DE2517275B2

DE2517275B2 - Verfahren zur Herstellung und Weiterverarbeitung eines plastisch verformbaren Gußerzeugnisses auf Basis einer Aluminium-Silizium-Legierung und die Verwendung des weiterverarbeiteten Gußerzeugnisses

Info

Publication number: DE2517275B2
Application number: DE2517275A
Authority: DE
Inventors: Naotatsu Asahi; Arinobu Hamada; Hisanobu Katsuta Kanamaru; Ryota Yokohama Mitamura; Makoto Nakayama; Yasushi Katsuta Ohuchi; Kozo Mitaka Tabata; Yasuhiro Takahashi; Takeo Tamamura
Original assignee: Showa Denko KK; Hitachi Ltd
Current assignee: Hitachi Ltd; Resonac Holdings Corp
Priority date: 1974-04-20
Filing date: 1975-04-18
Publication date: 1980-02-14
Also published as: GB1506425A; AU476468B2; DE2517275C3; CA1060684A; FR2268084A1; AU8018075A; FR2268084B1; US4077810A; JPS5320243B2; DE2517275A1; JPS50137316A

Description

Die Erfindung bezieht sich auf ein Verfahren der im Oberbegriff des PaiciHaiisprUCiiS 1 VöräüSgeseiZieii Art,

die Weiterverarbeitung des danach hergestellten Erzeugnisses und dessen Verwendung.

Dabei geht es um Al-Legierungen, die sich besonders für Konstruktions- oder Baumaterialien eignen und ausgezeichnete mechanische Eigenschaften einschließlich Zugfestigkeit Dehnung und Verformbarkeit aufweisen, insbesondere um Aluminiumlegierungen mit einer Zugfestigkeit von wenigstens 400 N/mm², einer Dehnung von wenigstens 10%, einer spezifischen

ίο Abriebmenge von höchstens 8-10-^I0mm²/N und ausgezeichneter Verformbarkeit

Neuerdings wurden Versuche unternommen, Aluminiumlegierungen als Ersatz für Eisen- oder Stahlbaumaterialien zu verwenden. Wenn die Aluminiumlegie- niTigen für diesen Zweck eingesetzt werden, ist es erforderlich, daß sie die genannten vier Eigenschaften aufweisen, die im folgenden als »erforderliche mechanische Eigenschaften« bezeichnet werden, da diese die Minimalanforderungen an die Aluminiumlegierungen sind, wenn sie als Konstruktions- oder Baumaterial verwendet werden.

Die bekannten Aluminiumlegierungen sind jedoch hinsichtlich aller oder einiger der erforderlichen mechanischen Eigenschaften unbefriedigend. Zum Bei spiel weisen die meisten von ihnen nur eine Zugfestig keit von 300 N/mm² oder weniger und einige Prozent Dehnung auf. Unter den bekannten Legierungen hat eine korrosionsbeständige Aluminiumlegierung, die Magnesium enthält, eine gute Verformbarkeit ist jedoch von geringer Zugfestigkeit Sogenannte Hochfestigkeits-Aluminiumlegierungen, die Kupfer und Magnesium als Anlaßaushärtungselemente enthalten, haben eine hohe mechanische Festigkeit jedoch eine sehr geringe Verformbarkeit und ein sehr ungünstiges

Abriebverhalten.

Es ist auch ein Verfahren der im Oberbegriff des Patentanspruchs 1 vorausgesetzten Art bekannt (DE-OS 22 01 534), gemäß dem ein Lagerwerkstoff durch Stranggießen der Legierung hergestellt wird und die plättchenförmigen im eutektischen Gefüge einer untereutektischen Legierung kristallisiertes Silizium-Ausscheidungen nach dem Abwälzen Abmessungen von 2,5 bis 25 μΐη aufweisen, wobei die Durchschnittsbreite der plättchenförmigen Si-Ausscheidungen erheblich über 7,5 μπι liegen muß. Die Dehnungswerte liegen in der Größenordnung von 12 bis 17%, während zur

Zugfestigkeit nur angegeben ist daß diese auf dem

bisher bekannten Niveau lag.

Der Erfindung liegt die Aufgabe zugrunde, das im

Oberbegriff des Patentanspruchs 1 vorausgesetzte Verfahren derart zu verbessern und Verfahren zur Weiterverarbeitung der danach erhaltenen Gußerzeugnisse anzugeben, daß die Erzeugnisse eine Zugfestigkeit von wenigstens 400 N/mm², eine Dehnung von wenigstens 10%, eine spezifische Abriebmenge von höchstens 8· 10-^|0mm²/N und eine ausgezeichnete Verformbarkeit aufweisen.

Die Erfindung beruht auf der Feststellung, daß, wenn eine Aluminiumlegierung einer bestimmten chemischen Zusammensetzung unter solchen Bedingungen vergossen wird, daß die Siliziumkristalle im eutektischen Gefüge fein und homogen in einer Aluminiummatrix auskristallisieren und das erhaltene Gußerzeugnis einer plastischen Verformung und Anlaßaushärtung unter-

b5 worfen wird, die so erzeugte Aluminiumlegierung ausgezeichnete mechanische Eigenschaften aufweist, die bei bisher bekannten Aluminiumlegierungen nie anzutreffen waren.

Die genannte Aufgabe wird erfindungsgemäß durch die kennzeichnenden Merkmale des Patentanspruchs 1 und bezüglich der Weiterverarbeiturg insbesondere durch die kennzeichnenden Merkmale der Patentansprüche 4 und 5 gelöst

Spezielle Zusammensetzungen der Ausgangslegierung sind in den Patentansprüchen 2 und 3, Ausgestaltungen des Weiterverarbeitungsverfahrens in den Ansprüchen 6 uns 7 gekennzeichnet

Gegenstand der Erfindung ist außerdem die im ι ο Patentanspruch 8 gekennzeichnete Verwendung.

Die angestrebten Eigenschaften werden vor allem durch die hohe Abkühlungsgeschwindigkeit erreicht, weil dadurch ein Gefüge erhalten wird, das bei der erfindungsgemäßen Weiterverarbeitung durch mindestens 30%ige Kalt- oder Warmverformung und gegebenenfalls Lösungsglühung und/oder Warmauslagerung den die erforderlichen Eigenschr'ten sichernden Endzustand des Gefüges ermöglicht

Die Erfindung wird anhand der in der Zeichnung veranschaulichten Einzelheiten und Ausführungsbeispiele näher erläutert; darin zeigen

Fig. Ia-Id Rohskizzen typischer Formen von Siliziumkristallen im eutektischen Gefüge;

Fig.2 eine Vorrichtung zur Herstellung eines Legierungsblockes durch Stranggießen;

Fig.3 ein typisches Abkühlungsdiagramm beim Strangguß einer Aluminium-Silizium-Legierung;

F i g. 4 eine graphische Darstellung der mechanischen Eigenschaften der Legierung in Abhängigkeit von den Magnesium- und Kupfergehalten;

F i g. 5a—5d Mikroskopaufnahmen zur Veranschaulichung der Blockgefüge nach verschiedenen Abkühlungsgeschwindigkeiten;

Fig.6a—6b Mikroskopaufnahmen von Legierungen nach der Anlaßbehandlung;

F i g. 7 ein Diagramm zur Darstellung der Änderung der mechanischen Eigenschaften in Abhängigkeit von der Abkühlungsgeschwindigkeit und der plastischen Verformung;

F i g. 8 ein Diagramm zur Darstellung der Beziehung zwischen dem plastischen Verformungsgrad und der Dehnung;

F i g. 9 ein Diagramm zur Darstellung der Beziehung zwischen der Zugfestigkeit und der Temperatur in Abhängigkeit vom Unterschied der Legierungszusammensetzung;

F i g. 10 ein Diagramm zur Darstellung der Beziehung zwischen dem Siliziumgehalt und der Dehnung;

F i g. 11 ein Diagramm zur Darstellung der Beziehung zwischen dem Siliziumgehalt und der spezifischen Abriebmenge;

F i g. 12 ein Diagramm zur Darstellung der Beziehung zwischen dem Siliziumgehalt und dem linearen Wärmeausdehnungskoeffizient;

F i g. 13 ein Diagramm zur Darstellung der Beziehung zwischen verschiedenen Wärmebehandlungen und der Zugfestigkeit;

F i g. 14 ein Diagramm zur Darstellung der Beziehung zwischen dem Magnesiumgehalt und dem Schlagfestigkeitswert;

Fig. 15 zur Darstellung der Beziehung zwischen der Anlaßtemperatur und der Vickers-Härte; und

F i g. 16 ein Diagramm zur Darstellung der Beziehung zwischen dem Siliziumgehalt und der Dehnung nach «,5 dem Anlassen.

Die Legierungsbestandteile gemäß der Erfindung sind an sich ähnlich denen von bekannten Äiuminium guß- oder -knetlegierungen. Die Erfinder stellten jedoch als Ergebnis umfangreicher Versuche fest daß die gewünschte neue Aluminium-Süizium-Legierungszu-Sommensetzung unter anderen Gesichtspunkten als bei üblichen Guß- und Knetlegierungen (also im Hinblick auf Gußzustand, Wärmebehandlung, Verfahren der plastischen Verformung usw.) ausgewählt werden muß. Aluminiumlegierungen mit einer bestimmten Zusammensetzung haben eine genügende plastische Verformungswirkung und Wärmebehandelbarkeit, und ihr metallographisches Gefüge ist wesentlich. Und zwar ist es für die plastische Verformbarkeit des Blocks erforderlich, daß die Siliziumkristalle im eutektischen Gefüge und die primären Siliziumkristalle im Block eine bestimmte Gestalt und Abmessung aufweisen. Gemäß den Forschungsergebnissen der Erfinder kristallisieren die Siliziumkristalle im eutektischen Gefüge in langer tafelförmiger oder schuppiger bzw. flockiger Form in einem Block, wie in Fig. Ja angedeutet ist, und die Wirkung plastischer Verformung ist um so besser, je geringer die Breite dieser tafelförmigen oder flockigen Siliziumkristalle im eutektischen Gefüge ist Es ergibt sich insbesondere dann, wenn die Durchschnittsbreite der Siliziumkristalle im eutektischen Gefüge geringer als 5 μπι ist, eine gute plastische Verformbarkeit Der Begriff »Durchschnittsbereite« wird hier verwendet, weil wegen der Notwendigkeit bei einer ausreichenden plastischen Verformung eines Blocks, daß dieser die plastische Verformbarkeit im wesentlichen über seinen ganzen Bereich aufweist, die Spitzenbreite der Siliziumkristalle im eutektischen Gefüge nicht nur in einem Teil des Blocks, sondern auch im gesamten Querschnitt bei 5 μπι oder weniger liegen muß. Daher führt ein Verfeinern nur der Oberfläche des Blocks mit einer Dauerform nach üblichen Verfahren nicht zu einer ausreichenden plastischen Verformbarkeit Durch die plastische Verformung werden die Siliziumkristalle im eutektischen Gefüge in ihrer Längsrichtung, wie in Fig. Ib angedeutet ist, unterteilt, und die nachfolgende Wärmebehandlung führt zu etwas abgerundeten Kristallkörnern, wie sie in Fig. Id dargestellt sind, die körnige Kristalle genannt werden, wenn sie nämlich ein Verhältnis des längeren Durchmessers zum kleineren Durchmesser von weniger als etwa 2 aufweisen. In jedem Fall hat die erhaltene Aluminium-Silizium-Legierung gute mechanische Eigenschaften und Verformbarkeit (wie auch Maschinenbearbeitbarkeit, Schmiedbarkeit usw.) und eine erhebliche Dehnung (über 10%).

Andererseits haben die primären Siliziumkristalle, obwohl sie auch die plastische Verformbarkeit eines Blocks beeinflussen, einen größeren Einfluß auf die Maschinenbearbeitbarkeit und die mechanischen Eigenschaften der Aluminium-Silizium-Legierung. Da diese primären Siliziumkristalle ihre Abmessung und Form durch plastische Verformung und Wärmebehandlung nahezu nicht ändern, muß der Gießprozeß unter bestimmten Bedingungen ablaufen. Im untereutektischen System kristallisieren ciie primären Siliziumkristalle in nicht so großer Menge aus, während sie im übereutektischen System mit einem den eutektischen Punkt überschreitenden Siliziumgehalt in massiger Fcrm kristallisieren. Wenn die primären Siliziumkristalle 6% oder weniger von dem Flächenanteil der Matrix ausmachen und eine maximale Korngröße von höchstens 50 μπι aufweisen, ergibt sich dabei keine ungünstige Wirkung hinsichtlich der plastischen Verformbarkeit des Blocks und der Maschinenbearbeitbarkeit sowie der mechanischen Eigenschaften der

Aluminium-Silizium-Legierung. Das Flächenanteilsverhältnis der primären Siliziumkristalle in der Matrix wird im mikroskopischen Gesichtfeld des Querschnittschliffs der Legierungen bestimmt

Die Kristallisation der primären Siliziumkristalle und der Siliziumkristalle im eutektischen Gefüge hängt, wie oben erwähnt, stark von dem Verfahren der Herstellung eines Blocks und den folgenden Behandlungen ab. Bei den üblichen Güssen, wobei Siliziumkristalle im eutektischen Gefüge einer Aluminium-Silizium-Legierung kristallisieren, wird Silizium hauptsächlich zur Verbesserung der Fluidität der Schmelze zugesetzt, und das Gußgefflge umfaßt klar eutektische Siliziumkristalle und auch grobe primäre Siliziumkristalle einer übereutektischen Legierung. Solche einmal kristallisierten groben Siliziumkristalle lassen sich auch durch plastische Verformung oder Wärmebehandlung schwerlich verfeinern. Kurz gesagt, lassen sich bei den bekannten Gußstücken aufgrund der groben primären Siliziumkristalle und eutektischen Siliziumkristalle keine befriedigenden mechanischen Eigenschaften und Maschinenbearbeitbarkeit erreichen. Andererseits wendet man üblicherweise das Stranggießverfahren zur Herstellung einer Aluminium-Silizium-Legierung an, die als Knetlegierung verwendet wird, und das Gießen wird durchgeführt indem man einfach das für die Erzeugung einer Silizium nur als Verunreinigungsmenge enthaltenden Aluminiumlegierung angewandte Verfahren ableitet Daher sind auch hier die primären Siliziumkristalle und Siliziumkristalle im eutektischen Gefüge grob. Besonders im Fall von hochfesten Aluminiumlegierungen mit Gehalten an ausscheidungshärtenden Bestandteilen, wie z. B. Kupfer, Magnesium usw, ist es erforderlich, eine Homogenisierungsbehandlung oder ähnliche Wärmebehandlungen nach dem Gießen durchzuführen, um die Segregation oder Seigerung zu beseitigen, die bei der Erstarrung der Schmelze auftritt Die Siliziumkristalle im eutektischen Gefüge werden durch diese Wärmebehandlungen ebenfalls vergröbert

Gemäß den intensiven Untersuchungen seitens der Erfinder wurde gefunden, daß im Fail der Aluminium-Silizium-Legierung mit der oben erwähnten Zusammensetzung dann, wenn das Gießen in der Weise erfolgt, daß die Maximalfestabkühlungsgeschwindigkeit nach vollständiger Erstarrung der Schmelze wenigstens 1O⁰CZs beträgt die Siliziumkristalle im eutektischen Gefüge und die primären Siliziumkristalle fein und homogen in der Matrix verteilt sind. Da vor allem die Durchschnittsbreite der Siliziumkristalle im Eutektikum höchstens 5 μπι beträgt ergibt sich der besondere Effekt daß die eutektischen Siliziumkristalle in ihrer Längsrichtung durch plastische Verformung leicht unterteilt warden.

Wenn die Abmessung der größten Körner von primären Siliziumkristallen mehr als 50 um ist konzentriert sich die Spannung an diesem Gefügebestandteil unter Hervorrufung einer äußersten Verringerung der mechanischen Eigenschaften der Aluminiummatrix. Wenn der Block jedoch unter der Bedingung erzeugt wird, daß die Festabkühlungsgeschwindigkeit entsprechend obiger Angabe wenigstens 10⁰CVs beträgt werden die primären Siliziumkristalle nicht größer als 50 μπι und sind im Durchschnitt höchstens 5 μπι.

Der Begriff »Festabkühlungsgeschwindigkeit« hat hierbei die folgende Bedeutung: Die Abmessung der Siliziumkristalle im eutektischen Gefüge und der primären Siliziumkristalle variiert in Abhängigkeit von der Abkühlungsgeschwindigkeit des Blockes. Die Bestimmung der Abkühlungsgeschwindigkeit läßt siel auf verschiedene Weise vornehmen. Gemäß dei Untersuchung durch die Erfinder soll, damit di( Abmessung der Siliziumkristalle genau im gewünschtet Bereich liegt die Abkühlungsgeschwindigkeit des Teil; des Blocks, wo die Abkühlungsgeschwindigkeit an geringsten ist als Standardabkühlungsgeschwindigkei angenommen werden. Zum Beispiel ist im Fall de; Stranggießens, wie durch F i g. 2 veranschaulicht wird

ίο die Festabkühlungsgeschwindigkeit die Maximalabküh lungsgeschwindigkeit nach der Erstarrung am Teil 13 wo die Abkühlungsgeschwindigkeit nach der Erstarrung zwischen der oberen Stelle P des Metallsumpfes irr Block und dem Außenumfangspunkt 5 am geringsten ist

is Sowohl beim Stranggießen als auch beim Gießen mil wassergekühlter Metallform läßt sich der Teil, wo die Abkühlungsgeschwindigkeit am geringsten ist, vorab mittels Durchführung einiger Gießversuche unter Verwendung von z. B. einem an einer bestimmten Stelle angebrachten Thermoelement ermitteln. Eine typische Temperaturverhaltenskurve bei der Erstarrung ist in Fig.3 dargestellt, wonach eine Schmelze mit einer Maximalabkühlungsgeschwindigkeit von m°C/s abgekühlt wird, die Erstarrung am Punkt M beginnt und am Punkt Sendet und die Maximalabkühlungsgeschwindigkeit nach Vollendung der Erstarrung p°C/s ist

Ein Vorliegen von Bläschen, Seigerung und Verunreinigungen im Block macht eine Verformung und Wärmebehandlung des Blocks schwierig. Daher wer den, wenn man den Block in einer bestimmten Richtung erstarren läßt keine Fehlerstellen im Block eingeschlossen, und man kann daher ein homogenes Gefüge erhalten. In dieser Hinsicht sind daher die Verfahren, gemäß denen ein Schmelzbad im oberen Teil gebildet wird, wie es beim Stranggießen und Gießen mit wassergekühlter Metallform der Fall ist sehr zweckmäßig. Ein in dieser Weise erhaltener Block mit wenig inneren Fehlern und großer Homogenität wird zunächst einer plastischen Verformung von mehr als 30% und anschließend einer Wärmebehandlung, wie z. B. Abschrecken-Anlaßbehandlung, unterworfen, um eine Aluminium-Silizium-Legierung zu erhalten, die unerwartet ausgezeichnete Eigenschaften in jeder Hinsicht aufweist

Eine so erzeugte Aluminium-Silizium-Legierung gemäß der Erfindung hat eine Dehnnung von wenigstens 10% und eine Zugfestigkeit von wenigstens 400 N/mm² und mechanische Eigenschaften, die nahezu denen von »Duralumin« nach »JIS 2017« 3,5-4,5% Cu,

so bis 0,8% Si, bis 1,0% Fe, 0,4-1,0% Mn, 0,2-0,8% Mg. Rest Al gleichen. Jedoch zeigt die Aluminium-Silizium-Legierung gemäß der Erfindung keine Rißempfindlichkeit aufgrund von Spannungskorrosion, die der größte Nachteil von »Duralumin« ist, und ist »Duralumin« auch in der Abriebfestigkeit sehr überlegen. Es ist weiter von erheblicher Bedeutung, daß die Anlaßbehandlung von »Duralumin« 15 h bei 17CC erfordert, während man bei der Aluminiumlegierung gemäß der Erfindung nur etwa 5 h benötigt, so daß sich bei der letzteren der große Vorteil einer Wärmeenergieersparnis ergibt Eine so hohe Festigkeit und eine derartig einfache Anlaßbehandlungsmöglichkeit ergeben sich vor allem aufgrund der Legierungsbestandteile und auch infolge der Feinheit der Siliziumkristalle im eutektischen Gefüge

g: und der primären SilizhimkristaUe.

Dank der hohen Homogenität des Gefüges, des hohen Siliziumgehalts und der verfestigenden Wirkung von Magnesium und Kupfer besitzt die erfindungsgemä-

ße Aluminium-Silizium-Legierung gleichzeitig Zähigkeit, Spannungskorrosions-Rißbeständigkeit, Korrosionsbeständigkeit, Sandsinterbeständigkeit, Schlagfestig- oder -Zähigkeit, Kriechfestigkeit, Abriebfestigkeit, einen niedrigen linearen Wärmeausdehnungskoeffizient, eine hohe Dämpfungsfähigkeit, ein freies Schneidverhalten, eine gute plastische Verformbarkeit, eine leichte Ausscheidungshärtbarkeit, Schweißbarkeit, Massenproduzierbarkeit usw.

Die Gründe zur Beschränkung bzw. Begrenzung der Gehalte an den einzelnen Legierungsbestandteilen gemäß der Erfindung sind folgende:

Der Siliziumgehalt ist 8-15 Gew.-°/o, vorzugsweise 9—14 Gew.-%; insbesondere liegt er im Bereich nahe dem eutektischen Punkt (etwa !! ±! Ge\v.-%). Wenn der Siliziumgehalt unter 8 Gew.-% ist, wird der Anteil des eutektischen Gefüges in der Legierung geringer als 68 Flächenanteils-%, und die gewünschte Abriebfestigkeit und Härte lassen sich nicht erreichen. Wenn der Siliziumgehalt 9% ist, übersteigt der Anteil des eutektischen Gefüges 75 Flächenanteils-%, und daher lassen sich die gewünschten Eigenschaften ohne Rücksicht auf gewisse Bestandteilsänderungen stabil erreichen. Im Fall des Gleichgewichts-Zweikomponentensystems von Aluminium-Silizium tritt der eutektische Punkt beim Siliziumgehalt von 11,7 Gew.-% auf. Setzt man jedoch ein drittes Element zu oder ändert die Abkühlungsbedingungen, so verschiebt sich tatsächlich der eutektische Punkt. Im übereutektischen Bereich, der Silizium in einer größeren Menge als am eutektischen Punkt enthält, kristallisieren die primären Siliziumkristalle beim Erstarren zuerst aus. Wenn jedoch die Erstarrung der weniger als 14 Gew.-°/o Silizium enthaltenden Legierung durch rasches Kühlen in einem Nichtgleichgewicht begonnen werden kann, ist es möglich, die Abmessung der primären Siliziumkristalle zu steuern und die Zähigkeit zu erhöhen. Wenn der Siliziumgehalt mehr als 15 Gew.-% ist, führen die große Menge der primären Siliziumkristalle und die Art der Verteilung dazu, daß eine Verringerung der Maschinenbearbeitbarkeit und Dehnung auftritt

Magnesium bildet Ausscheidungen, wie Mg₂Si und zeigt eine bemerkenswerte Wirkung der Verfestigung durch Wärmebehandlung. Der Magnesiumgehalt, der in bestimmter Beziehung zum Kupfergehalt stehen soll, ist geeignet 0,05-0,7 Gew.-%, insbesondere 0,2-0,4 Gew.-%. Wenn der Magnesiumgehalt unter 0,05 Gew.-% liegt, ist die Menge der gebildeten intermetallischen Verbindung wie Mg2Si gering, die Ausscheidungshärtung der Matrix ist unzureichend, und die Maschinenbearbeitbarkeit ist verringert Andererseits steigen mit wachsendem Magnesiumgehalt die Zugfestigkeit und Härte, doch der Schlagzähigkeitswert sinkt, und wenn der Magnesiumgehalt 0,7 Gew.-% überschreitet, läßt sich keine ausreichende Schlagfestigkeit sichern. Wenn der Magnesiumgehalt weiter erhöht wird, erniedrigt sich die Fluidität der Schmelze beim Gießen, und es tritt Mattschweiße auf. Die Bildung von ernstlichen Mattschweißstellen des Blocks bei der Massenproduktion ist unter dem Gesichtspunkt der Durchführbarkeit und Ausbeute ein erhebliches Problem.

Kupfer ist zur Verbesserung der mechanischen Eigenschaften und der Abriebfestigkeit nützlich. Es zeigt diesen Effekt bei einem Zusatz von wenigstens 0,5 Gew.-% und liefert die höchste Festigkeit in der Nähe von 3 Gew.-% Zusatz, wenn die Legierung 0,3 Gew.-% Magnesium enthält Obersteigt der Kupfergehalt 4,5 Gew.-%, treten leicht Risse bei der Erzeugung eines Blockes auf, die Empfindlichkeit für Spannungskorrosionsrisse erhöht sich, und die Festigkeit sowie die Dehnung werden mehr und mehr verringert. Daher -, beträgt der obere Grenzgehalt des Kupfers 4,5 Gew.-%. In der erfindungsgemäßen Legierung sind das Anteilsverhältnis von Magnesium- und Kupfergehalten und der Verformungsgrad wesentlich, und, wie Fig.4 zeigt, hängen die mechanischen Eigenschaften von dem

to Anteilsverhältnis dieser beiden Zusatzelemente ab. Und zwar zeigt F i g. 4 Zugfestigkeitskurven einer Legierung, die das oben erwähnte feine und homogene Gefüge aufweist und einer plastischen Verformung von 80% und anschließend der T₆-Behandlung unterworfen 5 wurde. Ir F i g. 4 ist die Kurve I die Gleichfestigkeitskurve von 200 N/mm², die Kurve II die von 300 N/mm², die Kurven III und VII die von 400 N/mm², die Kurve IV die von 450 N/mm² und die Kurve V die von 480 N/mm². Die Fläche unter der Strichpunktlinie VI in F i g. 4 ist die Fläche, wo die Dehnung wenigstens 10% beträgt. Die Legierungen mit dem Gefüge in der Fläche, die von der die Punkte A, B, Q D, E und A verbindenden Linie umgeben ist, haben eine Festigkeit von wenigstens 400 N/mm² und genügen gleichzeitig den anderen verschiedenen Eigenschaftsanforderungen. Und zwar wird daher erfindungsgemäß die Zusammensetzung innerhalb des Bereichs, der von der den Punkt A (Cu 4,5%, Mg 0,05%), den Punkt B(Cm 3%, Mg 0,05%), den Punkt C(Cu 1%, Mg 0,3%), den Punkt D(Cu 1%, Mg 0,6%), den Punkt E (Cu 4%, Mg 0,7%) und den Punkt A verbindenden Linie umgeben ist, bevorzugt. Die höchste Zähigkeit mit wenigstens 10% Dehnung und wenigstens 450 N/mm² Zugfestigkeit erhält man in dem Bereich, der von der den Punkt a (Cd 3%, Mg 0,15%), den Punkt b (Cu 2%, Mg 0,3%), den Punkt c(Cu 2%, Mg 0,5%), den Punkt f/(Cu 2,5%, Mg 0,6%), den Punkt e(Cu 3,0%, Mg 0,65%), den Punkt /(Cu 3,5%, Mg 0,6%), den Punkt g (Cu 3,9%, Mg 0,3%) und den Punkt a verbindenden Linie umgeben ist

Eisen ist eine unvermeidliche herstellungsbedingte Verunreinigung und hat daneben eine verfestigende Wirkung auf die Matrix, neigt jedoch zur Erzeugung von nadelartigen Kristallen, wie z. B. aus AUFeSi, unter Beeinträchtigung der Zähigkeit der Legierung. Daher soll der Eisengehalt auf höchstens 0,7 Gew.-%, vorzugsweise unterhalb 0,4 Gew.-% beschränkt bleiben.

Neben den oben erwähnten Bestandteilen kann die

erfindungsgemäße Legierung, wenn erforderlich, noch andere Bestandteile enthalten. Es wurde bestätigt daß

z. B. ein Zusatz von Chrom, Mangan, Nickel, Zirkonium oder Titan in geringer Menge die mechanische Festigkeit im Bereich hoher Temperatur ohne Steigerung der Spannungskorrosionsrißempfindlichkeit verbessern kann. Jedoch ruft ein Zusatz dieser Metalle eine Beeinträchtigung der Zähigkeit hervor, weshalb ihre Menge zweckmäßig auf unterhalb etwa 0,15 Gew.-% gehalten wird Ein Zusatz von Impfmitteln, wie z. B. Strontium, Natrium, Phosphor usw. zur Schmelze kann das Anwachsen der Siliziumkristalle im eutektischen Gefüge oder der primären Siliziumkristalle verhindern und eine Wirkung der Kristallkornfeinung im Legierungsblock sowie eine Verbesserung der mechanischen Eigenschaften liefern. Besonders wenn eine 13-15% Silizium enthaltende übereutektische Legierung mit

es einer Festabkühlungsgeschwindigkeit von etwa 10⁰CVs vergossen wird, setzt man vorzugsweise geeignete Impfmittel zu. Erfindungsgemäß ist die Festabkühlungsgeschwindig-

keit auf wenigstens 10°C/s festgelegt, und aufgrund dieser Abkühlungsgeschwindigkeit lassen sich die Durchschnittsbreite der flockigen oder schuppigen Siliziumkristalle im eutektischen Gefüge auf höchstens 5 μπι und die Maximalkorngröße der primären Siliziumkristalle auf höchstens 50 μηι halten.

Das Stranggießverfahren ist als Gießverfahren zur Durchführung des Verfahrens gemäß der Erfindung am meisten geeignet. Und zwar wird nach dem Stranggießverfahren ein Block erzeugt, indem die Schmelzphase stets in einer Richtung zur Erstarrung bewegt wird, weshalb weniger Einschluß von Gas und Verunreinigungen und Bildung von Poren auftreten und sich daher ein homogener Block mit weniger Zusammensetzungsup.terschieden zwischen dem Oberfiächenbereich und dem Innenbereich des Blocks erzielen läßt. Außerdem eignet sich dieses Verfahren zur Massenproduktion.

Die plastische Verformung des Blocks gemäß der Erfindung wird durchgeführt, um das gewünschte Metallgefüge zu erhalten, und kann als Kalt- oder Warmverformung oder als Kombination der Verformung und Wärmebehandlung erfolgen. Dabei darf kein solcher Temperaturablauf vorkommen, der ein Anwachsen der Siliziumkristalle im eutektischen Gefüge, insbesondere eine Vergrößerung der Breite der Siliziumkristalle verursacht, bevor das Material der plastischen Verformung von wenigstens 30% unterworfen wird. Durch die plastische Verformung werden die Siliziumkristalle im eutektischen Gefüge und in der Λ-Aluminiumphase unterteilt und verfeinert und die so verfeinerten Siliziumkristalle im eutektischen Gefüge homogen in der Aluminiummatrix verteilt.

Typische Formen von Siliziumkristallen im eutektischen Gefüge sind in den F i g. 1 a -1 d skizziert F i g. 1 a zeigt eutektische Siliziumkristalle im eutektischen Gefüge, die mit ausreichend geringer Breite kristallisiert sind. F i g. Ib zeigt die Siliziumkristalle nach F i g. la, die durch plastische Verformung unterteilt sind. Wenn eine homogenisierende Wärmebehandlung ohne plastische Verformung durchgeführt wird, findet eine Anlagerung der Siliziumkristaile zu vergröberten Kristallen statt, wie in Fig. Ic angedeutet ist Diese vergröberten Siliziumkristalle werden durch plastische Verformung nicht mehr sichtbar zerteilt und verfeinert Daher läßt sich die Zähigkeit einer Aluminiumlegierung mit solchen Siliziumkristallen nicht ausreichend verbessern. Dagegen werden in Legierungen mit Siliziumkristallen im eutektischen Gefüge, die durch plastische Verformung unterteilt sind, ausscheidungshärtende Bestandteile durch eine geeignete Wärmebehandlung ausgeschieden, und die Siliziumkristaile nehmen in einem solchen Gefüge eine Form rundlicherer Körner an, wie in Fig. Id angedeutet ist Wenn die Siliziumkristaile im eutektischen Gefüge so unterteilt sind, wie in Fig. Id gezeigt ist, findet bei den meisten unterteilten Siliziumkristallen keine Wiederverbindung oder Anlagerung zu gröberen Kristallen durch Wärmebehandlung wie Anlassen statt

Die plastische Verformung kann auf verschiedene Weise, wie z. B. durch Schmieden, Walzen, Strangpressen, Ziehen, Stauchen usw. durchgeführt werden.

Die Wirkung der Verformung läßt sich klar durch Messen des Dehnungsprozentsatzes der Legierung feststellen. Der Dehnungsprozentsatz beginnt bei einem Verformungsgrad von nahe 15% zu wachsen und erreicht Sättigung bei etwa 30%. Daher soll erfindungsgemäß der Verformungsgrad bei der plastischen Verformung wenigstens 30% betragen.

Wenn die Legierung einer geeigneten Wärmebehandlung bei einer Temperatur von wenigstens 200⁰C nach der plastischen Verformung unterworfen wird, werden die unterteilten Siliziumkristaile rundlich, und ■> die Ausscheidungshärtung der Matrix erfolgt. Da die Duktilität der durch die plastische Verformung verbesserten Legierung durch diese Wärmebehandlung kaum geschmälert wird, erhält man bei dieser Legierung eine hohe Zähigkeit.

ίο Die Ausscheidungsverfestigung oder -härtung der erfindungsgemäßen Legierung kann durch die Behandlungsarten T4, T5 und Τβ bewirkt werden. Die Behandlungen T4, T5 und Ti als Anlaßbehandlung von Aluminium sind an sich bekannt. Die T4-Behandlung umfaßt eine Festlösungswärmebehandlung und natürliche Alterung, die T5-Behandlung ist eine Heißanlaßwärmebehandlung, und die Te-Behandlung umfaßt eine Festlösungswärmebehandlung und eine anschließende Anlaßwärmebehandlung (»Aluminium-Taschenbuch«, 12. Auflage,

Neben diesen Anlaßbehandlungen kann eine Anlaßbehandlung, die ein Halten der Legierung bei 350-430° C für wenigstens 1 h und anschließendes langsames Abkühlen umfaßt, die Duktilität der Legierung, die eine besondere Eigenschaft der erfindungsgemäßen Legierung ist, weiter verbessern. Die Legierung mit erfindungsgemäßer Zusammensetzung, worin die Gehalte an Kupfer und Magnesium niedrig sind, weist einen Dehnungsprozentsatz von wenigstens 25% auf, und eine solche Legierung mit hohem Dehnungsprozentsatz läßt sich für Knetmaterialien verwenden, die bei einer Temperatur unter der Rekristallisationstemperatur zu verformen sind.
Die Legierung läßt sich mittels Durchführung der T4-, T5- und Te-Behandlungen nach der Kaltverformung verfestigen, doch läßt sich eine ausreichende Festigkeit auch durch die Verformungshärtung aufgrund der Kaltverformung erzielen. Daher können die Anlaßwärmebehandlungen ausgelassen werden.

Der hier verwendete Begriff »Verformungsgrad« bedeutet Querschnittsverringe.-ung im Fall des Strangpressens, des Ziehens und dergleichen und Dicken- oder Höhenverringerung im Fall des Walzens oder Schmiedens.

Gewünschte Erzeugnisse lassen sich nach den oben erläuterten Verfahren herstellen, doch können die Erzeugnisse auch in den Endzustand gebracht werden, indem man sie weiteren Behandlungen, wie z. B. Schneiden, Strangpressen, Pressen, Schweißen, Oberflächenbehandlungen usw. unterwirft

Beispiel 1

Eine Legierung der Zusammensetzung mit 10>l% Si, 2,4% Cu, 0,48% Mg, 0,02% Fe, Rest Al wurde geschmolzen. Blöcke mit einem Durchmesser von 30—200 mm wurden daraus mit Festabkühlungsge schwindigkeiten von 90-C/s, 25°C/s, 15°C/s und 5°C/s nach einem einsinnig gerichteten Erstarrungsverfahren erzeugt Dann wurden die erhaltenen Blöcke auf 400° C vorerhitzt, einem Rückwärtsstrangpressen mit einem Verformungsgrad von 60% unterworfen, und diesem Erzeugnis wurden Probestücke zur Zugfestigkeitsprüfung entnommen. Die Fig.5a-5d sind Mikrogefüge der Blöcke. Die Formen der Siliziumkristaile im eutektischen Gefüge und der primären Siliziumkristaile im Gefüge variierten in Abhängigkeit von der Festabkühlungsgeschwindigkeit erheblich und wurden

mit steigender Festabkühlungsgeschwindigkeit feiner. Es ergab sich ein klarer Unterschied der Form bei einer Abkühlungsgeschwindigkeit von 15°C/s im Vergleich mit der bei 5^cC/s. Bei einer Festabkühlungsgeschwindigkeit von unter 5°C/s wurde die Breite der Siliziumkristalle im eutektischen Gefüge merklich größer, ihre Durchschnittsbreite erreichte mehr als 5 μπι, und außerdem wurden auch die groben primären Siliziumkristalle größer. Man folgerte daraus, daß die Festabkühlungsgeschwindigkeit auf 10°C/s oder mehr, insbesondere auf mehr als 15°C/s gehalten werden muß.

Die F i g. 6a und 6b sind Feingefüge von Legierungen, mit Festkühlungsgeschwindigkeiten von 15°C/s bzw. 5°C/s erzeugt und der Te-Behandlung nach Warmverformung unterworfen wurden. Die feinkrisialiisierten Siliziumkristalle im eutektischen Gefüge waren feiner unterteilt und homogen verteilt und durch die anschließende Te-Behandlung in rundliche Körner umgewandelt (Fig.6a). Wenn jedoch die Durchschnittsbreite der Siliziumkristalle im eutektischen Gefüge über 5 μπι lag, ergaben sich viel gröbere eutektische Siliziumkristalle, und solche groben eutektischen Siliziumkristalle wurden nicht sehr unterteilt und auch, falls unterteilt, abgeflacht körnig, und ihr Verteilungszustand wurde nicht homogen (Fig.6b). Andererseits wurde, obwohl in der Zeichnung nicht dargestellt, bestätigt, daß die primären Siliziumkristalle durch die Verformung nicht unterteilt wurden.

F i g. 7 zeigt die Ergebnisse von Zugversuchen bei Raumtemperatur. Je höher die Festabkühlungsge- so schwindigkeit war, um so größer war der Anstieg der Zugfestigkeit und der Dehnung durch die Verformung. Es scheint, daß dies daher kommt, daß die harten Siliziumkristalle des eutektischen Gefüges unterteilt und zu rundlichen Körnern umgewandelt wurden, wodurch eine Spannungskonzentration vermieden wurde. Eine Wärmebehandlung langer Dauer von 50 h bei 500° C anstelle der plastischen Verformung konnte ebenfalls eine Umbildung der Siliziumkristalle im eutektischen Gefüge in rundliche Kornform bewirken, doch ergab sich in diesem Fall keine wesentliche Steigerung der Zugfestigkeit, und der Anstieg des Dehnungsprozentsatzes war etwa nur '/2 des durch die plastische Verformung erreichten Anstiegs. Es wurde üblicherweise angenommen, daß die Verfeinerung der Siliziumkristalle im eutektischen Gefüge durch Verformung allgemein die Matrix spröde macht. Im Gegenteil trägt jedoch erfindungsgemäß die plastische Kalt- oder Warmverformung stark zur Steigerung der Zähigkeit der eutektischen Legierung bei. Der Verformungsgrad hat einen großen Einfluß auf die Verfeinerung der Siliziumkristalle im eutektischen Gefüge durch Unterteilung.

Unter Anwendung einer Festabkühiungsgeschwindigkeit von 15°C/s erzeugte Blöcke wurden auf 400° C vorerhitzt, einer plastischen Warmverformung mit Querschnittsverringerung von 10, 20, 30, 60 und 85% unterworfen und dann unter Zugbeanspruchung geprüft. Die Ergebnisse sind in F i g. 8 dargestellt. Bis zu einem Verformungsgrad von etwa 40% stieg der Dehnungspozentsatz stark mit dem Anstieg des Verformungsgrades, und danach stieg der Dehnungsprozentsatz nur noch langsam. Aus diesen Ergebnissen wird klar, daß vorzugsweise ein Verformungsgrad von wenigstens 30% anzuwenden ist.

Beispiel 2

Aluminiumlegierungen mit den gewünschten, im erfindup.gsgemäßen Bereich liegenden Zusammensetzungen wurden geschmolzen, woraus Blöcke mit einem Durchmesser von 150 mm unter der Bedingung erzeugt wurden, daß die Festabkühlungsgeschwindigkeit wenigstens 15°C/s betrug und das Stranggußverfahren angewandt wurde. Die chemischen Zusammensetzungen (Analysenwerte) der Blöcke sind in der Tabelle 1 aufgeführt

Tabelle 1

Si	Cu	Mg	Fe	Al	Siliziumkristall-	Maximalkorngröße
					Durchschnitts	der primären
					breite im eutek	Siliziumkristalle
%	%	%	%		tischen Gefüge

Nr. 1	11,0	2,4
Nr. 2	5,9	2,4
Nr. 3	8,2	2,4
Nr. 4	13,6	2,8
Nr. 5	16,1	2,7

0,47
0,28
0,40
0,29
0,31

0,22 0,11 0,12 0,23 0,23 Rest
Rest
Rest
Rest
Rest

1,7 μίτι
1,5 am
1,5 μπι
1,7μπι
1,7 μπι

50 μπι
70-90 am

Dann wurden die Blöcke auf 450° C vorerhitzt und durch Rückwärtsstrangpressen mit einem Verformungsgrad von 80% zu becherförmigen zylindrischen Gegenständen verformt Verschiedene Probestücke wurden aus dem zylindrischen Teil entnommen und verschiedenen Prüfungen unterworfen. Die Probestücke wurden T₄-, T5- und Te-Behandlungen ausgesetzt Sie wurden bei verschiedenen Temperaturen von Raumtemperatur bis 300° C für 1 h gehalten und dann Zugversuchen unterworfen. Die Ergebnisse sind in Fig.9 dargestellt Die Legierung Nr. 1, die der eutektischen Zusammensetzung nahe war und die größte Menge von eutektischem Gefüge enthielt hatte viele dispergierte Körner und eine hohe Festigkeit Die Legierung Nr. 2 mit geringem Siliziumgehalt zeigte eine Tendenz zur Verringerung der Festigkeit bei höherer Temperatur.

F i g. 10 zeigt die Beziehung zwischen dem Silizium-

gehalt und der Dehnung bei Raumtemperatur (eines Blocks im Gußzustand und eines danach der Warmverformung mit einem Verformungsgrad von 80% und der Te-Behandlung unterworfenen Blocks). Hinsichtlich der Dehnung des Blockes im Gußzustand (d.h. wo die Siliziumkristalle des eutektischen Gefüges nicht unterteilt sind) zeigte der Block Nr. 2 mit niedrigem Siliziumgehalt von 6% einen hohen Dehnungswert von wenigstens 10%, doch verringerte sich die Dehnung mit steigendem Siliziumgehalt und fiel auf unter 5% bei einem Siliziumgehalt von 8% oder mehr ab. Dagegen war die Dehnung der Legierung, in der die Siliziumkristalle des eutektischen Gefüges durch Warmverformung mit einem Verformungsgrad von 80% unterteilt waren, mit steigendem Siliziumgehalt verbessert, und sogar die Legierung mit einem Siliziumgehalt von 14% zeigte einen Dehnungsprozentsatz von 10% oder mehr. Der Korngrößeneffekt der Siliziumkristalle des eutektischen Gefüges aufgrund plastischer Verformung wurde klar feststellbar, wenn der Siliziumgehalt 8% oder mehr betrug.

Fig. 11 zeigt die Ergebnisse des »Ohkoshi«-Abriebtests. Dieser Test wurde unter den Bedingungen einer Endbelastung von 18,9 kg, einer Reibungsentfernung von 600 m, einer Reibungsgeschwindigkeit von 2 m/sec und eines reibenden Materials (Rotationskörpers) »]IS FC 30« 3,33% Si, 3,77% C, 1,3% Mn, Rest Fe, durchgeführt Die Abriebfestigkeit wurde mit steigendem Siliziumgehalt verbessert Wenn der Siliziumgehalt unter 8% war, ergab sich eine niedrige Abriebfestigkeit, Zum Vergleich wurde ein Abriebtest mit einer allgemein als Kolbenmaterial verwendeten »JIS AC 8 A«-Legierung 0,8 -1,3% Cu, 11 -13% Si, 0,7 -13% Mg, 0,1 % Zn, 0,8% Fe, 0,1% Mn, 1,0-2,5% Ni, bis 0,2% Ti, Rest Al, unter den gleichen Bedingungen, wie oben erwähnt, durchgeführt, um eine spezifische Abriebmenge von wenigstens 8xlO-^I0mm²/N zu erhalten. Dabei ergab sich, daß die erfindungsgemäße Legierung eine im Vergleich mit der der »JIS AS 8 A«-Legierung 0,8-1,3% Cu, 11-13% Si, 0,7-1,3% Mg, 0,1% Zn, 0,8% Fe, 0,1% Mn, 1,0-2,5% Ni, bis 0,2% Ti, Rest Al, gleiche oder höhere Abriebfestigkeit hatte.

In vielen Fällen werden Aluminiumwerkstoffe in Kombination mit Stahlwerkstoffen verwendet. In diesem Fall ergeben die bekannten Aluminiumlegierungen das Problem, daß sie einen höheren linearen Wärmeausdehnungskoeffizient im Vergleich mit Stählen aufweisen, weshalb solche mit niedrigem Wärmeausdehnungskoeffizient als Aluminium-Bauwerkstoffe bevorzugt werden. Fig. 12 zeigt die Abhängigkeit zwischen dem Siliziumgehalt und dem linearen Wärmeausdehnungskoeffizient (Raumtemperatur —100° C). Der lineare Wärmeausdehnungskoeffizient nahm mit steigendem Siliziumgehalt ab. Als Aluminiumlegierungen mit niedrigem linearen Wärmeausdehnungskoeffizient werden solche mit einem Siliziumgehalt von 8%, die einen linearen Wärmeausdehnungskoeffizient von höchstens 21 χ 10-⁶/°C aufweisen, bevorzugt

Einer der Vorteile der erfindungsgemäß hergestellten Legierungsblöcke ist ihre vorzügliche Wärmebehandelbarkeit. Fig. 13 zeigt die Ergebnisse von Zugversuchen mit je einem Block Nr. 1, die nach Vorerhitzung des Blocks auf 400⁰C, Warmverformung (Rückwärtsstrangpressen) mit einem Verformungsgrad von 80% und anschließender T<- bzw. T5- bzw. T6-Behandlung durchgeführt wurden. (Die Versuche wurden nicht mit den Legierungen Nr. 3, Nr. 4 und Nr. 5 mit hohem

di

iese Legierungen

Block Nr. 1 ähnlich waren.) Bei der erfindungsgemäßei Aluminium-Silizium-Legierung wurde, da die kristalli

sierte Siliziumphase fein ist, die Wännebehandelbarkei verbessert, und es ließ sich durch die T4-, T5- um

Te-Behandlungen eine Festigkeit von wenigstens 401 N/mm² erhalten. Daher ist die Legierung voi

vorteilhafter Verarbeitbarkeit und Wärmewirtschaft lichkeit

Bei dem erfindungsgemäßen Legierungssystem be

einflussen die Abmessung und die Verteilung dei primären Siliziumkristalle die Festigkeit und Dehnung Die Legierung Nr. 4 wurde unter Anwendung vor Festabkühlungsgeschwindigkeiten von 5-200°C/s ge gössen, um Blöcke unterschiedlicher Abmessungen dei

is primären Siliziumkristallkörner zu erzeugen. Diese Blöcke wurden einem Rückwärtsstrangpreßverfahrer mit einer Querschnittsverringerung von 80% bei 400° C unterworfen. Den so stranggepreßten Erzeugnisser wurden Stücke für Zugversuche entnommen und dei Te-Behandlung sowie nachher dem Zugversuch bei Raumtemperatur unterworfen.

Mit dem Anstieg der Festabkühlungsgeschwindigkeil wurden sowohl Hie Durchschnittskorngröße als auch die Maximalkorngruße der primären Siliziumkristalle klei ner, und die Dehnung der Legierung erhöhte sich Jedoch hatte die Dehnung auch eine Beziehung zum Flächenanteil der primären Siliziumkristalle und läßt sich daher nicht nur durch die Durchschnittskorngröße kennzeichnen. Es wurde bestätigt, daß im Fall dei

jo Legierung Nr. 4 die Korngröße der primären Siliziumkristalle durch Anwendung einer Festabkühlungsgeschwindigkeit von 5°C/s oder mehr nahezu unter 50 μπι gebracht werden kann und daß im Fall ihres Flächenanteils von nicht mehr als 6% keine praktischer Probleme bei einer Maximalkorngröße von weniger als 50 μπι auftreten. Die Duktilität der Legierung hängt in weitem Maß von der Korngröße der Siliziumkristalle im eutektischen Gefüge ab, und daher wurde gefunden, daß die Festabkühlungsgeschwindigkeit im Rahmen der Erfindung hauptsächlich mit Rücksicht auf das eutektische Gefüge bestimmt werden kann.

Weiter wurde ein hauptsächlich aus Strontium und Phosphor bestehendes Impfmittel einer Schmelze der Legierungsbestandteile der Legierung Nr. 4 zugesetzt und daraus ein Block hergestellt Ein kleines Stück wurde dem Block entnommen und davon eine Querschnittsfläche poliert Die Größe der primären Siliziumkristalle wurde unter dem Mikroskop beobachtet. Im Vergleich mit dem Block, dem kein Impfmittel zugesetzt wurde, war die Menge der primären Siliziumkristalle verringert, ihre Durchschnittskorngröße und Maximalkorngröße waren verkleinert, und gleichzeitig war auch die Korngröße des eutektischen Gefüges sehr verfeinert Auch wenn die Festabküh lungsgeschwindigkeit 5°C/s war, fand man die Durch- schnitiskcrngrößc der primären Siitziumkristalie unter 5 μπι und eine Maximalkorngröße von etwa 25 μπι.

bo B e i s ρ i e 1 3

Legierungen mit den in der folgenden Tabelle 2 angegebenen Zusammensetzungen wurden geschmolzen und nach dem Stranggießverfahren bei einer *■= Gießtemperatur von 750⁰C und Anwendung einer Festabkühlungsgeschwindigkeit von mehr als 15°C/s gegossen, um Blöcke von 150 mm Durchmesser zu erzeugen.

	S!	15	Cu	25 17	275	16	Maximalkorngröße der primären Siliziumkristalle
Tabelle 2	%		%				um
	11,3	Mg	2,9	Fe	Al ! ] 1 I	liliziumkristall- Ourchschnitts- ireite im eutek- ischen Gefuge	nicht mehr als 20
	11,3	%	2,9	%		im	desgl.
Nr. 6	11,5	0,01	2,8	0,20	Rest	1,7	desgl.
Nr. 7	11,3	0,08	3,1	0,21	Rest	1,7	desgl.
Nr. 8	11,1	0,51	3,1	0,21	Rest	1,7	desgl.
Nr. 9	0,72	0,21	Rest	,7
Nr. 10	0,98	0,20	Rest	,7

Nach dem Stranggießen wurde die Gießbarkeit der Blöcke nach ihrem Oberflächenzustand überprüft, wobei festgestellt wurde, daB der Block Nr. 9 und der Block Nr. 10, die einen hohen Magnesiumgehaft aufwiesen, Falten von mehr als 2 mm Tiefe und eine verringerte Stranggießbarkeit zeigten. Die Blöcke wurden einer plastischen Verformung mit einem Verformungsgrad von 30% bei 400° C unterworfen, dann bei 350° C angelassen, mit einem Verformungsgrad von 60% kalt stranggepreßt und nachher der Te-Be-

Tabelle 3

handlung unterworfen. Derart verformte Blöcke wurden einem Maschinenbearbeitbarkeitstest und dem »CharpyM-Schlagzähigkeitstest unterzogen. Die Maschinenbearbettbarkeit wurde nach der Lebensdauer des Schneidwerkzeugs, dem Schneidwiderstand, dsr Rauhigkeit der Schnittoberfläche und den Formen der Späne bewertet Die Tabelle 3 gibt diese Bearbeitbarkeit bei einer Schnittiefe von 1 mm, einem Vorschubgrad von 0,15 mm je Drehung und einer Schneidgeschwindigkeit von 120 m/min wieder.

	6	Schneid	Rauhigkeit	Form der Späne
	7	widerstand	der End
	8	(Tangential	oberfläche
	9	kraft)
	10		//max (um)
Nr.	16,5	12	zusammenhängend
Nr.	12,6	9	unzusammenhängend
Nr.	8,8	7	desgl.
Nr.	8,4	6	desgl.
Nr.	8,2	6	desgl.

Der Magnesiumgehalt beeinflußte die Maschinenbearbeitbarkeit erheblich, und man benötigte einen Magnesiumgehalt von wenigstens 0,05%, um eine praktische Zerspannbarkeit zu erhalten.

Fig. 14 zeigt die »Charpye-Schlagfestigkeitswerte. Der Schlagfestigkeitswert verringerte sich mit steigendem Magnesiumgehalt und war bei einem Magnesiumgehalt über 0,72% konstant.

Die Blöcke Nr. 7 und Nr. 8 und die vergleichsweise »JIS 2017«-Legierung wurden einem Spannungskorrosionstest unter bestimmten Belastungen von 150 N/mm² und 200 N/mm! j_n einer aus 30 g CrO₃,30 g K₂Cr₂O₇,3 g Natriumchlorid und 1 1 reinem Wasser bestehenden Lösung unterworfen. Es ergaben sich keine Risse in den erfindungsgemäßen Blöcken Nr. 7 und Nr. 8, während

Tabelle 4

Risse in der »JIS 2017«-Legierung (»Duralumin«) bei einer Belastung von 200 N/mm² auftraten. Daraus ist es klar, daß die erfindungsgemäße Legierung auch als hochfeste Aluminiumlegierung verwendet werden kann, die gleichzeitig eine Zugfestigkeit von mehr als 400 N/mm² und eine ausgezeichnete Spannungskorrosionsrißbeständigkeit aufweist.

Beispiel 4

Legierungen mit den in der Tabelle 4 gezeigten

Zusammensetzungen wurden geschmolzen und nach dem Stranggießverfahren unter Anwendung einer Festabkühlungsgeschwindigkeit von 75°C/s gegossen, um Blöcke von 100 mm Durchmesser zu erhalten.

Si

Mg

Cu

Siliziumkristall-Durchschnittsbreite
im eutektischen Gefüge

Maximalkorngröße der
primären Siliziumkristalle

Nr.	11	8,5
Nr.	12	9,3
Nr.	13	9,7
Nr.	14	9.9

0,36	1,3	Rest	1,7
0,22	2,4	Rest	1,7
0,09	3,4	Rest	1,7
0.28	3.0	Rest	1.7

Nach dem Stranggießen wurden die Blöcke einer plastischen Verformung durch Schmieden mit einem Verformungsgrad von etwa 50% unterworfen, dann in einem Temperaturbereich von 350—420⁰C zwei Stunden gehalten und nachher zur Vervollständigung des Anlassens langsam abgekühlt Ein Probestück für den Zugversuch wurde aus einem Teil jeder angelassenen Legierungen entnommen. Jede der übrigen Legierungen wurde einem Kaltstrangpressen mit einem Verformungsgrad von 30—50% unterworfen. Die Dehnung nach dem Anlassen, die Zugfestigkeit nach der Kaltverformung, die nach einem optischen Verfahren gemessene Oberflächenrauhigkeit der verformten Oberfläche und die Zugfestigkeit der Legierungen, nachdem sie nach der Kaltverformung der T6-Behandlung unterworfen waren, sind in der Tabelle 5 aufgeführt

Tabelle 5	Dehnung nach	Zugfestigkeit (N/mm²)	50 % Kalt	T^-Behandlung	Oberflächenrauhigkeit
Nr.	Anlassen		verformung	nach Kalt	nach Kaltverformung
		30 % Kalt		verformung
		verformung
			410	410
	(%)		420	440	//max (μπι)
	33	360	400	420	weniger als 20
Nr. 11	28	380	420	470	weniger als 20
Nr. 12	26	380	—	460	weniger als 25
Nr. 13	26	370			weniger als 20
Nr. 14	-	-			110
»JIS 2017«
(zum Vergleich)

In der letzten Zeile der Tabelle 5 sind die Dehnungsund Festigkeitswerte sowie die Maximaloberflächenrauhigkeit nach dem Strangpressen für die »JIS 2017«- Legierung angegeben.

Im Vergleich mit der »JIS 2017«-Vergleichslegierung waren die erfindungsgemäßen Legierungen hinsichtlich der Kaltverformbarkeit sehr überlegen.

Der Block aus der Legierung Nr. 12 wurde einer plastischen Verformung mit einem Verformungsgrad von 50% unterworfen, dann bei einer Temperatur von 350—47O⁰C eine Stunde gehalten und danach langsam abgekühlt So wurde der Effekt der Anlaßtemperatur überprüft. Die zugehörigen Ergebnisse sind in Fig. 15 dargestellt. Die Härte verringerte sich bei einer Anlaßtemperatur von 350-420⁰C, und es wurde bestätigt, daß dieser Temperaturbereich zum Anlassen optimal ist.

Weiter wurde die Beziehung zwischen dem Siliziumgehalt und der Korngröße der Siliziumkristalle und dem Anlaßeffekt in Fig. 16 dargestellt. Schmelzen aus verschiedenen Aluminiumlegierungen mit einem Siliziumgehalt von höchstens 16 Gew.-% und einem angestrebten Magnesiumgehalt von 03 Gew.-% sowie einem angestrebten Kupfergehalt von 0,7 Gew.-% wurden hergestellt. Eine davon wurde unter Anwendung einer Festabkühlungsgeschwindigkeit von 40 —60°C/s gegossen, was im Bereich der Gießbedingungen gemäß der Erfindung lag, und die andere wurde — abweichend von der Erfindung — unter Anwendung einer Festabkühlungsgeschwindigkeit von 2—5°C/s gegossen. Sie wurden anschließend einer plastischen Verformung mit einem Verformungsgrad von etwa 70% durch Walzen unterworfen, dann in einem Anlaßofen bei 390 ±5° C eine Stunde gehalten und anschließend zur Vollendung des Anlassens langsam abgekühlt. Stücke für Zugversuche wurden den so angelassenen Werkstoffen entnommen und ihre Dehnungsprozentsätze bei Raumtemperatur gemessen. Der Anlaßeffekt wurde klar durch den Dehnungsprozentsatz ausgedrückt. Und zwar stieg im Fall der große Siliziumkristal le enthaltenden, durch die Kurve 2 in Fig. 16 veranschaulichten Legierung der Dehnungsprozentsatz etwas bei angenähert eutektischer Zusammensetzung, sank jedoch nahezu umgekehrt proportional zum Siliziumgehalt. Andererseits ergab sich, wenn die Siliziumkristalle im eutektischen Gefüge und die primären Siliziumkristalle ausreichend fein waren, wie durch die Kurve 1 in Fig. 16 veranschaulicht wird, ein besonderer Anlaßeffekt bei Siliziumgehalten von 5 — 15 Gew.-% und führte zu merklichen Verbesserungen der Dehnung und Duktilität Eine Dehnung von wenigstens 25% wird für den Verwendungsfali als kaltverformbarer Werkstoff bevorzugt, und die 8 — 11 Gew.-% Silizium enthaltende Legierung hat mit Sicherheit eine so hohe Duktilität. Eine derart hohe Duktilität ist für Knetwerkstoffe ausreichend, und darüber hinaus war, da die Legierung einen hohen Siliziumgehalt aufwies, die geknetete Oberfläche ausgeprägt gut.

Beispiel 5 Eine Schmelze einer aus 0,3% Mg, 3,4% Cu, 11,7% Si,

Rest Al bestehenden Legierung wurde mit einer Festabkühlungsgeschwindigkeit von 45°C/s zu einem Block von 160 mm Durchmesser durch Stranggießen vergossen. Der erhaltene Block wurde durch Warmwalzen bei 35O⁰C zu einer Platte von 22 mm Dicke verformt. Diese Platte wurde einer Maschinenbearbeitung unterworfen, um ein Probestück in Form eines Streifens von 200 mm Länge, 100 mm Breite und 20 mm Dicke zu erhalten. Diese Stücke wurden in ihrer Längsrichtung angeschlagen, und die angeschlagenen Teile wurden nach dem Elektronenstrahlschweißverfahren und dem Wolframelektroden-Inertgas-Schweißverfahren verschweißt und nachher der Te-Behandlung unterworfen. Probestücke wurden davon derart entnommen, daß sie die Schweißlinie kreuzten, und dem

t>5 Zugversuch bei Raumtemperatur unterzogen.

Das Elektronenstrahlschweißen wurde unter folgenden Schweißbedingungen durchgeführt:I-förmige Ahfasung; Einführungswärme ... 3,6 k Joule/cm; Schweiß-

geschwindigkeit ... 0,5 m/min. Das WIG-Schweißen wurde mit V-förmiger Abfassung von 60° und unter Verwendung je eines Schweißstabes von 3,2 mm Durchmesser mit den gleichen Zusammensetzungen wie denen der Probestücke mit 200-250 A und 18 V Wechselstrom durchgeführt Die Festigkeit und die Duktilität des Schweißbereichs sind in dar Tabelle 6 angegeben.

Tabelle	6	(N/mm²)	(N/mm²)	(%>	0 (%)
		350 360	430 440	6 7	10 20
EBW WIG

Die Oberfläche des Schweißbereichs war glatt, es gab keine Fehler, wie z. B. Poren und Risse, und man stellte im wesentlichen keine Beeinträchtigung der von der Wärme erfaßten Zone der Probestücke fest

Bei den bekannten Aluminiumlegierungen treten, wenn der Kupfergehalt hoch ist. leicht Schweißrisse auf, während die erfindungsgemäße Legierung ohne solche Fehler war und eine ausgezeichnete Schweißbarkeit zeigte. Weiter ist es, da die erfindungsgemäße Legierung eine ausgezeichnete Verformbarkeit aufweist, auch leicht, daraus den Schweißstab zu bilden.

Wie vorstehend im einzelnen erläutert ist, läßt sich die erfindungsgemäße Legierung durch Kombination der

ι ο ausgewählten Zusammensetzungen, geeigneter Gießbedingungen, anschließender plastischer Verformung und geeigneter Wärmebehandlungen erhalten, und sie hat gleichzeitig gute mechanische Eigenschaften, eine hohe Abriebbeständigkeit, eine hohe Korrosionsbeständig keit und eine ausgezeichnete Verformbarkeit Weiter ist die erfindungsgemäße Legierung auch von überlegener Benetzbarkeit mit verschiedenen organischen Klebmitteln und Überzugsmaterialien und läßt sich auch einer anodisierenden Behandlung mit einem Chromsäurebad aussetzen. Daher eignet sie sich für äußerst vielseitige Verwendungsfälle.

Hierzu 7 Blatt Zeichnungen

Claims

Patentansprüche:

1. Verfahren zur Herstellung eines plastisch verformbaren Gußerzeugnisses auf Basis einer Aluminium-Silizium-Legierung aus 8 bis 15% Silizium, 1 bis 4,5% Kupfer, 0.05 bis 0,7% Magnesium und Aluminium als Rest mit plättchenförmigen, im eutektischen Gefüge kristallisierten Silizium-Ausscheidungen mit Abmessungen unter 25 μπι durch Gießen in eine wassergekühlte Form, dadurch gekennzeichnet, daß die Schmelze nach der Erstarrung in der wassergekühlten Form mit wenigstens 10⁰Cs zur Kristallisation der plättchenförmigen Silizium-Ausscheidungen mit einer Durchschnittsbreite von höchstens 5 um und gegebenenfalls der primären Silizium-Kristalle mit einem Flächenanteil von höchstens 6% und einer Korngröße von höchstens 50 μπι abgekühlt wird.

2. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß von einer Aluminium-Silizium-Legierung ausgegangen wird, in der das Anteilsverhältnis der Magnesium- und Kupfergehalte in dem Bereich liegt, der in F i g. 4 von der den Punkt A (Cu 4,5%, Mg 0,05%), den Punkt B (Cu 3%, Mg 0,05%), den Punkt C(Cu 1 %, Mg 03%), den Punkt D(Cu 1 %, Mg 0,6%), den Punkt £(Cu 4%, Mg 0,7%) und den Punkt A verbindenden Linie umgeben ist

3. Verfahren nach Anspruch 2, dadurch gekennzeichnet, daß das Anteilsverhältnis der Magnesium- und Kupfergehalte in dem Bereich liegt, der in F i g. 4 von der den Punkt a (Cu 3%, Mg 0,15%), den Punkt 6(Cu 2%, Mg 0,3%), den Punkt c(Cu 2%, Mg 0,5%), den Punkt c/(Cu 2,5%, Mg 0,6%), den Punkt e (Cu 3%, Mg 0,65%), den Punkt /(Cu 3,5%, Mg 0,6%), den Punkt g (Cu 3,9%, Mg 0,3%) und den Punkt a verbindenden Linie umgeben ist

4. Verfahren zur Weiterverarbeitung eines Stranggußerzeugnisses nach einem der Ansprüche 1 bis 3, dadurch gekennzeichnet, daß das Gußerzeugnis vor irgendeiner Wärmebehandlung, die ein Anwachsen der Siliziumkristalle im eutektischen Gefüge verursachen kann, mit einem Verformungsgrad von mindestens 30% kalt- oder warmverformt wird.

5. Verfahren zur Herstellung und Weiterverarbeitung eines Gußerzeugnisses mit 8 bis 11% Silizium nach Anspruch 2, dadurch gekennzeichnet, daß die Schmelze mit wenigstens 15°C/s abgekühlt und das Gußerzeugnis vor irgendeiner Wärmebehandlung, die ein Anwachsen der Siliziumkristalle im eutektischen Gefüge verursachen kann, mit einem Verformungsgrad von mindestens 30% kalt- oder warmverformt wird.

6. Verfahren nach Anspruch 4 oder 5, dadurch gekennzeichnet, daß das Gußerzeugnis nach der Kalt- oder Warmverformung lösungsgeglüht und/oder warm ausgelagert wird.

7. Verwendung eines nach einem der Ansprüche 4 bis 6 weiterverarbeiteten Gußerzeugnisses mit einer Zugfestigkeit von wenigstens 400 N/mm², einer Dehnung von wenigstens 10% und einer spezifischen Abriebmenge von höchstens 8 · 10-^|Omm²/N als Konstruktionswerkstoff.