WO2017174185A1 - Aluminiumlegierung, insbesondere für ein giessverfahren, sowie verfahren zum herstellen eines bauteils aus einer solchen aluminiumlegierung - Google Patents

Aluminiumlegierung, insbesondere für ein giessverfahren, sowie verfahren zum herstellen eines bauteils aus einer solchen aluminiumlegierung Download PDF

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WO2017174185A1
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    • C22C21/12—Alloys based on aluminium with copper as the next major constituent
    • C22C21/16—Alloys based on aluminium with copper as the next major constituent with magnesium

Definitions

  • Aluminum alloy in particular for a casting method, and method for producing a component from such an aluminum alloy
  • the invention relates to an aluminum alloy, in particular for a casting method, according to the preamble of patent claim 1 and a method for producing a component from such an aluminum alloy.
  • Such an aluminum alloy in particular for a casting method, can already be taken as known from DE 10 2011 115 345 A1, for example.
  • Aluminum alloy at least aluminum (AI), magnesium (Mg), manganese (Mn) and copper (Cu) on.
  • Object of the present invention is to provide an aluminum alloy and a method of the type mentioned, so that particularly advantageous, in particular mechanical properties of the component can be realized.
  • Patent claim 5 solved.
  • Aluminum alloy manufactured component can be realized, it is
  • the aluminum alloy between 0.001
  • the aluminum alloy has magnesium in a range of 0.05 wt% to 0.45 wt%, manganese in a range of 0.05 wt% to 0.60 wt%, iron up to 1.5 Wt% and copper in a range of from 0.25 wt% to 4.00 wt% inclusive and vanadium in a range of 0.001 wt% to 0.25 wt%.
  • the aluminum alloy has at least 0.10 wt% and less than 0.40 wt% manganese.
  • AI15 Fe, Mn 3Si2 can be lowered so that they can not occur in too coarse blocky morphology.
  • the aluminum alloy has molybdenum (Mo) in a range of from 0.001% by weight to 0.50% by weight inclusive, it being preferred that the aluminum alloy is 0.10% by weight. Molybdenum has.
  • the targeted addition of molybdenum for example, with a proportion of 0.10 wt.%,
  • a rounding indentation up to a polygonal morphology and a finer distribution of the aforementioned iron / manganese phases (Fe / Mn phases) be effected, leading to another
  • the component can, for example, as a crankcase of a
  • Internal combustion engine be formed, which is preferably designed as a diesel engine.
  • the component may also be part of an internal combustion engine of a gasoline engine.
  • Such a component produced from the aluminum alloy has a sufficient strength, in particular high heat resistance, due to the strength mechanism of the aluminum alloy.
  • Aluminum alloy advantageously used to from the aluminum alloy, a cylinder head, for example, as a reciprocating internal combustion engine
  • the component in the heat treatment state T5mod a 0.2% proof stress R p0 , 2 of more than 180 megapascals, a tensile strength R m of more than 220 megapascals and an elongation at break A 5 of more than 1 percent at
  • Room temperature and in the heat treatment state T6red has a 0.2% proof stress Rpo, 2 of more than 200 megapascals, a tensile strength R m of more than 230 megapascals and an elongation at break A 5 of more than 1.5 percent at room temperature.
  • Rpo 0.2% proof stress
  • R m tensile strength
  • R m tensile strength
  • elongation at break A 5 of more than 1.5 percent at room temperature.
  • Heat treatment state T5mod the following values can be achieved: R p o, 2> 1 0
  • the invention is based in particular on the following findings: Due to the low magnesium content or magnesium content, in alloys with a high Fe content (Fe-iron), brittle intermetallic phases are suppressed, which leads to an increase in ductility. Copper leads to a strong increase in strength due to thermal aging as well as to an increased heat resistance of the aluminum alloy.
  • Fe-iron Fe-iron
  • the aluminum alloy according to the invention has proven to be particularly advantageous for the production of thick-walled components which have a wall thickness in a range of from 4 millimeters to 30 millimeters inclusive. Furthermore, it is preferably provided that the casting method in which the component is produced from the aluminum alloy is a die-casting method or laminar die-casting or a sand / mold method.
  • Aluminum alloy according to the invention is in particular a heat-resistant
  • Aluminum alloy in particular a heat-resistant cast aluminum alloy, which is particularly advantageous for the production of components for drive trains.
  • the invention also includes a method for producing a component from an aluminum alloy according to the invention.
  • Advantageous and advantageous embodiments The aluminum alloy according to the invention are advantageous and advantageous
  • Fig. 1 is a schematic representation of a backscattered electron image (BSE image) of the alloy 233 with Kuper (Cu) and molybdenum (Mo) in
  • Heat treatment state T5mod for example, as a
  • Crankcase formed component of said alloy is made by die casting
  • Fig. 2 is a schematic representation of a BSE image of the alloy 226D
  • Fig. 3 is a BSE image of the alloy 233 with Cu and Mo im
  • Fig. 4 is a BSE image of the alloy 226D in the heat treatment state T6red
  • Fig. 5 is a diagram illustrating mechanical characteristics of the component formed of the respective alloy at room temperature.
  • FIG. 6 shows a diagram for illustrating mechanical characteristics of the component produced from the respective alloy at 150 degrees Celsius.
  • Figures 1 to 4 show respective backscattered electron images (BSE images) of alloys from which respective components are made.
  • the respective alloy is, for example, an aluminum alloy, in particular an aluminum casting alloy and preferably a heat-resistant aluminum casting alloy.
  • the respective component produced from the respective alloy is, for example, a component which is used in a drive train of a motor vehicle, the component being, for example, a crankcase, in particular a die-cast crankcase. This means that the component is produced from the respective alloy by casting, in particular by die casting.
  • the component may be a thick-walled component which has a wall thickness in a range of 4 mm to 30 mm inclusive.
  • the respective aluminum alloy has the following composition:
  • the aluminum alloy comprises magnesium with at least 0.10% by weight and less than 0.30% by weight.
  • the aluminum alloy has manganese with at least 0.10 wt.% And less than 0.40 wt.%.
  • This phase does not dissolve at a solution annealing temperature of 465 degrees Celsius and would due to the increased Fe content additionally alloyed magnesium (Mg) only and lead to skeletal Fe-containing intermetallic phases, which are detrimental to the ductility in the form of waste Elongation at break and not more for one
  • the copper content (Cu content) is used for the targeted adjustment of the required strength due to the formation of strength-increasing precipitates during thermal aging. However, it must be ensured that an excessively high copper content during T5 heat treatment leads to embrittlement. In a T6 heat treatment, the full
  • Ti titanium
  • Zr zirconium
  • Ti, Zr zirconium
  • the addition of strontium (Sr) results in a refining of the Al / Si eutectic from coarse-plate to a refined, coral-like morphology, which increases ductility. This fine Si morphology can be easily and quickly formed by a T6 solution annealing and thus the ductility can be increased again.
  • the aforementioned aluminum alloy is melted from master alloys, pure elements, or prepared by alloying suitable secondary alloys such as 233 or 226 at a sufficiently high temperature. Furthermore, the alloy is poured off at at least 650 degrees Celsius to 720 degrees Celsius in a tempered and forced or vacuum-vented tempered permanent mold. If the casting temperature is too low, there is a risk of inadequate mold filling and cold runs as well as undesirable formation of intermetallic phases. Excessive casting temperatures increase the risk of porosity, shrinkage and shrinkage Hot cracking. After removal of the component produced by casting, the component is - to the realization of the heat treatment state T6red - in air or -
  • FIG. 1 shows a backscattered electron image of said secondary alloy 233 with copper and molybdenum. Roundish to polygonal molybdenum-containing AlFeMnSi intermetallic phases are recognizable.
  • FIG. 2 shows a backscatter electron image of said secondary alloy 226D
  • intermetallic Alis (Fe, Mn, Cr, Cu) 3 Si2 phases present, which have formed due to their size primarily in the casting chamber of the die casting machine.
  • Two-dimensional grinding appear as needles and are present in reality as three-dimensional plates and thus exist as large-scale, sharp-edged Geglagetrennungen between the ductile Al dendrites. These phases significantly reduce ductility.
  • Secondary alloy also form Al7Cu2 (Fe, Ni) phases, which can not be resolved by a solution annealing at 465 degrees Celsius and thus continue to exist as brittle phases and also set Cu (see Fig. 4).
  • Figs. 5 and 6 are diagrams for illustrating mechanical properties of components made of the aforementioned aluminum alloy.
  • beams 10 illustrate the 0.2% yield strength R p0 , 2, with bars 12 illustrating the yield strength R m .
  • triangles 14 illustrate the elongation at break A5.

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Abstract

Die Erfindung betrifft eine Aluminiumlegierung, insbesondere für ein Gießverfahren, wobei die Aluminiumlegierung zumindest Aluminium, Magnesium, Mangan und Kupfer aufweist, wobei die Aluminiumlegierung aufweist: - 0,001 Gew.% bis 0,50 Gew.% Molybdän, - 0,05 Gew.% bis 0,45 Gew.% Magnesium, - 0,05 Gew.% bis 0,60 Gew.% Mangan, - bis 1,5 Gew.% Eisen, - 0,25 Gew.% bis 4,00 Gew.% Kupfer und - 0,001 Gew.% bis 0,25 Gew.% Vanadium.

Description

Aluminiumlegierung, insbesondere für ein Gießverfahren, sowie Verfahren zum Herstellen eines Bauteils aus einer solchen Aluminiumlegierung
Die Erfindung betrifft eine Aluminiumlegierung, insbesondere für ein Gießverfahren, gemäß dem Oberbegriff von Patentanspruch 1 sowie ein Verfahren zum Herstellen eines Bauteils aus einer solchen Aluminiumlegierung.
Eine solche Aluminiumlegierung, insbesondere für ein Gießverfahren, ist beispielsweise bereits der DE 10 2011 115 345 A1 als bekannt zu entnehmen. Dabei weist die
Aluminiumlegierung zumindest Aluminium (AI), Magnesium (Mg), Mangan (Mn) und Kupfer (Cu) auf.
Aufgabe der vorliegenden Erfindung ist es, eine Aluminiumlegierung und ein Verfahren der eingangs genannten Art zu schaffen, sodass besonders vorteilhafte, insbesondere mechanische, Eigenschaften des Bauteils realisiert werden können.
Diese Aufgabe wird erfindungsgemäß durch eine Aluminiumlegierung mit den Merkmalen des Patentanspruchs 1 sowie durch ein Verfahren mit den Merkmalen des
Patentanspruchs 5 gelöst. Vorteilhafte Ausgestaltungen mit zweckmäßigen
Weiterbildungen der Erfindung sind in den übrigen Ansprüchen angegeben.
Um eine Aluminiumlegierung, insbesondere für ein Gießverfahren, der im Oberbegriff des Patentanspruchs 1 angegebenen Art derart weiterzuentwickeln, dass besonders vorteilhafte, insbesondere mechanische, Eigenschaften eines aus der
Aluminiumlegierung hergestellten Bauteils realisiert werden können, ist es
erfindungsgemäß vorgesehen, dass die Aluminiumlegierung zwischen 0,001
Gewichtsprozent (Gew.%) und 0,50 Gewichtsprozent (Gew.%) Molybdän aufweist. Ferner weist die Aluminiumlegierung Magnesium in einem Bereich von 0,05 Gew.% bis 0,45 Gew.%, Mangan in einem Bereich von 0,05 Gew.% bis 0,60 Gew.%, Eisen bis zu 1 ,5 Gew.% sowie Kupfer in einem Bereich von einschließlich 0,25 Gew.% bis einschließlich 4,00 Gew.% und Vanadium in einem Bereich von 0,001 Gew.% bis 0,25 Gew.% auf. Vorzugsweise weist die Aluminiumlegierung mindestens 0,10 Gew.% und weniger als 0,40 Gew.% Mangan auf.
Es wurde gefunden, dass durch Anpassen der Magnesium-Konzentration, insbesondere auf weniger als 0,30 Gew.%, der Anteil spröder TT-AI8FeMg3Si6-Phasen soweit herabgesetzt werden kann, dass diese Phasen kaum mehr vorhanden sind und damit abträglich für die Duktilität der Aluminiumlegierung beziehungsweise eines aus der Aluminiumlegierung hergestellten Bauteils wirken können. Die Senkung des Mangan- Gehalts auf weniger als 0,40 Gew.% ist insofern vorteilhaft, als dadurch die
Erstarrungstemperatur der Eisen-/Mangan-haltigen intermetallischen Phasen
AI15(Fe,Mn)3Si2 abgesenkt werden kann, sodass diese nicht in zu grob-blockiger Morphologie auftreten können.
Als ferner besonders vorteilhaft hat es sich gezeigt, wenn die Aluminiumlegierung Molybdän (Mo) in einem Bereich von einschließlich 0,001 Gew.% bis einschließlich 0,50 Gew.% aufweist, wobei es vorzugsweise vorgesehen ist, dass die Aluminiumlegierung 0,10 Gew.% Molybdän aufweist. Durch die gezielte Zugabe von Molybdän, beispielsweise mit einem Anteil von 0,10 Gew.%, kann zudem eine verrundende Einformung bis hin zu einer polygonalen Morphologie und eine feinere Verteilung der zuvor genannten Eisen- /Mangan-Phasen (Fe/Mn-Phasen) bewirkt werden, was zu einer weiteren
Duktilitätssteigerung führt. Insgesamt kann dadurch eine hinreichende Duktilität in Form der Bruchdehnung realisiert werden, was insbesondere dann vorteilhaft ist, wenn das aus der Aluminiumlegierung hergestellte Bauteil in einem Antriebsstrang eines Kraftfahrzeugs zum Einsatz kommt. Das Bauteil kann beispielsweise als Kurbelgehäuse einer
Verbrennungskraftmaschine ausgebildet sein, welche vorzugsweise als Dieselmotor ausgebildet ist. Alternativ kann das Bauteil auch Teil einer Verbrennungskraftmaschine eines Ottomotors sein. Ein solches, aus der Aluminiumlegierung hergestelltes Bauteil weist aufgrund des Festigkeitsmechanismus der Aluminiumlegierung eine hinreichende Festigkeit, insbesondere Warmfestigkeit, auf. Zudem ist die erfindungsgemäße
Aluminiumlegierung vorteilhaft verwendbar, um aus der Aluminiumlegierung einen Zylinderkopf der beispielsweise als Hubkolben-Verbrennungskraftmaschine
ausgebildeten Verbrennungskraftmaschine herzustellen, sodass eine Einheitslegierung für Kurbelgehäuse und Zylinderkopf denkbar ist. Damit können Kosten, Logistik sowie Energieverbrauch und C02-Ausstoß in Gießereien sowie im Recycling-Prozess verringert werden. Ferner ist es möglich, beim Warmauslagern der Aluminiumlegierung eine Festigkeitssteigerung durch Kupfer- und/oder Magnesium-haltige Ausscheidungen in der Aluminiummatrix zu erzielen.
Durch die Verwendung der erfindungsgemäßen Aluminiumlegierung zum Herstellen eines Bauteils ist es möglich, dass das Bauteil in dem Wärmebehandlungszustand T5mod eine 0,2%-Dehngrenze Rp0,2 von mehr als 180 Megapascal, eine Zugfestigkeit Rm von mehr als 220 Megapascal und eine Bruchdehnung A5 von mehr als 1 Prozent bei
Raumtemperatur aufweist und im Wärmebehandlungszustand T6red eine 0,2%- Dehngrenze Rpo,2 von mehr als 200 Megapascal, eine Zugfestigkeit Rm von mehr als 230 Megapascal und eine Bruchdehnung A5 von mehr als 1,5 Prozent bei Raumtemperatur aufweist. Bei einer Prüftemperatur von 150 Grad Celsius konnten im
Wärmebehandlungszustand T5mod folgende Werte erreicht werden: Rpo,2 > 1 0
Megapascal, Rm > 210 Megapascal und As > 1 ,5 Prozent.
Bei einer Prüftemperatur von 150 Grad Celsius konnten im Wärmebehandlungszustand T6red folgende Werte erreicht werden: Rp0,2 > 200 Megapascal, Rm > 220 Megapascal und A5 > 3 Prozent.
Der Erfindung liegen insbesondere folgende Erkenntnisse zugrunde: Durch den geringen Magnesium-Gehalt beziehungsweise Magnesium-Anteil werden in Legierungen mit einem hohen Fe-Gehalt (Fe - Eisen) spröde intermetallische Phasen unterdrückt, was zu einer Duktilitätssteigerung führt. Kupfer führt zu einem starken Festigkeitsanstieg durch Warmauslagerung sowie zu einer erhöhten Warmfestigkeit der Aluminiumlegierung.
Die erfindungsgemäße Aluminiumlegierung hat sich besonders vorteilhaft erwiesen zur Herstellung von dickwandigen Bauteilen, welche eine Wanddicke in einem Bereich von einschließlich 4 Millimetern bis einschließlich 30 Millimetern aufweisen. Ferner ist es vorzugsweise vorgesehen, dass es sich bei dem Gießverfahren, in dessen Rahmen das Bauteil aus der Aluminiumlegierung hergestellt wird, um ein Druckgussverfahren oder um laminaren Druckguss oder um ein Sand-/Kokillen- Verfahren handelt. Die
erfindungsgemäße Aluminiumlegierung ist insbesondere eine warmfeste
Aluminiumlegierung, insbesondere eine warmfeste Aluminium-Gusslegierung, welches sich besonders vorteilhaft eignet zur Herstellung von Bauteilen für Antriebsstränge.
Zur Erfindung gehört auch ein Verfahren zum Herstellen eines Bauteils aus einer erfindungsgemäßen Aluminiumlegierung. Vorteilhafte und vorteilhafte Ausgestaltungen der erfindungsgemäßen Aluminiumlegierung sind als Vorteile und vorteilhafte
Ausgestaltungen des erfindungsgemäßen Verfahrens anzusehen und umgekehrt.
Weitere Vorteile, Merkmale und Einzelheiten der Erfindung ergeben sich aus der nachfolgenden Beschreibung bevorzugter Ausführungsbeispiele sowie anhand der Zeichnung; diese zeigen in:
Fig. 1 eine schematische Darstellung eines Rückstreuelektronenbilds (BSE-Bild) der Legierung 233 mit Kuper (Cu) und Molybdän (Mo) im
Wärmebehandlungszustand T5mod, wobei beispielsweise ein als
Kurbelgehäuse ausgebildetes Bauteil aus der genannten Legierung durch Druckguss hergestellt ist;
Fig. 2 eine schematische Darstellung eines BSE-Bild der Legierung 226D
(AISi10Cu3) im Wärmebehandlungszustand T5mod, wobei beispielsweise ein Kurbelgehäuse aus der Legierung hergestellt ist;
Fig. 3 ein BSE-Bild der Legierung 233 mit Cu und Mo im
Wärmebehandlungszustand T6red;
Fig. 4 ein BSE-Bild der Legierung 226D im Wärmebehandlungszustand T6red;
Fig. 5 ein Diagramm zum Veranschaulichen von mechanischen Kennwerten des aus der jeweiligen Legierung gebildeten Bauteils bei Raumtemperatur; und
Fig. 6 ein Diagramm zum Veranschaulichen von mechanischen Kennwerten des aus der jeweiligen Legierung hergestellten Bauteils bei 150 Grad Celsius.
In den Figuren sind gleiche oder funktionsgleiche Elemente mit gleichen Bezugszeichen versehen.
Fig. 1 bis 4 zeigen jeweilige Rückstreuelektronenbilder (BSE-Bilder) von Legierungen, aus denen jeweilige Bauteile hergestellt sind. Bei der jeweiligen Legierung handelt es sich beispielsweise um eine Aluminiumlegierung, insbesondere um eine Aluminium- Gusslegierung und dabei vorzugsweise um eine warmfeste Aluminium-Gusslegierung. Das jeweilige, aus der jeweiligen Legierung hergestellte Bauteil ist beispielsweise ein Bauteil, welches in einem Antriebsstrang eines Kraftfahrzeugs zum Einsatz kommt, wobei das Bauteil beispielsweise ein Kurbelgehäuse, insbesondere ein Druckguss- Kurbelgehäuse, ist. Dies bedeutet, dass das Bauteil aus der jeweiligen Legierung durch Gießen, insbesondere durch Druckguss, hergestellt wird. Insbesondere kann es sich bei dem Bauteil um ein dickwandiges Bauteil handeln, welches eine Wanddicke in einem Bereich von einschließlich 4 Millimeter bis einschließlich 30 Millimeter aufweist. Durch die im Folgenden genauer beschriebene Aluminiumlegierung können besonders vorteilhafte Eigenschaften, insbesondere mechanische Eigenschaften, des Bauteils realisiert werden. Vorzugsweise weist die jeweilige Aluminiumlegierung folgende Zusammensetzung auf:
8,0 Gew.% bis 11 ,0 Gew.% Silizium,
0,25 Gew.% bis 4,00 Gew.% Kupfer,
0,10 Gew.% bis 0,50 Gew.% Magnesium,
0,05 Gew.% bis 0,60 Gew.% Mangan,
kleiner oder gleich 0,3 Gew.% Titan,
kleiner oder gleich 0,3 Gew.% Zirkon,
kleiner gleich 400 parts per million (ppm) Strontium,
höchstens 1 ,5 Gew.% Eisen,
höchstens 1 ,5 Gew.% Zink,
0,001 Gew.% bis 0,25 Gew.% Vanadium,
zusätzlich weitere Zusätze von 0,01 Gew.% bis 0,50 Gew.% Molybdän,
höchstens 0,25 Gew.% Chrom,
höchstens 0,20 Gew.% Nickel,
höchstens 0,15 Gew.% Cobalt,
sowie als Rest Aluminium, wobei gegebenenfalls Verunreinigungen beziehungsweise weitere Elemente vorgesehen sein können, welche einen Anteil von weniger als
0,05 Gew.% aufweisen.
Insbesondere ist es vorzugsweise vorgesehen, dass die Aluminiumlegierung Magnesium mit mindestens 0,10 Gew.% und weniger als 0,30 Gew.% aufweist. Alternativ oder zusätzlich ist es vorzugsweise vorgesehen, dass die Aluminiumlegierung Mangan mit mindestens 0,10 Gew.% und weniger als 0,40 Gew.% aufweist. Durch das Absenken der Mangan-Konzentration wird der weit-primären Bildung von Eisen-Mangan-haltigen intermetallischen Ali5(Fe, Mn)3Si2-Phasen vor den Aluminium-Mischkristallen
entgegengewirkt und damit eine grob-blockige Ausbildung der Morphologie verhindert. Zum Abbinden von Eisen (Fe) wird hingegen zusätzlich Molybdän (Mo) zugegeben, was zu einer polygonalen Morphologie und feineren Verteilung der Fe-intermetallischen Phasen führt. Hierdurch wird die Bildung nadeliger beziehungsweise plattenförmiger ß- A FeSi-Phasen unterdrückt, welche bei einem hohen Fe- und geringen Mn-Gehalt (Mn - Mangan) auftreten würden. Der Magnesium-Gehalt wird soweit abgesenkt, dass es zu möglichst keiner Bildung der TT-A FeMgaSie-Phase kommt. Diese Phase löst sich bei einer Lösungsglühtemperatur von 465 Grad Celsius nicht auf und würde aufgrund des erhöhten Fe-Gehalts zusätzlich legiertes Magnesium (Mg) lediglich abbinden und zu skelettförmigen Fe-haltigen intermetallischen Phasen führen, welche abträglich sind für die Duktilität in Form des Abfalls der Bruchdehnung und nicht mehr für eine
festigkeitssteigernde Ausscheidungsbildung zur Verfügung stehen.
Der Kupfer-Gehalt (Cu-Gehalt) dient der gezielten Einstellung der geforderten Festigkeit aufgrund der Bildung von festigkeitssteigernden Ausscheidungen bei Warmauslagerung. Allerdings ist darauf zu achten, dass ein zu hoher Kupfer-Anteil bei T5-Wärmebehandlung zu einer Versprödung führt. Bei einer T6-Wärmebehandlung kann das volle
Festigkeitspotential des Kupfers der Legierung ausgeschöpft werden.
Die Zugabe von Titan (Ti) bewirkt eine Kornfeinung der Aluminium-Dendriten. Eine Kombination mit Zirkon (Zr) in angepasster Konzentration kann zu AI3(Ti, Zr)- Ausscheidungen führen, welche festigkeitssteigernd wirken können. Hier ist darauf zu achten, dass sowohl Titan als auch Zirkone in nicht zu hoher Konzentration zulegiert werden, da es sonst zu einer unerwünschten Bildung von Al-Ti-Zr intermetallischen Phasen kommt, welche die Duktilität herabsetzen. Die Zugabe von Strontium (Sr) bewirkt eine Veredelung der Al/Si-Eutektikum von grob-plattenförmig hin zu einer veredelten, korallenartigen Morphologie, was die Duktilität steigert. Diese feine Si-Morphologie lässt sich durch eine T6-Lösungsglühung leicht und schnell einformen und damit kann die Duktilität nochmals gesteigert werden.
Im Folgenden wird eine Herstellung eines Bauteils aus einer solchen Aluminiumlegierung beschrieben. Bei der Herstellung wird die zuvor genannte Aluminiumlegierung aus Vorlegierungen, reinen Elementen erschmolzen oder durch Auflegieren geeigneter Sekundärlegierungen wie beispielsweise 233 oder 226 bei hinreichend hoher Temperatur hergestellt. Ferner wird die Legierung bei mindestens 650 Grad Celsius bis 720 Grad Celsius in eine temperierte und zwangs- oder vakuumentlüftete temperierte Dauerform abgegossen. Bei zu niedriger Gießtemperatur besteht die Gefahr von unzureichender Formfüllung und Kaltläufen sowie von unerwünschter Bildung von intermetallischen Phasen, zu hohe Gießtemperaturen erhöhen die Gefahr von Porosität, Lunkerung und Warmrissen. Nach Entnahme des durch Gießen hergestellten Bauteils wird das Bauteil - zur Realisierung des Wärmebehandlungszustands T6red - an Luft oder - zur
Realisierung des Warmbehandlungszustand T5mod - mittels Wasser abgekühlt.
Anhand von Fig. 1 bis 4 ist die Besonderheit im Gefüge des aus der Aluminiumlegierung hergestellten Bauteils erkennbar. Fig. 1 zeigt ein Rückstreuelektronenbild der genannten Sekundärlegierung 233 mit Kupfer und Molybdän. Es sind rundliche bis polygonale Molybdän-haltige AlFeMnSi-intermetallische Phasen erkennbar. Diese sind
vergleichsweise regelmäßig verteilt zwischen den AI-Dendriten im Al/Si-Eutektikum vorzufinden, da diese zeitgleich mit diesem erstarren. Durch ihre Kleinheit und rundliche Morphologie steigern sie die Duktilität der Sekundärlegierung. Sporadisch ist die ττ-Phase AI8FeMg3Si6 vorzufinden, welche durch ein Lösungsglühen bei 465 Grad Celsius nicht aufgelöst werden kann (vergleiche Fig. 3). Durch eine Senkung des Mg-Gehalts kann die Bildung dieser spröden Phase unterdrückt und damit die Duktilität weiter gesteigert werden. Mögliche, bei der Erstarrung entstandene Phasen O-AbCu und Q-AI5Cu2Mg8Si6 sind durch ein Lösungsglühen bei 450 Grad Celsius bei drei Stunden aufzulösen
(vergleiche Fig. 3), sodass die Legierungselemente Mg und Cu, welche in diesen Phasen abgebunden waren, im AI-Mischkristall zur Ausscheidungsbildung zur Verfügung stehen.
Fig. 2 zeigt ein Rückstreuelektronenbild der genannten Sekundärlegierung 226D
(AISi10Cu3). Aufgrund des hohen Fe- und Mn-Gehalts sind grobe, blockige
intermetallische Alis(Fe,Mn,Cr,Cu)3Si2-Phasen vorhanden, welche sich aufgrund ihrer Größe primär in der Gießkammer der Druckgussmaschine gebildet haben. Diese
Anhäufung an Sprödphasen hindert die Duktilität. Zusätzlich sind kleinere, polygonale Fe- haltige intermetallische Phasen vorhanden, welche erst in der eigentlichen
Druckgussform entstanden sind. Neben diesen Fe-haltigen intermetallischen Phasen sind aufgrund des hohen Fe-Gehalts auch ß-A FeSi-Phasen vorhanden, welche im
zweidimensionalen Schliff als Nadeln erscheinen und in Realität als dreidimensionale Platten vorliegen und damit als großflächige, scharfkantige Gefügetrennungen zwischen den duktilen AI-Dendriten vorliegen. Diese Phasen senken die Duktilität signifikant.
Aufgrund des vergleichsweise hohen Gehalts an Ni-Verunreinigung in dieser
Sekundärlegierung bilden sich außerdem Al7Cu2(Fe,Ni)-Phasen, welche durch ein Lösungsglühen bei 465 Grad Celsius nicht aufgelöst werden können und damit weiterhin als Sprödphasen vorliegen und zudem Cu abbinden (vergleiche Fig. 4).
Während der Erstarrung der Legierung gebildetes AI2Cu, welches nicht in eutektischer Form AI-AI2Cu-AlsCu2Mg8Si6-Si ausgeprägt ist, kann durch ein Lösungsglühen bei 465 Grad Celsius vollständig aufgelöst werden (vergleiche Fig. 4), sodass durch ein
Wasserabschrecken anschließend der AI-Mischkristall an Cu übersättigt vorliegt. Die eutektischen Taschen AI-AbCu-A C^MgeSie-Si lassen sich bei 465 Grad Celsius und drei Stunden allerdings nicht vollständig auflösen. Fig. 5 und 6 zeigen Diagramme zur Veranschaulichung von mechanischen Eigenschaften von Bauteilen, welche aus der genannten Aluminiumlegierung hergestellt sind. Dabei veranschaulichen Balken 10 die 0,2%-Dehngrenze Rp0,2, wobei Balken 12 die Streckgrenze Rm veranschaulichen. Ferner veranschaulichen Dreiecke 14 die Bruchdehnung A5.

Claims

Patentansprüche
1. Aluminiumlegierung, insbesondere für ein Gießverfahren, wobei die
Aluminiumlegierung zumindest Aluminium, Magnesium, Mangan und Kupfer aufweist,
dadurch gekennzeichnet, dass
die Aluminiumlegierung aufweist:
- 0,001 Gew.% bis 0,50 Gew.% Molybdän,
- 0,05 Gew.% bis 0,45 Gew.% Magnesium,
- 0,05 Gew.% bis 0,60 Gew.% Mangan,
- bis 1 ,5 Gew.% Eisen,
- 0,25 Gew.% bis 4,00 Gew.% Kupfer und
- 0,001 Gew.% bis 0,25 Gew.% Vanadium.
2. Aluminiumlegierung nach Anspruch 1,
dadurch gekennzeichnet, dass
die Aluminiumlegierung mindestens 0,10 Gew.% und weniger als
0,40 Gew.% Mangan aufweist.
3. Aluminiumlegierung nach einem der vorhergehenden Ansprüche,
dadurch gekennzeichnet, dass
die Aluminiumlegierung 8,0 Gew.% bis 11 ,0 Gew.% Silizium aufweist.
4. Aluminiumlegierung nach einem der vorhergehenden Ansprüche,
dadurch gekennzeichnet, dass
die Aluminiumlegierung aufweist: - höchstens 0,3 Gew.% Titan,
- höchstens 0,3 Gew.% Zirkon,
- höchstens 400 parts per million Strontium,
- höchstens 1 ,5 Gew.% Zink,
- höchstens 0,25 Gew.% Chrom,
- höchstens 0,20 Gew.% Nickel,
- höchstens 0,15 Gew.% Cobalt.
5. Verfahren zum Herstellen eines Bauteils aus einer Aluminiumlegierung nach einem der vorhergehenden Ansprüche durch Gießen, drucklos oder druckbeaufschlagt mit einem effektiven Druck zwischen 0 bar und 1000 bar.
6. Verfahren nach Anspruch 5,
dadurch gekennzeichnet, dass
die Aluminiumlegierung bei einer Temperatur von 650 Grad Celsius bis 730 Grad Celsius in eine Form gegossen wird.
7. Verfahren nach Anspruch 6,
dadurch gekennzeichnet, dass
die Aluminiumlegierung bei einer Temperatur von 580 Grad Celsius bis 650 Grad Celsius thixoptrop, drucklos oder druckbeauflschlagt bei einem effektiven Druck zwischen 0 bar und 1000 bar, vergossen wird.
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