h. bei einer zwischen der Solidus-Linie und der Liquidus-Linie befindlichen Temperatur dann erwartet werden, wenn der semi- solide Werkstoff unter Schubbelastung in eine niedrigviskose fest-flüssig-Suspension überführbar ist. Diese Bildbarkeit einer Suspension setzt eine besondere Gefügeausbildung im semi-soliden Zustand voraus, bei der die festen Bestandteile nicht dendritisch, sondern globulitisch ausgebildet sind.
Die Gefügeausbildung ist durch vier Strukturparameter bεschreibbar, nämlich durch den Festphasenanteil fs, den Formfaktor der Festphase F, die Korngrösse der Festphase D und den Skelettierungsgrad, wobei letzterer durch die als Kontiguität bezeichnete Messgrösse Cs oder vorzugsweise durch das Kontiguitätsvolumen fsCs ausgedrückt wird. Anstelle des Festphasenanteils kann auch der Flüssigphasenanteil f spezifiziert werden, wobei unter der hier zulässigen Vernachlässigung von gasförmigen Phasenanteilen sich die Grossen fL und fs zu 1 ergänzen.
Obwohl im Stand der Technik für den Festphasenanteil keine genauen Grenzwerte für thixotropes Verhalten anfgeführt werden, wird angenommen, dass der Festpha- senantεil ungefähr 40% bis 60% betragen sollte. Neben dem Fest- bzw. Flüssigphasenanteil sind die Morphologie und die Konnektivität der Festphase die verfahrensbe- stimmεndεn Gεfügekenngrössen. Eine quantitative Beschreibung der Gefügemorphologie kann mit Hilfe des Formfaktors F und der Korngrösse D vorgenommen wer- den. Der Formfaktor F v/ird definiert zu
U≥
F =
4τrA
wobei U der mittlere Kornumfang und A die mittlere projizierte Kornfläche sind. Es gilt F>1 wenn die Körner eine komplex geformte Oberfläche haben und F=1 wenn alle Körner eine Kugelgestalt aufweisen. (Es muss darauf .hingewiesen werden, dass mancherorts der Formfaktor als reziproke Grosse des vorliegend definierten Formfaktors verwendet wird, dies ist jedoch aus dem jeweiligen Zusammenhang ohne weiteres ersichtlich). Der Formfaktor bestimmt in hohem Masse die Viskosität der fest-flüssig-Suspension, wobei für eine genügende Formbarkeit des Werkstoffes eine Obergrenze für den Formfaktor nicht überschritten werden darf. Diese Randbedin- gung wird heute sowohl von CTC- als auch von NRC-Werkstoffen in der Regel gut eingehalten.
Obwohl im Stand der Technik für die Korngrössse D kein allgemein gültiger oberer Grenzwert angegeben wird, zeigt die Erfahrung, dass bei dεr Formgebung von dünnen Bauteilen eine Korngrösse von etwa einem Zwanzigstel der Wandstärke des Bauteils nicht überschrittεn werden sollte. So ergibt sich für eine Wandstärke von 3 mm als weiteres einzuhaltendes Kriterium eine maximale Korngrösse von ungefähr 150 μm.
2. Charakterisierung von Werkstoffen im semi-soliden Zustand Eine kommerziell erhältliche Thixolegierung vom Tap AlMgSi (nachfolgend als "Aluminiumlegierung X" bezeichnet) mit einer Zusammensetzung ähnlich der Legierung mit dεr Bezeichnung EN AW-6082 nach der europäischen Norm EN 573-3, nämlich mit einer chemischen Zusammensetzung von 1.1 Gew.-% Silizium, 0.85 Gev/.- % Magnesium, 0.61 Gew.- % Mangan, 0.09 Gew.- % Eisen, 0.08 Gew.- % Titan, <0.01 Gew.- % Chrom, <0.01 Gew.- % Kupfer, <0.01 Gew.- % Nickel, <0.01 Gew.- % Blei und <0.01 Gev/.- % Zink wurde in einem Infrarotofen auf eine gewünschte Temperatur im Solidus-Liquidus-Intervall mit 100°C/min aufgeheizt, isotherm homogenisiert und anschliessend abgeschreckt. Um die Versuchsprobεn möglichst schnell abschrecken zu können, wurde der Infrarot-Rohrofen oberhalb eines mit Eiswasser gefüllten Kessels befestigt. Die Anlage ist so konstruiert, dass nach Erreichen der gewünschten Temperatur und erfolgter Homogenisierung d.e Probe durch Lösen der Halterung ins Wasserbad fällt. Ein im Schwerpunkt der Probe (15 mm x 15 mm x 15 mm) befestigtes Pt/PtR'n Thermoelement gewährleistet eine exakte Temperaturbestimmung (+/- 0.1 °C) und Heizregelung. Vor jedem Versuch wurde das Thermoelement in einem Eichofen auf seine Genauigkeit hin überprüft. Die Messungen beschränkten sich auf die mikrostrukturellen Gefügeentwicklungen bei 5 ausgewählten Temperaturen im semi-soliden Bereich (613°C, 625°C, 633°C, 63δcC und 638°C, entsprechend einem Flüssigphasenanteil von 10%, 20%. 30%, 35% bzw. 40%) und bei isothermen Haltezeiten von 1 , 5, 10, 20 und 30 Minuten. Anschliessende metallografische Untersuchungen der abgeschreckten Proben zeigten die Veränderung des Gefüges während der Wiedererwärmung in Abhängigkeit der Versuchsparameter. Die Kenngrössen Formfaktor F, Korngrösse D und Kontiguität Cs bzw. Kontiguitätsvolumen f3Cs ermöglichten das Bestimmen der Gefügeverän- derungen aufgrund der Grosse, Form und des räumlichen Zusammenhangs der festen alpha-Phase in der flüssigen Matrix.
Die Figur 1 zeigt am Beispiel der Aluminiumlegierung X die Veränderung von Formfaktor F und Korngrösse D (in Mikrometern) als Funktion der isothermen Haltezeit t (in Minuten) im semi-soliden Zustand bei einer konstanten Temperatur von 636°C, entsprechend einem Flüssigphasenanteil fL von 35%. Mit zunehmender Haltezeit wird die Festphase eingeformt und wird globulitischer, d.h. der Formfaktor F nimmt ab und strebt gegen 1 , und gleichzeitig nimmt die Korngrösse D zu.
Parallel mit dem Wachstum dεr Festphase nimmt aber auch ihre Konnektivität, d.h. die Stärke des räumlichen Skeletts zu. Als Mass für den Skelettierungsgrad, d.h. für den Kontakt angrenzender Teilchen einer Phase, wird dabei die Kontiguität Cs der Festphase herangezogen, welche definiert ist als
nς 2SSS CS :
2SSS + SSL
Darin ist Sss die Korngrenzenfläche zwischen dεr Festphase, d.h. die Fläche zwischen den zusammenhängenden und nicht durch Schmelze getrennten Körnern, während SSL die Phasengrenzfläche zwischen Festphase und Schmelze ist. Die Kontiguität entspricht somit dem Anteil, den die Grenzfläche zu derselben Phase an der gesamten Grenzfläche der Festphase einnimmt. Für den Fall Cs=0 sind diε Körner isoliert und vollständig von Schmelze umgeben, während mit steigendem Cs die Körner stärker zusammengewachsen sind und dementsprechend die Skelettbildung ausgeprägter ist. Sehr geringe Werte von Cs sind unerwünscht, da dann der semi- solide Werkstoff keine Formstabilität besitzt. Umgekεhrt ist für den Fall Cs→1 die Festphase voll agglomeriεrt und kann durch Aufbringen von Schubspannuπgen nicht in eine Suspension übergeführt v/erden. Dementsprechend existiert für die Überfüh- rung eines Werkstoffes mit zusammenhängender Festphase in eine fest-flüssig- Suspension eine Obergrenze für die Kontiguität. Da die Skelettstärke sowohl von der Kontiguität Cs als auch vom Festphasenanteil fs abhängt, ist es sinnvoll, als bestimmende Grosse für den Skelettierungsgrad das Produkt fsCs, also das Kontiguitäts- volumen zu wählen, welches dem Volumen zusammenhängender Phasenbereiche entspricht.
Die Figur 2 zeigt v/iεderum am Beispiel der Aluminiumlegierung X die Veränderung der Kontiguität Cs und des Kontiguitätsvolumens fsCs als Funktion der Haltezeit t (in Minuten) im semi-soliden Zustand bei einer konstanten Temperatur von 63δ°C, entsprechend einem Flüssigphasenanteil f von 35%.
Die Figur 3 zeigt für denselben Werkstoff X die Veränderung der Kontiguität Cs und des Kontiguitätsvolumens fsCs nach einer isothermen Haltezeit von 5 Minuten in Ab- hängigkeit des Flüssigphasenanteils fL, v/obei zu beachten gilt, dass für f1 — >1 entsprechend Cs-→0 gilt. Dargestellt sind die jeweiligen Werte von Cs und fsCs für einen Flüssigphasenanteil fL von 10%, 20%, 30% und 40%, entsprechend einer Temperatur von 613=C, 625°C, 633°C und 6383C.
Wie aus den Figuren 2 und 3 hervorgeht, nimmt das Kontiguitätsvolumen fsCs mit steigender Haltezeit t zu und mit steigendem Flüssigphasenanteil fL ab, wobei er- wartungsgemäss die Skelettbildung mit zunehmender Haltezeit t zunimmt. Die für eine erfolgreiche Formgebung notwendigen Eigenschaften sind allerdings nur in einem bestimmten Wertebereich des Kontiguitätsvolumens fsCs zu erwarten. Die nachfol- gend dargelegte Bewertung der rheologischen Eigenschaften erlaubt eine Festlegung des geeigneten Intervalls für das Kontiguitätsvolumen fsCs.
Das Fliεssverhalten bekannter Legierungen wurde mittels eines Rückextrusions- Umformversuches untersucht. Beispielsweise wurde eine zylindrische Probe (0 = 26 mm, h = 35 mm) der Aluminiumlegierung X in einer Stahlform mit einer Aufheizrate von 100'C/min mittels eines IR-Ofens auf die gewünschte Temperatur (616°C, 626°C, 633CC, 636°C, 641 °C bzw. 641.5°C entsprechend einem Flüssigphasenanteil fL von 10%, 20%, 30%, 35%, 40% bzw. 50%) aufgeheizt. Nach einer isothermen Haltezeit t von 1 , 5, 10 bzw. 30 Minuten wurde ein Umformprozess gestartet, wobei die Probe mittels eines Bolzens bei einer konstanten Bolzengeschwindigkeit von 200 mm/s umgeformt wurde. Dabei v/urden Fahrweg l und Kraft K mit Hilfe eines Rechners aufgezeichnet.
In der Figur 4 sind typische Kraft-Weg-Kurven der Alumin'umlegierung X nach einer isothermen Haltezeit t von 5 Minuten bei verschiedenen Werten des FlussigDhasen- anteils fL dargestellt, v/obei die Kraft K in Kilonewton und cεr Weg l in Millimetern an- gεgεbεn ist. Bεi εinεm gεringen Flüssigphasenanteil fL b s zu 20% hat das Kraft- Weg-Diagramm die charakteristische Form für elastisch-p'astisches Verhalten. Demgegenüber sind bei einem Flüssigphasenanteil fL von 40% und 50% die Umformkräfte sehr gering, und man befindet sich somit in dem für das Verfahren anzustrεbεndεn, thixotropen Bereich. Bei einem zwischen den obigen Fallen egenden Flüssigphasenanteil fL von 30% beobachtet man einen Übergangsbε'εich vom elastisch- plastischen zum thixotropen Verhalten, wobei hier das Festphasenskelett noch so stark ist, dass einε niedrigviskose Suspension nicht enstenen kann. Es dominiert die plastische Verformung, jedoch wird Flüssigphase aus dem Festphasenschwamm ausgepresst, so dass eine markante Phasensεparation er'steht
In der Figur 5 sind für dieselbe Thixolegiεrung bei einem Flüssigphasenanteil von 35% (entsprechend einer Temperatur von 636°C) die Kra:t-Weg-Kurven nach ver- schieoεnen isothermen Haltezeiten t (in Minuten) dargestellt, wobei die Kraft K in Kilonewton und der Weg t in Millimetern angegeben ist. Wa-rend nach einer Haltezeit t von 5 Minuten noch ein thixotropes Verhalten ersichtlich ist, führt eine längere Halte- zeit zu einem Verlust der thixotropen Eigenschaften
Ein Vergleich der Figur 4 mit der Figur 3 zeigt, dass das cemass dεr Figur ^ bei einem Flύssigphasεnantεil fL von 40% und 50% beobachtete thixotrope Verhalten übertragen auf die Figur 3 mit einer Abnahme des Kontigu tatsvolumens fsCs auf Werte unterhalb von 0 3 einhergeht. Zum gleichen Ergebn s gelangt man durch Vergleich der Figur 5 mit der Figur 2, wonach der gemäss dεr Figur 5 nach einer Haltezeit t von mehr als 5 Minuten eintretende Verlust der thixotropen Eigenschaften sich gεmäss der Figur 2 mit einer Zunahme des Kontiguitätsvolumens fsCs auf Werte von über 0.3 ausdrückt.
3. Beschreibuno des erfindungsgemässen Verfahrens Aus dem Vorangehenden ergibt sich, dass ein thixotropes Verhalten, d.h. eine Über- führbarkeit des im semi-soliden Zustand vorliegenden Werkstoffes in eine homogene fest-flüssig-Suspension nur dann gegeben ist, wenn der Skelettierungsgrad genügend gering gehalten werden kann, wobei dies zahlenmässig ausgedrückt bedeutet, dass das Kontiguitätsvolumen fsCs auf einem Wert unterhalb eines kritischen Wertes Y=0.3 zu halten ist.
Mit dem erfindungsgemässen Verfahren wird dies gewährleistet. Überraschenderweise wurde gefundεn, dass durch Zulεgieren von Elementen, die eine Grenzflächenenergie zwischen fester und flüssiger Phase zu rεduzierεn vermögen, es möglich wird, im sεmi-solidεn Werkstoff in einem breiten Bereich des Flüssigphasenanteils f1- von 15% bis 75% die Korngrösse D und den Skelettierungsgrad während einer Haltezeit von mehr als15 Minuten im wesentlichen konstant zu halten und insbesondere das Kontiguitätsvolumen fsCs auf einem Wert von weniger als Y=0.3 zu halten. Es gelingt also, den Werkstoff bezüglich seiner thixotropen Eigenschaften zu phlegmati- sierεn.
Bεispiele von im. obigεn Sinn wirksamen Zusatzmaterialien Z sind im Falle von Aluminiumlegierungen die Elemente Barium, welches besondεrs bevorzugt ist, sowie Antimon, Strontium oder Wismut. Es muss darauf hingewiesen werden, dass für eini- ge dieser Elemente, insbesondere für Silizium, bekannt ist, dass ihr Zusatz zu einer Aluminiumlegierung eine positiven Veredelung bewirkt, beispielsweise durch Ausbildung des Aluminium-Silizium-Eutektikums. Die zur Veredelung verwendeten Mengentanteile dieser Elemente liegen jedoch im Bereich von einigen ppm und sind jedenfalls wesentlich zu gering, um eine Phlegmatisierung der thixotropen Eigenschaf- ten zu bewirken. Demgegenüber liegen die beim erfindungsgemässen Verfahren einzusetzenden Mengenanteile des Zusatzmaterials Z deutlich über den für die Modifikation eines Eutektikums üblicherweise verwendεtεn Mengentanteile an Veredelungsmittel. Bei rückschauender Betrachtung kann vermutet werden, dass die mit dem erfindungsgemässen Verfahren erzielte Wirkung darauf beruht, dass durch Vermindεrung der Grenzflächεnenergie zwischen der Festphase und der Flüssigohase des semi- solidεn Werkstoffes eine treibεndε Kraft für die unerwünschten Gefύgeveränderun- gen, welche insbesonderε die Kornvergröberung und die zunehmεndε Skelettierung umfassen, reduziert wird. Durch Zulegieren von Elementen, die diese Grenzflächenenergie erniedrigen, v/ird die Geschwindigkeit und damit auch das Ausmass der während einer bestimmten Haltezeit eintretenden Gefügeveränderung dramatisch re- duziεrt. Der Mengenantεil des Zusatzmaterials ist dabei so zu wählen, dass die Korn- grosse D und der Skelεttiεrungsgrad während einεr Haltezeit t von mindestens 15 Minuten im wesentlichen konstant bleiben. Dies ist im nachfolgεncen Ausführungs- bεispiεl illustriert.
4. Ausführungsbeispiel: Charakterisierung eines mit dem erfindun sαemässen Ver- fahren hergestelleten Werkstoffes
Einer Schmelze einer Aluminiumlegierung mit einer Zusammensetzung ähnlich der Legierung mit der Bezeichnung EN AW-6082 nach der europäischen Norm EN 573-3 wurden 0.2 Gewichtsprozent Barium als Zusatzmaterial Z zugesetzt, indem die erforderliche Menge an Barium zunächst in eine Aluminumfoliε verpackt und anschlie- ssend zur Schmelze gegeben wurde. Der so gebildete Werkstoff (nachfolgend als "Aluminiumlegierung X - Ba" bεzεichnet) mit einer chemischen Zusammensetzung von 0.2 Gew.-% Barium, 0.8 Gew.-% Silizium, 0.41 Gew.-% Magnesium, 0.28 Gew.- % Mangan, 0.2 Gew.-% Eisen, 0.01 Gew.-% Titan, 0.19 Gew. -% Chrom, 0.35 Gew.- % Kupfer, <0.01 Gew.-% Nickel, <0.01 Gew.-% Blei und <0.01 Gew.-% Zink wurde gemäss der unter Ziffer 2 beschriebenen Charakterisierungsmεtrcde in einem Infrarotofen auf eine vorgegebene Temperatur im Solidus-Liquidus-Intervall mit 100°C/min aufgeheizt und anschliεssend isotherm homogenisiert. Die mikrostrukturellen Gefü- gεentwicklungen wurden bei 5 ausgewählten Temperaturen im semi-soliden Bereich (618°C, 630°C, 637°C, 639°C und 642°C, entsprechend einεm Füssigphasenanteil von 10%, 20%, 30%, 35% bzw. 40%) und bei isothermen Haltezeiten t von 1 , 5, 10, 20 und 30 Minuten gemessen. Die Figur 6 zeigt den Verlauf des Kontiguitätsvolumens fsCs als Funktion der isothermen Haltezeit t (in Minuten) bei einem konstanten Flüssigphasenanteil fL von 35% einerseits für den mit dem erfindungsgεmässen Verfahren hergestellten Werkstoff, d.h. die Aluminiumlegierung X + Ba, und andererseits für die entprechende ba- riumfreie Legierung X gemäss dem Stand der Technik. Durch Anv/endung des erfindungsgemässen Verfahrens wurde die Gefügeverändεrung signifikant reduziert. Insbesondere wurde bei dem erfindungsgemäss hergestellten Werkstoff auch nach einer langen Haltezeit t von 30 Minuten der kritische Wert Y=0.3 für das Kontiguitätsvolumen fsCs nicht erreicht.
Wie insbεsondεrε aus den in der Figur 7 für den erfindungsgemäss hergεs εllten Werkstoff X + Ba wiεdεrgεgebenen Kraft-Wεg-Diagramrr.εn (wobεi die Kraft K in Kilonewton und der Weg l in Millimetern angegeben ist) bei verschiedenen Haltezeiten t (in Minuten) hervorgeht, sind die Fliesseigenschaften des Werkstoffes auch nach 30 Minuten kaum verändert und zeigen v/eiterhin den für thixotropes Verhalten charakteristischen Verlauf. Dementsprechend kann auch nach einer 30-minütigen Haltezeit t der semi-solide Werkstoff in eine homogene fest-flüssig Suspension übergeführt v/erden.
5. Weitere Ausführunosbeispiele
Die oben am Beispiel einεr Aluminiumlegierung dargelegte Erfindungslehre lässt sich in analoger Weise bei anderen Metall-Legierungen X, beispielsweise auf Magnesiumlegierungen aber auch auf Stähle und Schwermetall-Lεgierungen, anwεnden. Es liegt im Bereich des fachmännischen Könnens, zunächst in Vorversuchen zu ermit- teln, welche Werte der Korngrösse D und des Skelettiεrungsgrades bzw. des Kontiguitätsvolumens fsCs einzuhalten sind, um im semi-solicen Zustand die Bildbarkeit einer Suspension beizubehalten und überdies ein geeignetes Zusatzmatεrial Z mit grenzflächenenergiesenkenden Eigenschaftεn zu wählεn.
Die im vorangehenden Ausführungsbeispiel beschriebenen Aluminiumlegierungen mit einer Zusammensetzung ähnlich der Legierung mit der Bezeichnung EN AW-6082 nach der europäischen Norm EN 573-3 enthalten unter anderem eine Beimengung an Eisen, v/elches als dispersoidbildendes Element wirkt, d.h. im semi-soliden Zustand die Bildung von Körnern kleiner Korngrösse D fördert. Bei Verwendung anderer Metall-Legierungen X ist nebst dem besagten Zusatzmatenal Z erforderlichenfalls ein geeignetes dispersoidbildendes Element E beizumengen.
Bezuoszeichenliste
fS Festphasenanteil fL Flüssigphasenanteil
F Formfaktor der Festphase
D Korngrösse
U Kornumfang
A projizierte Kornfläche
CS Kontiguität fScs Kontiguitätsvolumen sss Korngrenzenfläche zwischen der Festphase
SSL Phasengrenzenfläche zwischen Festphase und Schmelze
K Kraft l Weg t Haltezeit
Y kritischer Wert des Kontiguitätsvolumens z Zusatzmaterial
E dispersoidbildendes Elemεnt

Claims

Patentansprüche
1. Verfahren zur Herstellung eines aus einer Metall-Legierung gebildeten Werkstoffes für eine nachfolgende Formgebung des Werkstoffes im semi-soliden Zustand, wobei man die Metall-Legierung (X) auf eine über Liquidus befindliche Anfangstempεratur bringt und danach ein Zusatzmaterial (Z) zusetzt, dadurch gekennzeichnet, dass das Zusatzmaterial (Z) dazu befähigt ist, nach Überführung der mit dem Zusatzmaterial versetzten Metall-Legierung (X + Z) in den semi-soliden Zustand eine Grenzflächenenergie zwischen fester und flüssiger Phase zu reduziε- ren, wobei man den Mengεπanteil des Zusatzmaterials (Z) so wählt, dass im semi-soliden Werkstoff bei einem Flüssigphasenantεil (fL) von 15% bis 75% die Korngrösse (D) und dεr Skelettierungsgrad (fsCs) während e ner Haltezeit (t) von mehr als 15 Minuten im wesentlichen konstant bleiben, um d.e Bildbarkeit einer Suspension beizubehalten.
2. Verfahren nach Anspruch 1 , dadurch gekennzeichnet, dass c ε Metall-Legierung (X) als Hauptbestandteil Aluminium enthält und dass man als Zusatzmaterial (Z) Barium verwendet.
3. Verfahren nach Anspruch 2, dadurch gekennzeichnet, dass der Gewichtsanteil des Bariums 0.1 % bis 0.8% des Werkstoffes beträgt.
4. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 3, dadurch gekennzeichnet, dass man der Metall-Lεgierung (X) ein dispersoidbildεndεs Element (E) zusetzt, um die Bil- düng von Körnern klεiner Korngrösse (D) zu fördern.
5. Verfahren nach Anspruch 2 oder 3 und Anspruch 4, dadurch gekεnnzεichnet, dass man als dispersoidbildendes Element (E) Eisen oder Chrom oder Titan oder Zirkon verwendet.
Verfahren nach Anspruch 5, dadurch gekennzeichnet, dass der Gev/ichtsanteil des dispersoidbildendεn Elementes (E) zwischen 0.1 % und 1 % des Werkstoffes beträgt.
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