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Dokumentenidentifikation DE69735063T2 20.07.2006
EP-Veröffentlichungsnummer 0000864662
Titel GIESSMATERIAL ZUM THIXOGIESSEN, VERFAHREN ZUR HERSTELLUNG VON HALBFESTEM GIESSMATERIAL ZUM THIXOGIESSEN, VERFAHREN ZUM THIXOGIESSEN, EISENBASISGUSSSTÜCK UND VERFAHREN ZUR WÄRMEBEHANDLUNG VON EISENBASISGUSSSTÜCKEN
Anmelder Honda Giken Kogyo K.K., Tokio/Tokyo, JP
Erfinder SUGAWARA, Takeshi, Wako-shi, Saitama 351-01, JP;
SHIINA, Haruo, Wako-shi, Saitama 351-01, JP;
TSUCHIYA, Masayuki, Wako-shi, Saitama 351-01, JP;
KIKAWA, Kazuo, Wako-shi, Saitama 351-01, JP;
TAKAGI, Isamu, Wako-shi, Saitama 351-01, JP
Vertreter Weickmann & Weickmann, 81679 München
DE-Aktenzeichen 69735063
Vertragsstaaten DE, FR, GB
Sprache des Dokument EN
EP-Anmeldetag 02.09.1997
EP-Aktenzeichen 979378684
WO-Anmeldetag 02.09.1997
PCT-Aktenzeichen PCT/JP97/03058
WO-Veröffentlichungsnummer 1998010111
WO-Veröffentlichungsdatum 12.03.1998
EP-Offenlegungsdatum 16.09.1998
EP date of grant 04.01.2006
Veröffentlichungstag im Patentblatt 20.07.2006
IPC-Hauptklasse C22C 37/00(2006.01)A, F, I, 20051017, B, H, EP
IPC-Nebenklasse C22C 37/10(2006.01)A, L, I, 20051017, B, H, EP   C22C 33/08(2006.01)A, L, I, 20051017, B, H, EP   C21D 5/00(2006.01)A, L, I, 20051017, B, H, EP   B22D 17/30(2006.01)A, L, I, 20051017, B, H, EP   B22D 27/02(2006.01)A, L, I, 20051017, B, H, EP   B22D 27/04(2006.01)A, L, I, 20051017, B, H, EP   B22D 41/015(2006.01)A, L, I, 20051017, B, H, EP   B22D 17/28(2006.01)A, L, I, 20051017, B, H, EP   B22D 1/00(2006.01)A, L, I, 20051017, B, H, EP   

Beschreibung[de]

Die vorliegende Erfindung betrifft ein Thixo-Gießmaterial, ein Thixo-Gießverfahren und ein Gießprodukt auf Fe-Basis.

Bei der Ausführung eines Thixo-Gießverfahrens wird ein Verfahren angewendet, welches das Erwärmen eines Gießmaterials in einen halbgeschmolzenen Zustand, in welchem eine feste Phase (eine im Wesentlichen feste Phase, wobei diese Bezeichnung nachfolgend weiterhin verwendet wird) und eine flüssige Phase nebeneinander vorliegen, das Einfüllen des halbgeschmolzenen Gießmaterials unter Druck in einen Hohlraum einer Gießform, und das Verfestigen des halbgeschmolzenen Gießmaterials unter Druck, umfasst.

Eine Legierung auf Fe-C-Si-Basis, welche eine eutektische Kristallmenge Ec aufweist, die in einem Bereich von 50 Gew.-% ≤ Ec ≤ 70 Gew.-% eingestellt ist, ist herkömmlich als ein solches Gießmaterial bekannt (siehe offen gelegte japanische Patentanmeldung Nr. 5-43978). Wird die eutektische Kristallmenge Ec jedoch in einen Bereich von Ec ≥ 50 Gew.-% eingestellt, so wird eine erhöhte Menge an Graphit aus einer solchen Legierung präzipitiert, weshalb ein derartiges Gießprodukt mechanische Eigenschaften aufweist, welche den Eigenschaften eines Gießproduktes, das mittels eines üblichen Gießverfahrens, nämlich eines Schmelzherstellungsverfahrens, hergestellt wird, im Wesentlichen äquivalent sind. Aus diesem Grund besteht bei Verwendung von herkömmlichem Material das Problem, dass ein eigentliches Ziel, welches in einer Verbesserung der mechanischen Eigenschaften des durch das Thixo-Gießverfahren hergestellten Gießproduktes liegt, nicht erreicht werden kann.

Kann ein Thixo-Gießmaterial verwendet werden, welches unter Anwendung eines üblichen Stranggießverfahrens hergestellt wird, so ist dies wirtschaftlich von Vorteil. In einem Gießmaterial, welches mittels Stranggießverfahren hergestellt wird, liegen jedoch große Mengen an Dendrit vor. Die Dendritphasen verursachen ein Problem, indem der Druck beim Einfüllen des halbgeschmolzenen Gießmaterials in den Hohlraum erhöht und hierdurch das vollständige Einfüllen des halbgeschmolzenen Gießmaterials in den Hohlraum verhindert wird. Folglich ist es nicht möglich, ein derartiges Gießmaterial für das Thixo-Gießen zu verwenden. Aus diesem Grund wird herkömmlich ein relativ teueres Gießmaterial, welches mittels eines unter Rühren ausgeführten Stranggießverfahrens hergestellt wird, als Gießmaterial verwendet. Eine kleine Menge an Dendritphasen liegt jedoch selbst in einem Gießmaterial vor, welches mittels des unter Rühren ausgeführten Stranggießverfahrens hergestellt wird, weshalb Maßnahmen zur Entfernung der Dendritphasen erforderlich sind.

Die benannten Erfinder haben bereits früher eine Technik entwickelt, mit welcher die mechanische Festigkeit eines Gießproduktes auf Fe-Basis durch Feinsphäroidisierung von Carbid, welches nach dem Gießen einer Legierung auf Fe-C-Si-Basis in dem Gießprodukt auf Fe-Basis vorhanden ist, d.h. hauptsächlich von Cementit, durch thermische Behandlung auf dasselbe Maß wie jenes von Kohlenstoffstahl für eine mechanische Struktur erhöht werden kann. Nach der thermischen Behandlung liegen nicht nur die feinsphäroidisierten Cementitphasen, sondern auch Graphitphasen in der Metalltextur des Gießproduktes auf Fe-Basis vor. Die Graphitphasen schließen solche ein, welche vor der thermischen Behandlung vorhanden sind, d.h. solche, über die das Gießprodukt auf Fe-Basis nach dem Gießen ursprünglich verfügt, und solche, welche aufgrund von C (Kohlenstoff) entstehen, der bei der Zersetzung eines Teils der Cementitphasen während der thermischen Behandlung des Gießproduktes auf Fe-Basis gebildet wird. Überschreitet die Menge der Graphitphasen eine vorgegebene Menge, so ergibt sich das Problem, dass nach der thermischen Behandlung die Erhöhung der mechanischen Festigkeit des Gießproduktes auf Fe-Basis beeinträchtig ist.

Eine Aufgabe der vorliegenden Erfindung ist die Bereitstellung eines Thixo-Gießmaterials des oben beschriebenen Typs, aus welchem durch Einstellung der eutektischen Kristallmenge auf ein Maß, das niedriger liegt als jenes eines herkömmliches Materials, ein Gießprodukt hergestellt werden kann, welches, verglichen mit einem durch Schmelzgießverfahren hergestellten Gießprodukt, verbesserte mechanische Eigenschaften aufweist.

Um obige Aufgabe zu erfüllen, wird erfindungsgemäß ein Thixo-Gießmaterial bereitgestellt, welches aus einer Legierung auf Fe-C-Si-Basis gebildet wird, in welcher infolge des Schmelzens eines eutektischen Kristalls ein abgewinkelter endothermer Abschnitt in einer Verteilungskurve latenter Wärme vorhanden ist, und in welcher eine eutektische Kristallmenge Ec in einem Bereich von 10 Gew.-% < Ec < 50 Gew.-% liegt, wobei das Material aus 1.8 Gew.-% ≤ C ≤ 2.5 Gew.-% an Kohlenstoff, 1.4 Gew.-% ≤ Si ≤ 3 Gew.-% an Silizium und einem Rest an Eisen, einschließlich unvermeidbarer Verunreinigungen, besteht.

Zur Herstellung eines halbgeschmolzenen Gießmaterials, in welchem flüssige und feste Phase nebeneinander vorliegen, wird das Gießmaterial einer Hitzebehandlung unterzogen. In dem halbgeschmolzenen Gießmaterial besitzt die flüssige Phase, welche durch das Schmelzen eines eutektischen Kristalls gebildet wird, eine große latente Wärme. Als Reaktion auf die Verfestigung und Schrumpfung der festen Phase verteilt sich demzufolge die flüssige Phase im Verlauf der Verfestigung des halbgeschmolzenen Gießmaterials in ausreichendem Maße um die feste Phase, und verfestigt sich anschließend. Aus diesem Grund wird die Bildung von Lufteinschlüssen im Mikrometermaßstab im Gießprodukt verhindert. Zusätzlich kann durch Einstellung der eutektischen Kristallmenge Ec in den oben beschriebenen Bereich die Menge der präzipitierten Graphitphasen reduziert werden. Folglich ist es möglich, die mechanischen Eigenschaften des Gießproduktes, d.h. die Zugfähigkeit, den Young'schen Modul, die Ermüdungsfestigkeit, und dergleichen zu erhöhen.

In einem Gießmaterial, in welchem die eutektische Kristallmenge in oben beschriebenem Bereich liegt, kann die Gießtemperatur (Temperatur des halbgeschmolzenen Gießmaterials, wobei diese Bezeichnung nachfolgend weiterhin verwendet wird) des Gießmaterials erniedrigt werden, wodurch sich die Lebensdauer der Gießform verlängert.

Liegt die eutektische Kristallmenge Ec jedoch in einem Bereich von Ec ≤ 10 Gew.-%, so nähert sich aufgrund der geringen eutektischen Kristallmenge Ec die Gießtemperatur des Gießmaterials der Temperatur der Liquiduskurve an, weshalb sich die Wärmebelastung für eine Vorrichtung, welche dem Transport des Materials in eine Druckgussvorrichtung dient, erhöht. Folglich kann das Thixo-Gießen nicht ausgeführt werden. Andererseits ergibt sich, wie oben beschrieben, ein Nachteil, wenn Ec ≥ 50 Gew.-% ist.

Es ist eine Aufgabe der vorliegenden Erfindung, ein Gießprodukt auf Fe-Basis des oben beschriebenen Typs bereitzustellen, in welchem die Menge der durch thermische Behandlung gebildeten Graphitphasen im Wesentlichen konstant ist, weshalb die Menge der durch Gießen gebildeten Graphitphasen bis zu einem vorbestimmten Wert abgesenkt werden kann, wodurch infolge der thermischen Behandlung die Erhöhung der mechanischen Festigkeit realisiert wird.

Um obige Aufgabe zu erfüllen, wird erfindungsgemäß ein Gießprodukt auf Fe-Basis bereitgestellt, welches unter Anwendung eines Thixo-Gießverfahrens aus einer Legierung auf Fe-C-Si-Basis als Gießmaterial hergestellt wird, gefolgt von einer feinsphäroidisierenden thermischen Behandlung von Carbid, wobei ein Flächenanteil A1 an Graphitphasen, welche in einer Metalltextur des Gießproduktes vorhanden sind, in einen Bereich von A1 < 5% eingestellt wird, wobei das Gießprodukt aus 1.45 Gew.-% ≤ C ≤ 3.03 Gew.-% an Kohlenstoff, 0.7 Gew.-% ≤ Si ≤ 3 Gew.-% an Silizium und einem Rest an Eisen, einschließlich unvermeidbarer Verunreinigungen, besteht, und eine eutektische Kristallmenge Ec in einem Bereich von Ec < 50 Gew.-% aufweist.

Mit obiger Konfiguration des Gießproduktes auf Fe-Basis, d.h. mit einem Flächenanteil A1 der Graphit-Phase nach dem Gießen von weniger als 5%, kann nach thermischer Behandlung der Flächenanteil A2 der Graphitphasen auf einen Wert im Bereich von A2 < 8% abgesenkt werden, wodurch die mechanische Festigkeit, insbesondere der Young'sche Modul, des Gießproduktes auf Fe-Basis auf ein Maß erhöht wird, welches höher liegt als beispielsweise jenes eines Gusseisens mit Kugelgraphit.

Bei einem Flächenanteil A1 der Graphitphasen von 0.3% nach dem Gießen kann der Flächenanteil A2 der Graphitphasen nach thermischer Behandlung auf einen Wert von 1.4% abgesenkt werden, wodurch der Young'sche Modul des Gießproduktes auf Fe-Basis auf das gleiche Maß wie jenes eines Kohlenstoffstahls für eine mechanische Struktur erhöht wird.

Beträgt der Flächenanteil A1 der Graphitphasen nach dem Gießen jedoch 5% oder mehr, so ist die mechanische Festigkeit des Gießproduktes auf Fe-Basis nach thermischer Behandlung im Wesentlichen gleich oder niedriger als jene des Gusseisens mit Kugelgraphit.

Es ist eine Aufgabe der vorliegenden Erfindung, ein Thixo-Gießverfahren des oben beschriebenen Typs bereitzustellen, welches die Massenproduktion eines Gießproduktes auf Fe-Basis der oben beschriebenen Konfiguration gestattet.

Um obige Aufgabe zu erfüllen, wird erfindungsgemäß ein Thixo-Gießverfahren bereitgestellt, umfassend einen ersten Schritt des Einfüllens eines halbgeschmolzenen Gießmaterials einer Legierung auf Fe-C-Si-Basis, welche eine eutektische Kristallmenge Ec von weniger als 50 Gew.-% aufweist, in eine Gießform, einen zweiten Schritt des Verfestigens des Gießmaterials, um ein Gießprodukt auf Fe-Basis bereitzustellen, einen dritten Schritt des Kühlens des Gießproduktes auf Fe-Basis, wobei im zweiten Schritt eine mittlere Verfestigungsrate Rs des Gießmaterials in einen Bereich von Rs ≥ 500°C/min eingestellt wird, und im dritten Schritt eine mittlere Kühlrate Rc zum Kühlen auf einen Temperaturbereich zur Vervollständigung der eutektischen Umwandlung des Gießproduktes auf Fe-Basis in einen Bereich von Rc ≥ 900°C/min eingestellt wird, wobei das Gießmaterial aus 1.45 Gew.-% < C < 3.03 Gew.-% an Kohlenstoff, 0.7 Gew.-% ≤ Si ≤ 3 Gew.-% an Silizium und einem Rest an Eisen, einschließlich unvermeidbarer Verunreinigungen, besteht.

Die eutektische Kristallmenge Ec ist mit dem Flächenanteil der Graphitphasen verknüpft. Aus diesem Grund kann die Menge der in dem Gießprodukt auf Fe-Basis kristallisierten Graphitphasen, wenn die eutektische Kristallmenge Ec auf einen Wert von weniger als 50 Gew.-% und die mittlere Verfestigungsrate Rs auf einen Wert von 500°C/min oder höher eingestellt wird, auf einen Wert im Bereich von A1 < 5% erniedrigt werden, was den Flächenanteil A1 betrifft. Wird die mittlere Kühlrate Rc in einen Bereich von Rc ≥ 900°C/min eingestellt, so kann die Präzipitation der Graphitphasen in dem Gießprodukt auf Fe-Basis verhindert und der Flächenanteil A1 der Graphitphasen während der Verfestigung im Bereich von A1 < 5% aufrechterhalten werden.

Liegt die eutektische Kristallmenge Ec jedoch in einem Bereich von Ec ≥ 50 Gew.-%, so setzt dies für den Flächenanteil A1 der Graphitphasen einen Wert im Bereich von A1 ≥ 5% voraus, selbst wenn die mittlere Verfestigungsrate Rs und die mittlere Kühlrate Rc im Bereich von Rs ≥ 500°C/min bzw. im Bereich Rc ≥ 900°C/min eingestellt werden. Liegt die mittlere Verfestigungsrate Rs in einem Bereich von Rs < 500°C/min, so setzt dies für den Flächenanteil A1 der Graphitphasen einen Wert im Bereich von A1 ≥ 5% voraus, selbst wenn die eutektische Kristallmenge Ec im Bereich von Ec < 50 Gew.-% eingestellt wird. Ein Flächenanteil A1 der Graphitphasen von weniger als 5% kann weiterhin nicht aufrechterhalten werden, wenn die mittlere Kühlrate Rc in einem Bereich von Rc < 900°C/min liegt.

1 ist eine Schnittansicht einer Druckgussvorrichtung;

2 ist eine graphische Darstellung, welche die Beziehung zwischen den C- und Si-Gehalten und der eutektischen Kristallmenge Ec veranschaulicht;

3 ist eine Verteilungskurve latenter Wärme eines Beispiels 1 einer Legierung auf Fe-C-Si-Basis;

4 ist eine Verteilungskurve latenter Wärme eines Beispiels 3 einer Legierung auf Fe-C-Si-Basis;

5 ist eine Fotomikrographie der Textur eines Beispiels 3 eines Gießproduktes auf Fe-Basis;

6 ist eine Fotomikrographie der Textur eines Beispiels 7 eines Gießproduktes auf Fe-Basis;

7 ist eine Fotomikrographie der Textur eines Beispiels 10 eines Gießproduktes auf Fe-Basis;

8 ist eine Fotomikrographie der Textur eines Beispiels 11 eines Gießproduktes auf Fe-Basis;

9 ist eine graphische Darstellung, welche die Beziehung zwischen der eutektischen Kristallmenge Ec, dem Young'schen Modul E und der Zugfestigkeit &sgr;b veranschaulicht;

10 ist eine graphische Darstellung, welche die Beziehung zwischen der eutektischen Kristallmenge Ec und den Flächenanteilen A1 und A2 der Graphitphasen veranschaulicht;

11 ist eine graphische Darstellung, welche den Young'schen Modul E verschiedener Gießprodukte (thermisch behandelte Produkte) zeigt;

12 ist eine graphische Darstellung, welche die Beziehung zwischen der mittleren Verfestigungsrate Rs sowie der mittleren Kühlrate Rc und dem Flächenanteil A1 der Graphitphasen veranschaulicht;

13 ist eine Fotomikrographie einer Textur eines Beispiels 2 eines Gießproduktes auf Fe-Basis (ursprüngliches Gießprodukt) nach dessen Polierung;

14A ist eine Fotomikrographie einer Textur des Beispiels 2 des Gießproduktes auf Fe-Basis (ursprüngliches Gießprodukt) nach dessen Ätzung;

14B ist eine Pauszeichnung eines in 14A dargestellten wesentlichen Teils;

15 ist eine Fotomikrographie einer Textur eines Beispiels 2 eines Gießproduktes auf Fe-Basis (eines thermisch behandelten Produktes);

16A ist eine Fotomikrographie einer Textur des Beispiels 24 eines Gießproduktes auf Fe-Basis (ursprüngliches Gießprodukt) nach dessen Ätzung;

16B ist eine Pauszeichnung eines in 16A dargestellten wesentlichen Teils; und

17 ist eine graphische Darstellung, welche die Beziehung zwischen den C- und Si-Gehalten und der eutektischen Kristallmenge Ec veranschaulicht.

Eine in 1 dargestellte Druckgussvorrichtung 1 wird verwendet, um unter Anwendung eines Thixo-Gießverfahrens, welches ein Gießmaterial verwendet, ein Gießprodukt herzustellen. Die Druckgussvorrichtung 1 enthält eine Gießform m, welche eine stationäre Matrize 2 und eine bewegliche Matrize 3 umfasst, die vertikal aneinander liegende. Oberflächen 2a bzw. 3a aufweisen. Auf diese Weise wird ein Gießprodukt-bildender Hohlraum 4 zwischen den beiden aneinander liegenden Oberflächen 2a und 3a definiert. Eine Kammer 6 ist in der stationären Matrize 2 derart definiert, dass ein kurzes zylindrisches halbgeschmolzenes Gießmaterial 5 lateral in der Kammer 6 platziert ist. Die Kammer 6 steht mit dem Hohlraum 4 über einen Eingusskanal 7 in Verbindung. Eine Hülse 8 ist horizontal an die stationäre Matrize 2 montiert, um mit der Kammer 6 in Verbindung zu stehen, und ein Druckkolben 9 ist gleitbar in der Hülse 8 aufgenommen und angepasst, um in die Kammer 6 insertiert und daraus entfernt zu werden. Die Hülse 8 weist im oberen Teil einer peripheren Wand einen Materialeinlass 10 auf. Verbindungen zum Durchleiten von Kühlflüssigkeit Cc werden in jeder der stationären und beweglichen Matrizen 2 und 3 in der Nähe des Hohlraums 4 bereitgestellt.

(BEISPIEL 1)

2 zeigt die Beziehung zwischen den C- und Si-Gehalten und der eutektischen Kristallmenge Ec in einer Legierung auf Fe-C-Si-Basis, welche als Thixo-Gießmaterial dient.

In 2 existiert eine 10 Gew.-% eutektische Linie mit einer eutektischen Kristallmenge Ec von 10 Gew.-% benachbart zu einer Stelle hoher C-Dichte einer Soliduskurve, und eine 50 Gew.-% eutektische Linie mit einer eutektischen Kristallmenge Ec von 50 Gew.-% benachbart zu einer Stelle niedriger C-Dichte einer 100 Gew.-% eutektischen Linie mit einer eutektischen Kristallmenge Ec von 100 Gew.-%. Drei Linien zwischen der 10 Gew.-% eutektischen Linie und der 50 Gew.-% eutektischen Linie entsprechen, von der Seite der 10 Gew.-% eutektischen Linie aus betrachtet, den 20, 30 bzw. 40 Gew.-% eutektischen Linien.

Ein Zusammensetzungsbereich für die Legierung auf Fe-C-Si-Basis ist ein Bereich, in welchem die eutektische Kristallmenge Ec in einem Bereich von 10 Gew.-% < Ec < 50 Gew.-% liegt, und liegt folglich in einem Bereich zwischen der 10 Gew.-% eutektischen Linie und der 50 Gew.-% eutektischen Linie. Zusammensetzungen auf der 10 Gew.-% eutektischen Linie und der 50 Gew.-% eutektischen Linie sind jedoch ausgeschlossen.

Beträgt der Gehalt an C weniger als 1.8 Gew.-%, so muss die Gießtemperatur der Legierung auf Fe-C-Si-Basis erhöht werden, selbst wenn der Gehalt an Si und die eutektische Kristallmenge erhöht sind. Folglich verringert sich der Vorteil des Thixo-Gießens. Andererseits, wenn C > 2.5 Gew.-% ist, erhöht sich die Menge an Graphit, weshalb sich der Effekt der thermischen Behandlung eines Gießproduktes auf Fe-Basis tendenziell verringert. Beträgt der Gehalt an Si weniger als 1.4 Gew.-%, so bewirkt dies, wie wenn C < 1.8 Gew.-% ist, einen Anstieg der Gießtemperatur. Andererseits, wenn Si > 3 Gew.-% ist, wird Siliziumferrit gebildet, weshalb sich die mechanischen Eigenschaften des Gießproduktes auf Fe-Basis tendenziell verringern.

Werden diese Aspekte berücksichtigt, so liegt ein bevorzugter Zusammensetzungsbereich für die Legierung auf Fe-C-Si-Basis innerhalb der Fläche einer im Wesentlichen hexagonalen Figur vor, welche durch Verbinden eines Koordinatenpunktes a1 (1.98, 1.4), eines Koordinatenpunktes a2 (2.5, 1.4), eines Koordinatenpunktes a3 (2.5, 2.6), eines Koordinatenpunktes a4 (2.42, 3), eines Koordinatenpunktes a5 (1.8, 3) und eines Koordinatenpunktes a6 (1.8, 2.26) erhalten wird, wenn in 2 der C-Gehalt auf einer x-Achse und der Si-Gehalt auf einer y-Achse aufgetragen wird. Zusammensetzungen an den Punkten a3 und a4, welche auf der 50 Gew.-% eutektischen Linie und auf einem Linienabschnitt b1, welcher die Punkte a3 und a4 verbindet, vorliegen, und Zusammensetzungen an den Punkten a1 und a6, welche auf der 10 Gew.-% eutektischen Linie und auf einem Linienabschnitt b2, welcher die Punkte a1 und a6 verbindet, vorliegen, sind jedoch von den Zusammensetzungen in jenem Umriss b der Figur ausgeschlossen, welcher die Grenze des Zusammensetzungsbereichs anzeigt.

Es ist wünschenswert, dass die Festphasemenge R einer halbgeschmolzenen Legierung auf Fe-C-Si-Basis in einem Bereich von R > 50% liegt. Folglich kann die Gießtemperatur in einen niedrigeren Temperaturbereich verlagert werden, um die Lebensdauer der Druckgussvorrichtung zu verlängern. Liegt die Festphasenmenge R in einem Bereich von R ≤ 50%, so erhöht sich die Menge der flüssigen Phase, weshalb, wenn die kurze säulenförmige halbgeschmolzene Legierung auf Fe-C-Si-Basis in longitudinaler Weise transportiert wird, die selbsttragenden Eigenschaften der Legierung und auch die Handhabbarkeit der Legierung herabgesetzt werden.

Tabelle 1 zeigt die Zusammensetzung (der Rest Fe schließt P und S als unvermeidbare Verunreinigungen ein), die eutektische Temperatur, die eutektische Kristallmenge Ec und die Gießtemperatur für die Beispiele 1–10 der Legierungen auf Fe-C-Si-Basis.

Die Beispiele 1–10 sind auch in 2 dargestellt.

Bei Ausführung der Kalorimetrie für die Beispiele 1–10 wurde entdeckt, dass infolge des Schmelzens eines eutektischen Kristalls ein abgewinkelter endothermer Abschnitt in jeder Verteilungskurve latenter Wärme vorhanden ist. 3 zeigt eine Verteilungskurve latenter Wärme d für das Beispiel 1, und 4 zeigt eine Verteilungskurve latenter Wärme d für das Beispiel 3. In den 3 und 4 weist e auf den abgewinkelten endothermen Abschnitt hin, welcher infolge Schmelzen des eutektischen Kristalls entsteht.

Zur Herstellung eines Gießproduktes auf Fe-Basis mittels Gießverfahren wurde ein dem Erhitzen/Transport dienender Substrathalter vorbereitet, welcher eine Überzugsschicht, bestehend aus einem unteren Schichtanteil, hergestellt aus einem Nitrid, und einem oberen Schichtanteil, hergestellt aus Graphit, aufwies, und welcher auf der Innenwand eines aus JIS SUS304 hergestellten Körpers bereitgestellt wurde. Beispiel 3 der sich in dem Substrathalter befindlichen Legierung auf Fe-C-Si-Basis wurde durch Induktionsheizen auf 1220°C erwärmt, was eine Gießtemperatur darstellte, welche die Herstellung einer halbgeschmolzenen Legierung mit nebeneinander vorliegenden festen und flüssigen Phasen gestattet. Die Festphasenmenge R der halbgeschmolzenen Legierung betrug 70%.

Anschließend wurde die Temperatur der in 1 dargestellten stationären und beweglichen Matrizen 2 und 3 in der Druckgussvorrichtung 1 kontrolliert, die halbgeschmolzene Legierung 5 aus dem Substrathalter entfernt und in Kammer 6 platziert. Danach wurde der Druckkolben 9 betrieben, um die Legierung 5 in den Hohlraum 4 einzufüllen. Hierbei betrug der Einfülldruck der halbgeschmolzenen Legierung 5 36 MPa. Durch Zurückhalten des Druckkolbens 9 am terminalen Ende des Kolbenhubs wurde eine Druckkraft auf die in den Hohlraum 4 eingefüllte Legierung 5 ausgeübt, und die halbgeschmolzene Legierung 5 unter Ausübung der Druckkraft verfestigt, um Beispiel 3 eines Gießproduktes auf Fe-Basis bereitzustellen.

Im Falle von Beispiel 1 der Legierung auf Fe-C-Si-Basis konnte das Thixo-Gießen, wie aus Tabelle 1 ersichtlich, infolge teilweisen Schmelzens des dem Erhitzen/Transport dienenden Substrathalters nicht ausgeführt werden, was sich darauf zurückführen lässt, dass die eutektische Kristallmenge Ec 10 Gew.-% oder weniger betrug, weshalb sich die Gießtemperatur auf einen Wert von 1400°C oder mehr erhöhte und sich der Temperatur der Liquiduskurve annäherte. Daraufhin wurden die Beispiele 2 und 4–10 der Gießprodukte auf Fe-Basis in oben beschriebener Weise hergestellt, außer dass die Beispiele 2 und 4–10 mit Ausnahme von Beispiel 1 verwendet wurden und die Gießtemperatur je nach Bedarf variiert wurde.

Anschließend wurden die Beispiele 2–10 der Gießprodukte auf Fe-Basis unter den Bedingungen von Atmosphärendruck, 800°C, 20 Minuten und Luftkühlung einer thermischen Behandlung unterzogen.

5 ist eine Fotomikrographie einer Textur von Beispiel 3 des Gießproduktes auf Fe-Basis nach dessen thermischer Behandlung. Wie aus 5 ersichtlich ist, weist Beispiel 3 eine intakte Metalltextur auf. Die schwarzen punktförmigen Anteile in 5 sind dünne Graphitphasen. Auch die Beispiele 2 und 4–6 der Gießprodukte weisen eine Metalltextur auf, die jener von Beispiel 3 im Wesentlichen ähnelt. Dies lässt sich auf die Tatsache zurückführen, dass die eutektische Kristallmenge Ec der Legierung auf Fe-C-Si-Basis in einem Bereich von 10 Gew.-% < Ec < 50 Gew.-% liegt.

6 ist eine Fotomikrographie einer Textur von Beispiel 7 des Gießproduktes auf Fe-Basis nach dessen thermischer Behandlung, und 7 ist eine Fotomikrographie einer Textur von Beispiel 10 des Gießproduktes auf Fe-Basis nach dessen thermischer Behandlung. Wie aus den 6 und 7 ersichtlich ist, liegt in den Beispielen 7 und 10 eine große Menge an Graphitphasen vor, angezeigt durch schwarze punktförmige Anteile und schwarze inselförmige Anteile. Dies lässt sich auf die Tatsache zurückführen, dass die eutektische Kristallmenge Ec in den Beispielen 7 und 10 der Legierungen auf Fe-C-Si-Basis in einem Bereich von Ec ≥ 50 Gew.-% liegt.

Unter Verwendung von Beispiel 3 der Legierung auf Fe-C-Si-Basis wurde unter Anwendung eines Schmelzherstellungsverfahrens bei einer Temperatur des geschmolzenen Metalls von 1400°C zum Vergleich Beispiel 11 eines Gießproduktes auf Fe-Basis hergestellt. 8 ist eine Fotomikrographie einer Textur von Beispiel 11. Wie aus 8 ersichtlich ist, liegt in Beispiel 11 eine große Menge an Graphitphasen vor, angezeigt durch dicke schwarze linienförmige Anteile und schwarze inselförmige Anteile.

Anschließend wurden der Flächenanteil der Graphitphasen, der Young'sche Modul E und die Zugfestigkeit für die Beispiele 2–10 der Gießprodukte auf Fe-Basis nach deren thermischer Behandlung und für Beispiel 11 des Gießproduktes nach dessen Erzeugung im Gießverfahren gemessen. Hierbei wurde der Flächenanteil der Graphitphasen unter Verwendung einer Bildanalysevorrichtung (IP-1000PC, hergestellt von Asahi Kasei, Co.) durch Polieren eines Probenkörpers ohne Ätzen desselben bestimmt. Dieses Verfahren zur Bestimmung des Flächenanteils der Graphitphasen wird auch für nachfolgend beschriebene Beispiele verwendet. Tabelle 2 zeigt die Ergebnisse.

Tabelle 2

9 ist eine graphische Darstellung, welche auf den Tabellen 1 und 2 basiert und die Beziehung zwischen der eutektischen Kristallmenge Ec, dem Young'schen Modul E und der Zugfestigkeit &sgr;b veranschaulicht. Wie aus 9 ersichtlich ist, weist jedes der Beispiele 2–6 der Gießprodukte auf Fe-Basis, welche unter Verwendung der Beispiele 2–6 der Legierungen auf Fe-C-Si-Basis mit der eutektischen Kristallmenge Ec, die in einen Bereich von 10 Gew.-% < Ec < 50 Gew.-% eingestellt ist, hergestellt wurden, verglichen mit den Beispielen 7–10 der Gießprodukte auf Fe-Basis mit der eutektischen Kristallmenge Ec von 50 Gew.-% oder höher, hervorragende mechanische Eigenschaften auf. Es ist ebenfalls ersichtlich, dass Beispiel 3 des Gießproduktes auf Fe-Basis, verglichen mit Beispiel 11 des Gießproduktes auf Fe-Basis, welches unter Verwendung des gleichen Materials wie Beispiel 3 mittels Schmelzherstellungsverfahren hergestellt wurde, bemerkenswert verbesserte mechanische Eigenschaften aufweist.

[BEISPIEL II]

Tabelle 3 zeigt den C- und Si-Gehalt (der Rest ist Eisen einschließlich unvermeidbarer Verunreinigungen), die eutektische Kristallmenge Ec, die Temperatur der Liquiduskurve, die eutektische Temperatur und die Temperatur der vollständigen eutektischen Umwandlung für die Beispiele 1–9 des jeweils aus einer Legierung auf Fe-C-Si-Basis gebildeten Gießmaterials.

Unter Verwendung der Beispiele 1–8 der Gießmaterialien wurden durch Anwendung eines Thixo-Gießverfahrens, welches nachfolgend beschrieben wird, zunächst die Beispiele 1–8 der Gießprodukte hergestellt.

(a) Erster Schritt

Zur Herstellung eines halbgeschmolzenen Gießmaterials 5, in welchem feste und flüssige Phasen nebeneinander vorliegen, wurde das Gießmaterial 5 durch Induktionserhitzen auf 1220°C erwärmt. Die Festphasenmenge R dieses Materials 5 betrug 70%. Anschließend wurde die Temperatur der in 1 dargestellten stationären und beweglichen Matrizen 2 und 3 in der Druckgussvorrichtung 1 kontrolliert. Das halbgeschmolzene Gießmaterial 5 wurde in Kammer 6 platziert, und der Druckkolben 9 betrieben, um das Gießmaterial 5 in den Hohlraum 4 einzufüllen. Hierbei betrug der Einfülldruck des halbgeschmolzenen Gießmaterials 5 36 MPa.

(b) Zweiter Schritt

Durch Zurückhalten des Druckkolbens 9 am terminalen Ende des Kolbenhubs wurde eine Druckkraft auf das in den Hohlraum 4 eingefüllte Gießmaterial 5 ausgeübt, und das halbgeschmolzene Gießmaterial 5 unter Ausübung der Druckkraft verfestigt, um ein Gießprodukt bereitzustellen. Hierbei wurde die mittlere Verfestigungsrate Rs des halbgeschmolzenen Gießmaterials 5 auf 600°C/min eingestellt.

(c) Dritter Schritt

Das Gießprodukt wurde auf etwa 400°C abgekühlt und anschließend aus der Gießform freigesetzt. Hierbei wurde die mittlere Kühlrate Rc auf den Temperaturbereich der vollständigen eutektischen Umwandlung des Gießproduktes in einen Bereich von Rc ≥ 1304°C/min eingestellt. Die Temperaturen der vollständigen eutektischen Umwandlung der Beispiele 1–8 der Gießprodukte sind in Tabelle 9 dargestellt, wobei eine Temperatur von etwa 100°C unterhalb der Temperatur der vollständigen eutektischen Umwandlung und eine Temperatur nahe dieser Temperatur als Temperaturbereich der vollständigen eutektischen Umwandlung definiert sind.

Anschließend wurde unter Verwendung von Beispiel 9 des Gießmaterials unter Anwendung eines Druckgussverfahrens, welches nachfolgend beschrieben wird, Beispiel 9 eines dem Beispiel 9 des Gießmaterials entsprechenden Gießproduktes hergestellt.

(a) Erster Schritt

Zur Herstellung eines geschmolzenen Metalls, welches eine Festphasenmenge von 0% aufweist, wurde das Gießmaterial bei 1400°C geschmolzen. Anschließend wurde die Temperatur der in 1 dargestellten stationären und beweglichen Matrizen 2 und 3 in der Druckgussvorrichtung 1 kontrolliert, und das geschmolzene Metall in der Kammer 6 zurückgehalten. Zum Einfüllen des geschmolzenen Metalls in den Hohlraum 4 wurde der Druckkolben 9 betrieben. Hierbei betrug der Einfülldruck des geschmolzenen Metalls 36 MPa.

(b) Zweiter Schritt

Durch Zurückhalten des Druckkolbens 9 am terminalen Ende des Kolbenhubs wurde eine Druckkraft auf das in den Hohlraum 4 eingefüllte geschmolzene Metall ausgeübt, und das geschmolzene Metall unter Ausübung der Druckkraft verfestigt, um ein Gießprodukt bereitzustellen. Hierbei wurde die mittlere Verfestigungsrate Rs des geschmolzenen Metalls auf 600°C/min eingestellt.

(c) Dritter Schritt

Das Gießprodukt wurde auf etwa 400°C abgekühlt und anschließend aus der Gießform freigesetzt. Hierbei wurde die mittlere Kühlrate Rc auf den Temperaturbereich der vollständigen eutektischen Umwandlung des Gießproduktes ebenfalls in einen Bereich von Rc ≥ 1304°C/min eingestellt.

Der Flächenanteil A1 an Graphitphasen in den Beispielen 1–9 der Gießprodukte, nämlich die ursprünglichen Gießprodukte, wurde gemessen.

Jedes der Beispiele 1–9 der ursprünglichen Gießprodukte wurde einer thermischen Behandlung unterzogen, um die Feinsphäroidisierung von Carbid, hauptsächlich von Cementit, zu bewirken, wobei anschließend für jedes der Beispiele 1–9 der aus der thermischen Behandlung resultierenden Gießprodukte, nämlich der thermisch behandelten Produkte, der Flächenanteil A2 an Graphit gemessen und der Young'sche Modul E, die Zugfestigkeit und die Härte bestimmt wurde.

Tabelle 4 zeigt die Bedingungen der thermischen Behandlung für die ursprünglichen Gießprodukte.

Tabelle 4

Tabelle 5 zeigt den Flächenanteil A1 an Graphit in den Beispielen 1–9 der ursprünglichen Gießprodukte, sowie den Flächenanteil A2 an Graphit in den Beispielen 1–9 der thermisch behandelten Produkte, den Young'schen Modul E, die Zugfestigkeit und die Härte.

10 ist eine graphische Darstellung, welche auf den Tabellen 3 und 5 basiert und die Beziehung zwischen der eutektischen Kristallmenge Ec und den Flächenanteilen A1 und A2 an Graphit in den ursprünglichen Gießprodukten und den thermisch behandelten Produkten veranschaulicht. Aus 10 geht hervor, dass sich die Menge an Graphit erhöht, wenn das ursprüngliche Gießprodukt der thermischen Behandlung unterzogen wird.

11 ist eine graphische Darstellung, welche auf Tabelle 4 basiert und die Beziehung zwischen dem Flächenanteil A2 an Graphit und dem Young'schen Modul E für die Beispiele 1–9 der thermisch behandelten Produkte veranschaulicht.

Wie aus 11 ersichtlich ist, kann, wenn der Flächenanteil A2 an Graphit in einen Bereich von A2 < 8% eingestellt wird, der Young'sche Modul E verlässlich auf einen Wert von E ≥ 170 GPa erhöht werden, welcher höher ist als jener eines Gusseisens mit Kugelgraphit (E = 162 GPa), wie in den Beispielen 1–5 der thermisch behandelten Produkte. Um dies zu verwirklichen, besteht die Notwendigkeit, den Flächenanteil A, an Graphit im ursprünglichen Gießprodukt bei einer eutektischen Kristallmenge Ec von weniger als 50 Gew.-% in einen Bereich von A1 < 5% einzustellen, wie in 10 dargestellt.

Wie aus 11 zusätzlich ersichtlich ist, kann, wenn der Flächenanteil A2 an Graphit in einen Bereich von A2 ≤ 1.4% eingestellt wird, der Young'sche Modul E auf einen Wert von E ≥ 200 GPa erhöht werden, welcher genauso hoch ist wie jener von Kohlenstoffstahl für eine mechanische Struktur (E = 202 GPa), wie in Beispiel 1 der thermisch behandelten Produkte. Um dies zu verwirklichen, besteht die Notwendigkeit, den Flächenanteil A1 an Graphit im ursprünglichen Gießprodukt bei einer eutektischen Kristallmenge Ec von weniger als 50 Gew.-% in einen Bereich von A1 ≤ 0.3% einzustellen, wie in 10 dargestellt.

Unter Verwendung von Beispiel 2 des Gießmaterials wurde anschließend ein dem oben beschriebenen Gießmaterial ähnliches Gießmaterial einem Thixo-Gießverfahren unterzogen, um die Beziehung zwischen der mittleren Verfestigungsrate Rs sowie der mittleren Kühlrate Rc und dem Flächenanteil A1 an Graphit zu untersuchen, wobei die in Tabelle 6 dargestellten Ergebnisse erhalten wurden.

Tabelle 6

12 ist eine graphische Darstellung, welche auf Tabelle 6 basiert und die Beziehung zwischen der mittleren Verfestigungsrate Rs sowie der mittleren Kühlrate Rc und dem Flächenanteil A1 an Graphit veranschaulicht. Um den Flächenanteil A1 an Graphit im ursprünglichen Gießprodukt auf einen Wert von weniger als 5% zu bringen, besteht, wie aus 12 ersichtlich ist, die Notwendigkeit, die mittlere Verfestigungsrate Rs in einen Bereich von Rs ≥ 500°C/min und die mittlere Kühlrate Rc in einen Bereich von Rc ≥ 900°C/min einzustellen. Eine höhere mittlere Verfestigungsrate Rs wird, wie oben beschrieben, durch Verwendung einer Gießform erzielt, welche einen hohen Koeffizienten für die Wärmeleitfähigkeit aufweist, wie beispielsweise Gießformen aus Metall, Graphit und dergleichen.

Die 13 und 14 sind Fotomikrographien einer Textur des Beispiels 2 des ursprünglichen Gießproduktes. 13 entspricht dem ursprünglichen Gießprodukt nach dessen Polierung, 14A dem ursprünglichen Gießprodukt nach dessen Ätzung mittels einer Salpeterflüssigkeit. Die schwarzen punktförmigen Anteile in 13 sind dünne Graphitanteile, wobei der Flächenanteil A1 an Graphit 0.4% beträgt. Es wird beobachtet, dass die vernetzten Cementitanteile in den 14A und 14B um inselförmige Martensitanteile herum verteilt vorliegen.

15 ist eine Fotomikrographie einer Textur des Beispiels 2 (vgl. Tabelle 5) des thermisch behandelten Produktes, welches dadurch erhalten wird, dass Beispiel 2 des ursprünglichen Gießproduktes der thermischen Behandlung unterzogen wird. Die schwarzen punktförmigen und linienförmigen Anteile in 15 sind Graphitanteile, wobei der Flächenanteil A2 an Graphit 2% beträgt. Ein hellgrauer Anteil ist ein Ferritanteil, und ein dunkelgrauer flächenförmiger Anteil ist ein Perlitanteil.

16A ist eine Fotomikrographie einer Textur des Beispiels 24 des ursprünglichen Gießproduktes, nachdem dieses mittels einer Salpeterflüssigkeit geätzt wurde. In den 16A und 16B werden kleine Mengen an vernetzten Cementitanteilen und relativ großen Mengen an großen und kleinen Graphitanteilen beobachtet. Der Flächenanteil A1 an Graphit beträgt hierbei 6.1 %.

17 zeigt die Beziehung zwischen dem C- und Si-Gehalt und der eutektischen Kristallmenge Ec in einem Gießmaterial, welches aus einer Legierung auf Fe-C-Si-Basis gebildet wurde.

Erfindungsgemäß wird als Gießmaterial eine Legierung auf Fe-C-Si-Basis verwendet, welche 1.45 Gew.-% < C < 3.03 Gew.-%, 0.7 Gew.-% ≤ Si ≤ 3 Gew.-% und einen Rest an Eisen, das unvermeidbare Verunreinigungen enthält, umfasst, und welche eine eutektische Kristallmenge Ec von weniger als 50 Gew.-% aufweist. Dieser Zusammensetzungsbereich befindet sich innerhalb der Fläche einer Figur, welche im Wesentlichen ein Parallelogramm darstellt und durch Verbinden eines Koordinatenpunktes a1 (1.95, 0.7), eines Koordinatenpunktes a2 (3.03, 0.7), eines Koordinatenpunktes a3 (2.42, 3), eines Koordinatenpunktes a4 (1.45, 3), und eines Koordinatenpunktes a5 (1.8, 3) bereitgestellt wird, wenn in 17 der C-Gehalt auf einer x-Achse und der Si-Gehalt auf einer y-Achse aufgetragen wird. Zusammensetzungen an den Punkten a2 und a3, welche auf der 50 Gew.-% eutektischen Linie und auf einem Linienabschnitt b1, welcher die Punkte a2 und a3 verbindet, vorliegen, und Zusammensetzungen an den Punkten a1 und a4, welche auf der 0 Gew.-% eutektischen Linie und auf einem Linienabschnitt b2, welcher die Punkte a1 und a4 verbindet, vorliegen, sind jedoch von den Zusammensetzungen in jenem Umriss b der Figur ausgeschlossen, welcher die Grenze des Zusammensetzungsbereichs anzeigt.

Beträgt die eutektische Kristallmenge Ec 50 Gew.-% oder mehr, erhöht sich jedoch die Menge an Graphit. Andererseits bildet sich kein Carbid, wenn Ec 0 Gew.-% ist. Beträgt der Gehalt an Si weniger als 0.7 Gew.-%, bedingt dies einen Anstieg der Gießtemperatur. Andererseits, wenn Si > 3 Gew.-% ist, bildet sich Siliziumferrit, weshalb sich die mechanischen Eigenschaften eines hergestellten Gießproduktes tendenziell verringern.


Anspruch[de]
  1. Thixo-Gießmaterial, welches aus einer Legierung auf Fe-C-Si-Basis gebildet wird, in welcher infolge des Schmelzens eines eutektischen Kristalls ein abgewinkelter endothermer Abschnitt in einer Verteilungskurve latenter Wärme vorhanden ist, und in welcher eine eutektische Kristallmenge Ec in einem Bereich von 10 Gew.-% < Ec < 50 Gew.-% liegt, wobei das Material aus 1.8 Gew.-% ≤ C ≤ 2.5 Gew.-% an Kohlenstoff, 1.4 Gew.-% ≤ Si ≤ 3 Gew.-% an Silizium und einem Rest an Eisen, einschließlich unvermeidbarer Verunreinigungen, besteht.
  2. Thixo-Gießmaterial nach Anspruch 1, wobei eine Festphasenrate R des Materials in halbgeschmolzenem Zustand in einem Bereich von R > 50% eingestellt wird.
  3. Gießprodukt auf Fe-Basis, welches aus einer Legierung auf Fe-C-Si-Basis als Gießmaterial unter Anwendung eines Thixo-Gießverfahrens hergestellt wird, gefolgt von einer feinsphäroidisierenden thermischen Behandlung von Carbid, wobei ein Flächenanteil A1 an Graphitphasen, welche in einer Metalltextur des Gießproduktes vorhanden sind, in einem Bereich von A1 < 5% eingestellt wird, wobei das Gießprodukt aus 1.45 Gew.-% ≤ C ≤ 3.03 Gew.-% an Kohlenstoff, 0.7 Gew.-% ≤ Si ≤ 3 Gew.-% an Silizium und einem Rest an Eisen, einschließlich unvermeidbarer Verunreinigungen, besteht, und eine eutektische Kristallmenge Ec in einem Bereich von Ec < 50 Gew.-% aufweist.
  4. Thixo-Gießverfahren, umfassend einen ersten Schritt des Einfüllens eines halbgeschmolzenen Gießmaterials einer Legierung auf Fe-C-Si-Basis, welche eine eutektische Kristallmenge Ec von weniger als 50 Gew.-% aufweist, in eine Gießform, einen zweiten Schritt des Verfestigens des Gießmaterials, um ein Gießprodukt auf Fe-Basis bereitzustellen, einen dritten Schritt des Kühlens des Gießproduktes auf Fe-Basis, wobei im zweiten Schritt eine mittlere Verfestigungsrate Rs des Gießmaterials in einem Bereich von Rs ≥ 500°C/min eingestellt wird, und im dritten Schritt eine mittlere Kühlrate Rc zum Kühlen auf einen Temperaturbereich zur Vervollständigung der eutektischen Umwandlung des Gießproduktes auf Fe-Basis in einem Bereich von Rc ≥ 900°C/min eingestellt wird, wobei das Gießmaterial aus 1.45 Gew.-% ≤ C ≤ 3.03 Gew.-% an Kohlenstoff, 0.7 Gew.-% ≤ Si ≤ 3 Gew.-% an Silizium und einem Rest an Eisen, einschließlich unvermeidbarer Verunreinigungen, besteht.
Es folgen 17 Blatt Zeichnungen






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