WO2005045081A1 - Aluminiumlegierung, bauteil aus dieser und verfahren zur herstellung des bauteiles - Google Patents

Aluminiumlegierung, bauteil aus dieser und verfahren zur herstellung des bauteiles Download PDF

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WO2005045081A1
WO2005045081A1 PCT/AT2004/000396 AT2004000396W WO2005045081A1 WO 2005045081 A1 WO2005045081 A1 WO 2005045081A1 AT 2004000396 W AT2004000396 W AT 2004000396W WO 2005045081 A1 WO2005045081 A1 WO 2005045081A1
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aluminum alloy
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melt
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PCT/AT2004/000396
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Anja Hölzl
Valentin Konkevich
Helmut Kaufmann
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Arc Leichtmetallkompetenzzentrum Ranshofen Gmbh
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    • 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
    • C22C21/06—Alloys based on aluminium with magnesium as the next major constituent
    • C22C21/08—Alloys based on aluminium with magnesium as the next major constituent with silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22F—CHANGING THE PHYSICAL STRUCTURE OF NON-FERROUS METALS AND NON-FERROUS ALLOYS
    • C22F1/00—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working
    • 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
    • C22F1/047—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 magnesium as the next major constituent

Definitions

  • the invention relates to an aluminum alloy.
  • the invention further relates to a component made of an aluminum alloy and a method for producing a component made of an aluminum alloy.
  • magnesium-magnesium casting alloys with up to 10% by weight of magnesium and with 0.1% by weight. use up to 1.3 wt .-% silicon.
  • magnesium contributes to an increase in corrosion resistance.
  • magnesium can contribute to increasing the mechanical properties of components, in particular by precipitation hardening, in which Mg 2 Si is formed. If the magnesium content is higher than 3% by weight, a hardening effect is practically ineffective.
  • a significant disadvantage of aluminum-magnesium cast alloys is referred to by experts as their inadequate castability, which, when a component is produced, leads to the formation of macroscopic defects such as pores,
  • the invention further aims to provide a component made of an aluminum alloy which can be easily produced close to the final dimensions by casting and which has high values of the mechanical properties or can be tempered to them.
  • the invention further aims to provide a method for producing a component from an aluminum alloy, in which casting problems are largely avoided and with which components of high quality can be produced in a simple manner.
  • the task is solved containing an aluminum alloy (in% by weight)
  • cerium 0.01% to 0.3% cerium, and optionally one or more elements selected from a second group consisting of
  • strontium 0.001% to 1.0% strontium, balance aluminum and manufacturing-related impurities.
  • an alloy is easy to cast due to a coordinated chemical composition and the components made from such an alloy can be tempered to high mechanical characteristics. Because of the slight tendency of an alloy according to the invention to stick to a mold after the casting process, it is advantageously easily possible to separate the created components from the mold. Good castability of an alloy according to the invention therefore also results in a high quality of the surfaces of the components produced. Furthermore, due to good castability, imperfections or weak points such as pores, cavities and / or hot cracks in the interior of the component can be largely avoided.
  • silicon contributes to improving the casting properties.
  • a minimum silicon content of 0.3% by weight is also necessary in order to ensure formation of g2Si when an alloy according to the invention is hardened.
  • an upper limit of the silicon content is set at 4.5% by weight.
  • Magnesium is provided in a proportion of at least 1.0% by weight in order to generally achieve high strength of components. Magnesium is also provided in a proportion of at least 1.0% by weight in order to allow Mg 2 Si precipitates to form during hardening. With magnesium contents of more than 8.0% by weight, casting problems arise which cannot be compensated for even by high silicon contents, for example 4.2% by weight. With regard to corrosion resistance, a magnesium content of 1.0% to 8.0% by weight has also proven to be favorable.
  • Scandium is another element essential to the invention and is provided at least in a proportion of 0.05% by weight. From this proportion by weight, Scandium is effective with regard to the formation of advantageous AbSc excretions. 0.5% by weight is set as the upper limit for the scandium content. Higher proportions by weight than 0.5% by weight of scandium no longer result in a significant increase in strength, but increase the costs for the alloy and can lead to undesirable coarse Al 3 Sc precipitations.
  • AUSc there is a synergetic interaction of the elements silicon, magnesium and scandium in the production of a part from an aluminum alloy according to the invention: during casting, a silicon portion according to the invention causes the molten alloy mass to be cast well. Subsequently, when the cast mass cools down from the casting temperature or when a component cools down from a curing temperature, it comes through the existing magnesium for the formation of strength-increasing g 2 Si excretions. Since silicon forms g2Si together with magnesium, scandium can now be bound at least predominantly in the form of a strengthening AbSc phase. In addition, scandium also causes fine Mg 2 Si precipitates to be formed even at high magnesium contents or prevents scandium from coagulating Mg 2 Si phase fractions during an precipitation process.
  • Iron can be provided in a content of less than 0.7% by weight, which is why it is also possible to use recycled aluminum to produce an alloy according to the invention. Contents of 0.7% by weight iron or more, however, have a very disadvantageous effect on the mechanical properties, because in this case A ⁇ Fe phases are formed with an unfavorable, branched morphology.
  • a zinc content is to be limited to less than 0.1% by weight, since zinc has an extremely disadvantageous effect on the strength of manufactured components and, moreover, as has been established, can be responsible for the brittleness of components.
  • the elements manganese, chromium, cobalt, nickel, lanthanum and cerium can optionally be provided in an alloy according to the invention. These elements can be used individually or in combination in the presence of Iron cause a beneficial morphology of ferrous excretions in two ways. On the one hand, by alloying the elements mentioned, a favorable globular morphology of A Fe precipitates can be achieved. On the other hand, these elements are capable of being formed with iron and other elements, for example (FeMn) AI 6 , (FeCr) AI 7 , CeFe Al ⁇ o or LaFe 2 Al ⁇ 0, and to bind iron as a component of complex phases, which in turn contribute positively to strength.
  • iron FeMn
  • (FeCr) AI 7 CeFe Al ⁇ o or LaFe 2 Al ⁇
  • manganese, chromium, cobalt and nickel can be provided within limits of 0.01% by weight to 1.0% by weight. In the case of the elements lanthanum and cerium, it is advisable to limit the upper content to 0.3% by weight because these elements are less soluble in aluminum and aluminum alloys than manganese, chromium, cobalt and nickel.
  • An alloy according to the invention can optionally have one or more elements selected from the group consisting of titanium, zirconium, vanadium, niobium and strontium. With a content of 0.001% by weight or more, these elements can contribute to the formation of a fine structure, ie they have a grain-refining effect.
  • an aluminum alloy according to the invention contains 1.55% by weight to 4.2% by weight of silicon.
  • silicon content range on the one hand, particularly good casting properties of an alloy according to the invention can be observed and, on the other hand, the formation of strength-increasing Mg 2 Si precipitates is favorably high.
  • the magnesium content is provided to be at least 4.3% by weight and up to 7.45% by weight, because in this There is sufficient magnesium in the content range to bind silicon as completely as possible in the form of Mg2Si.
  • AISc 2 Si 2 which are obtained, for example, from aluminum-silicon alloys by alloying with scandium and which can cause fragility of components, are thus essentially completely avoidable.
  • Scandium shows its effects best in an alloy according to the invention in a proportion of 0.08% by weight to 0.35% by weight. In this concentration range, fine AfeSc precipitates can advantageously be obtained by curing.
  • alloying of titanium in a content range from 0.02% by weight to 0.15% by weight is preferred.
  • Zircon in the content range of 0.03% by weight to 0.10% by weight also has a favorable effect on the fine formation of the aluminum grain.
  • Zircon can substitute scandium in the Al 3 Sc lattice and has a germ-promoting or stabilizing effect with regard to training or one
  • one or more of the elements manganese, chromium, cobalt and nickel can be provided to an advantageous morphological formation of iron-containing precipitates. It has proven to be a particularly favorable variant to provide at least two of these elements with the proviso that the selected elements are present together to a maximum of 0.65% by weight.
  • the aim of the invention to provide a component made of an aluminum alloy, which can be easily produced by casting close to the final dimensions and has high values of the mechanical properties, is contained by a component made of an aluminum alloy (in% by weight)
  • cerium 0.01% to 0.3% cerium, and optionally one or more elements selected from a second
  • the structure of the component having globularly formed ⁇ -aluminum mixed crystals Rest of aluminum and manufacturing-related impurities, the structure of the component having globularly formed ⁇ -aluminum mixed crystals.
  • a component according to the invention can advantageously be produced by casting in a shape close to the final dimensions, so that further tool-intensive and cost-intensive work steps such as machining the component are unnecessary. Due to a balanced alloy composition, a cast component has a low tendency to stick to a mold after it has been created, which is why the component can advantageously be easily removed from a mold and can be produced with a high surface quality. In addition, components according to the invention can be produced largely free of pores, microholes, hot cracks or other macroscopic defects.
  • a microstructure formation of the matrix with globular ⁇ -aluminum mixed crystals has a favorable effect on the isotropy of mechanical properties, which is why, compared to components of the same composition, significantly higher strength values in the transverse direction can be achieved with dendritic microstructure.
  • microstructure formation it is advantageous if ⁇ -aluminum mixed crystals with an average grain size of 35 ⁇ m to 150 ⁇ m are trained. Average grain sizes of more than 150 ⁇ m cause disadvantageous brittleness of a component. If the average grain size falls below 35 ⁇ m, the strength of the components decreases.
  • a particularly preferred range for an average grain size is 70 ⁇ m to 100 ⁇ m, in which range high strength and sufficient toughness can be achieved.
  • the liquidus temperature and solidus temperature are cooled and crystallites are formed with a homogeneous distribution in the residual melt, after which a component is formed from the casting compound produced in this way.
  • a melt created according to the invention has favorable casting properties and can be transferred from a first container such as a crucible to a second vessel such as one without any significant problems
  • Mold to be transported This is particularly important when cooling a melt to a temperature between the liquidus temperature and solidus temperature does not result in a pure melt but rather in a semi-solid casting mass, because the processability of the casting mass is then essentially determined by a proportionally remaining melt.
  • Creating a component from a semi-solid casting compound has the advantage of high dimensional accuracy. Since a casting compound is already partially present as a solid phase before or during a mold filling, only the residual melt solidifies in the mold and shrinkage or volume contraction due to solidification is correspondingly reduced.
  • a method according to the invention has the advantage that a casting compound with a homogeneous distribution of crystallites has a homogeneous structure of the component, as it were, and as a result crystallite present a coarse grain formation is reduced. A fine structure can therefore be set in a component.
  • the casting compound can, if necessary, be subjected to further process steps before the component is produced.
  • the casting compound it is possible for the casting compound to be cooled to room temperature and then to be stored, after which the casting compound is heated to a temperature between the liquidus temperature and the solidus temperature, if necessary, and a component is produced from the casting compound.
  • a melt with a melt temperature of at most 20 ° C. above the liquidus temperature is preferably introduced into a crucible located at a temperature of 10 ° C. to 50 ° C. below the liquidus temperature and the casting compound is produced in the crucible. If the melt is only slightly overheated, the melt can quickly reach a crucible temperature, a favorable ratio of nucleation rate to nucleation growth being given in the preferred crucible temperature range.
  • the crucible is inclined before the melt is introduced in order to allow the melt to flow in via a crucible wall.
  • germs are formed in the melt by contact with the colder crucible wall.
  • the nuclei formed do not remain on the crucible wall and grow to dendrites, but are transported away by subsequent melt, so that coarse dendritic crystallites are not formed.
  • the crucible wall thus acts as a flat nucleation promoter.
  • a further preferred measure with regard to a favorable morphology of the crystallites formed and their proportion by weight in the casting compound has proven to be if the melt introduced into the crucible is brought to a temperature of 580 ° C. to 590 ° C. and up to 7 minutes this temperature is maintained.
  • the component is formed by pressing the casting compound into a mold and solidifying the casting compound in the mold under pressure.
  • the created component can be subjected to a heat treatment to improve mechanical properties.
  • a heat treatment can be carried out by heating the component to a temperature of 280 ° C to 320 ° C and holding the component at this temperature for 2 to 5 hours, it being advantageous if the component is subjected to heat aging after cooling and cooling a temperature of 150 ° C to 250 ° C is subjected.
  • Table 1 shows chemical compositions of some aluminum alloys according to the invention. The compositions were determined by wet chemistry and checked using spectroscopic methods such as atomic absorption spectroscopy and ICP (Inductive Coupled Plasma) spectroscopy. Table 1: Compositions of exemplary alloys according to the invention (all values in% by weight)
  • a melt having a chemical composition corresponding to one of the alloys A to E in Table 1 is produced in a first crucible and brought to a temperature of 650 ° C.
  • the melt is then transferred to a second crucible at this melt temperature.
  • the second crucible is inclined so that the melt can flow in along a crucible wall.
  • the crucible wall has a lower temperature than the melt, which is why crystallites are formed in it upon contact with the crucible wall.
  • the melt is brought to a temperature of 585 ° C. and held at this temperature until, according to a phase diagram, a proportion of approximately 50% by weight of the solid phase is present.
  • the casting compound produced in this way is then poured, for example under a pressure of 1550 bar, immediately or after quenching, storage and reheating to a temperature between the liquidus and solidus temperature.
  • Table 2 Selected mechanical parameters of components made of alloys A to E according to Table 1
  • HB5 / 125-10 correspond to the Brinell hardness, m the tensile strength, Rpo. 2 the 0.2% proof stress, and A the elongation at break.
  • Heat treatment of the components at 300 ° C, 350 ° C and 400 ° C for 2, 5, and 8 hours with subsequent quenching and a subsequent subsequent aging at 200 ° C for 2 hours show that the highest mechanical properties at 300 ° C and a heat treatment time of 2 hours can be achieved. Heat treatment times longer than 5 hours bring no further increase in strength.
  • alloys according to the invention had significantly better corrosion resistance than Al-Si cast alloys.

Abstract

Die Erfindung hat eine Aluminiumlegierung zum Gegenstand. Um bei Vermeidung von Gießproblemen Bauteile aus einer Aluminiumlegierung mit hohen mechanischen Eigenschaften herzustellen, wird gemäß der Erfindung eine Aluminiumlegierung enthaltend (in Gew.-%) 0.3% bis 4,5% Silicium 1.0% bis 8.0% Magnesium 0,05% bis 0.5% Scandium weniger als 0.7% Eisen weniger als 0.1% Zink weniger als 0.1% Kupfer, wahlweise ein oder mehrere Elemente ausgewählt aus einer ersten Gruppe bestehend aus 0.01% bis 1.0% Mangan 0.01% bis 1.0% Chrom 0.01% bis 1.0% Cobalt 0.01% bis 1.0% Nickel 0.01% bis 0.3% Lanthan 0.01% bis 0.3% Cer, sowie wahlweise ein oder mehrere Elemente ausgewählt aus einer zweiten Gruppe bestehend aus 0.001% bis 1.0% Titan 0.001% bis 1.0% Zirkon 0.001% bis 1.0% Vanadium 0.001% bis 1.0% Niob 0.001% bis 1.0% Strontium, Rest Aluminium und herstellungsbedingte Verunreinigungen, vorgeschlagen. Weiter betrifft die Erfindung ein Bauteil aus dieser Legierung und ein Verfahren zur Herstellung eines Bauteiles aus dieser Legierung.

Description

Aluminiumlegierung, Bauteil aus dieser und Verfahren zur Herstellung des Bauteiles
Die Erfindung betrifft eine Aluminiumlegierung.
Weiter betrifft die Erfindung ein Bauteil aus einer Aluminiumlegierung sowie ein Verfahren zur Herstellung eines Bauteiles aus einer Aluminiumlegierung.
Im Fahrzeugbau, insbesondere Automobilbau, strebt man in zunehmenden Maße an, Bauteile aus Stahl durch Bauteile aus leichtgewichtigeren Materialien zu ersetzen, um der Forderung nach einer Gewichtsreduktion von Fahrzeugen und damit einer Treibstoffeinsparung beim Betrieb derselben möglichst nachzukommen.
In diesem Zusammenhang ist das Interesse von Fahrzeugbauern besonders auf leichtgewichtige Bauteile aus Aluminiumlegierungen gerichtet, wobei das intendierte Anwendungsspektrum solcher Legierungen neben Karosserieteilen auch komplex ausgeformte Fahrwerksbauteile umfasst. Damit diese und weitere Anwendungen im Fahrzeugbau für Aluminiumlegierungen langfristig erschlossen werden können, ist es aus Sicht eines Fahrzeugbauers erforderlich, dass aus diesen Legierungen erstellte Bauteile schon aus Sicherheitsgründen hohe mechanischen Eigenschaften sowie gute Korrosionsbeständigkeit aufweisen und dass derartige Bauteile in einfacher Weise und kostengünstig herstellbar sind.
Unter den einschlägigen Werkstoffspezialisten geht ein Ansatz zur Erfüllung dieser Anforderungen in die Richtung, Massen aus Aluminiumlegierungen durch Formgiessen auf direktem Weg in endabmessungsnahe Geometrien zu bringen und in dieser Weise komplexe Fahrzeugbauteile wie Schwenklager oder dergleichen herzustellen. So ist es bekannt, Bauteile aus einer Aluminiumlegierung, welche in Gewichtsprozent (Gew.-%) 7 % Silicium und 0.3 % Magnesium enthält, unter einem Druck von 1400 bar langsam in eine Form einzubringen und in dieser unter Aufrechterhaltung des Druckes erstarren zu lassen. Eine solche Aluminiumlegierung lässt sich unter dem genannten Druck grundsätzlich gut gießen. Allerdings, und dies ist bei derart erstellten Bauteilen ein großer Nachteil, sind die durch eine Ausscheidungshärtung erzielbaren Verbesserungen mechanischer Eigenschaften auf Grund des gegebenen Magnesiumgehaltes begrenzt. Auch eine Korrosionsbeständigkeit erreicht oftmals nicht das gewünschte Ausmaß.
Für eine Herstellung von Bauteilen mit hohen mechanischen Eigenschaften, insbesondere hoher Härte und Zugfestigkeit, und guter Korrosionsbeständigkeit ist es gemäß dem Stand der Technik bekannt, sogenannte Aluminium- Magnesium-Gusslegierungen mit bis zu 10 Gew.-% Magnesium und mit 0.1 Gew.-% bis zu 1.3 Gew.-% Silicium einzusetzen. In diesen Legierungen trägt Magnesium einerseits zur Erhöhung der Korrosionsbeständigkeit bei. Andererseits kann Magnesium zur Steigerung der mechanischen Eigenschaften von Bauteilen, insbesondere durch Ausscheidungshärtung, bei welcher Mg2Si gebildet wird, beitragen. Bei höheren Magnesiumgehalten als 3 Gew.-% ist ein Aushärtungseffekt allerdings praktisch unwirksam.
Als ein bedeutender Nachteil von Aluminium-Magnesium-Gusslegierungen wird von Fachleuten deren unzureichende Gießbarkeit genannt, welche bei einer Bauteilerstellung eine Bildung makroskopischer Fehlstellen wie Poren,
Mikrolunker und/oder Warmrisse verursachen kann. Häufig kann auch ein Kleben der gegossenen und erstarrten Legierungsmasse an einer Formwand beobachtet werden, wodurch eine Entnahme eines erstellten Bauteiles aus der Form erschwert ist und die Oberflächengüte eines Bauteiles beeinträchtigt sein kann. Den aus dem Stand der Technik bekannten Aluminiumlegierungen ist nachteilig gemein, dass sie nicht gleichzeitig günstige Gießeigenschaften aufweisen und sich zur Herstellung von Bauteilen hoher Güte, insbesondere mit hohen Werten der mechanischen Eigenschaften, eignen, weshalb das Anwendungspotential von Aluminiumlegierungen im Fahrzeugbau nicht vollständig nutzbar erscheint.
Hier setzt die Erfindung an und stellt sich zur Aufgabe, eine Legierung anzugeben, welche günstige Gießeigenschaften aufweist und aus der Bauteile mit hoher Güte, insbesondere mit hohen Werten der mechanischen Eigenschaften, herstellbar sind.
Weiter setzt sich die Erfindung zum Ziel, einen Bauteil aus einer Aluminiumlegierung anzugeben, der in einfacher Weise durch Giessen endabmessungsnah erstellbar ist und hohe Werte der mechanischen Eigenschaften aufweist bzw. auf solche vergütbar ist.
Ferner setzt sich die Erfindung zum Ziel, ein Verfahren zur Herstellung eines Bauteiles aus einer Aluminiumlegierung anzugeben, bei welchem Gießprobleme weitgehend vermieden sind und mit welchem Bauteile hoher Güte in einfacher Weise herstellbar sind.
Die gestellte Aufgabe löst eine Aluminiumlegierung enthaltend (in Gew.-%)
0.3% bis 4.5 % Silicium
1.0 % bis 8.0 % Magnesium 00..0055 %% bbiiss 00..55 %% Scandium weniger als 0.7 % Eisen weniger als 0.1 % Zink weniger als 0.1 % Kupfer, wahlweise ein oder mehrere Elemente ausgewählt aus einer ersten Gruppe bestehend aus
0.01 % bis 1.0 % Mangan
0.01 % bis 1.0 % Chrom 0.01 % bis 1.0 % Cobalt
0.01 % bis 1.0 % Nickel
0.01 % bis 0.3 % Lanthan
0.01 % bis 0.3 % Cer, sowie wahlweise ein oder mehrere Elemente ausgewählt aus einer zweiten Gruppe bestehend aus
0.001 % bis 1.0 % Titan
0.001 % bis 1.0 % Zirkon
0.001 % bis 1.0 % Vanadium
00..000011 %% bbiiss 11..00 %% Niob
0.001 % bis 1.0 % Strontium, Rest Aluminium und herstellungsbedingte Verunreinigungen.
Die mit der Erfindung erzielten Vorteile sind insbesondere darin zu sehen, dass eine Legierung auf Grund einer abgestimmten chemischen Zusammensetzung leicht gießbar ist und die aus einer solchen Legierung erstellten Bauteile auf hohe mechanische Kennwerte vergütbar sind. Wegen einer geringen Neigung einer erfindungsgemäßen Legierung zum Kleben an einer Form nach dem Gießprozess, ist es vorteilhaft leicht möglich, die erstellten Bauteile von der Form zu trennen. Eine gute Gießbarkeit einer erfindungsgemäßen Legierung resultiert daher auch in einer hohen Güte der Oberflächen der erstellten Bauteile. Weiter können auf Grund einer guten Gießbarkeit Fehl- bzw. Schwachstellen wie Poren, Lunker und/oder Warmrisse im Bauteilinneren weitegehend vermieden werden.
Insbesondere im Hinblick auf die mit der Erfindung erzielbaren hohen mechanischen Kennwerte von Bauteilen und eine vorteilhafte Ausbildung von Ausscheidungen bei einem Aushärten einer erfindungsgemäßen Legierung, sind im Folgenden die Wirkungen einzelner Elemente sowie die Wechselwirkungen der Elemente untereinander näher dargestellt. Silicium trägt ab 0.3 Gew.-% zur Verbesserung der Gießeigenschaften bei. Ein Mindestgehalt an Silicium von 0.3 Gew.-% ist auch erforderlich, um bei einem Aushärten einer erfindungsgemäßen Legierung eine Bildung von g2Si sicherzustellen. Um eine Bildung von primären Siliciumausscheidungen zu vermeiden, ist eine obere Grenze des Siliciumgehaltes mit 4.5 Gew.-% festgesetzt.
Magnesium ist in einem Anteil von zumindest 1.0 Gew.-% vorgesehen, um allgemein eine hohe Festigkeit von Bauteilen zu erzielen. Außerdem ist Magnesium im Anteil von zumindest 1.0 Gew.-% vorgesehen, um eine Bildung von Mg2Si-Ausscheidungen bei einem Aushärten zu ermöglichen. Bei Magnesiumgehalten von über 8.0 Gew.-% ergeben sich Gießprobleme, welche auch durch hohe Silicumgehalte, beispielsweise 4,2 Gew.-%, nicht kompensierbar sind. Femer erweist sich auch im Hinblick auf eine Korrosionsbeständigkeit ein Magnesiumanteil von 1.0 Gew.-% bis 8.0 Gew.-% als günstig.
Scandium ist ein weiteres erfindungswesentliches Element und zumindest in einem Anteil von 0.05 Gew.-% vorgesehen. Ab diesem Gewichtsanteil ist Scandium hinsichtlich einer Ausbildung von vorteilhaften AbSc-Ausscheidungen wirksam. Als obere Grenze für den Scandiumgehalt ist 0.5 Gew.-% festgesetzt. Höhere Gewichtsanteile als 0.5 Gew.-% Scandium bewirken keine wesentliche Festigkeitssteigerung mehr, erhöhen jedoch die Kosten für die Legierung und können zu unerwünscht groben AI3Sc-Ausscheidungen führen.
In Bezug auf eine Bildung von AUSc ist in ein synergetisches Zusammenspiel der Elemente Silicium, Magnesium und Scandium bei der Herstellung eines Teiles aus einer erfindungsgemäßen Aluminiumlegierung gegeben: Während eines Giessens bewirkt ein erfindungsgemäßer Siliciumanteil eine gute Gießbarkeit der geschmolzenen Legierungsmasse. Anschließend, bei einem verstärkten Abkühlen der gegossenen Masse von Gießtemperatur oder bei einem Abkühlen eines Bauteiles von einer Aushärtetemperatur, kommt es durch das vorhandene Magnesium zur Bildung von festigkeitssteigernden g2Si- Ausscheidungen. Da Silicium zusammen mit Magnesium g2Si ausbildet, kann Scandium nunmehr zumindest vorwiegend in Form einer ebenfalls festigkeitssteigernden AbSc-Phase gebunden werden. Daneben bewirkt Scandium gleichzeitig eine Bildung feiner Mg2Si-Ausscheidungen auch bei hohen Magnesiumgehalten bzw. verhindert Scandium eine Koagulation von Mg2Si-Phasenanteilen während eines Ausscheidungsprozesses.
Bei einer erfindungsgemäßen Legierung ist es weiter wichtig, dass Eisen, Zink und Kupfer auf bestimmte Höchstwerte begrenzt werden.
Eisen kann in Gehalten von weniger als 0.7 Gew.-% vorgesehen werden, weshalb es auch möglich ist, Recycling-Aluminium zur Herstellung einer erfindungsgemäßen Legierung einzusetzen. Gehalte von 0.7 Gew.-% Eisen oder mehr wirken sich allerdings sehr nachteilig auf die mechanischen Eigenschaften aus, weil sich in diesem Fall A^Fe-Phasen mit einer ungünstigen, verzweigten Morphologie ausbilden.
Ein Zinkgehalt ist jedenfalls auf weniger als 0.1 Gew.-% zu beschränken, da sich Zink äußerst nachteilig auf die Festigkeit erstellter Bauteile auswirkt und zudem, wie festgestellt wurde, für eine Sprödigkeit von Bauteilen verantwortlich sein kann.
Ebenso ist es erforderlich, einen Kupfergehalt auf weniger als 0.1 Gew.-% zu begrenzen. In einem Anteil von weniger als 0.1 Gew.-% wird ein günstiger
Einfluss von Kupfer auf die Festigkeit festgestellt; Kupfergehalte ab 0.1 Gew.-% wirken sich allerdings derart nachteilig auf die Korrosionsbeständigkeit von Bauteilen aus, dass Kupfer in Summe betrachtet nachteilig wirkt.
Wahlweise können in einer erfindungsgemäßen Legierung die Elemente Mangan, Chrom, Cobalt, Nickel, Lanthan und Cer vorgesehen sein. Diese Elemente können sowohl einzeln als auch in Kombination bei Anwesenheit von Eisen eine vorteilhafte Morphologie von eisenhaltigen Ausscheidungen in zweifacherweise bewirken. Einerseits kann durch ein Zulegieren der genannten Elemente eine günstige globulare Morphologie von A Fe- Ausscheidungen erzielt werden. Andererseits sind diese Elemente im Stande mit Eisen und weiteren Elementen beispielsweise (FeMn)AI6, (FeCr)AI7, CeFe Alιo oder LaFe2Alι0 auszubilden und Eisen derart als Bestandteil komplexer Phasen, welche ihrerseits positiv zur Festigkeit beitragen, abzubinden.
Zur Bildung solcher bevorzugter Ausscheidungen kann Mangan, Chrom, Cobalt und Nickel in Grenzen von 0.01 Gew.-% bis 1.0 Gew.-% vorgesehen sein. Bei den Elementen Lanthan und Cer ist es zweckmässig, den oberen Gehalt mit jeweils 0.3 Gew.-% zu begrenzen, weil diese Elemente in Aluminium und Aluminiumlegierungen schwerer löslich sind als Mangan, Chrom, Cobalt und Nickel.
Wahlweise kann eine erfindungsgemäße Legierung ein oder mehrere Elemente ausgewählt aus der Gruppe Titan, Zirkon, Vanadium, Niob und Strontium aufweisen. Diese Elemente können in Gehalten ab jeweils 0.001 Gew.-% zur Ausbildung eines feinen Gefüges beitragen, weisen also kornfeinende Wirkung auf.
In einer bevorzugten Zusammensetzung enthält eine erfindungsgemäße Aluminiumlegierung 1.55 Gew.-% bis 4.2 Gew.-% Silicium. In diesem Gehaltsbereich von Silicium sind einerseits besonders gute Gießeigenschaften einer erfindungsgemäßen Legierung beobachtbar und andererseits ist eine Bildung von festigkeitssteigernden Mg2Si-Ausscheidungen in einem günstig hohen Ausmaß gegeben.
Um eine vorteilhaft hohe Festigkeit zu erzielen, ist der Magnesiumgehalt zumindest mit 4.3 Gew.-% und bis zu 7.45 Gew.-% vorgesehen, weil in diesem Gehaltsbereich ausreichend Magnesium vorhanden ist, um Silicium möglichst vollständig in der Form von Mg2Si zu binden.
Als insbesondere vorteilhaft hat es sich erwiesen, wenn das Gewichtsverhältnis von Magnesium zu Silicium größer als 1.73 ist, weil dann Silicium im
Wesentlichen zur Gänze als Mg2Si gebunden werden kann. Nachteilige ternäre Phasen wie AISc2Si2, welche beispielsweise bei Aluminium-Silicium- Legierungen durch Zulegieren von Scandium erhalten werden und welche eine Brüchigkeit von Bauteilen verursachen können, sind somit im Wesentlichen vollständig vermeidbar.
Scandium entfaltet seine Wirkungen in einer erfindungsgemäßen Legierung am besten bei einem Anteil von 0.08 Gew.-% bis 0.35 Gew.-%. In diesem Konzentrationsbereich können durch Aushärten vorteilhaft feine AfeSc- Ausscheidungen erhalten werden.
Hinsichtlich einer möglichst feinen Komausbildung eines Aluminiumkornes ist ein Zulegieren von Titan in einem Gehaltsbereich von 0.02 Gew.-% bis 0.15 Gew.-% bevorzugt.
Zirkon im Gehaltsbereich von 0.03 Gew.-% bis 0.10 Gew.-% wirkt sich ebenfalls günstig auf eine feine Ausbildung des Aluminiumkornes aus.
Zirkon kann im Al3Sc-Gitter Scandium substituieren und wirkt dabei keimfördernd bzw. stabilisierend hinsichtlich einer Ausbildung bzw. eines
Bestandes einer AbSc-Phase. Eine unumstrittene wissenschaftliche Erklärung dieses Effektes steht zwar noch aus, in der Praxis hat es sich aber im Hinblick auf eine erwünschte Ausbildung und Stabilisierung von AbSc als äußerst vorteilhaft erwiesen, wenn das Gewichtsverhältnis von Zirkon zu Scandium 0.4 bis 0.6 beträgt. In einer Variation der Erfindung ist Strontium in Gehalten von 0.005 Gew.-% bis 0.09 Gew.-% vorgesehen, welche Gehalte sich günstig auf eine globulare Ausbildung von allfällig vorhandenen Aluminium-Silicium-Phasenanteilen auswirken.
Zu einer vorteilhaften morphologischen Ausbildung von eisenhaltigen Ausscheidungen kann bzw. können, wie erwähnt, ein oder mehrere der Elemente Mangan, Chrom, Cobalt und Nickel in Grenzen vorgesehen sein. Als besonders günstige Variante hat sich erwiesen, zumindest zwei dieser Elemente mit der Maßgabe vorzusehen, dass die gewählten Elemente zusammen maximal im Ausmaß von 0.65 Gew.-% vorliegen.
Das Ziel der Erfindung, einen Bauteil aus einer Aluminiumlegierung anzugeben, der in einfacher Weise durch Giessen endabmessungsnah erstellbar ist und hohe Werte der mechanischen Eigenschaften aufweist, wird durch einen Bauteil aus einer Aluminiumlegierung enthaltend (in Gew.-%)
0.3% bis 4.5 % Silicium
1.0 % bis 8.0 % Magnesium
0.05 % bis 0.5 % Scandium weniger als 0.7 % Eisen weniger als 0.1 % Zink weniger als 0.1 % Kupfer, wahlweise ein oder mehrere Elemente ausgewählt aus einer ersten Gruppe bestehend aus
0.01 % bis 1.0 % Mangan
0.01 % bis 1.0 % Chrom
0.01 % bis 1.0 % Cobalt
0.01 % bis 1.0 % Nickel
0.01 % bis 0.3 % Lanthan
0.01 % bis 0.3 % Cer, sowie wahlweise ein oder mehrere Elemente ausgewählt aus einer zweiten
Gruppe bestehend aus 0.001 % bis 1.0 % Titan
0.001 % bis 1.0 % Zirkon
0.001 % bis 1.0 % Vanadium
0.001 % bis 1.0 % Niob
0.001 % bis 1.0 % Strontium,
Rest Aluminium und herstellungsbedingte Verunreinigungen, wobei das Gefüge des Bauteiles globular ausgebildete α-Aluminium-Mischkristalle aufweist, erreicht.
Ein erfindungsgemäßer Bauteil kann in vorteilhafter Weise durch Giessen in endabmessungsnaher Form erstellt werden, so dass weitere werkzeugbelastende und kostenintensive Arbeitsschritte wie eine spanabhebende Bearbeitung des Bauteiles entbehrlich sind. Auf Grund einer ausgewogenen Legierungszusammensetzung weist ein gegossener Bauteil nach Erstellung eine geringe Neigung zum Kleben an einer Gussform auf, weshalb der Bauteil vorteilhaft einfach aus einer Form entnehmbar ist und mit einer hohen Oberflächengüte herstellbar ist. Außerdem sind erfindungsgemäße Bauteile weitgehend frei von Poren, Mikrolunkern, Warmrissen oder anderen makroskopischen Mängeln herstellbar.
Mikroskopisch betrachtet, wirkt sich eine Gefügeausbildung der Matrix mit globularen α-Aluminium-Mischkristallen günstig auf eine Isotropie mechanischer Eigenschaften aus, weshalb verglichen mit Bauteilen gleicher Zusammensetzung jedoch mit dendritischem Gefügeaufbau signifikant höhere Festigkeitswerte in Querrichtung erreichbar sind.
Mit Bezug auf eine chemische Zusammensetzung der Legierung kann es vorteilhaft sein, wie bereits dargelegt, dass ein oder mehrere Elemente innerhalb bestimmter Grenzen vorgesehen sind.
Mit Bezug auf eine Gefügeausbildung ist es von Vorteil, wenn α-Aluminium- Mischkristalle mit einer durchschnittlichen Korngröße von 35 μm bis 150 μm ausgebildet sind. Durchschnittliche Korngrößen von mehr als 150 μm bewirken eine nachteilige Sprödigkeit eines Bauteiles. Wenn die durchschnittlichen Korngrößen unter 35 μm fallen, nimmt die Festigkeit von Bauteilen ab.
Ein besonders bevorzugter Bereich für eine durchschnittliche Korngröße ist 70 μm bis 100 μm, in welchem Bereich hohe Festigkeit und ausreichende Zähigkeit erzielbar sind.
Das weitere Ziel der Erfindung, ein Verfahren zur Herstellung eines Bauteiles aus einer Aluminiumlegierung anzugeben, bei welchem Gießprobleme weitgehend vermieden sind und mit welchem Bauteile hoher Güte in einfacher Weise herstellbar sind, wird dadurch erreicht, dass bei einem gattungsgemäßen Verfahren eine Schmelze enthaltend (in Gew.-%)
0.3% bis 4.5 % Silicium
1.0 % bis 8.0 % Magnesium
0.05 % bis 0.5 % Scandium weniger als 0.7 % Eisen weniger als 0.1 % Zink weniger als 0.1 % Kupfer, wahlweise ein oder mehrere Elemente ausgewählt aus einer ersten Gruppe bestehend aus
0.01 % bis 1.0 % Mangan
0.01 % bis 1.0 % Chrom
0.01 % bis 1.0 % Cobalt
0.01 % bis 1.0 % Nickel
0.01 % bis 0.3 % Lanthan
0.01 % bis 0.3 % Cer,
sowie wahlweise ein oder mehrere Elemente ausgewählt aus einer zweiten Gruppe bestehend aus
0.001 % bis 1.0 % Titan
0.001 % bis 1.0 % Zirkon 0.001 % bis 1.0 % Vanadium
0.001 % bis 1.0 % Niob
0.001 % bis 1.0 % Strontium,
Rest Aluminium und Verunreinigungselemente, erstellt wird, worauf die Schmelze auf eine Temperatur zwischen
Liquidustemperatur und Solidustemperatur abgekühlt und Kristallite mit homogener Verteilung in der Restschmelze gebildet werden, wonach aus der derart erstellten Gießmasse ein Bauteil geformt wird.
Die Vorteile eines erfindungsgemäßen Verfahren sind insbesondere darin zu sehen, dass auf Grund einer chemischen Zusammensetzung der Schmelze Bauteile in vorteilhafter Güte und mit wenigen Verfahrensschritten herstellbar sind. Eine erfindungsgemäß erstellte Schmelze weist günstige Gießeigenschaften auf und kann ohne nennenswerte Probleme von einem ersten Behältnis wie einem Schmelztiegel in ein zweites Gefäß wie eine
Gießform transportiert werden. Dies ist insbesondere auch dann wichtig, wenn durch Abkühlen einer Schmelze auf eine Temperatur zwischen Liquidustemperatur und Solidustemperatur keine reine Schmelze sondern eine halb-feste Gießmasse vorliegt, weil dann eine Verarbeitbarkeit der Gießmasse im Wesentlichen durch eine anteilsmäßig verbleibende Restschmelze bestimmt wird.
Eine Bauteilerstellung aus einer halb-festen Gießmasse bringt den Vorteil einer hohen Formgenauigkeit mit sich. Da nämlich eine Gießmasse vor bzw. bei einer Formfüllung anteilsmäßig bereits teilweise als feste Phase vorliegt, verfestigt in der Form nur mehr die Restschmelze und eine Schwindung bzw. Volumenkontraktion durch Verfestigung ist entsprechend vermindert.
Außerdem bringt ein erfindungsgemäßes Verfahren den Vorteil mit sich, dass durch eine Gießmasse mit einer homogenen Verteilung von Kristalliten ein homogenes Gefüge des Bauteiles gleichsam vorgeprägt ist und infolge anwesender Kristallite eine Grobkornausbildung reduziert ist. Es kann daher ein feines Gefüge in einem Bauteil eingestellt werden.
In Variationen des Verfahrens kann es zur Herstellung von Bauteilen höchster Güte zweckmäßig sein, einzelne oder mehrere Legierungsbestandteile wie bereits beschrieben konzentrationsmäßig innerhalb bestimmter Grenzen vorzusehen.
Es ist für den Fachmann im Zusammenhang mit der gegenständlichen Erfindung selbstverständlich, dass die Gießmasse vor Erstellung des Bauteiles bei Bedarf noch weiteren Verfahrensschritten unterworfen werden kann. Insbesondere ist es möglich, dass die Gießmasse auf Raumtemperatur abgekühlt und anschließend gelagert wird, wonach bei Bedarf eine Erwärmung der Gießmasse auf eine Temperatur zwischen Liquidustemperatur und Solidustemperatur erfolgt und aus der Gießmasse ein Bauteil erstellt wird.
Bevorzugt wird eine Schmelze mit einer Schmelzentemperatur von maximal 20 °C über Liquidustemperatur in einen auf einer Temperatur von 10 °C bis 50 °C unterhalb der Liquidustemperatur befindlichen Tiegel eingebracht und im Tiegel die Gießmasse erstellt. Bei einer nur geringen Überhitzung der Schmelze kann die Schmelze rasch eine Tiegeltemperatur annehmen, wobei im bevorzugten Tiegeltemperaturbereich ein günstiges Verhältnis von Keimbildungsgeschwindigkeit zu Keimwachstum gegeben ist.
Dabei hat es sich als besonders vorteilhaft erwiesen, wenn der Tiegel vor einem Einbringen der Schmelze geneigt wird, um ein Einfließen der Schmelze über eine Tiegelwand zu ermöglichen. In diesem Fall werden in der Schmelze durch Berührung mit der kälteren Tiegelwand Keime gebildet. Die gebildeten Keime verbleiben jedoch nicht an der Tiegelwand und wachsen zu Dendriten, sondern werden durch nachfließende Schmelze abtransportiert, so dass eine Ausbildung grober dendritscher Kristallite unterbleibt. Die Tiegelwand also wirkt gleichsam als flächiger Keimbildungsförderer. Als eine weitere bevorzugte Maßnahme im Hinblick auf eine günstige Morphologie der gebildeten Kristallite sowie deren Gewichtsanteil an der Gießmasse hat sich erwiesen, wenn die in den Tiegel eingebrachte Schmelze auf eine Temperatur von 580 °C bis 590 °C gebracht wird und bis zu 7 Minuten bei dieser Temperatur gehalten wird.
Um makroskopische Fehlstellen wie Poren möglichst auszuschließen, hat es sich als sehr zweckmäßig herausgestellt, wenn das Bauteil durch Einpressen der Gießmasse in eine Kokille und Erstarren der Gießmasse in der Kokille unter Druck geformt wird.
Das erstellte Bauteil kann zur Verbesserung mechanischer Eigenschaften einer Wärmebehandlung unterworfen werden.
Dabei kann eine Wärmebehandlung durch Erwärmen des Bauteiles auf eine Temperatur von 280 °C bis 320 °C und ein Halten des Bauteiles bei dieser Temperatur für 2 bis 5 Stunden erfolgen, wobei es günstig ist, wenn das Bauteil nach einer Wärmebehandlung und Abkühlung einer Warmauslagerung bei einer Temperatur von 150 °C bis 250 °C unterworfen wird.
Im Folgenden wird die Erfindung anhand von Beispielen noch weiter erläutert.
In Tabelle 1 sind chemische Zusammensetzungen einiger Aluminiumlegierungen gemäß der Erfindung angegeben. Die Zusammensetzungen wurden nasschemisch ermittelt und mittels spektroskopischer Methoden wie Atomabsorptionsspektroskopie und ICP- (Inductive-Coupled-Plasma)-Spektroskopie überprüft. Tabelle 1 : Zusammensetzungen beispielhafter Legierungen gemäß der Erfindung (alle Werte in Gew.-%)
Figure imgf000016_0001
In einem beispielhaften Weg zur Ausführung der Erfindung wird eine Schmelze mit einer chemischen Zusammensetzung entsprechend einer der Legierungen A bis E in Tabelle 1 in einem ersten Tiegel erstellt und auf eine Temperatur von 650 °C gebracht. Anschließend wird die Schmelze mit dieser Schmelzentemperatur in einen zweiten Tiegel übergeführt. Dabei ist der zweite Tiegel so geneigt, dass die Schmelze entlang einer Tiegelwand desselben einfließen kann. Die Tiegelwand weist eine geringere Temperatur als die Schmelze auf, weshalb in dieser bei Kontakt mit der Tiegelwand Kristallite ausgebildet werden. Nach Einbringen in den zweiten Tiegel wird die Schmelze auf eine Temperatur von 585 °C gebracht und bei dieser Temperatur gehalten, bis entsprechend einem Phasendiagramm ein Anteil von ca. 50 Gew.-% fester Phase vorliegt. Danach wird die so erstellte Gießmasse beispielsweise unter einem Druck von 1550 bar unmittelbar oder nach einem Abschrecken, Lagern und Wiedererwärmen auf eine Temperatur zwischen Liquidus- und Solidustemperatur, gegossen.
Makroskopische und mikroskopische Untersuchungen von in dieser Weise gefertigten Bauteilen zeigen im Querschnitt betrachtet das Vorliegen einer Porenfreiheit sowie eine Gefügeausbildung mit globularem bzw. sphärischem Aluminiumkorn mit einer durchschnittlichen Korngröße zwischen 70 μ und 100 μm. Nach einer Wärmebehandlung von 5 Stunden bei 300 °C und nachfolgender Abschreckung weisen Bauteile aus Legierungen A bis E gemäß Tabelle 1 die in Tabelle 2 ersichtlichen mechanischen Kennwerte auf.
Tabelle 2: Ausgewählte mechanische Kennwerte von Bauteilen aus Legierungen A bis E gemäß Tabelle 1
Figure imgf000017_0001
In Tabelle 2 entsprechen HB5/125-10 der Brinell Härte, m der Zugfestigkeit, Rpo.2 der 0.2 %-Dehngrenze, und A der Bruchdehnung. Wärmebehandlungen der Bauteile bei 300 °C, 350 °C und 400 °C für jeweils 2, 5, und 8 Stunden mit nachfolgender Abschreckung sowie einer jeweils anschließenden Warmauslagerung bei 200 °C für 2 Stunden zeigen, dass höchste mechanische Eigenschaften bei 300 °C und einer Wärmebehandlungszeit von 2 Stunden erreicht werden. Wärmebehandlungszeiten länger als 5 Stunden bringen keine weitere Festigkeitssteigerung.
In vergleichenden Untersuchungen wiesen erfindungsgemäße Legierungen deutlich bessere Korrosionsbeständigkeit als Al-Si-Gusslegierungen auf.

Claims

Patentansprüche
1. Aluminiumlegierung enthaltend (in Gew.-%) 0.3% bis 4.5 % Silicium
1.0 % bis 8.0 % Magnesium
0.05 % bis 0.5 % Scandium
weniger als 0.7 % Eisen weniger als 0.1 % Zink weniger als 0.1 % Kupfer,
wahlweise ein oder mehrere Elemente ausgewählt aus einer ersten Gruppe bestehend aus
0.01 % bis 1.0 % Mangan
0.01 % bis 1.0 % Chrom
0.01 % bis 1.0 % Cobalt
0.01 % bis 1.0 % Nickel
0.01 % bis 0.3 % Lanthan
0.01 % bis 0.3 % Cer,
sowie wahlweise ein oder mehrere Elemente ausgewählt aus einer zweiten Gruppe bestehend aus
0.001 % bis 1.0 % Titan 00..000011 %% bbiiss 11..00 %% Zirkon
0.001 % bis 1.0 % Vanadium
0.001 % bis 1.0 % Niob
0.001 % bis 1.0 % Strontium,
Rest Aluminium und herstellungsbedingte Verunreinigungen.
2. Aluminiumlegierung nach Anspruch 1, enthaltend (in Gew.-%) 1.55 % bis 4.2 % Silicium.
3. Aluminiumlegierung nach Anspruch 1 oder 2, enthaltend (in Gew.-%) 4.3 % bis 7.45 % Magnesium.
4. Aluminiumlegierung nach einem der Ansprüche 1 bis 3, wobei das Gewichtsverhältnis von Magnesium zu Silicium größer als 1.73 ist.
5. Aluminiumlegierung nach einem der Ansprüche 1 bis 4, enthaltend (in Gew.- %) 0.08 % bis 0.35 % Scandium.
6. Aluminiumlegierung nach einem der Ansprüche 1 bis 5, enthaltend (in Gew.- %) 0.02 % bis 0.15 % Titan.
7. Aluminiumlegierung nach einem der Ansprüche 1 bis 6, enthaltend (in Gew.- %) 0.03 % bis 0.10 % Zirkon.
8. Aluminiumlegierung nach Anspruch 7, wobei das Gewichtsverhältnis von Zirkon zu Scandium 0.4 bis 0.6 beträgt.
9. Aluminiumlegierung nach einem der Ansprüche 1 bis 8, enthaltend (in Gew.- %) 0.005 % bis 0.08 % Vanadium.
10. Aluminiumlegierung nach einem der Ansprüche 1 bis 9, enthaltend (in Gew.-%) 0.005 % bis 0.09 % Strontium.
11. Aluminiumlegierung nach einem der Ansprüche 1 bis 10, enthaltend zumindest zwei Elemente ausgewählt aus der Gruppe bestehend aus Mangan
Chrom Cobalt Nickel Lanthan Cer, mit der Maßgabe, dass die gewählten Elemente zusammen maximal im
Ausmaß von 0.65 Gew.-% vorliegen.
12. Bauteil aus einer Aluminiumlegierung nach einem der Ansprüche 1 bis 11 , wobei das Gefüge globular ausgebildete α-Aluminium-Mischkristalle aufweist.
13. Bauteil nach Anspruch 12, wobei die α-Aluminium-Mischkristalle mit einer durchschnittlichen Korngröße von 35 μm bis 150 μm, vorzugsweise von 70 μm bis 100 μm, ausgebildet sind.
14. Verfahren zur Herstellung eines Bauteiles aus einer Aluminiumlegierung, dadurch gekennzeichnet, dass eine Schmelze enthaltend (in Gew.-%)
0.3% bis 4.5 % Silicium
1.0 % bis 8.0 % Magnesium
0.05 % bis 0.5 % Scandium
weniger als 0.7 % Eisen weniger als 0.1 % Zink weniger als 0.1 % Kupfer,
wahlweise ein oder mehrere Elemente ausgewählt aus einer ersten Gruppe bestehend aus 00..0011 %% bbiiss 11..00 %% Mangan
0.01 % bis 1.0 % Chrom
0.01 % bis 1.0 % Cobalt
0.01 % bis 1.0 % Nickel
0.01 % bis 0.3 % Lanthan 00..0011 %% bbiiss 00..33 %% Cer, sowie wahlweise ein oder mehrere Elemente ausgewählt aus einer zweiten
Gruppe bestehend aus
0.001 % bis 1.0 % Titan
0.001 % bis 1.0 % Zirkon
0.001 % bis 1.0 % Vanadium
0.001 % bis 1.0 % Niob
0.001 % bis 1.0 % Strontium,
Rest Aluminium und Verunreinigungselemente,
erstellt wird, worauf die Schmelze auf eine Temperatur zwischen Liquidustemperatur und Solidustemperatur abgekühlt und Kristallite mit homogener Verteilung in der Restschmelze gebildet werden, wonach aus der derart erstellten Gießmasse ein Bauteil geformt wird.
15. Verfahren nach Anspruch 14, dadurch gekennzeichnet, dass die Schmelze mit einer Schmelzentemperatur von maximal 20 °C über Liquidustemperatur in einen auf einer Temperatur von 10 °C bis 50 °C unterhalb der Liquidustemperatur befindlichen Tiegel eingebracht wird und im Tiegel die Gießmasse erstellt wird.
16. Verfahren nach Anspruch 15, dadurch gekennzeichnet, dass der Tiegel vor einem Einbringen der Schmelze geneigt wird, um ein Einfließen der Schmelze über eine Tiegelwand zu ermöglichen.
17. Verfahren nach Anspruch 15 oder 16, dadurch gekennzeichnet, dass die in den Tiegel eingebrachte Schmelze auf eine Temperatur von 580 °C bis 590 °C gebracht wird und bis zu 7 Minuten bei dieser Temperatur gehalten wird.
18. Verfahren nach einem der Ansprüche 14 bis 17, dadurch gekennzeichnet, dass das Bauteil durch Einpressen der Gießmasse in eine Kokille und Erstarren der Gießmasse in der Kokille unter Druck geformt wird.
19. Verfahren nach einem der Ansprüche 14 bis 18, dadurch gekennzeichnet, dass das erstellte Bauteil einer Wärmebehandlung unterworfen wird.
20. Verfahren nach Anspruch 19, dadurch gekennzeichnet, dass die
Wärmebehandlung durch Erwärmen des Bauteiles auf eine Temperatur von 280 °C bis 320 °C und ein Halten des Bauteiles bei dieser Temperatur für 2 bis 5 Stunden erfolgt.
21. Verfahren nach Anspruch 20, dadurch gekennzeichnet, dass das Bauteil nach einer Wärmebehandlung einer Warmauslagerung bei einer Temperatur von 150 °C bis 250 °C unterworfen wird.
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