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Kraftfahrzeug-Zylinderköpfe werden gewöhnlich durch einen Gußprozeß in Legierungen der
Aluminium-Silizium-Kupfer-Klasse gefertigt. Wenn die den Zylinderköpfen auferlegte
mechanische Belastung extrem ist wird die Verwendung von Wärmebehandlungen als Mittel
zur Verbesserung der Qualitäten der Legierungen notwendig.
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Die vorliegende Erfindung betrifft eine für die Produktion dieser Zylinderköpfe verbesserte
Legierung der Aluminium-Silizium-Kupfer-Klasse, die bessere mechanische Eigenschaften
bietet als jene, die in den traditionell verwendeten Legierungen erhalten werden, und somit die
Notwendigkeit zur Wärmebehandlung los wird.
Allgemeine Beobachtungen über die Erfindung
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Kraftfahrzeughersteller nutzen traditionell zwei Legierungen für den Guß von Zylinderköpfen:
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Al-6%Si-3,5%Cu (eine Variante der Legierung AA 319) oder Al-8,5%Si-3%Cu (eine Variante
der Legierung AA 380), wie es in Tabelle I genau beschrieben ist.
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Gemäß der früheren Praxis wurden Zylinderköpfe in ihrem Rohguß-Zustand für Motoren einer
älteren Konstruktion verwendet. In Bezug auf die gegenwärtig von der Kraftfahrzeugindustrie
verwendeten Motoren erfordern die zu erreichenden Eigenschaften jedoch die Verwendung von
Lösungs- und Ausscheidungsbehandlungen.
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Die zur Herstellung von Zylinderköpfen mit oder ohne Wärmebehandlung benutzten
Legierungen sind im Wesentlichen die gleichen, und unterscheiden sich nur in den
Magnesiumgehalten, die für unbehandelte Legierungen niedriger als 0,20% und für behandelte
Legierungen zwischen 0,30% und 0,50% liegen. Dieser Anstieg im Magnesiumgehalt hilft der
Reaktion auf die Wärmebehandlung, so daß Steigerungen von Härte und mechanischer
Wiederstandsfähigkeit erhalten werden.
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Tabelle II zeigt die in diesen Legierungen minimal erhaltenen mechanischen Eigenschaftswerte,
wenn sie in Sandformen im Rohguß-Zustand gegossen werden, und nach der Lösungs- und
Ausscheidungs-Wärmebehandlung (T6).
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Die Ergebnisse zeigen daß die Wärmebehandlung die Grenzen der Wiederstandsfähigkeit, die
Fließgrenze und die Härte von Legierungen verbessert. Die Wärmebehandlungs-Stufe braucht
jedoch eine lange Zeit und ist teuer, was eine bedeutende Auswirkung auf die letztendlichen
Kosten des Bauteils hat.
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Eine andere Lösung zur Verbesserung der mechanischen Eigenschaften der Stücke ohne die
Kosten des letztendlichen Produkts anzuheben (ohne die Verwendung einer Wärmebehandlung)
wäre es die Geschwindigkeit der Abkühlung während des Erstarrens der
Aluminiumlegierungen zu steigern. Da die meisten Zylinderköpfe durch gießen in
Metallformen produziert werden, die einige Kerne aus Sand enthalten um die inneren
Hohlräume zu bilden, kann eine Steigerung in der Geschwindigkeit des Abkühlens mittels der
erzwungenen Kühlung der Metallformen erhalten werden. Es ist wichtig darauf hinzuweisen
daß dieses Vorgehen nur die Eigenschaften von den Bereichen verbessert, die mit den
gekühlten Metallformen in Berührung stehen, und selbst dann ist ihre Wirkung nur auf die
oberflächliche Schicht des Teils begrenzt.
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Die minimalen mechanischen Eigenschaften, die in Oberflächen erhalten werden welche mit
wassergekühlten Metallformen in Berührung stehen, sind in Tabelle III gezeigt.
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Die Ergebnisse in Tabelle III zeigen daß die durch eine Steigerung der Abkühlgeschwindigkeit
erhaltenen Verbesserungen beschränkter sind als jene aus der Wärmebehandlung erhaltenen.
Zusätzlich ist die Prozedur zur Steigerung der Abkühlgeschwindigkeit nicht auf Zylinderköpfe
mit einer komplexen äußeren Geometrie anwendbar, in welcher die große Mehrheit der
Oberflächen durch die Berührung des Metalls mit Sandkernen erstarrt, welche eine langsame
Abkühlgeschwindigkeit repräsentieren.
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Die vorliegende Erfindung betrifft eine Legierung, die in Relation zu jenen modifiziert ist die
traditionell in der Herstellung von Zylinderköpfen verwendet werden, und bietet im Rohguß-
Zustand mechanische Eigenschaften ähnlich jenen, die nach der Wärmebehandlung in Teilen
erhalten werden.
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Im Grunde werden die gleichen wie in Tabelle I beschriebenen Legierungen verwendet, außer
daß sie einen höheren Anteil an Kupfer (von zwischen 3,0% und 4,0% bis zu zwischen 4,0%
und 6,0%) und Magnesium (von einem Maximum von 0,5% bis zu zwischen 0,6% und 1,0%)
besitzen.
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Das auf dem größeren Kupfer- und Magnesiumgehalt beruhende Prinzip der Härtung der
Legierung betrifft die siliziumarmen und siliziumreichen Legierungen (die in Tabelle I
beschriebenen Legierungen A und B).
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Das Dokument DATABASE WPI Section Ch, Woche 199848, Derwent Publications Ltd.,
London, GB; Klasse M26, AN 1998-563579, und JP-A-10251790, legen eine Aluminium-
Basislegierung für die Herstellung von Zylinderköpfen offen, die nach Gewichtsprozenten von
4,0% bis 10% Si, von 0% bis 5,0% Cu und 0% bis 1% Mg enthält, Rest Al.
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Das Dokument US-A-4 336 076 beschreibt einen Motor-Zylinderblock, der aus einer
Aluminiumlegierung gefertigt ist die - nach Gewicht - 4 bis 14,0% Si, 1 bis 5,0% Cu und 0,2
bis 0,8% Mg enthält. Das Verfahren zur Herstellung des Zylinderblocks schließt einen
Wärmebehandlungs-Schritt nach der Formgebung einer derartigen Aluminiumlegierung ein.
Grundlagen der Erfindung
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Ingesamt sind die Mikrostrukturen der traditionell in der Herstellung von Zylinderköpfen
verwendeten Legierungen aus der α-Phase (Dendriten), dem Eutektikum α + Si, kupferreichen
Eutektika und eisenreichen, intermetallischen Phasen der Arten Al&sub5;FeSi und Al&sub1;&sub5;(Fe&sub5;Mn)&sub3;Si&sub2;
gebildet.
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Die Legierung, die Gegenstand dieser Erfindung ist, ist in Tabelle IV beschrieben.
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Die vorliegende Erfindung kann durch die beigefügten Abbildungen veranschaulicht werden:
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Die Abb. 1a und 1b zeigen typische Mikrostrukturen eines in jener in Tabelle IV
beschriebenen Legierung (entsprechend mit einem Gehalt von 4, 5% Kupfer und 0,7%
Magnesium) gegossenen Kraftfahrzeug-Zylinderkopfes.
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Die Abb. 2a und 2b stellen eine detaillierte Ansicht der in Abb. 1 zu sehenden
Mikrostrukturen bereit, welche die entsprechend an Kupfer und Magnesium reichen Eutektika
der in Tabelle IV beschriebenen Legierung zeigen.
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Abb. 3 zeigt die Brinellhärte-Zahlen, die mit in Sandformen gegossenen Prüfproben -
gemäß des Kupfergehalts der in Tabelle IV beschriebenen Legierungen, ohne Magnesium -
erhalten wurden.
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Abb. 4 zeigt die Brinellhärte-Zahlen, die mit in Sandformen gegossenen Prüfproben -
gemäß des Magnesiumgehalts der in Tabelle IV beschriebenen Legierungen, ohne
Kupfererhalten wurden.
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Abb. 5 zeigt die Brinellhärte-Zahlen, die mit in Sandformen gegossenen Prüfproben -
gemäß einem von 0,4% bis 0,9% reichenden Magnesiumgehalt der in Tabelle IV
beschriebenen Legierungen, mit einem Kupfergehalt von 4,5% - erhalten wurden.
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Abb. 6 zeigt die Differentialthermoanalyse-Kurve der traditionellen Legierung B
(Tabelle I) (DTA) und ihre entsprechende Ableitung (DDTA - gestrichelte Linie).
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Abb. 7 zeigt die Differentialthermoanalyse-Kurven von zwei Proben der modifizierten
Legierung (Tabelle IV) mit 4,5% Gewichtsprozent Kupfer und 0,7% Gewichtsprozent
Magnesium (DTA-1 und DTA-2).
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Abb. 8 zeigt die Reproduktion einer der Differentialthermoanalyse-Kurven der speziell
modifizierten Legierung (Tabelle IV), in welcher die vier (in Tabelle V beschriebenen)
Erstarrungsstufen markiert wurden.
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Abb. 9 zeigt die Brinellhärte-Entwicklungskurven von in Tabelle IV beschriebenen
Legierungs-Prüfproben mit einem Kupfergewicht von 4,2% und einem Magnesiumgewicht von
0,7% relativ zu den drei Raumtemperaturen (5ºC, 22ºC und 35ºC) Für alle Fälle ist der
Ausscheidungsprozeß in den ersten 24 Stunden intensiver.
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Die Abb. 1a und 1b zeigen die allgemeine Erscheinung der Mikrostruktur von
Legierung B mit einem Kupfergehalt von 4,5 Gewichtsprozent und einem Magnesiumgehalt
von entsprechend 0,7 Gewichtsprozent, und die Abb. 2a und 2b zeigen die detaillierte
Erscheinung des Eutektikums, das entsprechend reich an Kupfer und Magnesium ist.
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Auf Grundlage dieser beiden Mikrostrukturen kann man mindestens zwei mögliche
Härtungsmechanismen beschreiben, die mit der Steigerung der Kupfer- und Magnesiumgehalte
in den traditionellen Legierungen wie folgt ins Spiel kommen:
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(i) Härtung durch Ausscheidung zweiter Phasen (mittels eines Anstiegs der Anzahl von Phasen
mit hoher Härte, wie etwa an Kupfer und Magnesium reichen, sekundären Eutektika);
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(ii) Härtung durch natürliche Ausscheidung von an Kupfer und Magnesium reichen Phasen,
was mit der α-Phasen-Matrix übereinstimmt;
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Härtung durch Ausscheidung sekundärer Phasen - Jonason(1) der die thermische Ermüdung
von Aluminium-Zylinderköpfen studierte, erwähnte daß die volumetrisch größere Fraktion der
harten Phase in einer Steigerung der abschließenden Härte der Legierung (und folglich einer
Minderung in der Längung und Wiederstandsfähigkeit gegen thermische Ermüdung) resultieren
würde.
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Das Ziel ist es mittels einer Steigerung der Kupfer- und Magnesiumgehalte die Volumenfraktion
an harten Phasen zu steigern, ohne die Gußcharakteristika der Legierungen zu beeinträchtigen.
Colwell und Kissling(2) studierten die Zugabe von Magnesium von 0% bis 0,6% in
Aluminiumlegierungen, und beobachteten Ergebnisse die steigende mechanische
Wiederstandsfähigkeit zeigen.
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Härtung durch natürliche Ausscheidung kohärenter Phasen - Trela(3) erwähnt die Existenz von
in den 1950ern entwickelten Al-Zn-Legierungen, welche eine natürliche Härtung, d. h.
Selbstalterung, ohne die Notwendigkeit von Wärmebehandlungen zeigen. Diese Legierungen
enthalten grob 7 bis 8 Gewichtsprozent Zink; 0,4 Gewichtsprozent Magnesium; und 0,5 bis 0,8
Gewichtsprozent Kupfer. Mit dieser Zusammensetzung läge die hauptsächliche Schwierigkeit
in der geringen Schmelzbarkeit.
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Analog beobachteten Wiss und Sanders(4) das gleiche Phänomen in der Al-Cu-Klasse von
Legierungen (die grob 2,6 Gewichtsprozent Cu und 0,2 Gewichtsprozent Mg enthalten).
Obgleich in der Al-Si-Klasse von Legierungen keine Verweise auf diese Art von Phänomen
gefunden wurden, erscheint es wahrscheinlich daß die Kombination von hohen Gehalten von
Zink + Magnesium und/oder Kupfer + Magnesium in Al-Si-Legierungen bei Raumtemperatur
diesen selben Härtungsmechanismus bieten könnte, der in einer Steigerung in der Härte und
mechanischen Wiederstandsfähigkeit der Legierungen resultieren würde.
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Abb. 3 zeigt die Entwicklung von Härtezahlen von in Sandformen gegossenen Prüfproben
mit Bezug auf die in Tabelle TV beschriebenen Legierungen ohne die Gegenwart von
Magnesium, wenn der Kupfergehalt erhöht wurde. Die gezeigten Abbildungen zeigen
Härteergebnisse direkt nach dem Guß (am Beginn der natürlichen Ausscheidung) und nach 5
Tagen (zum Ende der natürlichen Ausscheidung).
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Abb. 4 zeigt die Entwicklung der Härtezahlen von in Sandformen gegossenen Prüfproben
mit Bezug auf die in Tabelle IV beschriebenen Legierungen ohne die Gegenwart von Kupfer,
wenn der Gehalt an Magnesium erhöht wurde. Die gezeigten Abbildungen zeigen
Härteergebnisse direkt nach dem Guß (am Beginn der natürlichen Ausscheidung) und nach 5
Tagen (zum Ende der natürlichen Ausscheidung).
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Die Ergebnisse der Abb. 3 und 4 zeigen daß sowohl Kupfer wie Magnesium einen
härtenden Effekt auf Aluminiumlegierungen bieten. In beiden Fällen bemerkt man eine
Tendenz zu einer gewissen Verhärtung durch natürliche Ausscheidung. Die erreichten
Härteniveaus zeigen jedoch daß weder Kupfer noch Magnesium alleine in der Lage wäre die
mechanischen Eigenschaften der Legierungen mit der wünschenswerten Geschwindigkeit zu
verbessern.
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Um das Härtungspotential von Kupfer in Verbindung mit Magnesium zu demonstrieren, zeigt
Abb. 5 die Entwicklung der Härtewerte mit dem steigenden Gehalt an Magnesium mit
Bezug auf die in Abb. IV beschriebenen Legierungen mit einem Gehalt von 4,5% Kupfer.
Die gezeigten Zahlen zeigen Härteergebnisse direkt nach dem Guß und nach 2 Tagen.
Zusammenfassung der Erfindung
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Diese Erfindung betrifft eine Aluminium-Basislegierung, deren hauptsächliche Elemente
Silizium, Magnesium und Kupfer sind. Die für diese Legierung nachgewiesenen Grenzen der
chemischen Zusammensetzung sind in Tabelle IV genau beschrieben.
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Die Hauptanwendung dieser Legierung ist die der Herstellung von Kraftfahrzeug-
Zylinderköpfen im Rohguß-Zustand (ohne Wärmebehandlungen).
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Durch Verwendung der Kupfer- und Magnesiumgehalte innerhalb der in Tabelle IV gegebenen
Grenzen (Kupfergehalt zwischen 4,0% und 6% und Magnesiumgehalt zwischen 0,6% und
1,0%) werden die mechanischen Eigenschaften nach dem Guß geringfügig besser sein als jene
in typischen Gußlegierungen gefundenen. Nach einer mindestens einen Tag dauernden
natürlichen Alterung setzt jedoch eine Steigerung der Niveaus von Härte und mechanischer
Festigkeit ein, wobei die abschließenden Zahlen jenen nahekommen, die in wärmebehandelten
Gußlegierungen erhalten werden.
Genaue Beschreibung der Erfindung
Erstarrungscharakteristika der Legierung
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Abb. 6 zeigt eine typische Differentialthemoanalysen-Kurve der traditionellen
Legierung B (Tabelle I) und ihre abgeleitete Kurve (in gestrichelter Linie gezeigt).
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In den Differentialthermoanalyse-Kurven, wie etwa der in Abb. 6, werden die
Erstarrungsreaktionen durch Anstiege in den Temperaturdifferenzen zwischen der Probe und
dem Standard bewiesen; dh. weil die Zahlen negativ sind entsprechen die Reaktionen den
Abnahmen in der DTA-Kurve (von den Punkten von Maximalwerten der DTA zu den
Durchgängen). Die Ableitungskurve kann auch verwendet werden um die Auftrittsbereiche von
Reaktionen zu bestimmen, die durch Werte der Ableitung oberhalb Null (Peaks) dargestellt
werden.
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Abb. 7 zeigt die Differentialthemoanalyse-Kurven von zwei Proben der in Tabelle IV
beschriebenen Legierung mit einem Kupfergehalt von 4,2% und einem Magnesiumgehalt von
0,75%. Die mit den zwei Proben erhaltenen Kurven sind sehr ähnlich, was die
Reproduzierbarkeit der Ergebnisse zeigt.
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Ein Vergleich zwischen den Kurven der Abb. 6 und 7 zeigt daß die traditionelle
Legierung B und die modifizierte Legierung B praktisch den gleichen Erstarrungsverlauf
zeigen. Die anfänglichen und abschließenden Erstarrungstemperaturen der traditionellen
Legierung sind entsprechend 584ºC und 490ºC, und die der modifizierten Legierung B
entsprechend 581ºC und 490ºC. Die Erstarrungsintervalle sind auch ähnlich, und betragen
entsprechend 94ºC und 91ºC.
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Die Ergebnisse zeigen weiterhin daß die Erstarrung der Legierungen über vier verschiedene
Stufen hinweg auftritt, wie sie in Abb. 8 bezüglich der modifizierten Legierung B
gekennzeichnet sind. Das Auftreten mehrerer Stufen charakterisiert einen pastenartigen
Erstarrungsmodus.
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Tabelle V zeigt die hauptsächlichen Reaktionen, die während der Erstarrung jener in Tabelle IV
beschriebenen Legierung auftreten.
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Wegen der Ähnlichkeit zwischen den Kurven der Abb. 6 und 7 ist es wahrscheinlich
daß die Legierungen der traditionellen Art B (Tabelle I) und der modifizierten Art (Tabelle IV)
für die gleichen Produkte die gleichen Erstarrungsreaktionen zeigen, und nur in den
Volumenfraktionen der Phasen abweichen die zu jeder Stufe der Erstarrung auftreten.
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Tabelle VI zeigt die Volumenfraktionen, die zu jeder der Erstarrungsstufen der Legierungen der
traditionellen Art B und der modifizierten Art mit einem Kupfergehalt von 4, 5% und einem
Magnesiumgehalt von 0,7% auftreten.
Kinetik der natürlichen Ausscheidung der Legierung
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Die mit höheren Gehalten an Kupfer und Magnesium modifizierte Legierung vom Typ B,
wie
in Tabelle IV beschrieben, zeigt einen Anstieg der Härte entsprechend der nach dem Guß
verstrichenen Zeit. Dies ist wahrscheinlich das Ergebnis eines natürlichen
Ausscheidungsphänomens, wie es in anderen Aluminiumlegierungen - etwa der 2024(4) -
beobachtet wird.
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Dieses Phänomen wird gewöhnlich als die Folge der Metastabilität - in der Instandhaltung
bestimmter Legierungselemente - in einer festen Lösung im Aluminium im Zustand nach dem
Guß erklärt.
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Direkt nach dem Erstarren des Stücks wird ein Teil der legierenden Elemente, wie etwa von
Kupfer, und Magnesium, als in der α-Phase gelöst gefunden. Während des Abkühlens nimmt
die Löslichkeit dieser Elemente in der α-Phase ab bis Raumtemperatur erreicht ist, was die
Ausscheidung von an diesen Elementen reichen Phasen begünstigt. Weil diese Abkühlung aber
relativ schnell ist, ist jene für die Diffusion dieser Elemente zur Verfügung stehende Zeit im
festen Zustand für die vollständige Ausscheidung der Phasen nicht ausreichend, so daß diese
während der ersten paar Stunden nach dem Guß selbst bei Raumtemperatur auftritt, und als
Folge hiervon besteht eine verstärkte Härtung der Legierung. Dieses Phänomen ist als
Ausscheidung oder natürliche Alterung bekannt(4).
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Weil die natürliche Ausscheidung ein thermisch aktiviertes Phänomen ist (da es die Diffusion
der legierenden Elemente beinhaltet) variiert seine Kinetik mit der Raumtemperatur.
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Abb. 9 zeigt die Kurven der Härteentwicklung, die sich aus der natürlichen Ausscheidung
mit Bezug auf drei angewandte Raumtemperaturen ergeben. Die Ergebnisse sind sehr ähnlich,
und zeigen daß Temperaturvariationen zwischen 5ºC und 35ºC nur eine sehr geringe Änderung
in der Kinetik der natürlichen Ausscheidung und im Niveau der erreichten Härtung zum Ende
des Ausscheidungsprozesses bewirken.
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Die Ergebnisse von Abb. 9 zeigen weiterhin daß der Ausscheidungsprozeß während der
ersten 24 Stunden nach dem Guß intensiver ist. Nach dieser Zeitdauer gibt es nur eine
geringfügige Härtesteigerung.
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Die Ergebnisse dieser Serie zeigen daß der natürliche Alterungsprozeß für die Erhöhung der
Härte der Legierung vom Typ B mit höheren Gehalten an Kupfer und Magnesium um grob 10
Punkte auf der Brinell-Skala verantwortlich ist.
Typische mechanische Eigenschaften der Legierung
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Tabelle VII zeigt die typischen mechanischen Ergebnisse, die in der Produktion von
Zylinderköpfen mit der modifizierten Legierung vom Typ B - mit Kupfergehalten von ungefähr
4,5% und Magnesiumgehalten von ungefähr 0,7% - erhalten werden. Die Ergebnisse bezüglich
der Wiederstandsgrenzen wurden auf der Grundlage von Zugprüfungen an - gemäß dem
Standard ASTM B 108 gegossenen - Prüfproben erhalten. Die Härteergebnisse wurden mittels
direkter Messungen der Zylinderkopf-Flächen an zwei Oberflächen erhalten: in Berührung mit
einer metallischen Form und in Berührung mit Sandkernen.
Literaturverweise
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1. Jonason, P. - "Thermal Fatigue of Cylinder Head Alloys." Trans AFS, 1992, Seiten 601-7
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2. Colwell, D. L. & Kissling, R. J. - "Die and Permanent Mold Casting Aluminium Alloy
Minor Elements." Trans. AFS. 1961, Seiten 610-5.
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3. Trela, E. - "Aluminium Casting Alloys and Properties." Trans AFS, 1964, Seiten 840-9.
-
4. Wyss, R. K. & Sanders Jr., R. E. - "Microstructure-Properties Relationship in a 2XXX
Aluminium Alloy with Mg Addition." Metallurgical Transactions A, Vol. 19A, Oktober
1988, Seiten 2523-30.