用于机动车的前桥托架的制作方法

专利名称：：用于机动车的前桥托架的制作方法
技术领域：
：本发明涉及一种根据权利要求1的上位概念所述的用于机动车的前桥托架。
背景技术：
：上述托架也被称作“脚凳(Schemel)”、“框架(Rahmen)，，或“辅助框架(Hilfsrahmen)”，所述托架在设置动力总成或辅助动力总成之后作为预装配单元或模块而固定在机动车结构上，例如固定在机动车的车身和/或纵梁上。文献W02007/031060A1公开了一种根据权利要求1的上位概念所述的前桥托架，该文献与本发明是同一申请人。
发明内容因此，由现有技术可知，本发明的目的在于，对开始所述类型的前桥托架在重量和成本方面进行进一步优化，同时满足使前桥托架的优化不会对机动车底盘的运动学产生缺陷性影响。在此，本发明的目的另外还在于，提供一种开始所述类型的前桥托架，该前桥托架具有改善的刚性，特别是在横向方向上的改善的刚性，从而能够截获施加在前桥托架上的较高的静态以及动态的作用力。此外，还应该使本发明的前桥托架特别不易弯曲且不易扭曲o在此，本发明的又一目的在于，提供一种这样的前桥托架，该前桥托架具有特别高的强度和特别大的持久负荷能力，特别是指在接合位置以及连接位置或容纳部以及凹槽上的强度和持久负荷能力。在此，本发明的另一目的在于，提供一种开始所述类型的前桥托架，该前桥托架优化地吸收或截获在行驶驱动中产生的弹簧力或缓冲力以及拉力和压力冲击。在此，本发明的目的另外还在于，提供一种开始所述类型的前桥托架，该前桥托架尽可能多地容纳所属于机动车底盘和/或传动装置的部件，这些部件出于装配负荷、车身负荷、舒适性要求和刚性要求的考虑并不直接固定在车身结构上。特别提供一种根据结构的前桥托架，该前桥托架特别实现了这些部件在一个模块中的简单的预装配、预调节或校准，并且该前桥托架还能够特别简单地固定在车身结构上。还特别应该便于这些部件的保养、维修、组装和拆卸。此外，还应该提供一种开始所述类型的前桥托架，该前桥托架在机动车中仅占有很小的结构空间。在此，本发明的又一目的在于，提供一种根据结构的前桥托架，该前桥托架更好地缓冲了噪音和振动的传递，特别更好地缓冲动力总成的振动。此外，该前桥托架还应该满足特征频率的要求。而且，还应该提供一种这样的前桥托架，该前桥托架在碰撞事故中显示出优化的操作性能。本发明的目的通过由权利要求1的区别技术特征所提供的开始所述类型的前桥托架得以实现。本发明的扩展方案和具有优势的结构方案在从属权利要求中给出。由于，至少单独的容纳部通过杆状的连接件呈桁架式地集成在所述前桥托架中，因此一方面节省了机动车材料和因此导致的重量、当然还有燃料，另一方面还由此减少了运输成本和装弹簧的质量。杆状的连接件在一定程度上限定出缺少材料的格层，在此，所述杆状的连接件用于在不对机动车底盘运动学产生缺陷性影响的条件下提供所需的刚性。因此，所述杆状的连接件还可以表示为杆状的加固件。在本发明的范围内所述的容纳部还由此应该理解为包括凹槽。由本发明的扩展方案可知，两个、优选四个、特别优选六个、还特别优选八个、进一步特别优选十个容纳部通过杆状的连接件呈桁架式地集成在前桥托架中，这些容纳部优选直接相互连接。由此具有优势地进一步节省了重量，其中，还保持了所需要的前桥托架的刚性。通过这种结构方案实现了在尽可能少的使用材料的情况下优化强度值。具有优势地，在行驶方向上用于定位每个车轮导向构件的后容纳部设有至少靠近的、垂直于机动车纵轴而间隔设置的容纳构件，用以将行驶方向上的后轴承围绕地固定在所述车轮导向构件上，其中，优选每个容纳构件通过至少一个、优选通过至少两个杆状的连接件集成在前桥托架中。一种这样的节省材料的容纳部，在没有对在前桥托架中所需的集成产生消极影响的条件下实现了本发明的目的。优选地，至少一个、优选每个容纳构件通过杆状的连接件与用于将前桥托架固定在机动车车身的固定件连接。由本发明具有优势的结构方案可知，至少一个容纳构件通过杆状连接件与在行驶方向上用于定位每个车轮导向构件的前容纳部连接，其中，所述杆状连接件优选接近地沿着机动车纵向延伸。适宜地，在行驶方向上用于定位每个车轮导向构件的前容纳部设有两个至少靠近的、沿着机动车纵轴间隔设置的容纳构件，用以将在行驶方向上的前轴承呈U形地围绕固定在所述车轮导向构件上。具有优势地，所述前桥托架在横向上、于在行驶方向上用于定位每个车轮导向构件的前容纳部之间设有至少一个加固件，该加固件优选为呈水平设置的平面构件。这样的加固件吸收在横向上产生在上述容纳部上的作用力。由此，所述加固件设成平面结构，那么因此在尽可能少的使用材料条件下使在行驶方向上的前容纳部的前容纳构件的刚性得到提高。因此，所述加固件是这样设置的，即，使其它的动力总成、特别是发动机和传动装置可以紧密地在前桥托架上定位。从而实现更小的结构空间。水平设置的平面构件优选呈平面结构。在行驶方向上设置的平面构件的边能够附加地或可替换地设有半椭圆形弯曲部。此外，水平设置的平面构件设置在位于钻孔下面的平面中，所述钻孔设置在容纳构件中。动力总成、特别是发动机和传动装置是这样紧密地在前桥托架上定位的，从而实现机动车内的更小结构空间。优选地设有用于将前桥托架固定在机动车车身上的第一容纳部，所述第一容纳部构成在行驶方向上前桥托架的后端部。优选地设有用于将前桥托架固定在机动车车身上的第二容纳部，所述第二容纳部集成在悬臂中，并且设置在行驶方向上前容纳部的直接区域中。具有优势地，所述前桥托架设有靠近中心的平面的加固件，该加固件至少部分连接到用于固定踏板支架的容纳部上、并且与行驶方向相反地进行扩宽。通过这样的结构方案实现了在尽可能少地使用材料的条件下优化强度值，其中，这种结构方案还特别抵制了垂直振动。优选地，平面的加固件至少部分地受到加强肋的限定。此外根据本发明，平面的加固件相对于与行驶方向相反的后边形成为突起部，该突起部中空地形成在底侧上并且具有V形横截面。通过这样的结构方案实现了在尽可能少地使用材料的条件下优化强度值。优选地，平面的加固件在与行驶方向相反的后边上设有节点，在该节点上共同会集至少单个的、优选为多个的杆状连接件。由本发明具有优势的结构方案可知，用于将前桥托架固定在机动车车身上的第一容纳部通过至少一个杆状的连接件与所述平面的加固件连接。此外具有优势地，在所述平面的加固件上设有至少一个加强肋，所述加强肋优选在机动车纵向上至少部分地设置在平面的加固件的后边和用于定位踏板支架的容纳部之间。具有优势地，所述前桥托架由轻金属、优选由铝合金制成。此外还可以具有优势地，所述部件采用铝铸造方法制成，优选采用模具铸造方法制成。由具有优势的结构方案可知，在所述前桥托架的俯视角度上由杆状连接件限定的镂空部的表面大于在所述前桥托架的俯视角度上所述前桥托架的不连续的表面，优选至少大于在所述前桥托架的俯视角度上所述加固件的不连续的表面。此外具有优势地，所述前桥托架设有两个用于固定转向机构的容纳部。根据一个扩展方案可知，用于固定转向机构的容纳部和/或用于固定稳定器的容纳部通过腹板接合到杆状的连接件上。在一种用于机动车的前桥托架中，在所述前桥托架上分别设有两个在机动车纵向上相互间隔设置的用于轴承支架的容纳部，用以分别对两个诸如为横向导臂和三角形悬挂臂架的车轮导向构件中的一个进行摆动定位；并且所述前桥托架还设有容纳部，用以将所述前桥托架与预装配的连动装置一起作为一个预制造单元而固定在机动车车身上；以及还设有至少个别的以下列出的容纳部，即，_用于固定转向机构的容纳部-用于固定稳定器的容纳部_用于定位踏板支架的容纳部而且，所述前桥托架制成与这些容纳部形成一体的并且使这些部件相互连接的部件，优选这样设置，即，所述容纳部是这样相互连接的，即，在没有对机动车底盘的运动学产生缺陷性影响的条件下，在所述前桥托架中设有减轻重量的镂空部和/或一侧敞开敞开的凹槽，所述镂空部形成为缺口。另外根据本发明，至少少数的容纳部至少部分通过杆状和/或平面状的连接件集成在所述前桥托架中和/或相互连接。另外根据本发明，至少少数的容纳部至少部分通过具有敞开式成型结构的连接件、特别是那些具有大体上呈T、U、V、L、X、Y、S、Z和/或双T形的横截面的连接件而集成在一起和/或相互连接。另外根据本发明，所述具有敞开式成型结构的连接件具有不同的设置，优选为水平或垂直设置。根据本发明适宜地，所述具有敞开式成型结构的连接件的单个支腿设有加强肋。特别具有优势地，所述连接件设有附加的加强肋、加强带、加强卷边、加强突起部、加强板和/或加强缺口。优选，在行驶方向上的、用于各个车轮导向构件定位的后容纳部设有至少靠近的、垂直于机动车纵轴而间隔设置的容纳构件，用以将行驶方向上的后轴承围绕地固定在所述车轮导向构件上，其中，所述容纳构件通过U形夹板而相互连接并集成在所述前桥托架中。此外还根据本发明，所述夹板至少部分地、优选在其外侧上设有加强边。根据本发明适宜地，所述夹板通过至少一个连接件与用于固定件的第一容纳部连接，所述固定件用于将所述前桥托架固定在机动车车身上。此外根据本发明，所述夹板与所述第一容纳部，以及所述第一容纳部相互间通过一单独的杆状或具有敞开式成型结构的连接件而连接，其中，所述具有敞开式成型结构的连接件优选具有U形横截面。此外根据本发明，在使所述第一容纳部相互连接的连接件上，优选在与行驶方向相反的侧面上设有至少一个、优选两个用于固定排气装置的固定件的容纳部。此外根据本发明，用于固定排气装置的固定件的容纳部和/或所述第一容纳部设置在与行驶方向FR相反的侧壁之中和之上，该侧壁是由U形连接件的支腿其中之一形成的，而且，用于固定排气装置的容纳部和所述第一容纳部还集成在与它们连接的平面的加强肋之上和之中。特别具有优势地，使所述第一容纳部相互间连接的连接件在与行驶方向相同和相反的底侧上分别设有平面的、大体上水平设置的加强肋。此外根据本发明，在连接所述容纳部、夹板和/或第一容纳部的具有成型结构的连接件的内部设有加强肋，所述加强肋优选呈蜿蜒形状地从一个侧壁延伸到另一个侧壁，和/或所述加强肋优选从设置在一个侧壁之中和/或之上的容纳部优选倾斜地和/或优选相反地延伸到相对设置的侧壁。此外根据本发明，连接所述容纳构件的夹板通过连接件与沿着行驶方向设置的、用于固定转向机构的容纳部连接。此外根据本发明，所述用于固定转向机构的容纳部通过优选至少部分为杆状的连接件与沿着行驶方向设置的、用于将所述前桥托架固定在机动车车身上的第二容纳部连接，所述第二容纳部在其自身方面优选集成在悬臂中，并且所述第二容纳部直接与在行驶方向上的用于定位每个车轮导向机构的前容纳部连接。根据本发明具有优势地，在连接用于固定转向机构的容纳部与第二容纳部以及悬臂的连接件上连接有用于固定稳定器的容纳部。此外根据本发明，在行驶方向上的用于定位每个车轮导向机构的前容纳部设有两个至少靠近的、沿着机动车纵向间隔设置的容纳构件，用以将在行驶方向上的前轴承呈U8形地围绕固定在所述车轮导向构件上，其中，一个容纳构件直接贴靠在容纳部的悬臂上，而另一个容纳构件则集成在L形夹板的短支腿的内部，该夹板以其自身未设有容纳构件的端部优选贴靠在所述悬臂上。优选地，所述夹板至少部分地、优选在其外侧上设有加强边。由扩展方案可知，所述悬臂设有镂空部，所述镂空部设置在一侧或两侧上。优选地，所述悬臂设有贯穿的镂空部。由本发明具有优势的结构方案可知，在所述镂空部的内部设有用于固定稳定器的容纳部，所述容纳部在贯穿的凹槽上优选通过腹板而连接在所述悬臂的内壁上，或在没有贯穿的凹槽上集成在所保留的平面中并且优选直接设置在所述悬臂的内壁上，和/或优选设有至少一个加固肋，所述加固肋与所述悬臂的内壁或加固表面连接。适宜地，所述前桥托架在横向上设有连接所述悬臂的加固件，用于固定踏板支架的容纳部设置在所述加固件之中或之上。此外根据本发明，所述加固件具有杆状结构。优选地，所述加固件具有敞开式成型结构，特别具有大体上为T、U、V或L形的横截面，其中，优选对所述加固件的棱和边进行加强。优选所述加固件在用于定位踏板支架的容纳部的区域中设有至少一个、优选两个、即分别对应于容纳部的各个侧面且与这些侧面连接的加固的倾斜面，优选所述倾斜面从加固件的大体上水平设置的局部表面与行驶方向相反地向下倾斜。由一种扩展方案可知，在所述加固件上于与行驶方向相同和/或相反的侧面上设有一个或多个水平设置的、平面的加强肋。根据本发明具有优势地，所述水平设置的加强肋设置成平面结构。根据本发明适宜地，所述水平设置的加强肋设置在位于钻孔下面的平面中，所述钻孔设置在容纳构件中。此外根据本发明，用于固定转向机构的容纳部通过优选具有杆状的连接件与所述加固件连接。此外根据本发明，用于将所述前桥托架固定在机动车车身上的第一容纳部形成前桥托架的后端部。根据本发明具有优势地，用于固定踏板支架的容纳部设有连接件，该连接件沿着所述第一连接部其中之一的方向延伸，并且所述用于固定踏板支架的容纳部与该第一连接部直接或间接连接。此外根据本发明，所述用于固定踏板支架的容纳部通过连接件与所述用于固定转向机构的容纳部连接。优选地，所述加固件在导引所述悬臂的端部上设有节点，在该节点上共同会集至少单个的、优选为多个的优选呈杆状的连接件。此外根据本发明，所述前桥托架由轻金属、优选由铝合金制成。根据本发明具有优势地，所述部件采用轻金属铸造方法、优选铝铸造方法、特别优选模具铸造方法而制成。此外根据本发明，在所述前桥托架的俯视角度上由所述连接件限定的镂空部的表面大于在所述前桥托架的俯视角度上所述前桥托架的不连续的表面。9根据本发明的一个扩展方案可知，所述前桥托架设有两个用于固定转向机构的容纳部。根据本发明优选地，所述用于固定转向机构的容纳部和/或所述用于固定稳定器的容纳部通过腹板接合到杆状的连接件上。优选本发明的前桥托架由铸造铝合金制成，如文献W02007/025528A2所公开的。该公开文献的公开内容经过详细地参考作为属于本申请的内容而进行记录在本申请文件中。优选地，所述前桥托架由铸造铝合金制成，该铸造铝合金含有至少五种以下列出的合金成分，Si2.5至3.3，优选2.7至3.1重量％Mg:0.2至0.7，优选0.3至0.6重量％Fe<0.18，优选0.05至0.16重量％Mn<0.5，优选0.05至0.4重fi%Ti<0.1，优选0.01至0.081！量％Sr<0.03，优选0.01至0.03重量％其它<0.1重量％，其中，作为其它合金成分以能够提高合金强度的量还含有Cr，各种成分的含量分别相对于100重量％的A1进行添加。优选地，所述前桥托架由铸造铝合金制成，该铸造铝合金含有至少五种以下列出的合金成分，Si:2.5至3.3，优选2.7至3.1重量％Mg:0.2至0.7，优选0.3至0.6重量％Fe:<0.18，优选0.05至0.16重量％Mn:<0.5，优选0.05至0.4重量％Ti:<0.1，优选0.01至0.08重量％Sr:<0.03，优选0.01至0.03重量％Cr:0.3至1.3，优选0.4至1.0，特别优选0.5至0.8重量％其它<0.1重量％，各种成分的含量分别相对于100重量％的A1进行添加。这种铸造铝合金比现有技术具有更好的强度、硬度和延展性。优选的在上述份额配置中Cr的添加导致机械性能的显著改善，改善的机械性能显示在铸造状态中，特别还显示在固溶退火之后以及同样在装载过程中。特别还表明了，通过这种铬添加剂能够使不需要的铁析出已经在铸造状态下以有利的形态学得到转化。对于机动车底盘的应用，特别对于车轮导向的部件，本发明还实现了总体提高的机械参数。本发明的合金可以根据制造条件含有诸如技术人员一般公知的杂质，例如Pb、Ni、Zn等。由本发明具有优势的结构方案可知，作为其它的合金成分附加地同时添加CuM。由此表明，单独的铜或镍添加剂不会导致机械性能的显著改善。而同时如入铜和镍合金却实现了新的合金应用的技术方案，特别还适用于除了底盘以外的区域受温度负荷的部件。本发明的合金相对于公知的铸造铝合金具有改善的强度和延展性。根据本发明的铸造合金，作为机动车的特别是底盘的工件、部件或构件的制造方法基本上适用于采用持久成型铸造方法。由于在高要求的工件、部件或构件上具有非常好的机械性能，作为制造方法适宜特别采用重力模具铸造和低压模具方法。作为特别适宜的方法采用反压力模具铸造方法(CPC方法)。此外还具有优势地，合金具有细晶粒结构。对此，向合金中添加所谓的细晶粒物质。细晶粒化是一种熔体处理方法，其中，“细晶粒化(Kornfeirumg)”理解为用人工的方式提高熔体中的晶核数量，这是通过新晶核的带入和分配来实现的。由此，实现了通过改善的物质供给而形成的更好的供给能力、改善的充型能力和流动能力、孔隙故障率和热裂情况的减少以及由此提高的延展率和更好的铸造合金的表面处理性能。为了实现或进一步提高上述优点，具有优势地，对所述部件进行热处理，特别在以下参数条件下固溶退火490至540°C进行1至10h回火150至200°C进行1至10h在一些使用情况下，还可以具有优势地采取单独的一步回火处理，通常公知的例如T4、T5或0。铸件的强度提高还足以能够具有优势地利用将尚且热的铸件浸入水中的淬火来取代在空气中的慢慢冷却。除了已经提到的优点以外，本发明的合金部件还附加有以下优点，即，由于缺少的Cu和Zn合金可以显著提高防腐性能。因为没有采用诸如SE-金属的昂贵的合金添加物，所以本发明的产品还相对经济的得到利用，还可以采用一般的熔体处理方式并且不需要特别的在循环分离上的消耗。同样处于成本原因不使用Ag作为合金成分。本发明在具有优选的铸造性同时还具有优选的操作强度和延展性。该铸造性一方面实现了没有明显诸如锁孔误差的铸件，另一方面以上述方法对微观结构产生积极影响，即，使能够导致断裂延伸率减小的内部缺口数量尽可能地减少。本发明Cr的使用同样还改善了充型性能。接下来，根据附图所示的实施例对本发明进行详细说。其中示出了图1为本发明前桥托架的第一实施例在俯视角度上的立体图，其中分别示出了A)轻阴影示意图和B)线型示意图；图2为本发明前桥托架的第二实施例在俯视角度上的立体图，其中分别示出了A)轻阴影示意图和B)线型示意图。附图标记说明10前桥托架12用于定位车轮导向构件的后容纳部12a轴承容纳构件12b轴承容纳构件14用于定位车轮导向构件的前容纳部14a轴承容纳构件14b轴承容纳构件16用于将前桥托架固定在机动车车身上的第一容纳部18用于将前桥托架固定在机动车车身上的第二容纳部20用于固定转向机构的容纳部22用于固定稳定器的容纳部24用于定位踏板支架的容纳部26杆状的连接件28平面部件30凹陷部32钻孔34悬臂36平面的加固件38加强肋40凸起部42节点44加强肋46格层48腹板50加固肋F机动车纵向/轴FR行驶方向具体实施例方式图1和图2中示出的用于机动车的前桥托架10分别包括两个在机动车纵向F上相互间隔设置的用于轴承支架(Lagerstellen)的容纳部12、14，用以分别对两个在此未示出的横向导臂中的一个进行摆动定位。而且还分别设有两个第一容纳部16和第二容纳部18，用以将前桥托架10固定在机动车车身上。此外，每个前桥托架10还设有一个容纳部24，用以设置在此未示出的踏板支架，以及还设有四个容纳部22，用以固定在此未示出的稳定器。图1所示的前桥托架10还设有四个用于固定在此未示出的转向机构的容纳部20，而图2所示的前桥托架10具有优势地设有两个用以固定在此未示出的转向机构的容纳部20就可以了。根据本发明，至少单个的上述容纳部12、16、20和22通过杆状的连接件26而呈桁架结构地集成在前桥托架10中。在行驶方向FR上的、用于定位各个横向导臂的后容纳部12设有至少靠近的、垂直于机动车纵轴F而间隔设置的容纳构件(Aufnahmeglieder)12a和12b，用以将行驶方向FR上的后轴承围绕地固定在在此未示出的横向导臂上。容纳部12的一种这样的结构，其优势在于，本发明并不局限于容纳部12的这种结构。重点还可能通过杆状连接件而将具有其它结构的容纳部集成在前桥托架中。在行驶方向FR上的、用于各个横向导臂定位的后容纳部14设有至少靠近的、沿着机动车纵向F间隔设置的容纳构件14a和14b，用以将在行驶方向FR上的前轴承呈U形地围绕固定在在此未示出的横向导臂上。前桥托架10在横向上于行驶方向FR上、用于固定每个横向导臂的前容纳部14之间设有至少一个加固件，该加固件为水平设置的平面部件28，该平面部件设置在专科32下面的平面中，该钻孔设置在容纳构件14a和14b中，并且该平面部件在其朝向行驶方向FR的边上设有半椭圆形的凹陷部30。前桥托架10在横向上于行驶方向FR上、用于固定每个横向导臂的前容纳部14之间、或在与这些前容纳部连接的悬臂34之间此外还设有附加的加固肋，该加固肋在此垂直设置，该加固肋过渡到水平设置的平面的平面部件28上。在上述悬臂34中还分别设有一个第二容纳部18，用于将前桥托架固定在机动车车身上。此外，前桥托架10还设有靠近中心的、平面的加固件36，该平面的加固件至少部分地连接到用于定位踏板支架的容纳部24上，并且该平面的加固件与行驶方向相反地扩展，该平面的加固件至少部分地受到加强肋38的限制。平面的加固件36形成与行驶方向相反的后边，该后边为凸起部40，该凸起部结构在底侧上是凹进去的并且具有V形横截面。此外，平面的加固件36还设有至少一个加强肋44，该加强肋在机动车纵向F上至少部分设置在平面的加固件36的后边和用于定位踏板支架的容纳部24之间。每个容纳构件12a和12b都通过两个杆状的连接件26集成在前桥托架10中。与此不同的是，图2中的容纳构件12a则具有三个杆状的连接件26。在图1和图2示出的两个实施例中，容纳构件12a还通过一个杆状的连接件26与行驶方向FR上的前容纳部14以及与该前容纳部连接的悬臂34相连接，其中，杆状的连接件26优选地靠近沿着机动车纵向F延伸。在图1和图2所示的实施例中，用于将前桥托架10固定在机动车车身上的第一容纳部16设置在不同的位置上，从而使杆状的连接件26也具有不同的接合位置，特别是涉及到用于固定转向机构的容纳部和用于固定稳定器的容纳部20和22。图2所示的实施例中，平面的加固件36在与行驶方向FR相反的后边上设有节点42，在该节点上会集了多个杆状的连接件26。图1所示的实施例示出了用于固定转向机构的容纳部20和/或用于固定稳定器的容纳部22还能够通过腹板48接合到杆状的连接件26上。本发明的扩展方案和具有优势的结构方案在以下内容中得到公开。公开的内容还来自于博士论文“LegierungsentwicklungfiirhochfestenAluminiumgussinDauerformgie3verfahrenfiirFahrwerksanwendungen，，，AndreasG.R.Hennings，RWTHAachenGie旦erei-Institut，Forschung，Entwicklung，Ergibnisse，Band56。该博士论文的公幵内容对应于基于优先权的申请DE102007053159，经过详细参考理解，该博士文论的公幵内容作为本申请的一部分收录在本申请文件中。0.1引进与铝在机动车和机动车底盘的动力舒适性的需求不断增加，安全性和减少汽车燃料越来越大的压力下，以创新投入生产。尤其重要的是节省燃料，减少汽车的重量。为了这个最好是在车上，如铝，镁，以达到更高的组成部分，只有通过一体化和轻质材料的使用。对于一个在这样的驾驶动态和舒适性要求的同时，簧下质量减轻重量的需要来进行扩增底盘与车轮控制体重，主要是由最大轴载和有决心的[车辆动力学五贝克费尔德等。1994]。铸造铝合金底盘设计提供，根据汽车制造商和供应商，为25%和35%铁铸造锻钢部件[M.Mengeetal.2005；P.Hutmann,S.Kalke1998；K.Hee3，F.Soffge1998；H.Friedrich2002]。不像铝合金焊接结构是焊接过程中的整个物质组成与微观结构的共同未经事先频繁应力裂纹和结构的变化[五纽沃思，2005]。用于铝铸件的进一步上升的动力是组件和功能整合，该整合提供了用于连接和切割结构的铸件。本论文的动机和目的由于其优良的机械性能高特别强调悬挂部件重力铸造和低压模具铸造过程。另一个好处是几乎无限的设计自由。随着压铸部件组成，可在建设[E.Neuwirth2005]如肋骨和线程生产壁厚和复杂的内部轮廓。原因是作为一个最大的机械性能之间的妥协和底盘配件铸件铸造性的特殊要求，有内容的7至12重量百分比(铝硅)有关申请强制执行制度的传统亚共晶铝硅合金。在重力模具压铸，合金往往为AlSillMg，而在低压模具铸造用，合金AlSi7Mg。在过去几年中都得到了优化和发展传统的铸造方法、如低压铸造法(CPC方法)的特别铸造方法及其他压力支持的铸造，挤压铸造等工艺和铸造锻压(Cobapress)。另外一个更大的渗透和工艺改进进行了尽可能在数值模拟和分析的新方法项目。此外，合金的纯度，提高了融合冶金过程控制和质量控制。但是，这些创新是不够考虑在专门针对铝合金的新程序。由于轻金属合金的应用似乎不断上升的需求，目前看来极为有限，必须为轻金属合金未来的应用更强大，更坚韧，韧性铝合金发展。这项工作的目的是与悬挂部件的未来需求设计一个良好的工业大生产过程经济高强度铝合金合金使用的合金的发展，其财产配置优于现代的方法，根据今天的人工智能，合金的。发展要在工业持久成型铸造方法测试和表征。0.2底盘的铝铸造部件的需求铝铸底盘申请必须特点，如高强度，高韧性，耐腐蚀特性，主要组成部分。对人工智能中的底盘铸件典型的要求，例如在重力铸造模具铸造底盘AlSillMg控制台(大众的PQ24)，它们是拉伸强度Rm大于270MPa，和屈服强度RpO.2大于180MPa，断裂延伸率A5大于7%，耐久性70MPa周期在106负荷，良好的耐腐蚀性。欲了解更多强调元件，如车轮轴承的支持和支点，这是按照生产与低压铸造，挤压铸造或铸造锻压介绍，已实施的方法，需要参数值达到Rm>300MPa，Rp0.2>240MPa,A5>7%。关于描述组件的性能也不断提高对Al模具铸造部件需求预期。这项工作的目的，因此，关于为持久成型铸造应用终止成分显着较高的机械性能，特别是屈服强度的A1基合金的发展。这些要求是对创新的铝合金的预定目标铝塑性合金的基础上，最大伸展极限，断裂延伸率A5在7%以上，电子模块大约70GPa，良好的耐腐蚀和耐高温性，在持久成型铸造中良好的铸造性能，重复性质量(过程安全性)和可核查性，合金的低成本和易使用。0.3高强度铝合金的战略发展在一个的基本评估中，以选择一个合金是要物业发展他们在考虑设立第一铝合金及铝合金，一个或评估就第0.2中的参数定义。首先，根据评估的一般标准，如耐腐蚀，低成本合金的可用性。铝合金铜含量为1重量％是由于腐蚀的易感性不适合在底盘。在铝硅合金中铜含量高达1重量％-在室温和高温下，其强度提高，在持久成型铸造中接受的铸造性(热裂故障情况)持有[S.BalteS2003]。因此，铜浓度低于1重量％将发展为一个需要考虑的合金。出于成本考虑，导致铝含银合金排斥，虽然他们具有良好的强度性能。向铝锂合金的基础，也是成本的原因，因为他们看不到问题的处理办法。这同样适用于稀土(稀土)，除非他们的目的是为处理少量增加。同样，禁止合金组的Al-Zn-Mg和Al-Mg-Si系。前者往往具有很高的耐腐蚀和不可预测的脆性断裂，它代表一个底盘应用排除标准。AlMgSi合金具有优良的耐腐蚀性，但[VAW-IMC02004]，其强度和加工性能低于铝硅合金的是。这些限制的结果将有助于建立制度已经在这项工作的重点进一步发展铝硅合金。该系统下共晶铝硅合金，以期为铸造合金的应用与7重量％Si和更充分的研究。强度提高合金成分及含量较高的硅，镁或铜合金和工艺因素是已知的影响。这同样适用于限制，如初级阶段的电力形态的因素，为含铁金属间相和硅含量对铸造特性的影响影响。对铝硅铸态材料的腐蚀行为主要是硅含量[A.Bjorgumetal.2005]。另一个方便的起点上铝硅合金基地发展的一点是，是因为这种材料组的一个新发展合金化，而不是完全铸造客户市场目前正在建立合金系统的丰富经验给予接受。通常适用于重量不超过7铝硅合金硅含量_%，由于其形态凝固铸造加工，因此不适合在符合DIN恩没有按照1706规范。5重量硅含量(AISiSMg)合金在1986年规范中删除，因为它们有明显较差铸造性和强度低于AlSi7Mg。低铝硅合金中硅含量进行了研究，只有零星的基础研究就其形态特征及凝固铸造趋势代表共同财产铝硅铸材料[ff.Patterson,H.Brand1960；ff.Patterson,S.Englerl961；S.Engler,L.Heinrichs1973；S.Engler,R.Ellerbrok1975；S.Engler,G.Schleiting1978]。这些出版物提供一个坚实的基础结构与在此研究项目达铝硅合金铸态材料的发展。新建，部分压力支持的低压铸造等铸造工艺的使用也往往鼓励坏浇注料合金。数值模拟的允许使用的铸件凝固过程的了解。拇指规则现行设计的数值模拟使用的模具主要是过时的。灵活bauteilentsprechende的解释是现在更容易。是否都有精确的加热和冷却系统的形状，以及新的模具提供。在熔化的运作也有所改善的基础教材，原料可用。冶炼厂的协议和治疗的方法也有改进的陪同下，如工厂自动化的过程控制的新方法，这些重点的进步，在线X光检查或影像。许可证可用，以提高铸件质量紧密公差。在此背景下，它是合理的提出挑战的低铝硅合金铸造性硅含量现有的意见。一种广泛的合金开发第二，材料的出发点，除了在固化机制硅含量由其他因素的干扰和有针对性的阶段除了减少。陪同指导，除了模拟和冶金热力学基础，同时考虑，其他合金(AlSi7Mg)，包括铝塑性合金所有的审议。0.4合金研发的方法在过去的合金开发系统主要是在已知材料科学现象的传送，更广泛的群体和其他材料的详细测量的实验测试。因此，这种经验的工作带来了一个全面的数据基础优势，但成本高的开发时间和无功功率的非目标的发展不利。合金开发更高效率的承诺，在原则上是根据实验室的实验并行实时工业过程中的组件和高分辨率的微观结构及缺陷特性分析使用，除了必要的组件。未来以知识为基础的发展情况加强合金通过热力学模型的使用，同时考虑到材料(热钙，DICTRA)的动力学，以及仍然复杂的结构模拟模型(例如，使用MICRESS)[A.Bilhrig-Polaczeketal.2005]。图0.1给出了人工智能合金工具的开发工作，在此之前使用的示意图。合金的发展，详情如下处理。图0.1显示了以缩短开发时间，同时成功地开发和利用三方合金这里的工具的方法。0.5合金研发的过程该合金的发展分为三个主要工作包(表0.1)，其中运行，以缩短开发时间的部分，分并行A初步调查和潜力评价，B实验室测试和开发，C铸造试验及合金优化的目标。工作包是用来估计为高强度铝合金为持久成型铸造方法对铝硅合金硅的含量减少的基础上，发展潜力的时间效率。基于AlSi7MgSi含量从拉棒融化，系统降低到3重量％硅，以获取进入对铸态和热处理后的力学性能的影响第一洞察力。此外，进行了硅合金铝硅试件铸件在少Si的AISi合金的过程中，获得初级硅铝铸造性差压力支持的铸造合金的一般印象。此外，在拉杆的性能在工业生产的铸造性能的组件转移进行了研究。方案是“热力学模型”还没有完成。因此，实验方法和经验的热处理参数尚未选定目的地。对于工作包B是决定继续在实验室规模，更系统的工作。铝硅合金的研究范围是这对A1合金(1重量％Si)表示延长。主要是流动性和硅的影响计算的力学性能。作为一个额外的测试参数可以选择较高的镁含量(0.6和1重量％)，并考虑到中铁含量的参与和互动的元素。它支持通过热力学模型的镁含量的优化使用并行工作，并确定热处理的边界条件。相关的铜含量低于1重量％的影响被记录下来。表0.1合金研发的试验计划在接近年底的工作步骤B4的是在一个特定的合金处理窗口(元素边界)的工作在这个新开发的合金AlSi3Mg0，6个重点在时间随工作包的C实现，但在逻辑上属于B部分，有这样只有实验室试验，是研究在工作包B5的又在耐热性方面的其他合金，如镍，铜，镍，铬元素的影响。在工作计划_C，进行实地测试，以工业的铸造工艺。虽然代工测试最佳工艺窗口打开合金的创新，对在各自的工作性能和安全领域的铸造工艺，力学性能和化学的规格实现的。除了合金规格，细晶粒介质和锶加工使用的定义进行了研究。工作部分，C段也是的目标，合金铸造AlSi3Mg测试。在本阶段结束时，该合金的发展，是迄今为止的进展，是新开发的合金是因为他们有希望在重力剖面财产申请压铸，低压铸造过程一般被视为业务。作为完成工作的更多的方式，以改善新合金AlSi3Mg0性能，测试由铬，镍，铜镍另外6名。以实力和AlSi3Mg0.6伸长率进一步提高会导致铬的添加，高温强度可以通过一个铜和镍合金除了改善。0.6铸造方法，几何原理，零件铸造方法该合金是在亚琛工业大学铸造研究所，几何第一原则的紧张棒铸造(“法国模具，，，图0.2和图0.3)，并确定铸造特性(例如，“铸造螺旋”图0.4)压铸件。初步研究表明，在相关的所谓的结果“法国塑造”比所谓的“迪茨模具”与实际重力模具铸造部件的延伸属性的检验。此外，通过以下方式选定合金铸件用“实际部件”真正的组成部分，在重力的工业生产，压铸(PQ24个)和低压铸造(PCP)(PQ46)KSMCastingsGmbH,Kloth-SenkingMetallgiePereLHildesheim，然后在生产和铸造研究所解析评价。在一个基本应用，冷室压铸(“步骤试件”)是用来使一个为主要持久成型铸造方法合金开发过程的具体区别。重力模具压铸方法中的圆形拉伸试件要确定合金的力学性能和规格回合拉伸试验试件按DIN50125(B10)中的所谓铸造(“法国模具”，图0.2和图0.3)。它是“迪茨(Dietz)模具”，从功能部件样品的比较评估，一个参数，从实验的好转让与“法国模具工业过程”证实，除了对室，研究求解(Rm；RpO,2;A5)力学性能的测定。这些样品使用的微观结构表征金相截面生产也。应在拉杆的热处理国家正在研究，一门和接驳的分离，应仅在热处理后作出反击可能延迟样本。在压铸中的平面拉伸试件(分等薄片)在工作计划-C，合金开发AlSi3Mg对他们的压力铸造工艺的适应性研究。在这些实验中，在铸造过程中温度变化和重点检查时，将合金铸造。一个步骤板样品几何形状提供了估算的压力铸造的铸件特征的可能性。履带制造到冷室压铸机比勒630-资深大律师在亚琛工业大学在铸造研究所。该工具是由两个半垂直的模具。这些人士包括1型框架，它允许在插入几何模块化原则，以及该工具的几何阶段(图0.5)的实际使用。对不同厚度样品的几何代表这里的动产模具的一半；切口铸造轨迹在于固定模具一半，占据了铸造室(图0.6)。图0.2示出两个法国模具图0.3示出注入“法国拉杆”、断面和佩泽图0.4示出一个全新设计的螺旋模铸件的示意草图。该模具(左)的上半部有一门为填补从冷箱砂可用开放和加热/冷却管道通风孔。较低的模具一半(右)的螺旋几何和加热/冷却管道的安排。沿着螺旋形几何对应的厘米尺寸的标记。图0.5示出左，右，移动所有的模具样品台固定模具的一半的示意图。几何映射的原理是通过在设置下使用了表格的工具。图0.6示出该草图显示了三种不同的厚度(5，4，3毫米)的角度和横向溢出浇注行程豆形成的样品台几何原理。这一分等薄片具有DINA4尺寸。由于墙体厚度明显影响铸造技术的和压铸机械性能是一个平面拉伸后生产不同的组件如下厚度从踏板。该应用级别小组提供了三(5，4，3毫米)不同厚度的铸件的可能性。在抗拉强度，屈服强度和延伸率的确定。合金流动性的测定对于合金进行调查流动长度在铸造螺旋确定。铸造螺旋用在这里是一个新设计的模具钢(图0.4)，这是由一个监管油路加热。相较于以前的实验中，铸件的螺旋充填是另一种创新的实验进行了机械臂进行以获得更好的结果的重复性。充型性要计算充型能力(FFV)，所谓的“针测试”(图0.7)的使用。一个在实验装置的新功能是旧的研究也是这个自动杓充满剂量的样本。在本研究中，针样本合金变种的影响使用对AlSi3Mg证据。被认为是对晶粒细化剂的水平函数确定的FFV，并在金属静态压力高度而定。这些结果来估计在重力铸造特色压铸。为了确定在新鲜水果和蔬菜的压力支持持久成型铸造方法如CPC的过程是销试件的结果不得转让，因为在这里工作的充型压力明显较高。因此，这里显示的合金充型能力显着提高。机箱控制台实际成分PQ24和轮托架PQ46预处理后铸造实验室在对这项工作AlSi3Mg0.6合金时，真正的组件其可能的应用开发过程中暂时停工铸造和一个轮子支持托架PQ24以及PQ46合金选定变种。图0.7示出用于确定铸造充型能力(FFV)的合金的“探针试件”的模具几何结构的草图，[S.Engler,R.Ellerbrok1975]。图0.8示出PQ24底盘的控制台加工状态。图0.9示出PQ46车轮托架，在铸造过程中上部地区的相对应，可理解为小型浇注口如图0.8所示底盘面板PQ24(大众波罗，斯柯达法比亚，大众汽车公司奥迪A2)在重力压铸生产。作为在A组的初步工作的一项重要成果是指出，在温度低于700°C的故障，由于铸件铸造性能差(流动性铺AlSi3熔)是不可能的。实验期间的浇注温度为750°C的最高因此，研究的目的是用来确定在冷水淬火对铸件性能的影响。如图0.9所示该车轮托架PQ46(大众帕萨特，斯柯达高档)，大众汽车股份公司是在与合金的变体在AlSi3Mg理想压力的工作压力的公司共浇注系统的背景下。0.7热力学模型在该框架中使用的研究工具的热力学模型是程序热Calc的经典TCC和其基于Windows的应用程序的版本技术通告[热钙化2006]。该计划允许分期确定其形成温度下热力学平衡条件(缓慢冷却)和由Scheil，格列佛不平衡的合金相组成。由于高利率冻结冷却持久成型铸造方法在他们合金热力学不平衡，这就是为什么造型依法进行Scheil。这对铝硅基合金的模式是用在这些研究数据，数据库C0ST2“轻合金数据库2.11998/2003”铝及铝合金材料。明确热Calc是在本阶段的新兴评估工作，其股份在新开发的合金铸态组织。因此，举例来说，在铝硅合金的支持和阻力，如镁镁元素的最大水平含阶段形成能够确定。同样适用于铬，铜，镍，铜和镍合金。也可以被确定，必须限制在哪些合金元素，以尽量减少含铁或其他干扰区域程度。此外，计算热钙化，形成阶段的用于优化缺少处理温度参数温度。一个例子是在图0.10所示，为AlSi3Mg0.6Cr0.3小相单位结果或地区出现紧张阶段，如金属间分期问题更密切的合作。建议事先向全面模式开始比较典型的案件，从与金相切割阶段分数计算的结果。商业数据库引擎C0ST2是目前无法超越的一个新兴的利用中的晶粒细化剂和涂层与合金元素形态的转变相的热力学模型。图0.10示出作为温度逐步形成组件的功能状态图根据ScheilAlSi3Mg0.6Cr0.30.8试件的特征铸造性检验利用0.6节中介绍了铸造合金的进一步调查处理的工具进行。其他演员组成部分视力检查，铸造缺陷的外部标志。特别是这个制冷过程被查获未完全填充区域和热裂纹。在一个测试单元，对铸件整个量将筛选出的X射线。使用这种测试方法可以检测在与至少1毫米，并说明其确切位置的内部体积最小尺寸误差。该颜色入侵检测法显示按制冷过程裂缝，折痕，毛孔和其他铸件表面缺陷。金相学和分析为背景的力学性能影响理解，必须检查金相样品和分析。地面和抛光样品检验下了由蔡司(图11和图12数码相机配备光学显微镜)。有些样品提交给一个特别的颜色蚀刻(蚀刻后巴克修改)，它允许一个更好的解决和对铝合金(图13和图14单个颗粒分化的初级阶段)。要确定在选定的样本织物形成阶段的化学成分是一种在空间分辨化学分析，扫描电镜(能谱)。这使得单相单位包括化学成分，化学变化，在阶段(隔离)，或在测量领域个别化学元素分布(“场扫描”)记录。他们利用扫描电子显微镜的类型“蔡司双子座1550’。随着数字图像分析系统(IBAS的“ZeissKS400帮助”，中间树枝状结晶体缺少的缺口(Dendritenarmabstande，DAS)和粮食的特点决定了织物的细度的大小。图0.11示出一个阶段的薄壁描述显微空气PQ46样本铸AlSi3Mg冷却。图0.12示出与第一阶段从PQ46的AlSi3Mg样本描述T6热处理后的显微治疗图0.13示出非晶粒细化了合金的微观结构AlSi3Mg0.6，根据巴克的颜色蚀刻图0.14示出150ppm的它AlTi5Bl晶粒合金AlSi3Mg0，6，根据巴克的颜色蚀刻精细显微结构0.9改性铝硅合金及实验研究铝硅合金的，这是发达国家在这方面的工作一方面是基础，一个硅含量降低到了1-7重量％Si野生分享和对力量的增强镁使用效果等。因此，无论是镁水平是多种多样的，铁的污染影响和合金，如铜，铜镍，镍和铬元素的研究有针对性的增加以及对熔体处理效果(谷物提炼，加工，喷气处理)。镁含量的种类新开发的铝硅合金铸造应该有尽可能高的产量。我们的目标是要硬化合金待开发。铝硅合金中，这通常是实现镁添加剂。然后，在铸态组织片状针相0_Mg2Si相(图0.11)可能会发生。这主要是由溶解，加入由a-固溶体，它在淬火后仍然有效解决方案的镁。剩余的比例增加了牛硅氢硅。后由于金属间相0”和0’_Mg2Si的搬迁后可治疗的形成溶液的合金。在亚共晶镁含铝硅合金在增加铁的存在形成(杂质)，经常引发支多边形中的脚本，如相(Al8Mg3FeSi6)，并导致在伸长率下降。增加镁含量是基于热力学使用热钙建模。作为建模部分证实了在热力学平衡的最大溶解度是镁硅的铝硅中的a-固溶0.6重量％1%合金的内容无关。在镁含量超过饱和极限，是加强型的Mg2Si相，析出，可在铁与Ji相存在预期。在建模分析结果表明，在均衡的排泄Mg2Si的比例比在平衡快速凝固高，因为少了铝固溶镁仍然解强制。这就产生了，大意是更快地作出反应持久成型铸造方法AlSiMg铸件凝固治疗的解决办法比，例如，在沙滩上慢慢凝固铸件。这也解释了在水热铸件冶金强度提高猝灭作用。对AlSi5Mg0.6，AlSi3Mg0.6和阿什氧化镁，6比较模型，也看出，排出Mg2Si相在较低的硅含量低合金比例。随着Si含量降低的比例降低了电动相位的微观结构，并在同一时间，这一比例上升到初生a-固溶体的能力，因此包括了全镁合金中所占的比例更高。有一个关于镁，锗较高的容忍限度“规范，然后才来到不需要的沉淀。这在降低硅含量，以减少趋势的形成汉字状镁和镁铁水，沉淀的结果。又考虑到在熔化操作，轻的0.6重量％超分离的镁含量低镁燃烧出现在熔体准备相当接受AlSi3Mg。铁含量的影响在这项工作棚，硅穷人AlSiMg合金铸态在结构不断Ji相(Al#g3FeSi6)，以及针状铁板状相(Al5FeSi)。汉字状a-Fe相(Al8Fe2Si,Al12_15(Mn，Fe)3Si:_2在所检查的AlSiMg样本)不遵守。这是因为，镁的存在形态，而类似的n相(Al8Mg3FeSi6形式)。如果n相精细开发，它是在其上比阶段的强度性能良好的效果。不需要的n相可形成一个圆形球体的多边形边，或分支形态进一步热处理转移，可以在废物软化伸长(图0.11和图0.12，第十六)略有下降。铁的化合物0_A15FeSi是最常见和最有利的中铁铝硅合金达尔含阶段形态。越高铁的合金比例，强大，这是之前的部分铝硅共晶相存在撤回。因此，这个阶段也对铸造技术的锁孔影响，因为相水voreutektische排泄做出可以通过[A.M.Samueletal.2001]等阻碍融化。在低硅和镁合金AlSiMg含有的阶段发病率上升到由化学计量组成的阶段阶段是确定的，如0_Si相不包括在内。随着镁的Ji相赞成含量变化的相的比例。这种关系可以操作的AlSi3Mg。中的表达及铁铝硅合金的不同阶段的比例有显着影响，铁，镁和具体的(锰，锶，铬)或热处理少量合金元素的基本工资。阿锶对实验的基础上产生积极的影响不能确定的，以及是否低锶在任何可衡量的阶段电气细化共晶Si含量的结果。因此，它是取自锶的开发硅合金的距离差合金。试图以锰合金也无显著的0相镇压积极作用。另一方面积极的影响显示了铬，这是铸造机械性能测定样品的合金。有趣的是，随着已在铸态降水铬铁含量的多面体钛(Al#g3FeSi6)缺相的青睐。Ji的阶段发生在中铬合金成分的铸态成型证实了S.Murali,K.S.Ramanetal.1994等人的研究结果。在质量分数为Cr含量0.7重量％铬检测热处理后不再测试阶段。在一个0.7%的铬含量可以在粪便EDX分析发现，从证据A17Cr金属间相，可以存在，AlnCr2以及Al13Cr2。在对<0.1重量％与铁在凝固过程中熔体解释残余分流，铁的含量相对较低，尽管发生的beta阶段。由于该合金结构AlSi3Mg0.6组(相比AlSi7)至是在低共晶，总铁含量都集中在一个较小的体积，导致该阶段的形成A15FeSi限额和笨重针形成。因此，到在AlSi3Mg0合金铁含量的控制没有增加0.6合金锶，钼，铬，钴，或加载比在接受AlSi7Mg变质的A357合金高规格的意义。22Si含量的降低根据铸件的特点和0.3节中出现以下铸造技术在工作包乙进展是合金的系统调查，尤其是在间隔1-5重量％硅，如适当的。由于底盘部分，特别是在秋千(冷铸造营地)往往是厚壁，是一个预测的新鲜水果和蔬菜，没有在该组件实验中热裂操作方面不可能的。在实验研究的进展，在何种程度上凝固过程中的积极影响压力支持。封装的初步调查工作是一个不断增长的压力可能会增加与减少硅含量和相同的镁合金强度组件。该合金铸态试样在拉伸断裂伸长率略有下降与降低硅含量对强度和屈服强度显着增加。在已伸长赞成热处理和屈服强度降低。对于除了安全组件高产高伸长率(>7%)是不完善的地方，该合金AlSi3Mg0，第2和AlSi4MgO，与10%以上伸长率2概况，投适当的起点。至于以后的研究工作包乙因此，镁含量及由热处理性能达到系统的研究，有针对性增加A1S13和AlSi4。作者硅含量(AlSi3Mg，AlSi2Mg，并AlSilMg高镁在工作包B.2节的内容)进一步减少并没有进一步的积极作用的力学性能。一个演员的实力和状态株由镁此外，热处理硬化的目标相结合的理想性能为2.5至3.5重量％硅，它是在有限的工作包B3和B4和规定。该AlSiMgO.6增加了AlSi3Mg0硅含量的增加，以及从AlSi5MgOO.6再次流动性上升。在永久型铸造，对AlSi3Mg0.6流动性最低。与晶粒细化剂含量AlSi3Mg0.3流长度的确定依照镁含量增加至0.6重量％，增加0.6重量％镁铸件的温度。与镁含量和从AlSi3Mg0.6在与浇注温度升高(铸造差额)常量成分的增加流动长度的增加。镁含量较高的凝固形态的影响等不利的，所以不能充分融化流走。提高铸造温度，防止过早凝固和提供更好的流动长度。具有较高的晶粒细化对流动性程度显着的正效应AlSi3Mg0.6-合金。作为一个AlSi3MgOO.6合金的实际应用建议可以推断出，在模具或低压铸造晶粒细化差通过增加或在铸造差额增加流动性可以得到赔偿。一个在铸造差额效果由于初级阶段的铝共晶相的比例较高增长和较低的比例比较高硅为AlSi3Mg0，6含量在1比合金的影响力更大的可操作性。随着AlSi3Mg0.6可以在重力低压铸造压铸问题，并就技术部分的铸造技术认为适当的安排妥善。对于薄壁零件铸造，合金不适合由于缺乏加工和铸造等特点，坚持了合金的趋势，尤其是热裂纹。0.10AlSi3Mg0.6用于其它科学工作的结果总结和前景本文介绍的主要成果是一种新型硅贫困AlSiMg底盘应用，即AlSi3Mg0.6[PCT/DE2006/001525]合金的发展。这是区别于传统的铝硅合金的力学性能显着提高。在不同的铸造工艺，测试，如低压铸造的应用，重力铸造模具，并作为与其他持久成型铸造方法分化压铸允许一个未来工业生产的方向。我们审查了低硅，铝硅合金的内容不尽相同1-7重量％，镁含量为1重量％，铜含量高达1重量％。在铁的决心令人不安的因素的影响。与真正的几何和原则的铸造件试验得到在热力学模型。这启用了铸造技术以及有关的结构力学性能的特征的详细配置文件创建的。这是基合金AlSi3Mg0，6作为一个与我们的物业组合，并确定最佳的合金确定的合金成分，元素含量，边界和热处理，作为一个正在申请专利的合金特性的基础的进程窗口。研究表明，合金AlSi3Mg06合金规格有下列是一个明确的底盘应用潜力Si:2.7至3.3，优选2.5至3.1重量％Mg0.3至0.7，优选0.25至0.65重量％Fe:<0.18，优选0.05至0.16重量％Mn:<0.5，优选0.05至0.4重量％Ti:<0.1，优选0.01至0.08重量％Sr:<0.03，优选0.01至0.03重量％其它<0.1重量％以及各种成分的含量分别相对于100重量％的A1进行添加。对于低压力的方法(系列元件PQ46)与AlSi3Mg0达到11%(图0.15)，同时高伸长6非常有利的拉伸强度超过370兆帕组件属性屈服强度为300兆帕。相对于在该合金AlSi7Mg(A356合金/变质的A357)常用的方法，拉伸强度约40兆帕，屈服强度提高了约35兆帕斯卡，而伸长率增加3%。重力压铸(系列元件PQ24)略有降低达到力学性能(Rm=326MPa,Rp0，2=280MPaundA=4,3%,Bild0.16)但就抗拉强度和屈服强度总是程度甚至超过了暂停AlSill合金部件。相比之下可以增加130MPa和55兆帕屈服强度拉伸强度，伸长率降低5%，观察。断裂伸长率的PQ的46-样本被普遍看好的两倍，24日通过PQ的高拉伸强度和屈服强度可较铸态进一步由一个类似规模适当热处理增加。为了对铸件的力学性能最佳设置出现在AlSi3Mg0适当0.6的B-T6热处理，在研究方面，也验证参数。来自AlSi3Mg0，6两铸造低压铸造，重力，不增加冶金压铸铸件准确的努力，都是一般的看法是相矛盾铝硅组件重量少于5-%不产生胶囊工业离开。该合金压铸件AlSi3MgO.6违背不理想，使材料AlSi3Mg0，六是不适合这个程序。与AlSi3Mg0，6实成分的积极性意见进行量化，长期的原则几何调查。然而，该合金一般比在持久成型铸造方法AlSi7Mg和AlSill以前使用的低合金铸造性。对于优化和调整，以晶粒细化合金铸造参数，可以提高铸件性能和可操作性legierungsbedingte赤字补偿。图0.15显示图片代表了最佳的机械性能，这与合金AlSi3Mg0，6，使淬火相比AlSi7Mg在低压铸造实践中取得的参数铸态LG电子公司==溶液处理后，至T6，=经过T6热处理。Q是比较质量指标AlSi7Mg定义Q=Rm+1501og(A)。图0.16显示图片代表了最佳的机械性能，这与合金AlSi3Mg0，6条作出，而淬火和AlSi7MgAlSil在实践中取得的参数为lmg的重力压铸AG=铸造状态下的回火，LG=固溶退火，T6=T6热处理。一个全面的unschiedlichen热处理条件结构分析表明，铸件微观组织AlSi3Mg0，6铸造工艺和合金添加剂，不论每个主要包括五个阶段。除了铝固溶体的强度和电硅Mg2Si相和在硅A18Si6Mg3Feji相位特性(图0.11和图0.12类似的行为，是第六页)。公司还与镁和铬的添加相关的，讨论了不利影响0-AusscheidungstypA15FeSi力学性能，指出了需要控制可能在发达国家合金低铁含量。一个强大的晶粒细化是必不可少的合金(图0.13和图0.14，第六)具有良好的加工性能。在共晶细化，但是，可以免除。AlSi3Mg0.6为进一步个科学工作的出发点为AlSi3Mg0，6工业应用中重要的是，例如耐久性材料力学性能的进一步测试，对材料的疲劳曲线SN的准备，并确定对浇注料AlSi3Mg0，6元件的热应力的影响科学的兴趣将是深入介绍中投的形式(相干/部分相干)的Mg2Si相，析出的冶金分析AlSi3Mg00.6样本。对于这样的研究，高精度微探针的方法是合适的。从这个更详细的建议可以为热处理所得。关于结果提出了进一步调查的使用和合金AlSi3Mg0的进一步发展，已经赢得了6个。这些研究包括AlSi3Mg铜含量，镍含量，铜，镍和铬合金分享部分变种。铜，铜-镍和铬对AlSi3Mg0.6的影响唯一的铜或镍补充，以低硅含铝硅铸态合金显示，实验在室温下，无论是机械性能显着改善铜和镍的同时合金化，以AlSi3Mg0，6但是，该合金的类型应用程序的新的可能性，揭开了区外的温度，强调底盘如近耦合应用中，可建立元件的工作报告在这个基础。哪些AlSi3Mg0，6CuNi观察热拉伸试验媲美AlSi7MgCuNiFe并指向那些与这种材料(图0.17)潜在的力学性能。一个铬合金为AlSi3Mg0，6开辟了另一种是在在铸态力学性能已显着改善的可能性，但特别观察治疗后的解决方案，并可能外包。在一个实验中的拉杆初始系列是法国的T6热处理，伸长率增加了3%，这是由在拉伸强度提高了约37兆帕斯卡的陪同下观察。屈服强度是证明一个持续高企(图0.18)。模具填充能力改善了铬的存在，而流动性恶化。研究结果还表明，可转换为一个更有利的形态仿佛铬铁降水增加不必要的演员已经途径。图0.17示出对合金AlSi3Mg0.6法语(基本)和增加0.3重量％铜和5重量1-1-%，镍支持T65-150拉伸热处理钢筋力学性能在200°C高温拉伸试验C图0.18示出机械性能的合金AlSi3MgO.6CrO.1_0.7确定后，在法国拉杆T6热处理。未来的研究还应包括真正的组成部分，期望在进一步提高力学性能。这应该是充分探讨，以便为AlSi3Mg0合金规格，可扩展到6铬变体。此外，对铬或锰含量的影响熔体出现AlSiMgFe全面审查，对培训含铁理想的铸态组织阶段(对A15FeSi)在相形成光冶金机制。这不仅适用于AlSi3Mg合金，但通常为铝硅铸态合金。平行的工程师到Gussteileigenschaften和处理能力的目的的做法，这将是有趣的结构与工作的基础上，更多的理论冶金深入的办法，逐步形成和对AlSiMg由合金与铬，增加铜，耐热合金财产增加行动机制，特别是铜，镍，渗透到更多的科学性。1引言和动机机动车和底盘上的铝的应用对舒适性的需求不断增加，安全和Treibstoffminimie，和灰下设创新的压力越来越大的汽车制造商。其中特别重要的是节省燃料，以减少汽车的重量。对于这方面最好的是如铝，镁，以达到更高的组成部分，只有通过一体化和轻质材料的使用。据预测，在欧洲认同的中型汽车铝，2005年设在130公斤，到2015年上升到220公斤/车[美国尤尔根斯，H.-R.迈斯纳2001]。在德国铸造业的生产量在2003年3858000铁和钢，677061吨铝，镁合金压铸126，000[克沃尔夫，第亨泽尔2005]。其中，大约50%的铸铁材料，约73%的轻金属为汽车行业，其中在西德几乎每7个就业机会，直接或间接[楼依赖2003年秋天]。目前正在底盘，车身和底盘部件比例约6汽车1[四铝％Brungs，答梅茨，2000]，但显着的预测和2010年的增加是在汽车Dauerformguss[默瑟，2002]铝最大的增长市场。在符合轻质铝是一个可以实现节省重量超过车辆总数的20%预测[阁下Wallentowitz等。2003]。铝后，在电力火车(电力火车发动机，变速箱出现)是在过去的许多组件十年如舵机，副车架焊接部分和摆动轴承钢，铝铸造件流离失所铁结构。另一个优势是在整个材料和织物结构没有任何压力，因为他们和裂缝出现在焊接[大肠杆菌单组分结构变化纽沃思，2005]。进一步推动越来越多地使用铝铸件组成部分，是提高和功能一体化，加入到铸造及锻造结构的优惠。需要有一个簧下质量(重量减少燃料消耗需求/排放量减少，驾驶动力性，舒适性)将收集的暂停增加，主要是由最大轴载和车辆动力学控制体重的车轮将确定[五贝克费尔德等。1994]。铸造铝合金底盘设计提供，根据汽车制造商和供应商，为25%和35%的权重储蓄[M.Mengeetal.2005；P.Hutmann,S.Kalke1998；K.Hee3，F.Soffge1998；H.Friedrich2002]。本论文的动机和目的在永久性的金属模具(模具)铸造已被证明是轻合金部件批量生产的理想选择。持久成型铸造方法已经完善，可以说是今天的大批量汽车零部件的范围广，这一技术将生产可靠程度。由于其优良的机械性能是重型悬挂部件，尤其是适合重力铸造和低压铸造。另一个好处是几乎无限的设计自由。随着压铸部件组成，可在建设[大肠杆菌纽沃思，2005年极端的差异，如肋骨和线程生产壁厚和复杂的内部轮廓，]。砂芯的使用，甚至可以部分或完全关闭清盘空腔铸造容易。特别有利的是，综合规划的程序自动化，铸造，脱模，取心，以抹灰，热处理和质量保证。劳工密集的工序是自动基本上没有人帮助的范围内，现代化的设备可以快速，可靠地生产[L.Kniewallneretal.2002；E.Neuwirth2004]。原因是作为一个最大的机械性能之间的妥协和底盘配件铸件铸造性的特殊要求，有内容的7:00至12:00重量百分比(铝硅)有关申请强制执行制度的传统亚共晶铝硅合金。在重力压铸，合金往往AlSiHMg，在低压铸造用，合金AlSi7Mg。在过去几年中都得到了优化和传统的铸造方法Sondergie^verfahren开发，如低压铸造法(中共中央法)，半固态铸造等铸造，工艺，如压力支持的挤压铸造，Gie^Schmieden(Cobapress)或Formanla-发电机自动低压铸造砂(LamiCast[属膝盖沃纳之际，门克2003])。另外一个更大的渗透和工艺改进进行了尽可能在数值模拟和分析的新方法项目。此外，合金的纯度，提高了融合冶金过程控制和质量控制。但是，这些创新是不够考虑在专门针对铝合金新程序的开发。由于轻金属合金的应用似乎不断上升的需求，经常帐户，但有限的，必须在未来一定更加强大，更坚韧，韧性铝合金。这项工作的目的是与悬挂部件的未来需求设计一个良好的工业大生产过程经济高强度铝合金合金使用的合金的发展，其财产配置优于现代的方法，根据今天的人工智能，合金的。发展要在工业持久成型铸造方法测试和表征。
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：2.1铝在持久成型铸造方法中的操作相对于铸铁铝的特点是(模具)永久模具工艺性好。良好的铸造性，铸造温度低，快速边缘壳的形成，控制的形式和自动化程度的攻击使铝液高度的铸件生产。永久模铸造过程团体永久型铸造和压铸是[铝平装1990a]。这包括一些特别程序。模具展示，而不是砂铸件或Feingussformstoffen—个高导热性。最高铸造号码只能实现模具，同样良好的热震性能，提供广泛的翘曲，低膨胀，高导热性。热容量和热扩散强烈的树脂材料的依赖。对于铝Dauerformguss是常见的，因为在目前的工作，热作工具钢I.2344用于其在图2.1所示[岩浆2001]属性。模塑材料具有强大的影响力对凝固。因26此，高导热系数的模具达到了铸件快速冷却。在一个快速凝固在模具壁壳形成优势和优良的结构是由组成。图2.1显示了在这个热加工钢1.2344工作中使用的模具热物理数据[MAGMA2001]铝及其合金表现出凝固收缩，使收缩，形成一个边界壳他们从模具一墙之隔。其结果是空气的差距。对于确定的凝固速度之间的差距大小的碗，形成优势。从铸造热量被移交Q排出热量，V体积，p:密度，热容，AT过热(铸造差距)L:潜在热量，cp*AT:过热热量所吸收的热量是通过模具的差距a热传导系数，S模具表面积，t时间，TMetall熔体温度，TKokille模具温度由此得出设定时间从铸造热量被移交预算的热量，因此在设定的时间模型，因为时间是确定的相对高温的模具冷却扩散的财产。随着冷却(冷却通道的帮助下)或适当Kokillengeometrid散热片)，凝固时间缩短到[公关萨姆等。1998年a]。为了更快地冷却熔体发生不良影响，如Kaltl&ufe和没有填写，表单字段。因此，它是习惯模具预热至250°C至450°C的一种形状的温度可以运用预算隔热(微调“白”)或热导(“黑”)大小可以达到。通过应用规模继续融化，形成之间的直接接触，从而避免穿制服的顺利实现和表面组成部分是从顾客和[K.M.Martinezetal.1998；ff.Hops,R.S.Kendrick2004]。表2.1显示了Schlichtesysteme概述了这项工作的性质和使用。表2.1下表示出了采用A1模具铸造的铸型涂料系统及其性能2.1.1重力模具铸造除了压铸有色金属和重金属，轻金属为主，包括铝合金，主要加工。大约有三分之一是德国Aluminiumgussproduktion重力压铸生产。由于重力压铸，铸造，是一个永久的形式描述，并采取行动，在充型和除了对熔体凝固任何其他势力的严重程度[P.R.Sahmetal.1998a]。在重力压铸过程如图2.2所示的步骤。另一方面，建筑类型可以相差很大。应找到既简单折叠死亡是高度自动化的旋转木马(图2.3)和转盘的申请。一个模铸造系统显示从砂型显着差异。为了实现形式，尽管只有一小的损失，冷却温度充型过程中，填充门及门控系统的行动高，规模显着高于砂铸造大。横截面不能过大，可能会出现过度动荡和对浇筑流撕裂。一个进一步发展的重力压铸，是所谓的倾斜法(图2.4)与在铸造模具，是高达90°C倾斜。这减少的高度，从而使风险的动荡时，填写的表格。空气由于高熔化率可避免夹带插入泡沫陶瓷过滤器，金属丝或玻璃纤维的筛选。平静的同时填写表格，并筛选出诸如氧化膜和非金属颗粒的熔体流动的杂质。2.1.2低压模具铸造和抵压反压铸造低压模具铸造在低压铸造法铸造类似材料，如铸造。在德国，在N的D-比例对铝铸件冷却方法的比例约百分之四十。本地产品h6herbelastbare曲轴箱和汽车轮辋。镁熔体抗氧化保护保证操作简单，在铸造一达尔进一步显着优势。重金属和小钢量也低压力棚。图2.2示出重力压铸工艺步骤，[KSM，2005]图2.3示出示意图结构完全自动的六个位置转盘植物，[INDUGA，2004]图2.4示出摆式于Kokillengie^zelle铸造亚琛工业学院，电阻炉机械臂和倾斜桂盟4常驻按揭铸造模具铸造。在小费压铸生产的零部件可以更好地机械。性质较严重的压铸件。相对于低压性能有所降低，但生产率较高。牛艮据Niederdruckgie&verfahrenGie&anordnungen手段所受至lj的压力支持从通过从底部模控制的隔水管手段炉熔化的金属片压入。熔体向上运动的影响是在气动原则，即一浴表面上的压力(0.3至0.6巴)行事，从而支持将形状的液态金属放心。模具与熔融可以通过创建一个支持在模具真空灌装。在低压铸造和永久型铸造炉形成一个团结的整体，通常是通过一个陶瓷饲料管连接。该炉采用通常只用作饲养列出了较大数额的融化，从而使铸件作出迅速，没有中断。由炉的特点安排，立管和一个定向凝固模具的实现。这消除了复杂的门和馈线系统[P.R.Sahmetal.1998a]。在低压铸造的主要优点相比传统的重力压铸是更好地通过和平的形式填写和铸件质量控制的凝固，由餐饮降低生产成本和gie0systemloses铸造，优秀的焊接性由于铸件的低孔，可能是使用传统的流质难以合金，通过过程自动化降低员工成本增加。这一进程的局限性是采购成本过高，长期接触产生的融化增加了设施的维修。低压反压铸造方法(Counter-Pressure-Casting)低压铸造(共产党)是一种传统的LP法的发展。中共方法采用横向分割模具，这是上面安排的炉膛通过提升管道和连接到它的陶瓷。图2.5显示了该过程的步骤和流程结构的共产党。从传统的LP法的主要区别是，不仅炉，而且模具可加压。在填写的表格是Kokillenkammer烤箱，同一压力(2_7条)。实际填写表格是通过设置从约300至1000毫巴(图2.6)之间的炉和Kokillenraum差压。这增加了熔体进入模具填充的空腔。在填写的表格Kokillenraum突然放气，它是从炉可用的最大供应压力[属Wilrker，吨佐伊纳，2005]。凝固时间可调节的压差下进行。一个全面的概述的程序是佐伊纳吨第一千九百九十八需要有一个过程的数值模拟的基础上CPC所代表的模拟软件由MAGMAsoftwerdendurchJ.Popovetal.1999制成。快速凝固的压力是导致改善，周期短的时间Gussstckeigenschaften。对于共产党式元件有一个非常好的演员，结构致密，孔隙率和气体抑制。这使得组件属性来实现的高于其他铸造工艺的显着，如在图2.7的体现L.Wiirker，T.Zeuner2005undG.Ruftetal.2001furAlSi7Mg0.3所示。图2.5示出工艺步骤，程序和CPC的植物方案设计[KSM2005]。图2.6示出压力铸造周期曲线在CPC时绝对(左)，差压(右)。作者在周期开始时基本上决定了应用系统的压力Bauteilgiite量，[L.Wilrker，T.Zeuner2005]。图2.7示出流程与合金AlSi7Mg0.3实现在不同的铸造底盘零部件的力学性能根据L.Wilrker，T.Zeuner2005(上)undG.Ruftetal.2001(下)图2.8示出CPC进程(A，B)相比，重力erziehlbare成本效益压铸(C)[L.Wilrker，T.Zeuner2005]它可以处理的原因，一些吉斯纳被弃同时，它可以提高产量很大(图2.8基于这些优点)移出的过程提供了一种经济的替代重力压铸，如主要在重型安全部件，制造机箱(轮承运人，枢轴轴承，轮毂等)找到使用。2.1.3压铸压力铸造是铸造最快的制造流程，并为大型系列高效生产。铸件通常薄，允许非常迅速凝固，从而具有浓厚的罚款铸态组织遵循。铸件的其他积极的特点是巨大的尺寸精度和表面质量优良。压铸金属加工，通常用低熔点。最常见的铝，锌，镁棚。至于(气泡和KaltlAufe)的高强度合金的潜在实力程序上的原因并不完全exhaustable通常价格低廉，以及二次浇注料合金的使用。另一个优点是其相对Umschmelzlegierungen高铁含量，从而防止的倾向，坚持在形式。典型铝DruckgiePlegierungen是A1SM2GD和广东AlSi8Cu3_4。其中镁Druckgie^werkstoffen广东MgA19Znl拥有最大的份额。这种合金通常用于低体重复杂形状部件的应用。压铸的特征在于在高熔融金属液压或气动与高达150米/模具与镁的高能量被迫速度。在这期间，填补了铁水运输过程中保持了铸件凝固或增加使用的模具压力[P.R.Sahmetal.1998a]。压力铸造分为热，冷室，[米施洛特贝克2001]。这一分类是指土木工程，涉及铸造室。在热室机，铸造室坐落在融化，正在为攻击性的A1高的过程f乌尔铝铸件熔铁材料是不合适的。该铸造金属用量是自动的。图2.9示出工艺顺序时KaltkammerdruckgiePen添加，初步阶段，表格填写，包装阶段[D.Kahn2000]。在铝冷室压铸，熔体中添加从一个单独的烤箱手动或自动。通常有三个阶段的铸造工艺，如图2.9所示执行。后在与活塞之间的速度缓慢前进0.2第一阶段剂量为0.5米/秒，在推之前溶化铸造室的门的模具。为了减少造成的，在动荡的推动共同的融化，铸造活塞一个抛物线流速剖面(“准杆”)，活塞与线性加速度选择。在第二阶段，在活塞3-7米的速度金属/秒加速，并在很短的填充组件的腔时间雾化。在t施瓦茨在2001年的高达50米铝铸造速度大门创建/s的第三个阶段是在融化，压实为此很快高压力积聚的实现。它应该选择足够的剂量，使其余的仍迫切可以引进足够的重视[A.Flesch2002]。压力铸造的重大缺点是在铸件PorositMsanfElligkeit。在快速充盈miteingeschl印pt空气模具的形式是分布在以精细铸造凝固气泡存在。热处理和焊接件的演员，因而除了真空铸造等一些特殊的工艺，不仅使可能的。对于热可治疗和可焊接的结构部件，如底盘副车架，高韧性，因此，通常是真空浇铸的选择[米Wappelhorst等。2005]。压力铸造是组件，而产量高达200兆帕有用足够[米数量等。2005]，并在因元件几何形状和载荷情况下是可行的薄墙[法郎比茨1999]。对于停牌的组件，如暂停或承运人支点轴承由传统铸造压铸人工智能是由于对底盘部件和易感性的孔隙度的墙壁厚度不宜[M.Murakamietal.1979]。2.1.4持久成型特殊铸造方法和热等静压机半固态技术这里所指的是还对所谓的半固态技术。最著名的是所谓的“触变”及其现代变体，"Rheogie3en的。”广泛的方法概述米Fehlbier是第二千〇三在适应压铸制造工艺触变部分凝固的金属，其中约一半在残余熔体人工智能(从球状一个阶段的固定globulites固定部分组成的电气和热的KaltkammerdruckgiePmaschine灌装室)鉴于成一个模具压制。半固体(半固体)材料的应用使高压力泄漏，优良的强度和高伸长率强铸件使用。这种新方法可以，但是，迄今为止，在[乙少数例外Wendingen在起落架部件制造2000]为准对过程稳定性和费用的理由。液体压铸(SqueezeCasting)这也是挤压铸造“记者说，铸造是一种伪造，Drauerformgie^en[士元金子组合为一个程序的全面概述及其变种1980]。顷RW光碟凯瑟第二千〇四的主要特点是在一模铸造，由熔融加压后和维护的压力和之间的铸造和形式(减少空气间隙)形成的凝固结束接触。使得这种方法直属及门控无重大微孔系统无铸造和罚款的模式凝固。如果这种压力是采用从模具直接，它被称为直接挤压铸造，他是由外部压力公羊破坏，从间接挤压铸造。这种压力凝固为17.5至175兆帕斯卡，是在最小的压力从而已经是约150倍，在低气压[阁下考夫曼高1995]。该方法是定性为铝悬挂部件，生产也一负相对于其他方法，但是，也增加了在一个生产单元的投资，成分相对有限的范围。主席Ghomashchi，甲维赫罗夫2000年，程序应因此更多的高度复杂和薄壁铸件大量生产适合如大容量曲轴箱。铸造锻压(Coule-Bascule-Presseachaud-Verfahren)Cobapress这个过程是基于一个铸铝锻造空白[湾即波尔恩等。1998]。作为一个初步的铸造生产的压铸均化倾斜是在隧道内，然后打开Endformgebung和压缩在热压组件的锻造工艺研究。经过热处理完成[科巴2005]。组件的几何变异因而是有限的比其他铸造过程。法国程序提供了在汽车行业良好的机械性能，到目前为止，尤其是在中等量的应用实例，如雪佛兰CorvetteC5的底盘，以及在较高的数量，偶尔使用，如为后轴(标致406联名持有人)和奥迪A6[圣吉恩工业2005]后轴。无论案件[，而且在一些复杂的工序，成本的增加，甲光施蒂希，H.-G.Haldenwanger1999]相对于其他方法，特别是党的铸造过程中，可作为竞争力，仍然赢利。铸造的热等静压机(HIP)孔隙率收缩和天然气，作为这一进程的组成部分铸件或设计结果erstarrungsmorphologisch出现，可以尽量减少热等静压，或在理想状态的补救办法。据1987年由米Garat静压说明在Kermwertstreuung条件比原来的小演员，疲劳强度，提高伸长率和拉伸强度明显增加略有增加。铝硅合金的热等静压通常是以前完成的热量加压铸件治疗手段暴露在高温下，对铸件表面[毫米迪姆2002]静气力。基本上，热等静压服务的成功取决于一个的位置和性质的初始孔隙率大的程度。已经关闭的铸造，这是分裂表面(如氧化膜，Fremdphaseneinschlilssen免费的水果)，它来自塑料小学蠕变和随后diffusionsgeprSgte蠕变(纳巴罗，鲱鱼和科布尔蠕变[湾流在热等静压戈特施泰因1998年a])来Diffusionsverschwei^ung孤立的孔隙度以及由此产生的最佳材料密度[j的毛1992年a;高压阿特金森，第戴维斯，2000]。但是，如果oxidbehaftete毛孔凝聚臀部，可以清楚地通过氧化层孔隙压实，一个单位的物质分离，从而影响对作为结构中的一轮Gaspore材料疲劳强度的不利情况。为kokillengegossene，热等静压压铝硅合金力学性能达到比共产党成型样品为低[对比为AlSi7Mg0,3属ffurker,吨佐伊纳，2005年，1992年aj的总，葛巴切尔等招牌。2003]。由于较高的植物和资本支出和额外的更新过程，这个过程似乎更多的具有高附加值适合小批量优化。由于海绵/糊状凝固形态的硬合金浇注料或TiAl禽流感，因此这可能是比较小批量的铸件在航空业的成本压力下的大容量，如汽车底盘部件相关的数量。2.2高强度的经济的铝合金2.2.1铝材选材的标准铝铸造合金中，他们原则上由替代弹性模量的约79帕(AlSi7Mg0，3至T6)等传统的材料相比，处于不利地位的底盘，如铸铁(GJS-300)约190GPa和伪造大约200旋转[协定答钢铁(11V37)法特米，米Zoroufi2004]。在一个整体的观点，但是，赔偿是指由其他初步优异的特性。铝铸造合金获得对经典的Fe-C钢和铸铁材料在向汽车行业的轻量级解决方案的过程和日益增加的替代功能在伪造相关组件和焊接结构的重要性不断。当前反对或二元为在汽车大规模生产材料的选择标准是决定延长，根据W.PotthoffundI.Bogner1990强度和屈服强度韧性长期疲劳温度和耐腐蚀性能供应和可操作性成本及合金供应和刀具寿命功能，功能集成和组件的复杂性移动或没有弹性的物质的重量循环可行性重复性质量和可测性该材料类的选择，合金和制造过程是一个复杂的决定，因此问题主要取决于所涉及的单位劳工成本开始机械，技术性能达到。人工智能的材料和铸造工艺的选择使用，但也高度对合金(过程能力)确定的铸造特性而定。合金铸造的特点，对整体生产能力显着的影响，该组件的机械性能和铸件质量。一个合金铸造性主要是取决于它的凝固形态(见2.2.2节)，他们的流动和充型能力，以及凝结时间，热损失和收缩[S.Hasse2001]。人们普遍尊敬的可操作性的原因，因此，锻造和铸造合金之间，如图2.10所示的，尽管增加了铸造合金在许多情况下，其机械性能已接近甚至不来的力量，锻造合金。新型改性铸造工艺，特别是在第2.1.4SondergiePverfahren提出，但是，提供合金群体之间的差距的机会减少。铝塑性合金锻造铝合金底盘部件通常在耐腐蚀合金恩仙_6063(AlMg0，5Sil)，高强度材料(AlMglSiCu)[阁下Lowak，光福尔拉斯2001]或合金的EN-抗磨-6082(制造AlSilMgMn)[二战阿道夫2001]提供，但不几何复杂性通常高于铸造零件模具的成本。表2.2给出了人工智能与机械性能高，原则上也都是合金的发展和修改与一个雄心勃勃的基准合金高强度特性的概述。图2.10示出示意图结构，铝铸造(左)和合金(右的主要化学成分)[GiePereiVerlag,1998]。表2.2高强度的铝塑性合金的性能[根据ASM1998]。2.2.2祷la锡口金铝铸造合金(图2.10左)被列为按照DINEN1676和DINEN1706欧洲标准。只有通过其获得的铸态铝合金材料的技术含义，作为合金元素在机械和加工性能显着改善的结果，甚至微小的补充。一个最常见的禽流感，铸造合金的力学性能概述，并在铸造表2.3不同。招铸造合金，这是由于贵重金属(铝矽银含量)不合算或稀土(铝锂，稀土)的内容，此外，由于汽车铸造高容量高SchmelzereaktivitSt尽管优秀强度性质，是不适用的，没有考虑在这里。髙强度铝合金，因为他们的固化机制，分为两个班(将分为自然很难或可治疗的)。表2.3:示出了在不同的铸造方法中最常用的铸造铝合金及其机械性能[根据VAW-IMC02004]热治疗的，耐用，韧性铸造合金硬化合金类的主要依据系统亚共晶铝硅镁，铝，硅，铜(固体和韧性)和A1-铜(高注意到，少韧)。它代表着这个阶级的工作考虑schwerpunktartig合金(见第2.2.3)。当加入合金是铝，硅，镁基合金或铜，铝或镁，以铜为基础的合金是由金属间化合物Mg2Si相或A12Cu可治疗沉淀形成的合金。在铝硅2.2.3节中讨论了广泛的系统。通过不同的热处理(见第2.2.5)可以有选择地设置属性，构成一个变量之间的妥协，解决了高强度和高伸长率明显困境。对这一群体的合金范围是沙子和持久成型铸造方法高品质的设计，主要部件组成与安全特性。硬化合金类的主要依据系统亚共晶铝硅镁，铝，硅，铜(固体和韧性)和A1-铜(高注意到，少韧)。它代表着这个阶级的工作考虑schwerpunktartig合金(见第2.2.3)。当加入合金是铝，硅，镁基合金或铜，铝或镁，以铜为基础的合金是由金属间化合物Mg2Si相或A12Cu可治疗沉淀形成的合金。在铝硅2.2.3节中讨论了广泛的系统。通过不同的热处理(见第2.2.5)可以有选择地设置属性，构成一个变量之间的妥协，解决了高强度和高伸长率明显困境。对这一群体的合金范围是沙子和持久成型铸造方法高品质的设计，主要部件组成与安全特性。韧性固体和可治疗铝合金这些合金铸造后不久就已经没有后续热处理，因此良好的拉伸强度和延展性，节34约成本可以实现的。特别意义的，因为这些合金铸造，传统上正当程序有关的气体孔隙度，并为可能延迟组件，零件热处理的原因是可以避免的。系统主要合金铝，镁，硅，铝，锌，镁。图2.11示出摘录二元相图铝铜[P.R.Sahmetal.1998bnachL.F.Mondolfo1976]。图2.12示出摘录二元相图铝镁[P.R.Sahm1998betal.nachL.F.Mondolfo1976]。图2.13示出二元相图铝锌[P.R.Sahmetal.1998bnachL.F.Mondolfo1976]。在第一组的性能是株AlMg5Si2150-200兆帕屈服强度8_15%，而[美国最大的应用希尔舍等。1998年，克特伦达，甲Kraly2005]。的Almg铸造合金通常含有30-10重量镁的Almg相图(图2.12)表明，正在为34.5重量-镁及450°C的铝共晶混合物和金属间化合物A18Mg5%。在牛氢温度是格A1中的固体质量分数最高溶解度17.4镁100°C，这是重量只有约2-%(图2.12)。同时伸长率明显下降的强度和时间镁铝合金硬度增加。除非与镁，硅或铜合金，是合金是由Mg2Si相或A12CuMg，沉淀形成selbstaush&rtbar。阿镁合金，锌共同造成的A12Zn3Mg3颗粒排泄例如自我强化，当演员尤其有利。该合金也适合在底盘足够耐腐蚀的应用，如在抑制合金中的硅晶间腐蚀开裂或相AbMg3[光强调负责任的形成格雷文，2004]。因为一个大的凝固区间，铸件的Almg然而，特别容易受到热裂纹禾口Schrumpfungsporositaten为什么砂铸造模具AlMg合金或不合适。当前AlZn铸造合金含有约4_7小波-锌和0.3%至0.7重量，铝，锌系统(图2.13)的共晶点是94.5%，镁，锌，382摄氏度作者31.5重量特别高溶解度-在275°在固体a-人工智能？％锌正在稳步缩小随着温度的降低，所以这是在100°C可溶性重量只有约锌。在技术AlZn材料仍然是整体中的锌铝固溶内容仍然没有得到解决，并作为一个单独的阶段。在AlZnMg导致锌合金，镁由于Mg2Zn或A12Mg3Zn3颗粒消除自硬共同合金。然而，这些设备往往自发脆性断裂，因此不适合用于底盘应用。铸件凝固行为和特征除了在理论上可以实现的力学性能，是一种合金铸造性是最重要的选择标准。所谓“铸造特色”,流程,权力和财富Lunkerverhalten的Warmrissempfindlichkeit和充型能力相结合[P.R.Sahmetal.1998c]。合金铸造的特点是一般由他们凝固行为，即其目的Erstamingsmorphologie[第表现恩格勒1970；体育恩格勒，光G6ckmann1974年第恩格勒，葛Schleiting1978]。图2.14显示了5个基本类型的凝固在连续两个时间点。对于外源类型，固化固化启动)在模胃H(stengeif6rmige0^#)的内生Schmelzeinneren(*globulites。的^>g，“JI质利壁，rauwandig，游泳和糊状”指的是在凝固过程中枝晶生长类型中的铝材料。只有包括纯粹的共晶合金铝及A型(AlSil2，5)“(光滑的墙壁)。在亚共晶铝硅合金凝固作为一项规则，根据类型的“C”(海绵)。较高的硅含量，亚共晶合金的基础上在A199.9<12.5重量硅，是高在凝固rauwandig至糊状(内源性股)。当接近7重量共晶含量，是外生份额更强烈地发挥[第恩格勒，葛Schleiting1978]。AlMg合金凝固后的球状混合形式的"D和E”(糊状到schalenbildend)。AlCu铸态合金(0.5%-30重量铜)代表游和糊状凝固之间的中间类型，凝固形态达尔。影响是仅由合金，而且还通过铸造方法的应用。高等教育凝固利率走向“外源性”的方向，如海绵，Erstarrungstyp可以简化的粗糙壁艺术指导的事项必须指出，壳形成凝固类型有更好的流动和供应能力，从而促进Makrolimkern形成。海绵和稀烂类型而减少流通和熔体的供应能力。这将有利于精细微孔分散在组件以及热裂故障(图2.15)。图2.14示出示意图凝固的五种类型，每两个连续时间点[W.PattersonundS.Engler1961]。图2.15示出图片说明了在凝固过程中热裂化和影响力的机制。热裂纹只能发生在凝固。图2.16示出概述是Kokillengeometrie的“脚”的测试，确定铸造充型能力的合金(FFV)，[S.Engler,R.Ellerbrok1975]。图2.17示出代表一投“螺栓样品。柱之间就用来确定名义FFV的量的差距。根据灌装容量(新鲜水果和蔬菜)的一融化的时间来适应模具型腔模具的轮廓是理解能力。这种能力至关重要，在熔融状态下的物理性质。模具填充能力就融化，而这又是粘度随温度变化而定。通过高Gie0spannen,设置延迟时间和熔体能够射穿窗体的最小部分。模具填充能力是对熔体表面张力的依赖，因为潮湿，融化的形状轮廓的高表面张力差，从而反映穷人[W.帕特森阁下品牌I960]。以上的熔体是涂在模具填充比只作为物质价值和外部的压力metallostatic影响表面张力的能力取决于转变温度。在新鲜水果和蔬菜的决心是由浇注所谓的“针测试”(图2.16)。样品的演员(图2.17)是数学计算，如在3.3.3条的解释工作。图2.18示出铝硅二元相图[P.R.Sahmetal.1998bnachL.F.Mondolfo1976]2.2.3该系统的铸态铝硅及其合金铝表格于12.6wt%的硅一熔点577°C间共晶硅。对硅固态A1-固溶溶解度为1.65重量为577°C。溶解度迅速降低，随着温度的降低，因此，在300°C的重量只有约0.07-%(图2.18)。亚共晶合金凝固与他们形成第一铝初级阶段，a-固溶体，可形成树突状或球状晶粒细化也紧凑。低于577°C间分隔了铝硅共晶相化合物的第二阶段。a-固溶细度和a-固溶体的形式，以确定其在电力平衡的影响和由此产生的MikroporosiSt热裂故障及最终的铝硅合金强度[妇女的暴力行为，海事协商组织2004年铝莱因费尔顿1995]。因此，铝硅合金晶粒细化剂的化学添加(参阅第2.2.4节)，即是因为更多的晶界树突状紧凑a-固溶体形成。间接地，更优良的a-固溶体，从而使一对力学性能，尽可能[QT间房，格兰杰多巴胺]减少孔隙的发展产生积极的影响是较短的扩散路径，并在1989年热处理[吨Kattamis1982]。安晶界越来越多不能直接适用于单相合金下的位错运动[克阻塞霍尔佩奇关系戈特施泰因1998年b]计数器的裂缝进展[光米勒1996年，四库贝2000]，因为它们影响到其他(共晶，金属间期)的力量来解决它的结构元件。不过，该基地的所谓的本地二次枝晶间距臂初级阶段的微妙系统(DAS)在a-固溶[崔京奥斯瓦尔特，硕士米斯拉1981年，重介质表面活性剂，阁下福克斯1983]或树突状紧凑突出粮食(树突细胞“)，晶粒尺寸[稀土枪，遗传资源加德纳，1963年，甲烷卡塞雷斯，机QG王1996]作为影响结构质量的有效[米德鲁齐等人的因素。1980年；甲烷卡塞雷斯2000A型三维]。组织细化，化学因素和互换曲线都包括在创建高品质的工作经验指数的图表，特别是AlSi7Mg像往常一样，是[甲烷卡塞雷斯2000A型三维；茉莉酸泰勒等人。2000]。它们被用来预测材料的使用寿命和耐久性[Minichmayr河，钨。Eichlseder2003W.Eichlseder2004]。DistfilesAlSi7Mg纠正指数并非容易转移到其他另一个铝硅合金。在这项工作中，原本是为德鲁齐等人。1980年制定的质量指标室=q个单位免费使用的最大强度，A5=单轨伸长率Q=Rm+1501og(A)此制定了AlSi7Mg指数合金仅限于其他铝硅合金。信息的质量指数在这项工作中Q是按照上述计算公式，但没有可靠的定量，而纯粹的定性意见，并导致粗比较图表。共晶相(铝硅)如果合金中硅含量超过有关的溶解度限值，那么，除了a-固溶体结构包含作为耦合部分凝固Al-Si共晶共晶阶段的初级阶段。在此不同的铝硅合金，共晶硅阻碍了庆祝活动可塑性强的铝硅铸态合金所。铝硅合金的铸造性能很大程度上取决于对微观结构中产生的电相的比例，从而对硅含量。随着Si含量最多的共晶成分，提高了资产的流动和力量。良好的实力和优良的铸造性值的组合是naheutektischen合金(矽>7重量)的Al_Si铸造材料的主要代表。铝硅合金硅质量分数低于5含量铸造性能差，使它们，除少数例外情况，如基础研究，在技术上还没有被使用。共晶硅相形态可分为三种类型[X.G.Chen1990]“颗粒”一些多面体，制版(初级)硅，部分不规则分布粗杆形硅晶体“层状”辐射安排，通常针形硅晶体"verdedelt"非常好，部分侵入珊瑚训练硅单晶棒。该形态的表达依赖于两个可能的化学处理(见第2.2.4节)，由凝固条件和热处理的潜力(见2.2.5节)的共晶硅从球体球化。此外，该芯片形态有一个对一个合金的强度相当大的影响和可能，在颗粒和粗表达片层组织破坏性影响裂纹萌生，但在verededelterspheroides和球化Dispergid以及增加对材料的强度矩阵。精制共晶硅粒子和罚款球体有助于根据奥罗万机制(以位错绕过颗粒)增加强度(见第2.2.5)。球体外观不应与初级硅[吨SphSrolitenbildung混淆赫富，第恩格勒2000]。与下降的临界剪切作为一个功能粒子体积分数的距离和半径为r的应力增加男，即分散程度的F/住宅[克戈特施泰因1998年c]。在共晶硅颗粒原位强度大约是200兆帕，然而，在未涂布硅已T6热处理后，在原址500-900兆帕[西堂等人的实力spheroidiertes。2004]。电气精细结构有利于作为一个合金元素在固溶回短扩散路径的分泌重组Mg2Si的晶界共晶(在a-Mg扩散固溶)[大肠杆菌镁邓克尔1965]。在其形态和定量表达行使共晶硅在室温下具有的力学性能有显着影响[阁下温克尔1963年的A.赛加尔，日本烟草贝里1987]。结果表明，断裂可分为铝硅合金一分为三三阶段[A.Gangulee,J.Gurland1967；R.M.Voigt,R.D.Bye1991；Surappaetal.1986]颗粒裂纹萌生于泗扩张，进一步裂纹生成以一腔撕裂铝腔之间形成矩阵。在低硅含量，对DAS的影响力和a-球状固溶于晶粒尺寸来后的力学性能和J.古尔兰埃尔根大肠杆菌超过1970合金在siliziumreicheren重要。在过共晶合金，偶尔，除了a-固naheutektischen合金(泗<解决12.5重量发生，那么“不正常凝固称为[铝平装1990b]，巩固了在六角板形硅晶体的形成第一个主芯片。该这些合金的耐磨性提高，但是，中断的多面体的结构，即强度和伸长率显着降低。铝硅合金中的金属间相在技术铝硅合金，有时需要像镁或铜合金化金属间严格计量阶段。也有不良的金属间相，这是由铁，锌，铜杂质引起的。积极行动铝硅合金中金属间化合物相主要与铜，镁或后铸造和热处理后产生的影响合金。作为演员，他们大多是来为中国式的字体排泄物前:Mg2Si相(面心立方，Zintl相[河P6ttgen，研发霍夫曼2004])或A12Cu(面心立方[克戈特施泰因1998d，电子])。关于对沉淀硬化[克机制为基础的力学性能产生积极影响戈特施泰因1998e]。在热处理和沉淀的0_和G-Mg2Si的A12Cu(e相，四方)在深入讨论的第2.2.5。不良金属间化合物析出，主要是有色金属化学计量化合物，其中大部分是在现有形式粗mocthologisch晶界和力学性能上的不利影响产生负面影响。这些措施包括含铁阶段A16(MnlFe)A13Fe,a-人工智能(MnlFe)硅，磷，AlFeSi(A15FeSi)和Ji-AlMgFeSi(A18Si6Mg3Fe)及其亚群。他们的起源和特点取决于熔体的化学成分(例如，镁含量)，主要是在冷却条件(稳定或失衡后Scheil凝固)，并可能随后的热处理(见第2.2.5)。铝硅铜合金St6rphasen是AlCuMg(S期，Laves相型)和AlCuMgSi(H型或Q相)。其他可能出现的技术相金属间铝硅合金的晶粒细化和Verdelungmittelmitteln增加。也就是说，它们出现的a-固溶或欧盟tektischen阶段目标调制凝固过程。这些措施包括A13Ti，硼化钛，AlSiTi(过剩核或钛基合金)和A14Sr和AlSi2Sr(高含量的炼油副产品)。因此，只有简单的二元相图不足以预测紧急阶段和结构成分，但必须使用多组分复oMehrphasendiagramme■于系MIS娃铸造铝硅合金用通常含有其它合金元素，如镁，铜，镍，锰，铬，钛或B，如铁，这可能除了对微观结构和性能的重大影响力的建设阶段的杂质。通常有一个或两个以上的相对高浓度的这些元素，以及其他元素(各种杂质浓度低合金成分)。因此，技术合金可能不被视为Zweistoffsysteme，而是作为一个三元或更高的系统，一个复杂的多组分的组成形式。相对于Zweistoffsystemen形成一个新的阶段，溶解度的变化和相变温度的一系列转变。复杂三元系的代表性，或预测，只可以在两个等温截面尺寸。因此，让我们的存在和平衡阶段的边界地区作为国家[j的浓度函数汉森楼贝纳1974]。图片从超出Mehrkomponetensystemen三元系统只可能在准二元或-三元削减。通过这项工作的最重要的割伤多组分列如下(图2:19至223)。图2.19显示了三元铝矽镁的液相线投影。低硅，镁含量均位于左下区。图2.20显示了这个三元体系固相线温度的预测。与硅和镁水平的提高温度下降。相比之下，三元铝硅铜提出。这是在液相线投影图2.21也。对于低硅，铜含量的右下角合金是相关的。阿Vierstoffsystem再也不能在飞机上目前只有简体表示是可能的，因为该系统图片展示222铝硅镁铁和系统图2.23铝硅镁铜。图2.19表明该三元体系铝硅镁液相线投影的，[ASM的1998]。图2.20显示图片该三元体系铝硅镁固相线投影，[ASM的1998]。图2.21表明该三元系统铝硅铜液相线投影的，[ASM的1998]。图2.22显示部分地区存在的三元金属间化合物相的准铝硅合金中铁和镁的(第四系)，[A.L.Dons2002]图2.23地区铜镁合金和金属间存在相铝硅简化(在第四系)，[A.L.Dons2002]为了捕捉这些复杂的多组分和现在(热力学模型)，是根据热物理数据库相图计算方法[属考夫曼，阁下伯恩斯坦的1970]，已开发了热计算器，DICTRA,ChemSage，卢卡斯[乌拉圭回合谢特纳1997]，PANDAT[SL和陈等人。2003年，长拉维角沃尔弗，2005]或Alstruc[美联东斯2003]。这些允许，形成阶段，以确定化学成分的结构计算，隔离和股票，如果数据库被加载根据[美国赫克特等。2004]。在这项工作中所用的方案是“热计算器。2.2.4晶粒细化-精炼-金属处理亚共晶铝硅合金的晶粒细化晶粒细化是熔体处理，以诱导的a-固溶修改。决心在未经处理的树突状融化在总a-固溶结果，浇注温度和冷却速度(散热)晶粒的大小。所谓“晶粒细化”，是在熔体，它的引进和外国细菌引起的分配被认为是细菌数人为增加。高级细菌计数导致了晶界碰撞的罚款大约球状结构。作者主题类型很好的概述W.赖夫1998，和H科赫第二千如图2.24及本研究开发的合金AlSi3Mg图2.25，导致对Al-Si铸造合金晶粒细化通常是一个更精细的教育紧凑的树突铝固溶体小的形式，电耦合，在增加粮食组成的铝和硅。通常的球状微观结构的feinausgebildete晶粒细化铸件上占据了明显优势的粗粒度，并不是投细化晶粒组织的影响。晶粒细化是有用的，尤其是warmrissempfindlichen铝硅合金和铝镁铝铜合金。重要的优点在于改进的大规模饲养，通过提高供应能力，改善表格填写和流量，减少锁孔和热裂形成从而增加延性更好的表面光洁度。在另一项粮食铝硅合金细化的积极效应是次要金属间化合物更加微妙，如阿尔弗Ali3Fe4，A10Fe，退出，a-AlFeSi，均勻地表达了这样的a-固溶体晶界分布[P.Schumacher2003；A.L.Greeretal.2003]。图2.24显示了非晶粒细化了合金的微观结构AlSi3Mg0，6，彩色蚀刻由巴克图2.25显示，在150ppm的AlTl5B1由巴克细化晶粒合金的微观结构AlSi3Mg0，6蚀刻，颜色商业Komfeinungsvorlegierungen，主要开发的需要，生产的合金[阁下科赫2000]。在实践中，在合金丝或华夫板形式，类型AlTi5Bl最常见的合金AlTiB中间合金的主要方法，A1TI3B1或AlTi5B0，2因此没有对技术铝与硅含量7-11重量合金四是匹配。目前的水平增加100至300ppm的。最近，为进一步发展AlTil合金晶粒细化剂，具有不同钛2B0.5:乙比2.21[西澳施耐德等。2003年阁下，科赫2000]，更好Kornfeinungsergebnisse实现在较低水平外，或AlTiI，6Bl，4铝硅铸态合金(TiBAlloy传播)。应AlTiI，6Bl，4中的锶合金中成绩较差的情况下，但在炎热的角度来看，AlTi5Bl产生裂缝[四启动等。2002]。最近的作品是在热力学模型[体育范围库珀等人。2003年的J.的Gr6bner等。2005]。高钛与硼含量被认为是关键的技术铝硅合金通常含有甚至超过0.04重量钛，这不会对微观组织细化的影响，但对混合氧化物(AllTi)B2的形成促进。硼量过多负面影响也可以聚集和沉淀[阁下科赫2000]。该Kornfeinungswirkung是由于同金属间化合物TiB2的，应在不溶性微粒在熔体[A表格齐布拉1951]或在包晶反应s的A+A13Ti->a-铝[j的平齐，低频蒙多尔福1971]。最近的研究[体育舒马赫2003]有人说自由关键钛熔体中形成的核一薄层A13Ti的。没有这种核是不可能的。在熔体过剩自由钛，从而导致计量TiB2的，作为一个A13Ti[体育基板行为的存在舒马赫等人。1998]。形成层A13Ti可能由当地包晶反应融化+A13Ti-让>a-铝核。晶粒细化用中间合金AlTiC表现出特别是在与a-固溶体(Si含量低合金高含量有效)。图2.26显示了硅的含量与AlTi5Bl晶粒细化的影响。可以看到，在从1%至3%硅含量，晶粒细化是最有效的，通过两相如等人的研究证实。确认在1997年和刻苦钻研[北京麦凯，体育舒马赫2004]。这一过程发生在一个较高的硅含量质量分数为3-在一定的工艺条件％的(高温，高自由的钛浓度，长期保持在烤箱次)。在“四中毒现象称为(图2:27)是由于对禽流感的硼化物Basaloberfldchen核机制AbTiZAlB2与Si2Ti形成直接挑战是对a-人工智能[体育舒马赫，2003]的形成。在铝硅在技术与质量分数高于3%硅合金铸造实践内容这样的结果后，举行了半个多小时的时间到了Kornfeinungswirkung(图2.2)[水杨酸科里等人衰变。1999]。在铸造实践中，因此最好是避免上述条件，或通过对TiB2除了柜台降低了熔体[体育自由钛浓度的外观舒马赫2003]。图2.26显示在硅对铝硅合金晶粒细化的内容有大师合金AlTi5Bl[妇女的暴力行为，海事协商组织2004]的影响。图2.27显示硅中毒固定Kornfeinungsbedingungen作为硅含量函数[体育2003年舒马赫，两相显示等al.1997]图2.28:200ppm的颗粒尺寸AlTi5Bl铝硅合金gefeintenA1和治疗后的烤箱中保温时间的功能，[山口科里等人。1999]。对于AlSi7似乎是在熔体(理想体重0.2Mg的存在镁赞成)1晶粒细化，这可能是由于禽流感的熔融[科里水杨酸等表面张力下降。1999]。在这项研究中，浓度为600ppm的A1TI5B1导致比正常的做法，更好的效果显着增加150-250ppm的水平，高于它可以来的钛化合物Ausseigern。这重力沉降钛硅钛铝(铝，硅)3以上重量0.12钛含量的融化，发生和AlSi7Mg乙布鲁斯南等原因。在2002年描述，绝不能经常错误地认为是一个硅中毒混淆。据报道，随着钛的合金熔体通过改变氧化层和组件中易感性的孔隙度，以便积极影响[F.-J.氢吸收一降低晶粒细化科林贝尔1998]。阿尔蒂克，晶粒细化，正如他们在AlTi6C0，l和AlTi3C0用于锻造合金15[楼Romankiewiecz2000Molodovan页，克波佩斯库2004]铝硅在铸态合金的结果表明可以接受的。锆铝硅合金的晶粒细化剂，也不合适，因为他们与基地和在烤箱泥ausseigern反应。40最近的一项研究[王军等人。2003]报道，在1965年以前通过TFBanamove工作的基础；吨近江，米Kudoh1992年，1995年和J.Zengyun绍康克等人。1999年，对细化晶粒AlSi7Mg混合两种不同的可能性，在炎热的铸造和铸件lRefraktSrfilter前融化。作为一个理想高于800°C熔化温度950°C和600°C的所实现的RefraktSreinschlllsse(异质核)和一个在融化的内在核增加了晶粒细化解释是。当混合熔体的keimwirksam融化在这个大冷原子簇。同时，通过高度的低温热熔胶小群在混合后，将热熔和冷细菌有效。该过滤器产生的熔体均勻混合。亚共晶铝硅合金表面处理共晶相的形成影响了机械，铸造，以及材料的物理性能。硅电提出在第2.2.3和描绘2:29修改目前的形象。对于一个的热物理和化学原理全面的概述，和共晶硅XG的陈式增长，1990年晶体生长理论；Nogita光等人，2005。图2.29示出对铝硅共晶结构的修改[P.R.Sahmetal.1998b]。图2.30示出氧化氢的谷物铝硅合金的基本类型[X.G.Chenl990]。图2.31示出这三种基本类型的共晶(扫描电镜照片差异。放大倍率，硅FreUtzung的)左不变，中心片状，右处理。表现形式的差异是由于不同的成长模式[X.G.Chen1990]。如果不解决具体融化，共晶硅通常在粗形式，不规则分布，(颗粒形成中断前的固溶体，减少材料的韧性)角晶体。由辐射的安排，针形硅晶体层状训练的特点是一个韧性铝硅材料，这是难以摆脱由于其刚性和海绵的教育往往Mikrolimkern。在硅接枝改性是在精细划分的形式，(图2.30，2.31)圆杆。该Drittelementen除了有利于嫁接改造形成所谓的细化。加工的积极效果是改进的铸造性能，增加延性，提高铸件表面和可操作性(切削属性)。化学尤其是崇高的行为，对第一组(锂，钠，钾，铷，铯)及IIA(是，镁，钙元素，锶，镉，钡)和团体的某些元素的IM-六(锑，砷，硒，镉，钕，镓，镧，铈，镨)[W.蒂勒，大肠杆菌邓克尔，1966年；Berovici第1980克特伦达，甲Kraly2005]。这些因素很多是罕见的(稀土)，使他们的成本方面(镧，铈)或他们的高反应性(李)是由于疑问，其他剧毒(是，铯)。因此可以执行以前只能在技术上钠，锶，锑，因为其中添加少量达到预期的整理状态。经典的细化手段是氯化钠，其中，以金属钠或含钠的铝硅盐融化介绍，具有很强的整理效果。所有铝硅合金(亚共晶，共晶和过共晶)可以，即使大壁厚和冷却缓慢改善。缺点是，治疗后约第30分钟的液态金属钠渐暗，就失去了效果。此外，糟粕形成，流动性的减少和增加清洁炉成本的不利[光阿尔克1972]。钠性能是现在经常只适用于厚壁铸件，砂铸件。通常与精细锶阿尔什尔合金(3%-14重量高级)，3到百分之贡献中间合金，最简单的，从人工智能合金供应商vorveredelte甚至常常表现代表。另外，作为长期处理高级处理已知提供了几个小时的行动时间大大延长，有时甚至umschmelzbestMdig。对Sr相比是低的补偿作用与钠，特别是在低冷却速度[光阿尔克，美国希尔斯彻1972]。因此，它主要用于永久性模具，低压。另一种高级的积极作用是，除了高(约200ppm)的锶为周围的有害金属间化合物析出铁(0_A15FeSi股)，从而导致增加延性。锑有细化效果与高级相媲美，但它的umschmelzbestgndig—个合金的结束时间发生[湾纳格尔河波塔利耶1980]。锑主要用于在法国，整理中的应用。这个问题，但是，锑合金以及磷，而不是进一步完善了与钠或高级相互作用的基础上可以[注Handiak等。1987]。随着铝铸材料中的废料回收周期的混合物，可以在基地上合金结果的重大问题，因此应避免使用的锑。约一分钟的短期过热崇高的影响(15-30。850-900°C时0.6熔)报告AlSi7Mg0W.杰等人。第二千〇三其结果为进一步改进机会的PL沙弗等。2004年，穿越了TiB2的晶粒细化剂在熔化的临界浓度。对加工的影响力已经在不同的铸造工艺不同的，作为直接从硅培训凝固速度，从而使模具材料及铸件壁厚而定。在压铸薄壁铸件常驻模具，加工处理效果低，因为已经有过程的变化，由于高的冷却速度非常优秀，部分成品结构[光Nogita等。2005]。因此，经常与化学处理配方。即使有更多的亚共晶铝硅合金是补偿作用较弱，因为面料的比例feinenden氧化氢相较低，因此对材料的力学性能影响的补偿只能在有限的范围内。如果一个代理商过量补偿进入所谓的牛氢颗粒有害ilberveredelungsbSnder轴承沿上的积累沉淀铁铸件质量大大降低了(图2.29e，第39页)。另一个较大的锶，钠含量的A1-熔体熔化形态上的氧化皮嫁接变化，从而增加氢溶解度构成负面影响的趋势日益气体孔隙度[F.-J.科林贝尔1998]。最近的几项工程在亚共晶招娃探讨合金Porositatsbildung对力口工的影口向[S.D.McDonaldetal.2004；L.Luetal.2004；C.M.Dinnisetal.2004;J.P.Anson2000]。熔融性铝是一种不光彩的元素，因此显示出高氧亲和力。因为由此产生的氧化物浓度不同的A1-熔体密度小，他们一起去到液态金属模具，并导致错误的铸造。氧化物发生在许多形状和大小，并撕开，如在模具浇注流油避免因不同的措施和冲洗，以避免在该组件。安静模具填充因此非常重要，这是特别是在低压或低压铸造合适。Groboxide—般可以通过过滤很容易被删除(用陶瓷刀片，金属丝或玻璃纤维过滤器，例如)。Feinoxide和氢被删除，但是，通过发起冲气。气体的功能，从而可以作为一种惰性气体如氩气在身体的方式，或通过化学手段，如氯气。除氧化物，氢是最常见的铸造缺陷的原因。中铝氢的溶解度随温度变化和强烈的凝固过程中急剧下降(图2.32)。这个温度的依赖意味着氢在冷却和凝固的金属和气泡形成的孔隙度落后淘汰。为了防止铸造缺陷，为氢气和Oxidentfernung采取不同的措施主要归纳这里施米泽协议。通过开放的气体分压降低了熔体中的溶解氢原子，使一个氢扩散发生在气泡的地方。上升的气泡都对氧化物杂质冲洗效果。为了达到最佳效果的气泡分为熔体放在精细分割形式。一种实现是使用一个旋转气体分配头，所谓的叶轮(图2.33)，证实有效的方法。在这项工作中，融化前进行试验，铸造出一个Spillgasbehandlung，impellert目前在工业环境中，更大数量的熔体轻微熔化量一浸长矛(图2.33清理图像)。图2.32示出Temperaturanhangigkeitstoffl6slichkeit在一个不同的氢压在铝硅合金水吧[P.Lutze，J.Ruge1990]。图2.33示出对气体平齐Wasserstoffentgasung，a)介绍长矛插座，不同安排，b)Impeller,[P.R.Sahmetal.1998b]。在坚硬如净化天然气将美联储Koki11engussbautei1en偶尔形成气体，使用了70%，氩气和30%，特别混合氢气。这种熔体中氢的选择性引进有利于模具填充，否则不流质的组件，它违背一般的Impellerbehandlimg。在凝固形成小控制，分布式氢气泡，其体积是为了Dichtspeisung，从而避免了空洞和Schwindungsporen可以形成。同时，这种Spillgasbehandlung也清除了熔体氧化物杂质。当氢的精细控制的形式作出，以及分布在凝固组织的泡沫是否存在，它潜移默化没有bauteilrelevanten认可机构，Kokillengussbauteile的物理性能产生负面影响。监测的铝熔体质量举一个概述的各种方法，以监察铝熔体质量XG的陈等人。1992年，1993年。最近的检查有上提出的物理原则为基础。只有在这项工作中所使用的控制程序下处理。控制晶粒细化及在铸造热分析的应用，以确定相的形成[j的方法整理塔米宁1988年国际扶轮麦凯，乙脑Gruzleski1998]铝合金中，这是为晶粒细化和完善控制适当，所谓的“热分析”[VDG1998]。在商业系统的冷却曲线与存储数据库相关的冶炼公司的报表有关一个成功的晶粒细化和整理[W.门克等人。1992年给予]。对于新开发的合金，热分析并不因此，他们只有校准。在这项工作与为合金校准系统AlSi7Mg0，3只用于记录冷却曲线上的任何地方铸造学会系统的使用。“相实验室”公司的技术可用于合金0CC公司按照Kornfeinungsgrad办法“Kornfeinungsgrad千兆”[乙冈瑟，阁下尤尔根1984]和"KornfeinungsgradKF16”[W.门克等人。1992]可以决定的。控制熔体的氢含量为了刻画一个铝熔体中，“真空密度采样在经营铸造实践”氢含量一直运作良好。下面是两个在预热坩埚熔化(样本TTjegei=200°C铸造)，其在空气样品的气氛和在80毫巴的压力冻结第二个样本。密度的两个样本，然后确定的阿基米德的原则。随着双方冷冻样本的密度指数的密度帮助的，是确定的，是有关推理的熔体质量，[P.R.Sahmet.al.1998b]D:密度指数]，da:在大气压力的抽样密度，固化，du:密度在低压力的样本(80mbar)冻结。在实践中，有超过4Kokil-lenguSS%密度指数值融化视为污染。约6真空密度测试结果的内容％是schwankungsbehaftet强劲。密度指数的影响不仅由氢含量，但也受到杂质的影响，如氧化物。因此，虽然没有确切的氢含量可与此测量方法测量，但是，这个过程是一个迅速获得足够的熔体质量的定性指标。化学的一融化，频谱分析成分分析是最常用的方法来验证铝合金化学成分。该谱分析的原理是基于所谓的光发射光谱法。蒸发的火花是由电弧放电或火花样品，释放原子和离子都受激发射的辐射。透过光纤，辐射的发射光学系统是针对在那里被分解成单个的光谱成分。在众多的波长，每个发光元素通常包含在样本中，为最适当的行相应的应用程序是由光电倍增管检测。的辐射强度是成正比的，在样品元素浓度，它是处理内部以及与校准和灰装置中存储的数据进行比较。结果可以直接作为浓度值的百分比提供在线[分光2004]。该合金在铸造这在研究所工作的化学成分应取决于一个Spectromax从光谱仪器。2.2.5沉淀硬化及热处理降水冶金基础，该机制可以治愈AlCuMg合金(铝合金)被发现于1906年由A.Wilm[答Wilm1911]。关于在A1合金的冶金过程降水全面更新是Zschech大肠杆菌第一千九百九十六沉淀物，在一个均勻固溶冷却两相区的形式，能够作出贡献的强度增加。从周围金属基，这些排泄物相分离的边界[湾戈特施泰因1998e]。沉淀物可与连贯目前，部分相干和非相干相边界，图像02:34[湾戈特施泰因1998f]。非相干沉淀为Dispergide行为，可以处理的位错奥罗万机制。非相干沉淀过大有助于防褪色。阿Aushktungseffekt可以通过相一致和连贯的部分边界。通过淬火凝固铸造或固溶退火和淬火过饱和固溶体形成。在随后的时效温度低或中等或部分相干与相干相边界稳阶段。晶面和矩阵将有轻微变形，图2.34继续方向。这些形式的排泄物可减少混乱(凯利细机制)。由一个连贯一致的降水或部分这样的转移，形成一个反粒子相界(图2:35是剪切关闭)。关键剪通过粒子所需切削应力tc虚拟现实，但不能比奥罗万应力(大1/r)的是，因为当时的转会合同轻于颗粒切割[湾戈特施泰因1998e]。因此，存在一个最佳的降水粒子半径r0(图2.36)。这种粒子大小的设置是由热处理(固溶处理和时效硬化的目标)。亚稳相，一般不稳定，因为他们的自由能比的平衡阶段(语无伦次)为高。图2.34示出结构相界a)相一致，b)部分相干，c)不连贯，[G.Gottstein1998f]。图2.35示出相交一脱位是一种分泌(上)，然后剪过的粒子(中心)和反相位边界形成(下)，[G.Gottstein1998e]。图2.36示出示意图增加强度与粒子的大小达到理想的颗粒半径r0(凯利细机制)，强度遵循还原(奥罗万机制)，[G.Gottsteinl998e]。图2.37示出水平分层和沉淀的温度和交换作为一个函数的时候，[H.B6hm1968]。图2.38示出步骤，固化和分层存储或降水水平，[W.Schneideretal.1990]。第一阶段是形成连贯通常与原子层的尺寸比隔离区和古尼，普雷斯顿区少(gp)的描述[湾戈特施泰因1998e]。在AlCu合金的第一议定书和GP2，在AlCuMg合金第一议定书，汉密尔顿或表葡菌，并在Al-Si系镁大奖赛[大肠杆菌Zschechl996]。热激活扩散导致减少的连贯阶段人数和亚稳，部分相干阶段形成。在Al-Cu系这样的0l(A12Cu)在铝，铜，镁，91和SI(A12CuMg)，并在Al-Si系镁:旦，旦1(Mg2Si相)[C.Ravi,C.ffolverton2004]。时效更长的时间禾口时效温度高(图2.37)有Ausscheidungsvergr6berung(Ostwald熟化)根据小析出形成沉淀和不连贯的决议。驱动这股力量是一个热激活的界面能减少。是最优粒子大小超出，然后下沉，合金的强度性能。这种强度降低不良“被称为老化。”视乎系统，非相干平衡相9，形成S或0。粗这些阶段不能用热处理解散[M.Ustaetal.2004]。AISi-铸造合金的热处理对铝硅的铸态合金的淬火热处理包括三个步骤固溶退火，淬火，老化。固溶退火通过固溶处理，在a-固溶硬化元素被放置在一个强制的解决方案和浓度的混合晶体解决分歧。由于随着温度的a-固溶增加溶解度，溶液热应选择尽可能高。为了避免Gussteildeformation，它是在大约15°C以下的最低熔化温度熔化合金成分的做法。铝硅合金熔体在纯在577°C的第一Eutetikum(a+Si)的，在镁含在555°C时，Mg2Si相在含铜在507°C时，A12Cu相合金和合金。表2.4显示了牛氢反应和为解决热々1311%AlSiCuMg合金和合金的关键阶段形成温度。该解决方案AlSiMg合金热之间520°C和535°C的在此温度范围内，保持一个安全距离到最低熔化阶段融化。对于AlSiCuMg合金-ments，是理想的解决方案表示为热485°C[河Fuoco等。2002]。提请注意两个阶段的治疗方案，在500°C的退火，其中只有两名演员在485°C间的罪孽，然后为2小时。通过这种热处理，取得了更高的强度，不仅仅是一个单一阶段在485°C(表2.5)溶液处理伸长。表2.4:主要和共晶凝固反应以及AlSiMg合金和AlSiCuMg合金相形成温度[根据L.Backerudetal.1990]表2.5热处理条件下Al-Si-Cu-Mg合金的机械性能(B319含约7%Si)[L.Backerudetal.1990；R.Fuoco,E.R.Correa2002]退火时间不仅取决于合金，而且对结构的特点，从而使铸造工艺。由于精细结构的弥散硬化成分迅速进入解决方案，在较短的薄壁铸造模具(通常4-10h)项中厚壁铸件当选L6sungsglllhzeiten延长至16小时。南Shivkumar等。1989年；楼中白雷，乙脑Gruzleski表明在1996年的AlSi7Mg溶液的时间不到一小时压铸显着减少时，硅，镁a-固溶体分布均勻。作者的研究表明它是值得永久型铸造AlSi7Mg考虑似乎不处理，因为这对硅的发展后，只能解决有限的影响力。据报道，电器在AlSi7Mg进一步[第青睐Spheroidisierung阶段部分熔融Shivkumar等。1989年，属珀登，巧的市长2004]。此外，解决方案减少形成了从模具(热淘汰热铸造一“)，并在冷水中淬火传播[属珀登，巧的市长2004]。在何种程度上导致部分失真，但是，将不会考虑。对尺寸公差更严格的要求，产生这样的效果，以及在热处理[阁下滕西，米魏特曼，1993]铸铁不可逆量的变化的观察。作者在铝硅合金热处理变种，目的是由金属间相Mg2Si的治疗少，但主要对象的共晶硅型的形成是不变或精炼，所谓的短期热处理(SST)的[大肠杆菌奥格里斯等。2002年，2003]。在1540°C间短期的解决办法治疗能AlSi7Mg在几分钟内(3_30分钟)的共晶硅球化可以找到[五帕拉莫等。2000年，葛特伦达2005]。一种海温处理是合适的压铸，永久型铸造触变成形或薄，因为这可以使零件迅速溶解热。淬火由于快速冷却的淬火过程为扩散，从而阻碍了合金元素溶解再沉淀，并创建一个饱和铝固溶体。对于淬火可以冷水(RT)的用于冷却水池中的运动的组成部分。水不应该有任何的温度超过60°C，否则水汽的绝缘泡沫，因此有一个缓慢降温的风险增加。从淬火热处理炉运输必须迅速完成(取决于50-20厚度)。任何延误(Vorkilhlzeit)的影响，即由它继续在Endgiltewerte降水过程(力学性能，耐腐蚀性)不利。分装该外包消除了在饱和溶液中的合金元素的约束条件。作为第一阶段的分解，当谈到外包稳相一致的排泄。第二阶段的分解，是消除部分相干阶段，显示仅与a-固溶体晶格结构的部分协议。这些阶段也是部分亚稳相一致。最后阶段的分解是语无伦次阶段消除。这些通常是不可分割的平衡阶段。降水的强度(相干，部分相干和非相干)取决于老化时间和温度从(图2.37，第47页)。相干沉淀发生在短的曝光时间，降低温度，而在长时间曝光的非相干沉淀时间和高温。因此，在一冷固化表格只人工老化过程中析出相一致的，可能会发生在所有三个阶段的类型。在图2:38，第47页，除了陈述是在状态图的不同类型的降水形成所示[W.Schneider等人1990]。铝硅合金老化温度在160°C和200°C的这里调整铸件的力学性能，老化温度和时间尤为重要。这些图像显示的一个例子2:39至240期间作为一个老化时间和合金国产GK-AlSiI0Mg温度功能的机械参数。可以看出，增加抗拉强度，屈服强度和布氏硬度。伸长率的值仅增长显着(2-4小时)，但随后又急剧下降。的强度值达到最高值，根据对4-8小时老化温度和进一步外包(老化减少)缓慢。如果选择了时效温度过高，例如，200°C时，老龄化已是非常早，也没有高抗高温老化获得较低值。此外，有迹象表明，强度达到最佳值也赞成通过一个解决方案，尽快处理后的卸载[铝莱因费尔顿1995]。由于固溶处理和Aushartungskurven，这反映了热处理时间的影响的决心，是非常复杂的，这取决于化学合金规范，今后将越来越多地试图仿效这AushArtungskurven。1990年[人力资源Shercliff为锻造合金第一模式，中频阿什比是1990]。这种合金的一种早期模型A1PR0P公司海德鲁铝业[第Brusethaug，士元Langsrud2000]。PA和GB的罗梅奇沙弗2001年之前，这种模式AlSi7Mg，加州同丹等。2002年AlCu5岩石和H.绍布等。2005年AlSiCu3(铁)。图2.39示出拉伸强度合金的门将，在不同老化温度AISi10Mg,[VAff-IMCO2004]。图2.40示出屈服强度合金的门将，在不同老化温度AISi10Mg,[VAff-IMCO2004]。3设计开发的合金3.1要求铝铸造的底盘部件铝铸底盘申请必须特点，如高强度，高韧性，耐腐蚀特性，主要组成部分。为人工智能，重力铸造压铸典型的要求中止与AlSillmg的抗拉强度Rm大于270MPa，伸展极限RpO.2大于180MPa，断裂延伸率A5大于7%，疲劳强度70MPa在106交变负荷良好的防腐性能。略低的要求由L.膝盖沃纳，光霍恩1998年梯形连杆报告。欲了解更多强调组件，如立柱和转向节，这是产生根据初步的低压铸造，挤压铸造或Cobapress提出的方法，要求值高达室>300兆帕，研究求解P0，2>240MPa时，A5>1%。关于这些组件的性能要求也不断提高对认可机构Kokillengussbauteile预期。这项工作的目的，因此，关于为Dauerformgussanwendungen终止成分显着较高的机械性能，特别是屈服强度的A1-基合金的发展。从这些要求，在预定目标的创新人工智能合金由于最大产量合金的基础上铝，.A5在7%以上，电子模块超过70GPa(几乎没有影响)，良好的耐腐蚀和耐高温性良好的铸造性能在Dauerformguss，重复性质量(过程安全)和可测性，成本低，容易获得的合金。3.2战略发展高强度铝合金根据开发一个由作者底盘应用的高强度铝合金的要求，是一个有希望的合金系统的概念提前选择。这样一中的第一次评估是一个既定的铝合金和铝合金基本的考虑因素，以及他们的财产方面，在3.1节中定义的参数进行评估。首先，根据评估的一般标准，如耐腐蚀，低成本合金的可用性。人工智能与先验重量超过铜合金含量排除(所有AlCu合金，铝硅合金与>1重量铜)作为底盘易受腐蚀，它们可以出现不恰当的。随着铜含量，虽然实力，尤其是耐热性显着增加，但这并不影响在A1合金铜含量较高的不利凝固形态(游泳/糊状)从什么是高热裂故障与结果微孔。因此，这些合金比一般铝硅合金低骨折株。按照Keshavaram克等人研究的矛盾。2000年，促进了合金AlCuSMg(A206)为支点轴承使用。铸造研究所的研究表明，铜水平提高强度可达1重量铝硅铜合金在室温和高温和Dauerformguss可接受的铸造性(热裂纹)的[使用页巴尔茨，2003]。因此，铜浓度低于lwt-%至待开发的合金在所考虑的工作。出于成本考虑，导致铝含银合金排斥，虽然他们具有良好的强度性能。向铝锂合金的基础，也是成本的原因，因为他们处理问题的能力(高SchmelzereaktivitSt)不要在这一研究项目。这同样适用于其他稀土(稀土)，除非他们的目的是为处理少量增加。同样，禁止合金组的Al-Zn-Mg和Al_Mg_Si系。前者往往具有很高的耐腐蚀和不可预测的脆性断裂，它代表一个底盘应用排除标准。在悬挂部件可能是由于其本质上是一个安全的组成部分，只有失败宣布变形和慢速裂纹增长。AlMgSi合金具有优良的耐腐蚀性，但[妇女的暴力行为，海事协商组织2004]，其强度和加工性能低于铝硅合金的是。由于这些限制将有助于制度已经建立在对这项工作的重点进一步发展铝硅合金。该系统亚共晶铝硅合金，以期为铸造合金的应用与7重量Si和更充分的研究。Festigungssteigemde合金成分及含量较高的硅，镁或铜合金和工艺因素是已知的影响。同样的限制，如适用于中，小学共晶相形态因素外，含铁金属间相和硅含量对铸造特性的影响影响。对铝硅铸态材料的腐蚀行为主要是硅含量[答独立比约居姆等。2005]。另一个方便的起点上铝硅合金基地发展的一点是，是因为这种材料组的一个新发展合金化，而不是完全Gusskundenmarkt目前正在建立合金系统的丰富经验给予接受。通常适用于重量不超过7铝硅合金硅含量_%，由于其形态凝固铸造加工，因此不适合在符合DIN恩没有按照1706规范。5重量硅含量(AISi6Mg)合金在1986年规范中删除，因为它们有显着差铸造性比FestigleitenAlSi7Mg少。低铝硅合金中硅含量的分离只在基础研究，因为已经由S.恩格勒和W.帕特森就凝固形态调查，铸造特色，代表趋势的共同财产铝硅铸材料[W.帕特森阁下品牌，1960;W.帕特森，第恩格勒1961年第恩格勒湖亨利，1973年；南恩格勒河Ellerbrok1975年第恩格勒，葛Schleiting1978]。这些出版物提供一个坚实的基础结构与在此研究项目达铝硅合金铸态材料的发展。似乎也从一个低硅高强度铝合金合金作为有趣的内容，这项工作发展合金其他考虑。新建，部分压力支持的低压铸造等铸造工艺的使用也往往鼓励坏浇注料合金。使用了数值模拟提供了一个更好的铸件凝固过程的了解。旧规则的拇指在模具设计方面的热平衡和铸造系统，并就当前和铸造作为主要过时的数值模拟使用武力夺取政权的影响。一个灵活bauteilentsprechendeinterpretation是便利。关于形式都更精确的加热和冷却系统以及新的模具材料(特种钢，TZM，钼，钨)可供选择。在熔炼车间，也作为改善基础材料的原料提供。本铁耐铝合金和更有效的晶粒细化剂现在正处在一个合理的价格广泛使用。的方法施米泽协议和治疗也有改善，伴随着诸如工厂自动化的过程控制的新方法，这些重点的进步，在线X光检查或影像。许可证可用，以提高铸件质量紧密公差。在此背景下，似乎该作品的作者是有道理的，有关以前的意见质疑与低铝硅合金中硅含量的铸造性。该合金的全面发展的第二个，材料的出发点，除了在固化的机制和目标相干涉硅含量减少。陪同的方向是，除了模拟和冶金热力学基础，同时考虑，其他合金(AlSi7Mg)，包括铝，合金所有的审议。3.3方法论合金的发展3.3.1创新方法铝合金发展48在过去，合金的发展主要是根据新阶段的材料，无意中造成的污染，部分合金方面出了错，或者随机观察试验。通过这种方式，例如，是如此的重要材料已经为铝合金材料[发现大肠杆菌Zschechl996]或球墨铸铁[大肠杆菌Piwowarsky1951]。这些材料通常是分配给新的阶段或有趣的功能。因此，它的起源以及对各阶段形成的具体影响进行了研究，从而导致材料的全新课程。在过去的合金开发系统主要是在已知材料科学现象的传送，更广泛的群体和其他材料的详细测量的实验测试。因此，这种经验的工作带来了一个全面的数据基础优势，但成本高的开发时间和无功功率的非目标的发展不利。更有效率的承诺合金的发展，其基础是除了必要的组件在工业过程中一对真正的组成原理实验和高分辨率的显微和缺陷定性分析使用。因此，与除目视观察扫描电子显微镜也当地的EDX和面测量化学分析(“现场扫描和映射一样)，如织构纹理尺寸。用来创建孔径偏光显微镜，对farbgeStzte金相削减，增加价值的信息，以及计算机图像分析系统协会(IBAS)[大肠杆菌Schaberger等。2000]。现代材料的发展与一个先进的分析方法有关。未来以知识为基础的合金的发展情况加强通过热力学模型的使用，同时考虑到在物质(DICTRA动力学)然而，复杂的结构模拟模型(如，MICRESS使用)[答Bilhrig-Polaczek等。2005]。它是一个造型水平的目标，之间的铸造工艺和热处理微观和宏观模拟未来的联系，从结构造成的。只有通过耦合模型对材料性能这些模型的一个组件故障建模，仿真建模的综合材料单链成为可能，从而缩短了开发时间的关键铸造材料。图3.1给出了人工智能合金工具的开发工作，在此之前使用的示意图。合金的发展，详情如下处理。图3.1显示主办，是方法，以缩短开发时间，同时成功地开发和利用三方合金这里的工具。3.3.2到期合金的发展该合金的发展是分散的，如表3.1所示，在三包完成A初步调查和潜力评价，B实验室测试和开发，C铸造试验及合金优化的目标。表3.1合金开发的试验计划49工作包是用来估计为高强度铝合金为持久成型铸造方法对铝硅合金硅含量的减少为基础，发展潜力的时间效率。基于AlSi7MgSi含量从拉棒融化，系统重量降低到3-%硅，以获取有关对铸态和热处理后力学性能的影响第一次信息。此外，进行了硅合金铝硅Probeabgusse穷人在中共的过程中，获得初级硅铝铸造性差压力支持的铸造合金的一般印象。此外，在拉杆的性能在工业生产的铸造性能的组件转移进行了研究。方案是“热力学建模是”还没有完成。因此，从实验方法经验AlSi7Mg合金和热处理参数所计算出尚未选定目的地。基于鼓励有关的机械，铸造特色工作包的结果将决定在工作包乙继续在实验室规模，更系统的工作。铝硅合金的研究应该将其频谱B2和B3扩大到铝锻造出来。主要是流动性和力学性能上的硅效果决定的。作为一个额外的测试参数可以选择较高的镁含量(质量分数为0.6和1-%)。它支持通过热力学模型的镁含量和热处理(B1)的边界条件的确定优化使用并行工作。相关的质量分数低于1铜含量的影响_在施工路段％将列入B2和B3。对这项工作的第一步是B4的结束已经在这个新开发的合金AlSi3Mg0，6对工作重点工作中的C1的执行工作包B5部分如下逻辑上属于B部分，是唯一有实验室的实验。在B5，其他合金元素，如铬，镍，铜镍元素也耐热性的影响，探讨了合金。在工作计划-C，进行实地测试，以工业的铸造工艺。虽然代工测试最佳工艺窗口打开合金的创新，对可操作性，在各自的铸造安全的地区，以及关于其化学规格可收回(C1)的力学性能。除了定义规格的合金是在C2的调查，对Kornfeinungsmitteln和锶加工使用。补体C3还工作的目标合金AlSi3Mg试验段部分是铸件。在本阶段结束时，该合金的发展，是迄今为止的进展，是新开发的合金，是因为他们有前途的财产状况，在重力的应用压铸，低压铸造过程一般被视为业务。该合金的发展(第4章)如下实验计划(表3.1)按时间顺序在广泛中风的结果进行讨论。在同一时间的结果，但为了便于明确，更严格的层次结构在化学成分上显示的领导捆绑开发合金靶AlSi3Mg0，6。513．3．3铸造，几何原理，元件该合金是研究在不同的铸造工艺在原则上的几何和的基础上的“真正的组成部分”从工业系列产品。该合金发展的原则调查演员，发现了在亚琛工业大学(G工)和测试普通材料和分析式部铸造研究所的融合实验和ACCESS电子伏特代替。对工业合金铸造过程的组成部分进行试验的哈立德铸件公司指出，Kl。th—Senking金属铸造，希尔德斯海姆。铸造方法在这项工作中，实验生产技术用于实际重力压铸部件(组件使用为原则)和低压铸造(共产党)。在基本应用，冷室压铸工艺用于启用了为补充的基础上开发的主要持久成型铸造方法合金工艺的具体区别。这一原则进行了调查与实验几何下文。为原则几何模具预热到250℃，除非另有说明。如果它们没有连接到6土durChf工OSSeneS加热冷却装置，他们提出了在冷水浇5次。工业设备铸造部件制造下的其他合金真正的组件是串行过程的具体边界条件。几何原理圆拉伸试样生产重力压铸，确定合金的力学性能和规格都投回合拉伸试样。除了对(室，研究求解Po，2，第5条)力学性能的测定，这些样本也有助于部分的目的是为微观结构表征金相截面准备。在初步第一，两种不同的模铸造用的拉杆使用所谓的“迪茨模(图3．2)和所谓的”法国模具(图3．3，图3．4)。这两个拉伸酒吧模具用于调查。一个详细的比较表明，从迪茨模(10％)拉伸杆的力学性能小，略多于由“法国模具(图3．5)拉杆分散。一般来说，从这些初步的结果更好相关法语模具铸拉伸酒吧真正铸底盘配件。强度和屈服强度的位置相似，但在拉杆系统比真正的组件下屈服强度。为了事业的决心是一个表格填写，并为AlSi7Mg()o．3合金凝固上~MAGMAS0ft⑧模拟进行了两个ZugStabk。killen。图3．2示出两部分“迪茨模”图3．3示出投“迪茨张力杆”图3．4示出法国2件模具图3．5示出投“法国拉杆”填充门，门及接驳结果显示在图3．6和图3．7，第65页，模具填充操作进行了详细的考虑。仿真需要在以下假设灌装时间T一2秒的地方，浇注温度TGiep一660℃，K。killentemperaturTF。厂TH一260℃的图3．6b)表明，在迪茨在模内气泡的右边缘出现的紧张局势，因为拉杆没有统一充满融化。从图3．6三)它可以用在这个地区的空间特征出现减少，但仍然没有摆脱空气。经t>2000年右左ZugStabrandMS和孔隙率可以看出。在右边孔可以清楚地向过往形成的空气口袋。仿真结果证实了在法国较好饲养模具紧张酒吧的通过。该迪茨模充型模拟结果根据孔隙度，这在为EinSpannungsz。nenKaltZugVerSuCh紧张酒吧范围内。然而，催泪拉伸试样迪茨对这些预测不弱，但相当的ZugStabmitte传统。在法国模具正在切口和拉杆明确面积在模具中填充图3．7二)在七一900毫秒动荡。由此也可以导致与孔隙氧化物夹杂。随着进一步的表格填写图3．7三)(吨一1200毫秒)由湍流由于先进的表格填写低潮。经t≥3000毫秒是在拉杆有两个地方，显示在顶部ZugStabrand的孔隙度的可能性。改进应考虑可能增加的4．5毫米的法国模具，在模具填充对付动荡门的厚度。阿之间的拉杆和直属可能有助于更广泛的桥梁与孔隙度从这个样本转移到接驳。在法国铸造并没有显示任何在拉杆范围孔隙证实。因此出现直属及门，以维足以杆。从投样本后可以依据DIN50125Rundzugstabe(格B10是生产)。如果在治疗条件的热张力酒吧检查，一门和接驳的分离应当热处理后，才可能抵消延迟样本。乌拉圭回合拉伸试验试样必须把从分离Gussstilckrohling开了一个10毫米直径，配有一个线程在头的水平。图3.6示出模拟的模具在“迪茨与MAGMAsoft拉伸酒吧充图3.7示出模拟的模具在“法国拉棒模灌浆”在铸造生产水平(面板体C3平面拉伸)在工作包研制AlSi3Mg合金是为他们的压力铸造的适用性研究。在这些实验中，在铸造过程中温度变化和重点检查时，将合金铸造。一个步骤板样品几何形状提供了估算的压力铸造的铸件特征的可能性。即使是平级拉伸钢板组成墙生产不同厚度后给出。的履带制造到冷室压铸机比勒630资深大律师(图3.8)在亚琛工业大学在铸造研究所。图3.8示出图为一冷室压铸机的类型echtzeitgeregelte比勒的H-630资深大律师，因为它在这项工作中铸造用铸造研究所是做样品阶段。该工具是由两个半垂直的模具。这些人士包括1型框架，它允许在插入几何模块化原则，以及该工具的几何阶段(图3.9)的实际使用。对不同厚度样品的几何代表这里的动产模具的一半；切口Gie0lauf在于固定模具一半，占据了镜头套。此外，模具的冷却通道的两部分包括该工具的温度控制加热。动产模具半部分已搬迁的一个额外的机械模具顶针。测试本身由切口，GieMauf，加强板和侧式溢出豆(图3.10)。这些豆子是用来形成溢出喷口和任何组件的孔隙度搬迁。图3.9示出显示的是左，右，移动固定模具的一半，形成了铸造排练阶段。几何映射的原理是通过在设置下使用了表格的工具。图3.10示出该草图显示了三种不同的厚度(5，4，3毫米)的角度和横向溢出Gie0lauf豆形成的样品台几何原理。这一步板A4大小。该灌装室是由钢包喂剂量超过1手。自机械臂运动控制的压铸机，可铸造后，立即启动腔填充表格填写的过程。在实验的每个倒了每个测试级别设置约20-30样本。由于墙体厚度明显影响technologischen和压铸机械性能，是一种简化的几何证明样本进行审查。该应用级别小组提供了三(5，4，3毫米)不同厚度的铸件的可能性。最近五个阶段转自设置每台机器样品检查，X光检查和拍照。除了在第一盘表面光的印象，可在与X射线扫描仪对板块内部结构和孔隙度和热裂纹的空间安排，铸造研究所的进一步资料。这四个单位的拉伸板是分离出来，符合DIN50125-从4mm和5mmE5xl6x50壁厚。在抗拉强度，屈服强度和延伸率是确定(见第3.3.5)。测定合金流动性根据调查的合金，流动长度决心按照一个铸造螺旋VDG-Merkblatt。这些都是从A199.99，AlSi7Mg0，3，AlSi53，Mg99，9电阻炉合成的合金，合金元素和其他小批量和晶粒细化剂融化。铸造是一种新设计的螺旋钢模具(图3.11，图3.12)，这是由监管油路举行，约250°C的恒温模具包括一个基地，里面的螺旋几何，和上层的一部分，分为综合性的通风槽。作为已被证明在初步实验中，该流的长度是非常模具热流道系统的小，因此区分不同合金的流动长度几乎是在沙道系统使用，使融化甚至没有开始巩固在门或冻结。一个供应渠道，应尽可能长的保持自由。图3.11示出显示的是一个全新设计的螺旋模铸件素描。在上模的一半(左)有一个门的填充可用开放孔流血和加热/冷却管道。该模具(右下)的一半，螺旋几何尺寸与厘米的加热和冷却管道的安排。图3.12示出棚模铸造螺旋连接的取暖油和废弃金属门图3.13示出实验的铸造研究所设置在确定流动长度(从前到后螺旋铸造，机械手和电阻炉)。图3.14示出灌装过程与援助的机械臂包图3.15示出在铸造铸造是通过一个螺旋砂闸系统。由机械手勺波动是施法时避免了填充模具。因此，它将被用于沙，这在冷箱过程中产生的sprues。图3.13显示了实验装置。相较于以前的实验，填补了作为我们的实验与创新铸造螺旋是一个机械臂进行以获得更好的结果的重复性。该机械臂填补了勺子(图3.14)，促进了熔钢模具，浇注成铸造螺旋(图3.15)的熔融金属。经过填充和凝固的上半部分折叠起来。现在流的长度计算，并与其他合金的长度。对于每个4合金铸件进行螺旋，取得有意义的平均水平。充型能力要确定表格填写的财产，如在第2.2.2节，所谓的针样品(2.16和2.17图像使用)[第描述恩格勒河Ellerbrok1975]。对于这项工作的实验中，用绝缘涂料氮化硼提供模具和250°C的加热该样本是相当敏感的几何变化影响的创始人填补。实验装置中的一个新功能，这些对钢包自动计量样本被填满。该样本几何必须在l_2s的时间填写，否则样本排除在分析之外。模具填充能力可以说是由以下公式用于浇注温度全人智慧FFV的充型能力[厘米“1]，磷液体金属密度[公克/立方公分]，克重力加速度[m/s2]，Hmetallostatic压头[厘米]，o表面张力[N/cm])FFV=(pgh)/(2o)与图3.16画像分析，在610件。由于这在图3.17，为铝硅，上述出版物合金图研究相关的是引用，而新鲜水果和蔬菜(上)和一支部队吸收开始固化壳边在熔体不断过热(代表下文)。该部队的吸收时间被定义为时间后其中一针细的金属凝固成一个可衡量的阻力气缸横向渗透反对。在本研究中，该引脚用来检测样本的AlSi3Mg合金变种的影响。确定的新鲜水果和蔬菜作为晶粒细化剂的功能和水平作为我的函数tallostatischen压力高度。这些结果来估计在重力铸造压铸特点。要确定压力，支持了共产党是针法持久成型铸造方法测试新鲜水果和蔬菜是不适用的，或者是从重力压铸的结果不可转让的，因为有高得多的压力似乎对表格填写。因此，这里显示合金充型能力显着提高。据图5岁以下的研究小波-3.17%铝硅合金模具浇注料通常认为在技术上。图3.16示出在新鲜水果和蔬菜是确定如下。压力扬程H=0设置在凝固铸造的顶部。该部门进一步在10毫米间隔H6henmarkierrungen。现在对于每一个高度标志之间的距离内轮廓确定。从距离的1/d是2倍的价值计算绘制对压力的图表(图3.17)遥控螺栓半径，r(下弯月面半径2R的头=1)，2个测量边缘之间距离的测量，[S.Engler,R.Ellerbrokl975]。图3.17示出上面的图表显示了在砂模铝硅合金新鲜水果和蔬菜。较低的图显示了一个二元铝硅合金吸收力的开始。该GiePspanne为100°C，[S.Engler，R.Ellerbrok1975]。很明显，重量约3-%硅芯片为填补最低铸造形式存在的财产，但为当地最大的砂型铸造。对于厚壁，压力支持的，如果在热压铸模具需要的是类似的，作为现有研究设计的出发点，而晶粒细化的新鲜水果和蔬菜怀疑砂铸造。控制台底盘和车轮运营商视为真正的组件经过在铸造研究所和合金选择他们在真正的组件的潜在应用前面合金发展，在这项工作中，合金AlSi3Mg0，对于暂时停工支架PQ24铸造和哈立德铸件有限公司1轮承运人PQ466开发，Kloth-Senking金属铸造，希尔德斯海姆变种，测试。悬架支架PQ24底盘是在图3.18所示面板PQ24(大众波罗，斯柯达法比亚，大众汽车公司奥迪A2)在重力压铸生产。试图找到与Mehrkreiskiihlung，水平定向HandgiePanlage配备一个地方。图3.19显示了完整的铸造。它包括一个可移动的夹紧与喷射器，固定夹，并Temperierungsvorrichtung1Steuerungspult。对于整个铸造单位包括deckenbeheizter阻力型Westomat“坦克炉，但在所描述的实验，由于需要频繁的合金，那是用来修改。随着液压钳的帮助下，一起在铸造工艺和后固化和模具半冷却铸件的开放。一个液压系统也确保了投是开启后，随着顶针从模具援助的方式。一块锻炼导致的模具恒温。大于400°C开始前铸造的Kokillentemperatur由预热达到气体燃烧器。模具在图3.20所示构造，使同时左和右面板可以在铸造生产。一个完整的两个括号铸造浇注系统重约9公斤，而在编辑状态单一控制台，重2.1公斤。几何形状的铸件的通知显示与金属内核援助是插入到模腔。此外，在浇注陶瓷过滤器插入通道承担消除氧化物和表格填写的平静。图3.18示出PQ24-底盘的控制台加工状态。图3.19示出在此使用的PQ24的铸件生产研究Handgie^platz与常驻模铸造炉，冷却池。图3.20示出常驻的PQ24模具铸件。在滑动的凹槽底部核心是可见的。图3.21示出在熔体处理工作由叶轮。图3.22示出PQ46车轮托架，铸造工艺上的相应区域，小型餐饮浇道辨认。图3.23示出低压铸造系统，这是为PQ46零件生产。实验融化后达到理想温度(760°C_780°C从炉)，转移到钢包impellert运输与形成气体(图3.21)，然后。熔体处理后，钢包被运送到HandgiePplatz，那里的融化是一个GiePkelle手动删除，进入模具浇注。熔体温度为750°C.参与泛交货铸造终止如果熔体温度下降到700°C的因此，研究的目的是用来确定在冷水淬火对铸件的物理性质的影响。为此，在大量的水旁的连铸机每隔Gie3traube下跌和冷却感动。车轮托架PQ46该轮载体，如图3.22所示PQ46(大众帕萨特，斯柯达高档)，大众汽车股份公司是在与铸造合金在低压铸造系统AlSi3Mg变种的工作环境。铸件的(图3.23)的铸造炉，水平填充模具，夹具的主要组成部分，压力存储系统和机械臂。模具组成，以便即时铸造是由两个左，右前轮两个载体(图3.24)可能的4口井。模具是通过连接到四个陶瓷炉管(图3.25)。炉中的液态金属是在一个泛运到铸造厂，在那里，这成为扩大铸造炉放在准备。随后，融化，是理想的浇注温度(750°C)事先和impellert氩。之后，在一个Impellervorrichtung烤箱冶炼厂签订的协议是在一个治疗室和铁路系统的投运到，加上单位工作场所。加热前的第一次铸造模具的工作温度，气体燃烧器(图3.26)。一个完整的生产周期是图2.5中描述。铸造周期开始随压力的增加都在烤箱工艺变化以及在Kokillenraum与炉压，增加缓慢，从而形成充满放心。图3.24示出的PQ46四模铸件图3.25示出陶瓷管通过它的熔体流动到模具图3.26示出对铸件模具的预热与PQ46气体燃烧器图3.27示出去除由机械手的手段模具铸件加完油后在从模具底部管形式，压力进一步增加，并在一个较高的水平保持不变，从而防止体积缺陷的形成和铸件的凝固速度加快。完全凝固后打开表单，并与承运人的四个轮子由一个铸造周期机械臂完成搬迁(图3.27)。之前，一个新的周期，模具半开始清理根据需要与压缩空气和解决。热处理热处理(固溶处理和时效)的样品(几何原理和实际组件)发生在一个电热炉对流的地方。这种炉型提供了可能性，以规管的温度均勻，这在高溶解热(480-540°C下)是非常重要的。根据温度的变化和时间的热处理参数为清楚起见，如果在分配到实验中的第4条的相应系列的工作的描述每个工作提到。为更好地处理在篮筐汇集样本威慑做是站在水池的水在火炉旁。这允许一个炉子和流域之间的快速运输，导致好淬火。在浴室中的篮子将被移动，确保水温在室温的不是限制超过60°C。固溶处理后其次是外包在较低温度下在140°C至180°C和不同的时间段。以下是一个无论从热处理淬火Zugprobengeometrien铸造部件退火样品以及采取的实际样品和加工为拉伸试验所需尺寸(见第3.3.5)。3.3.4热力学模型在该框架中使用的研究工具的热力学模型是程序热Calc的经典TCC和其基于Windows的应用程序的版本技术通告[热钙化2006]。该计划允许分期确定其形成温度下热力学平衡条件(缓慢冷却)和由Scheil，格列佛不平衡的合金相组成。由于高利率冻结冷却持久成型铸造方法在他们合金热力学不平衡，这就是为什么造型依法进行Scheil。这对铝硅基合金模型是用在这些研究数据，数据库C0ST2“轻合金数据库2.11998/2003”铝及铝合金材料。计算精度的足够大，如果用DTA和DSC测量存储的数据基础是相当可靠的[法国兴业薯条，乙Simdman，2005]。有关之间存储的数据合金成分相图的计算，以创建所需的外推到报亭图。该C0ST2数据库包含了192个不同的合金相的溶解度，并包括19个要素人工智能，乙，丙，铈，铬，铜，铁，锂，镁，锰，氮，钕，镍，硅，锡，钒，Y，锌，锆。因此，寻求共同认可合金和数据库本研究不同，如铝，硅，铜，镁，铁，锰，铬元素，镍沉积充分证实在此基础上。，对阶段和所检查的合金相组成存在的温度区域进行了预测相当准确。小阶段的单位或结果在狭窄的地区发生的阶段，如金属间化合物相或按合金组成，而“洋”成分，但是，问题更密切的合作。正是由于这个模型之前，全面启动的目的，建议比较典型的案件，与金相切割阶段组件模型。商业数据库引擎C0ST2目前没有能力进行了细化和粮食加工产生的热力学模型阶段。这也将有由热钙化或其他建模课程模块广泛的数据库，相应的元素，大大加以改进。明确热Calc是在本阶段的新兴评估工作，其股份在新开发的合金铸态组织。因此，举例来说，在铝硅合金的支持和阻力，如镁镁元素的最大水平含阶段形成能够确定。同样适用于铜，铬，镍，铜和镍合金。也可以被确定，必须限制在哪些合金元素，以尽量减少含铁或其他St6rphasen程度。此外，计算热钙化，形成的阶段，用于优化参数的热处理温度温度。此外，将有可能通过在微观结构模拟程序接口程序MICRESS的铸态组织与热处理时间对Thermocalc-DICTRA的数据库为基础进行优化组合，凝固微观组织模拟。鉴于合金小说的性质是由于长期开发的计算机时，必须与在这项工作中复杂的微观组织模拟配发。3.3.5试件特征化学和熔体的熔体质量的熔融合金的化学成分组成的计算方法是由一个自我充电手段铸造研究所作出计划。在Kloth金属Senking—个商业计划铸造厂使用。化学成分是由纯粹的个人和合金组合。监测了用分光计融化化学成分，氢含量的控制与压力密度样本，如第2.2.4节所述。熔体冷却的实验记录与该系统可衡量的“PhaSelab”0CC公司生产的热分析，或直接在拉杆(图3.28)测量和记录。圆测定试样拉伸试验和平面拉伸力学性能对于几何形状制作的样本(“迪茨模”和“法国模具”)铸件和(PQ的实部和PQ2446)圆形试样拉伸试验根据DIN50125，或EN10零零二顷转动制造。为迪茨模和法国塑造采样地点如图3.28所示。潜在的采样和？046的？024压铸网站介绍图3.29和图3.30。为了一圆拉伸试样在试样夹紧，防止出现偶尔在什么Einsparmkopf光滑拉伸试样，探针与一个线程(图3.31)提供可能的设置。对拉伸试样从几何原理直径的拉伸试验是10毫米X55毫米的测试长度在有关领域。线程是Einspannk6pfe男性14由于其他Einsparmzangen拉伸热拉伸试验为8毫米，48毫米试验线的长度和直径选择M12的直径。图3.28示出取样棒的紧张是由以下的支线。图3.29示出显示的是3杆张力的渠道，比如用在这项工作从PQ24件图3.30示出显示的是两个从PQ46铸造用在拉杆这项工作的渠道，比如图3.31示出Gewindezugproben(组件左D=5毫米的实际，D=10毫米的属性权“法国模具机械”)用于测试。，一个线程可以设置Einsparmbacken样品在拉伸防止的。中心样品中把“Kopfriss”所示，就其屈服强度的权利，不评估其中真正的原因几何组成部分，只有小样本，并采取直径5毫米，40毫米的冲程长度禾口M10Gewindeeinspannung拉伸试样产生。抗拉强度，屈服强度和延伸率有决心与英斯特朗拉力第八千零三十三这通常是在室温下进行了几额外合金热拉伸试验规格为200°C的为了取得代表的结果，4个样品是从Prinzipzugst&ben撕裂。真正的每6件样品有冲突，因为更大的抽样结果，由于小直径较小的横截面面积比较大的波动。对于结果的统计支持，这个数字是不够的，但是，可以被认为是按照作为担保而习惯的趋势。对于压铸样品从取样阶段，以前在X光室检查。从热裂纹和不同壁厚和工艺变种孔无板是每5采取并保留在该单位拉伸演员的皮肤，在Druckgie^teilen对强度性能有显着影响的样本。该样本是兴奋的适当Einsparmzangen平拉，但在其他方面的力学性能如拉伸试样轮确定。铸造性检验除了在第3.3.3节描述了测量铸件特征(模铸造螺旋样品和螺栓)，以评估铝硅合金与发达合金AlSi3Mg变种可铸几何的原则也可在工业制造生产的铸件机械。对于重力压铸是“法国拉伸标本”和底盘制造商PQ24，对低压铸造轮承运人PQ46和冷室压铸加强板。它是要发现，如果所选的合金，并根据对制造业系列典型的生产条件合金的变化无差错铸件适合有关程序。为了一份声明中，执行以下操作视觉评估的铸造冷却后，被检查的铸件铸造缺陷的外在标志。该铸件的整个表面和铸造系统被认为是由来自不同角度的眼睛。特别是这个Kaltiaufe予以承认，并不能完全填补地区热裂纹。筛选在一个封闭的测试单元，对铸件整个量将筛选出的X射线。使用这种测试方法可以检测用1毫米，其确切位置的最小尺寸内部容积描述错误。裂纹该节目由Kaltl^ife染料渗透裂缝，折痕，毛孔和其他铸件表面缺陷明显。这些渗透到一个合适的测试仪器的误差表面。在PQ的24-和46组件，PQ的裂缝会中的一个Kloth-Senking铸造工厂检测。清洗后的试验区，在与帮助的紫外线荧光渗透余下的错误作出明确向警方报案。舞台板可能是在常规喷雾铸造研究所，最初，一个着色剂，然后开发人员可以被应用。清洗后的铸件表面缺陷，使所剩余的资源可见粉红色的颜色。表征和金属结构调查为了影响因素的力学性能，了解，样品必须进行金相和分析。只有通过全面的结构性特征(相位股，其形态和结构缺陷)可以操作一wissensfimdierte合金的发展将进行评估，并就在这个过程中化学成分的具体影响。对于习惯了评估金相切割及光学显微镜分离出来的演员样本地区嵌入塑料和抛光的一种机型使用“蓝宝石550”的ATM和抛光生产。地面和抛光样本，然后检查下了由蔡司和文件结构的数码相机配备一个光学显微镜。一些特定的蚀刻颜色(后修改巴克经过蚀刻)样本，它允许一个更好的解决和对铝合金初级阶段单个颗粒differentiation。各样品形貌应当可变，1000倍的放大倍率最大。扫描电子显微镜和EDXAnalvse要确定在选定的样本织物形成阶段的化学组成部分，是金相空间分辨化学分析(能谱分析，扫描电镜)。这使得单相单位包括化学成分，化学变化，在阶段(隔离)，以及化学在测量领域的元素分布(“场扫描”)记录。成为一个背后的确定不同阶段的股份结构的图形分析的基础上。所用的扫描电子显微镜的类型“ZeissGeminil550”。计算机辅助图像分析协会(IBAS)其中配备有轻型和扫描电子显微镜学会铸造生产用录音作进一步调查。随着数字图像分析系统的帮助下，“蔡司KS400”也平均Dendritenarmabsthde(DAS)和粮食确58定哪些特点布料的细度的大小。选定样本PQ的24-PQ的46-铸件法国和紧张酒吧使用的是法的计算机程序。Aquinto在Kloth-Senking铸造一个主题的孔隙率的金属。这是地面和金相照片放大20倍和评价解析样品的表面抛光。决心这个测量表面，孔隙度，密度和最大误差对象扩展。4铝硅合金和改性实验研究铝硅合金的，这是发达国家在这方面的工作一方面是基础，一个硅含量降低到了1-7野生分享Si和对力量的增强镁使用效果等。因此，无论是镁水平是多种多样的，铁的污染影响和合金，如铜，铜镍，镍和铬元素的研究有针对性的增加以及对熔体处理效果(谷物提炼，加工，Spulgasbehandlung)。4.1镁含量的变化新开发的铝硅合金铸造应该有尽可能高的产量。预定目标是要硬化合金待开发。铝硅合金中，这通常是实现由镁增补(见2.2.3节的工作)。后镁除了在铸态时，脚本类多边形分支中0相Mg2Si相。这主要是解决消退了。在这里，从a-固溶镁的添加和淬火后仍然有效的解决方案。剩余泗相应增加了共晶硅的比例。解决办法后的合金在第2.2.3和2.2.5，方法由于金属间相0’和4’-搬迁后Mg2Si的形成可治疗的描述。一种在合金AlSi7Mg合金发展的初步方向。这种合金在两种分类分布，AlSi7Mg00.3合金(甲356)及其变种AlSi7Mg0，6(变质的A357)具有较高的镁含量[妇女的暴力行为，海事协商组织2004]。镁含量较高的变体显示了较好的力学性能方面具有拉伸强度和屈服强度，伸长率，但较低的。一般是污染含铁镁合金亚共晶铝硅在铁，镁的存在，往往形成相对粗糙，角，支多边形n相(汉字)。为0.4%和0.7之间的重量-%，一个geftigeschwlchendenji相增加形成(AleMg3FeSi6)镁浓度报道[甲烷卡塞雷斯等。1999]。它带来更好的抵抗没有镁针状铁板状复合0-A15FeSi建设，但伸长率下降的原因在[上午萨穆埃尔，跳频塞缪尔1997]。不需要的Ji-相可转换热的多边形边形态治疗成圆形球体，它可以减轻废物略有伸长。在naheutektischen镁的含合金(AlSilOMg)，偶尔伸长下降，在AlSi7Mg是在高温下融化也增加的趋势，熔体氧化(A1203和MgO形成到期)[十曹，j的坎贝尔，2003；樱诺特等。2000]。MgAl尖晶石，以及动荡的模具填充任何介绍氧化氮担任铝硅合金，有时还为中，小学的a"Fe的形成，a-A18Fe2Si或0C-A115(FelMn)在近共晶铝硅合金3SJa[左成核铁杂质。巴克鲁德等al.1990]。一般而言，镁和铁铝硅合金含有，不过，在机械性能良好^相条件的形成，到a-相偏好[第Sreeja库马里等。2002]。在快速凝固微观结构和低硅含量，a相，然而，来到小。作者铁在铝硅合金含量的问题，特别是关于对不含有镁合金的发展阶段^-A15FeSi々13131%在4.2节所述。详细介绍。它通常是明智的目标和永久模铸造铝硅在合金低铁含量砂；更高的镁合金含有，这尤其适用。对镁硅铝穷人合金影响的初步调查在寻求的Ji相，以避免可能形成，为调查工作，以降低硅含量包“初步调查”是首先选择一个固定的0.2重量低镁含量-%。合金有铸态和热处理后，其物理性能的影响进行调查。在初步实验中，硅含量为不同热处理选择混合(随机内共同T6热处理规范)。主要将调查硅含量对力学性能的依赖其次是通过热处理获得的财产谱的第一印象作为热处理评价。较少有关，因此，可能不会被要求详细描述在这一点上他们的结果。更详细的调查，随后将在其他工作包就业，下文介绍。初步研究结果强调，但是，如图4.1，为增加与减少硅含量的镁合金成分实力不断增长的潜力所示。拉伸试样中的第一种方法的合金，但是，令人失望的综合性能，铸在断裂伸长率略有下降与降低硅含量对强度和屈服强度显着增加。在已伸长赞成热处理和屈服强度降低。至于除了安全组件高产高伸长率(>7%)是理想，似乎该合金AlSi3Mg0，第2和AlSi4MgO，廓二是与在铸态伸长率10%以上为进一步研究是一个有吸引力的起点。至于以后的研究工作包乙因此针对镁含量的增加和由热处理性能达到系统的研究AlSi3和AlSi4。图4.1示出与硅含量的增加，伸长率下降是在下降，尽管实力和产量的热硬化治疗的AlSi3达尔一个有吸引力的形象。最大的热力学建模。镁的溶解度铝硅合金差中镁含量的增加是基于热力学使用热钙建模。随着造型方案，在Al-Si合金镁最大溶解度不同的内容禾口对各阶段形成的计算zusammensetzungsabh邑ngigen温度。作为建模部分证实，在热力学平衡的最大溶解度为镁硅的铝硅中的a-固溶0.6重量Mg合金的内容无关。镁含量超过了这个关键的限制，与镁含Mg2Si的析出和中文字库中的铁与n相的存在，那么，既然人工智能过饱和固溶体在最佳治疗方案，甚至加强。一个例子是显示在图4.2图4.7相分数[根据温度[°C]为合金AlSi5，AlSl3和绩效评估摩尔分数]在图4.2，4.4和图4.6的平衡凝固和图4.3，4.5和图4.7在热力学不平衡的Scheil。很明显的是，在均衡分泌Mg2Si的比例比在平衡快速凝固高，因为少了铝固溶镁仍然zwangsgel6st。这就产生了，大意是更快地作出反应持久成型铸造方法AlSiMg铸件凝固治疗的解决办法比，例如，在沙滩上慢慢凝固铸件。这也解释了在水热铸件冶金强度猝灭作用。比较的AlSi5Mg0，6，AlSi3Mg0，第6和AlSil氧化镁，6建模，也看出，排出Mg2Si相在较低的硅含量低合金比例。随着Si含量降低的比例降低了电动相位的微观结构，并在同一时间，这一比例上升到初生a-固溶体的能力，因此包括了全镁合金中所占的比例更高。有一个关于宽容的镁含量较高的限制之前，涉及到有害沉淀物。这在降低硅含量，以减少趋势的形成汉字状镁和镁铁水，沉淀的结果。图4.2示出热钙合金AlSi5Mg0.6建模在平衡凝固。图4.3示出热钙合金AlSi5Mg0.6建模后谢赫。图4.4示出热钙合金AlSi3Mg0.6造型均衡凝固日图4.5示出热钙合金AlSi3Mg0.6建模后谢赫。图4.6示出热钙合金凝固了A1SM模型MgO.6在平衡。图4.7示出热计算器模拟镁合金AlSilMgO.6根据Scheil。图4.8示出热钙合金凝固AlSi3Mgl建模在平衡。图4.9示出热钙合金建模后AlSi3MglScheil。有超过相反AlSi7Mg0，6(变质的A357)，其中镁含量为0.4至0.5重量在实践中，很少，在0.6重量铝固态溶液的最大溶解度镁合金在更短的枯竭硅和更迅速冷却。又考虑到在熔化操作，轻重量的0.6^^『3(^611111^出现-在415131%%准备融化相当可以接受的镁含量低镁燃烧，以及作为6000系列合金处理AlSiMg占领。比较10.6%(图4.4和4.5)和1个重量镁(图4.8和4.9)AlSi3Mg合金，很显然，镁含量升高，降低液相和固相线为以及为铝硅共晶温度的形成具有影响。陈等人的ZW。2005年确认这个问题，以及关于避免双重课税协议，在测量温度的升高而形成的自生Mg2Si。然而，几乎是排出了Mg2Si相修改部分。在硅贫困AlSiMg合金相形成温度表4.1导致了不同的硅，镁含量的平衡阶段形成的温度。表4.2显示了硅，镁含量的各个阶段，在一个由Scheil固化成型温度。选定的温度是气温，只存在低于固相。这标志着为AlSiMg合金热热处理上限。作者高镁对铝硅合金的力学性能的影响图4.10显示了高镁含量对合金的力学性能AlSi3Mg，AlSi2MgAlSiIMg并经过T6热处理(质量分数为0.6和1-%)起生效。超过的重量超过0.6镁含量的关键-在亚共晶合金％，对力学性能的负面影响。然而，对于这个日益宽容，降低硅含量较低。在AlSil重量为表明镁的内容_即使是在物业相比提高了0.6重量％。图4.10示出显示的是机械性能“法国拉伸试样经过T6热处理”。对于合金AlSi3，并AlSi2AlSil是镁的质量分数为0.6%和含量当选。表4.1根据Thermo-Calc，相同重量的、Mg的含量为0.6和1重量％的AlSil、AlSi2、AlSi3、AlSi5合金的相位和结合温度。表4.2根据Scheil和Thermo-Calc计算出的不同重量的、Mg的含量为0.6和1重量％的AlSil、AlSi2、AlSi3、AlSi5合金的相位和结合温度。用深色背景标记出的部分表示在没有液相情况下的温度。为了表达作为热处理函数和镁，铁沉淀和共晶硅的比例组合阶段包括对镁和含含Fe阶段将在金相部分置于光镜和扫描电综合讨论显微镜结束节4.3.5工作。从“法国拉杆有面料样品将”，从PQ的24底盘的控制台，从PQ46轮承运人全面地进行比较作为从既是演员和热处理后的固化点。实验上，为将解释以下，镁含量的影响铸造特色(流程长度，填写表格容量)为0.3至0.6的内容重量确定。为了澄清原因，在第4.3.4节中的镁合金AlSi3Mg0，6个方面内容的影响讨论。随着增加镁含量显着降低了流动性，而它是在不影响模具填充能力发现。在评估的工作包B的结果是选择的目标过程中真正的组件(工作计划-C测试AlSi3Mg合金)重量的0.6镁含量。4.2铁含量的影响，并影响由含铁镁合金相含，锶，锰，铬，钴，铍，及热处理对于裂纹萌生和组件的铝硅合金铸造部件氧化物夹杂了大多失败负责。然而，这些椅子是不是因为它往往含铁阶段，从一个组件失败[樱诺特等人开始。2000]。由铁杂质之间铝，硅，铁，镁形成的可能也不可取，组件的性能降低计量阶段。这是取得的同样大的原子半径，硅，铁主张[LF炉蒙多尔福1990]。因此，对含铁避免在这些合金阶段是非常重要的。如果这是一个铁铝合金在组件的结果是不可能的，应至少有一个铁球化的形貌控制的要求不男口么gefugeschadigend[V.Voje,A.L.Dons2001]。小学铝合金电解后一直十分之几的一个重量低铁含量铁。通常的标准主要合金含有较高重量约0.15-%铁的质量。在中学合金铁含量增加一般。清洁铝硅合金在过去往往不容易在现有的成本增加。经过几个铝电解建设已经几年，但在合理的价格，数量较多，也可用纯净合金。铁含量较低，即使是现在压铸合金，如AlSi90.5至11日，针对5，其中一些曾经是一个铁的含量，以减少模具都欢迎贴趋势。这里现在是铁含量，以提高机械性能的意识下降，与ersatzweisem锰，镁合金具有低的趋势坚持硬化性能(AlSi9MgMn，，Silafont36〃)[H.Kochetal.2000，H.Koch2004]。在这项工作棚，硅穷人AlSiMg合金铸态一贯Ji相，以及3_微结构(图4.11)的阶段。中的表达及铁铝硅合金的不同阶段的比例基本上是由铁，镁和具体的(锰，锶，铬)或热处理(图4.12)合金元素的影响，少量的基本工资。图4.11示出用显微阶段一薄壁冷却样品在空气中PQ46从铸AlSi3Mg描述。图4.12示出与第一阶段从PQ46AlSi3Mg样本描述T6热处理后的显微治疗。在汉字一样a-Fe相(A18Fe2Si，A112，是(MnlFe)3SJi_2)在所检查的样品AlSiMg不遵守。这是因为，镁的存在形态，而类似的Ji相(A18Mg3FeSi6形式)。如果ji相精细开发，它是在其上比阶段的强度性能良好的效果。镁的含n相，他们之间的关系3-相的发生，其作为镁含量和冷却功能的发生率在4.1节已经讨论(镁含量变化)。该Plattig多边形(以412针状公布的显微照片)铁化合物0_A15FeSi是最常见和最有利的含铁在铝硅合金达尔阶段形态。越高铁的合金比例，强大，这是对部分已经存在铝硅共晶卸任之前阶段。因此，这个阶段也对SchrumpfungsporositSt影响，因为3-相水voreutektische排泄做出可以通过[上午塞缪尔等阻碍融化。2001]。在低硅，镁合金AlSiMg含有的阶段发病率上升到由化学计量组成的阶段阶段是确定的，如日-Si相不包括在内。随着镁含量为转移，如在第4.1节的相的ji相赞成的比例说明。这个由司法机构政务长泰勒等人。2000年和罗梅奇功率放大器等。在2001年描述了AlSi7Mg连接可以运行了AlSi3Mg。促进相演员形成的其他因素包括较低的冷却速度和低锰，铬含量[LF炉蒙多尔福1990]。在相的存在是企图影响较少gefiigeschSdlichen形式有利于他们的针状表现形态。这可以由锶，锰，装载，铬，镍，钴和钼除发生[D.L.Colwell，R.J.Kissling1961]。A.M.Samuel,F.H.Samuel1997和C.Villeneuve,F.H.Samuel1999报告由(锶<350ppm)的少量增加了一个在SS相Morpohologie积极变化的出版物。高级原因为较小bulkiest针，它可以刺激热处理过程中的针进一步球化的相碎片。作者氢作用机制Mulazimoglu等。1997年宣布为封锁的硅扩散形成a-Fe相(A18Fe2Si)，在3_A15FeSi的产生是可以避免的。a-Fe相是稳定[M.H.Mulazimogluetal.1996，1997]。阿锶积极影响的SS-阶段，在开展的铸态和热处理后进行一系列实验，补体C3的测试，虽然没有得到证实，但也不能排除。与一期80-140ppm的高级内容高级实验表明，在工作包C2的铸态(图4.13,4.15)和热处理后(4.14,4.16)没有显着的铁杂质的影响。可能是太高级内容的0相有效的影响力低。选定的高级导向的内容，但是，低于由高级的潜在AlSi7数额精炼铝硅共晶在AlSi3。作者铁，合金中AlSi3Mg0是没有深入研究这项工作6，因为，由于对电器高级阶段，认识到处理的低硅，铁含量高，应避免冷却速度的影响高级阶段。储蓄的经济补偿手段是明智的加权比潜在的积极影响更多地冶金。图4.13示出显微锶样品从AlSi3Mg0PQ46-0.6_B的(+在铸态(厚壁构件地区)图4.14示出显微图像的厚壁高级PQ46样本AlSi3Mg00.6_B的+T6热处理后图4.15示出显微锰样品从AlSi3Mg0PQ46-0.6_B的(++)的高级铸态(薄壁会员专区)图4.16示出一种薄壁PQ46从AlSi3Mg00.6_B的(+高级+Mn)的样品显微T6热处理后至于最有效地影响铁相是锰，这是添加根据铁含量。该针状形式是多面体蹲a-Fe相(Ali2_I5中(锰，铁)3Sii_2)喜欢中文写作形式，一锰/铁比值>0.5为0，8[洛杉矶发生纳拉亚南1994年，上午塞缪尔等。2001]。锰含量较高的依次有一对铝硅合金扩张的负面影响[阁下科赫2004]，什么是特别是在解决突出退火条件。在C2的尝试工作包到目标锰合金的合金化和SrAlSi3Mg00.6_就在PQ的-46组件，这是党的过程中铸造机械性能的变化B将得到执行。尽管相应Mn/Fe-的关系但没有上述要求的力学性能优势。即使是在明显的球化削减是由于铁含量低于0.18重量Fe基的相比较低的比例是不影响。低铁合金AlSi3Mg00.6_D是因为添加了他们在铸造加工锰(可湿性粉剂体C3)。在这里，没有一个形状形成的SS-阶段，但只有在坚持将寻求减少的趋势。低锰含量0.2重量没有显示在铸件的加工性能具有决定性的积极作用。也许，在一个更高的锰低的优势坚持趋势方面的内容。这将是类似于观测合金AlSi9MgMn[阁下科赫2004]，但可能有负面影响的断裂应变。类似作用的铬锰[伤残格兰杰，1991]具有(CrlFe)4Si4AliS形成。铬合金是在企图当然AlSi3Mg-B5的一个工作包(Cr含量0.1,0.4,0.5和0.7重量)，但随着球化的目的不是相，但在铝固溶析出，见第2.2.1。这些合金的AlSi3Mg对Cr的影响结果4.4.3节中充分讨论。在这一点上是广泛的讨论对Cr的铁沉淀的影响。经过党卫军Sreeja库马里等。2002是铬方面的相球化的积极影响可能会比这更锰，高韧性，是因为取得了显着。然而，这是否通过了关于铁富相，或认可机构固体解决问题，而直接的影响，是由作者没有解释。图4.17和4.18的AlSi3Mg0.6Cr0.7合金显微照片表明，铸态和热处理后的状态。作为演员的照片显示样品相比，基合金AlSi3Mg-B的平淡无奇。沉淀的二氧化硅也略圆，而不是由铬含量的影响，但CrSi2化学计量沉淀出现可想而知。在铬测试系列是铁含量，部分是由于合金，远高于0.04%溶解度的限制。这铁含量增加使自己的针状多面体和模压^铁沉淀的陪同显微照片的感觉。有趣的是，然而，这是事实，已经在铸态多面体模n相发生。一个成型n在在铬合金的铸态相分量出现证实了S的穆拉利，美国堪萨斯拉曼等人的研究结果。第1994次随着铬含量的演员已经失踪了(A10Mg3FeSi6)相多面体n赞成的SS-铁沉淀。在质量分数为0.7Cr含量铬检测热处理后不再测试阶段。随着重量的0.3铬含量是相对于0.7重量未发现在治疗条件AlCr，析出的热量转换之中。各个结构成分构成可以看出，在铝铬固溶体，并与铁结合解决(CrlFe)在结构A17存在。在一个0.7%的铬含量可以在粪便EDX分析发现，从证据A17Cr金属间相，可以存在，以及AlnCr2Ali3Cr20图4.17示出作为演员显微放大500倍AlSi3MgO.6CrO.7图4.18示出显微图像在热处理状态AlSi3MgO.6CrO.7在放大500倍。通过EDX分析的前组成的拨款。钴导致的3-中的汉字，如相(ColFe)2A19阶段释放。然而，同样数量的铁量是额外的要求和合金的塑性降低[第Sreeja库马里等。2002]。因此，公司作为这一研究项目的合金元素是没有底盘的要求替代铬或锰代表了一部分。铍还就我国脚本，而不是像0-铝硅合金[山口发展阶段相BeSiFe2A18穆拉利等。1994年；士元王士元熊2000]。由于其具有高毒性是非常低的添加剂负载量是可能的。因此，合金化是不工作在这方面的工作原则可以考虑。通过热处理，这两个含铁阶段(p和Ji被改变)，表达(见图4:11至4:16)。除了共晶硅Spheroidisierung是由热处理，成功Spheroidisie-Ji的相和灰。其形态类似于硅和eingerundeten、没有因此被视为gefilgeschadigend认为。该0相的存在仍然是清晰可见的显微照片。对拟转让的笨重的针头在一个更有利的形态进行了测试阶段是不令人满意的水平。只有轻微的铁针的针尖曲率可以找到。在某些情况下，成较小颗粒针分馏得到遵守的地区主要是粗质地。对沉淀在设备的薄壁零件纵向表达需要热处理不能影响。在对<0.1重量-与铁在凝固过程中熔体解释残余分流％，铁的含量相对较低，尽管发生的beta阶段。由于该合金结构AlSi3Mg0组相比0.6AlSi7至()是在低共晶，总铁含量都集中在一个较小的体积，导致该阶段的形成A15FeSi限额和笨重针形成。因此，到在AlSi3Mg0合金铁含量的控制没有增加0.6合金锶，钼，铬，钴，或加载比在接受AlSi7Mg变质的A357合金高规格的意义。4.3低硅含量4.3.1在持久成型铸造方法的gie^technologischen硅铝贫困合金加工的理论推导根据第3.2制定了发展高强度铝合金，一个战略的工作重点在于调查，这本身就可持久成型铸造方法铝硅质量分数小于7-%硅合金加工。此外，他们的铸造性能，结构，然后讨论的力学性能。推导铸造特点凝固形态，流动性能，充型能力在此之前所做的工作包A是一个与硅含量1-7重量的文学合金客人在他们的实际效用方面。对由W.帕特森，第恩格勒，1961年和1970年这些合金凝固形态主要表现为南恩格勒内源性内源性schalenbildend糊状。这种合金具有外源性差的壳形成合金铸造性。它是如何衡量一个由W.帕特森，1960年同样严重阁下品牌明显(图4.19)，而这直接的因果关系对合金凝固形态1-7重量硅石墨流动性。模具填充能力(新鲜水果和蔬菜)下降为w帕特森，第1961年恩格勒，从纯粹的人工智能重起，通过一个重量在2-%硅相对最大，跌幅进一步重量在8-%硅，到最低点了其中增加最多的一次共晶组成(图4.20)。在2质量分数相对最高-%，研究人员属性的表面张力等课程，并在反铝硅融运动粘度。在一个恒定的高合金铸造温度假设，在砂铸件AlSi2一个大约为AlSi5类似的新鲜水果和蔬菜(图4.21)，第恩格勒和R.Ellerbrok1974。南恩格勒和R.Ellerbrok指定通过使用此信息于1975年在2.2.2和3.3.3螺栓样品和鉴别的沙子和重力压铸描述新鲜水果和蔬菜。因此，新鲜水果和蔬菜已在三沙的重量相对最高，这是归因于海绵稀烂内源性刚性。随着Si含量的增加，或电力的份额，实现内源性schalenbildend(图4.22)形态的变化。通过快速成型外壳采用新鲜水果和蔬菜的优势再次关闭。刚好相反，模具填充行为运行在模具。表格填写的最低容量是观察合金AlSi3，高硅含量的增加，然而，一次。的明显原因在迅速成形模铸造壳的边缘，这弥补了糊状凝固有关的表格填写的优势。图4.19示出流动性的铝合金重量为25-%硅不同，约在石墨液相过热和灰，根据ff.Patterson,H.BrandI960。图4.20示出FFV，互惠粘度和表面张力在不同硅含量，W.PattersonundS.Engler1961。图4.21示出在一个不断Gie0sparineAlSi3假设，在一个更好的充填砂作为AlSi5，第恩格勒河Ellerbrok第一千九百七十四合金压铸模具的能力上面的图a)显示在一个固定Gie0spanne,下面板中沙新鲜水果和蔬菜b)在浇注温度恒定。图4.22示出螺栓的新鲜水果和蔬菜样品确定不同的是沙子和重力压铸。在新鲜水果和蔬菜有重量砂在3-%1的重力压铸相对最大，但最低，S.Engler,R.Ellerbrok1975。S.Engler和G.Schleiting1978显示为亚共晶铝永久型铸造这在合金凝固形态转变，除对々1313(图4.23)在Gie0sparine取决于其他的事情。它们解释压铸凝固形态AlSi3作为外生海绵与下降，增加Gie0sparine(二>1内源性稀烂的一部分)。外生增长的特点是在外壳的AlSi3凝固-作为一个松散的海绵，它包含剩余的股份共晶熔化AlSi9。这巩固了已经凝固的残余熔体网络是可能的铸件热裂纹源达尔。图4.23a-b示出在永久性的棚模铸造铝硅在德Gie^spanne依赖合金淬火后不同时间达地面样品和在凝固形态产生变化，S.Engler,G.Schleiting1978。根据上述研究，并在3.2节中出现上述gie^technologischen工作包乙进展是合金的系统调查，尤其是在间隔1-5重量为有意义的硅。由于底盘部分，特别是在秋千(冷铸造营地)往往是厚壁，是一个预测的新鲜水果和蔬菜，没有在该组件实验中ffarmrissverhaltens方面不可能的。实验研究工作正在进行中，在何种程度上支持凝固过程中的压力产生积极影响。已经在工作包的第一个结果的承诺与PQ的46底盘承运人Testgusses在一个AlSi3和AISi6合金低压铸造出现，大大增加与减少硅含量应变令人鼓舞，尽管轮廓精度赤字，因此，在后果与硅合金铝差合金集约化发展的运作模式。实验设计在3.3节介绍与预览作出考虑从AlSi7Mg从AlSi3Mg到AlSilMg确定一个对机械和铸造特色和影响力，AlSi3MgB2的工作包的工作包硅含量减少的规定。基于以下是通过实验室的目标合金AlSi3Mg0定义0.6-A测试中列出这些实验。在工作计划-C，合金AlSi3Mg00.6-A和-B的0.6AlSi3Mg0来自各方面的审查第一，它的可操作性在铸造重力压铸用双拉杆和PQ的24-组成部分，对PQ的46个基础共产党的过程-补体C3成分以及在工作包AlSi3Mg00.6-在压力铸造d根据样品阶段。为铸造特性(合金的加工性能的参考标准)为放置在合金AlSi7Mg(A356合金)样品制作过程中的重力标准样品几何压铸和个人。4.3.2铸造特色硅铝合金贫困流动性的测定在图4.24从工作包B1的调查，以确定不同铝硅合金硅含量流动显示。计算了以固定的250°C和常数模具温度图4.24示出AlSi3Mg0，6有7重量矽钢模具的热压铸螺旋计算，铝硅合金的最低流动性。该合金是粮食与AlTi5Bl完善。图4.25示出由此可见，镁含量的影响及对后晶粒细化AlSi3MgAlTl5Bl流动性浇注温度。在钛含量增加一倍相比，试验系列图4.24所示，导致在一个190毫米的长度图4.24流量显着增加至480毫米图4.25。熔体760°C(温度是为过热的不同合金不同)，在激烈钢模铸造螺旋流动长度过期，这在3.3.3章描述。通过运输熔体冷却，使熔融过程中浇注温度的周期减少了高达80°C的因此是流动实验AbgiePtemperatur680°C的长度为690°C的全部融化是粮食与AlTi5Bl合金精制，具有钛含量调整到约150ppm的。显示的是四个测量各自的平均水平。如图4.24实验表明，AlSil氧化镁，随了AlSi3Mg0，硅含量66流长度较小，从AlSi5Mg0，6增加。合金AlSi7Mg0，6有一个更好的流量，比其他合金性能。在模铸造，是AlSi3Mg最低流动性。在图4.25，对AlSi3MgO.3与晶粒细化剂的重量加倍根据流量与镁升高长度策划与铸件的温度指示。有5个螺旋式铸铁铸造，结果均来自这里。可以看出，随着镁含量的流长度为低，从AlSi3Mg0.6AlSi3Mg0.6在与浇注温度升高(Gie0sparine)常量成分增加。这意味着更高的镁含量，凝固形态产生不利影响的熔体流动，因此不能进入螺旋远远不够。提高铸造温度，防止过早凝固，并提供额外的流动长度。密集的晶粒细化也反映在4.4.1节的主题。图片的424的比较和4.25能清楚地看到了一本关于一个AlSi3Mg00.6晶粒细化合金的流动性较高的积极影响。作为一个0.6AlSi3Mg0合金实际应用的建议可以推断出，在模具或低压铸造可能是由于增加晶粒细化或在Gie0sparine增加恶化流动性可以得到赔偿，没有，但是，可能产生不利影响可以影响热裂故障合金。一个处理增加Gie0sparine效果的方法，由于更高比例的初级阶段和A1-更好的相位相对较小比例迈向电气合金含量较高的AlSi3Mg硅，但增加刀具磨损和较低的时钟速率。因此，更应尽可能浇注温度低，可以选择。冷却AlSi3Mg0，6曲线测试在法国的永久模具图4.26计算显示了法国冷却AlSi3Mg0，三曲线模这证实了AlSi3Mg0.6先前的热力学模型。图4.26示出显示的是对合金AlSi3Mg0，随着时间的推移6冷却曲线。结果有一个良好的近似一致的热力学模型图4.4和图4.5。冷却曲线在拉杆和接驳时间更加密切结合起来，这是一个浮动的，典型的内源性糊状凝固。适当的热力学模型，图4.4和图4.5以上，以及最重要的表4.1和表4.2凝固消息。冷却曲线证实了图4:24的结果，并阐明为什么AlSi3Mg0，出于同样的铸造温度(AlSi3Mg0，6即在上述液相低过热六流动性)高于内源性壳形成合金AlSi7Mg0，3个显着减少明显该海绵糊状凝固合金AlSi3Mg0内生，6显示在模具型腔(拉杆和接驳)一均勻的温度场，由于融化后，泛出来的内缘形成巩固。因此，相对于壳形成AlSi7Mg只有一种可能不受阻碍地缩短权力，曲线支持该合金可以在厚壁重力压铸加工，而不是在薄壁铸件的假设。对于薄壁模铸造是在相同的边界条件浇注温度(熔体处理)AlSi7Mg0，3比AlSi3Mg0.6。铸造特色的再思考是B4的工作，除了粮食硅在较小的增量内容的炼油量包从2.5至3.5重量不等，此外，以本办法的力学性能想象的原则几何结构，流动性，模具填充能力和Warmrissverhalten(年轮分析)检查尊重目标合金最佳操作窗口，以确定其铸造的特点。阿在gie0technologische处理类似指标在形式上灌装Warmrissverhalten合金AlSi3Mg0,6然而，在工作计划-C的研究对实际铸造重力压铸，为共产党铸造PQ46PQ24()和为铸造，水平测试，将讨论以下部分4.3.3。4.3.3研究在不同的铸造持久成型铸造方法AlSi3Mg0.6的处理除了上述关于technologischen加工AlSi3Mg0，与其他铝硅合金6比较原则的研究，研究的，与实际的铸造件(PQ的为重力压铸，PQ的为中共铸造四十四条不同持久成型铸造方法合金铸造性能)和追究目测检查，裂纹和筛选和评估压铸一步板。重力铸造加工AlSi3Mg0.6压铸(PQ24)在C1生产工作包的PQ-24控制台规范AlSi3Mg00.6有一个普遍的视觉外观的错误。铸造缺陷可在约50%的铸件。这些错误是重复的，对他们的位置和所有有缺陷的部件的程度相同。在门遥远角地区经常发生“fliePlinienartige”空气包裹(图4:27)，这只是表面上探测到。当工作包为C2AlSi3Mg00.6_B的规范投游戏机出现在边缘和薄壁几何部(图4.28)来。这些错误可以归因于Gie^weise不勻的手0或非最佳的模具温度控制，以及对低浇注温度。冷却Kokillenbereiche，太寒冷融化导致Vorerstarrung在充型，因此上述描述铸造缺陷。通过连铸Kokillentemperatur，甚至Gie0ZyklUSZeiten(—个自动化铸造炉上的应用)，这类错误是可以避免的。PQ的24-模具也是对合金AlSillMgO设计了三个，这是一个比AlSi3Mg0，6好得多可浇了。因此，预计将同铸造浇注系统，也是任何Gussteilgeometrie在低流量及灌装AlSi3Mg0，6至AlSillMg0，3，显着改善GiePergebnis财产模具要求轻微调整适当的设计实现可以。以上述假设可以是PQ的24-组件是一个足够的流量和合金模具填充能力AlSi3Mg0.6设立。当裂缝进行的试验发现，除了已在铸件评估视觉KaltlSufen没有发现其他质量表面缺陷。热裂纹的迹象，即使不能发现自己。由X-射线检查表明，所有铸件免费体检，严重的内部缺陷和夹杂物作为Gro^lunkern的。在从一个角PQ24，对第一阶段工作一段遥远地区的大门将在一个单一的案件进行筛选，但是，在打击观察孔，直径约2毫米的(图4.29)。收缩过程中的变化不能完全避免在这种情况下，该空洞，但是，谎言在加工余量，这就是为什么他是不是很关键。在CPC铸造过程中处理AlSi3Mg0.6其他演员PQ的46-轮运营商主要是表面缺陷。大约30%的零件工作包C1的发生在当地的地方，但重复性Kaltlauferscheirumger^图片4时30分)。与此故障点折磨，是因为薄的边缘部分。其原因是没有自定义合金铸造参数正当理由。在浇注温度上升，正确设置模具温度控制，能够避免这些错误。因此，在PQ的46-组件流量及灌装合金AlSi3Mg0.6模具足够的能力给出。当裂缝进行的试验发现，除了已在铸件评估视觉Kaltiaufen没有发现其他质量表面缺陷。模范地显示了一个在渗透探伤记录(图4.31由PQ的46)发-注塑无裂纹表面(深蓝色，紫色)。裂缝，因为他们出现在图上的立管顶部4.31浅蓝色是分开不是由演员辨别。有没有迹象热烈发现的裂缝。在对第一阶段工作PQ46组成部分将是在X光检查中厚壁，上面躺着的“邪恶轴心接待区附近两腔(图4.32)，直径发现约4毫米。这个地区，但是，在对铸件加工后表面”门铣削走。因此，这种空洞不影响以后Gussstilckeigenschaften。至于后续射线，因此，所有的调查铸件与客户要求AlSi7Mg0，3投PQ的46-直立。图4.27示出Flie0linienartiger空气锁定一个曲折-24薄边缘的PQ的控制台。图4.28示出冷运行在一个PQ24件薄力图4.29示出用不到2薄，从遥远毫米的切口面积在PQ24压铸元件的规格大小是一个空隙。图4.30示出冷向承运人运行前车轮形象的一个薄的边缘。图4.31示出探伤显示错误的铸件表面PQ46图4.32示出与一腔的大小约在一个近PQ46铸门区4毫米。这是组件规格，如加工余量范围内的空隙，在该地区。铸造加工AlSi3Mg0.6在铸造(舞台面板)在对AlSiMg在压力铸造合金加工文学，与Si含量的重量约4-%泗称为AlSi4MgMn,报告[楼Cosse,J.-P.佩里耶2003；南Brusethaug,js中梅兰2004年，2004]。该合金，但是，在这个很大的不同合金AlSi3Mg0，6开发工作上述作家倡导一种合金AlSi4MgO,2Mn变形。在研究人员的研究，对传统的铝硅铸态合金低，硅含量是选择减少在共晶硅含量。这也是铁合金穷人(铁<01，重量14-%)，以防止含铁测试阶段。该合金可从0.15至0.25重量-镁和0.7%_1，0重量锰添加以增加强度。为了减少在低铁含量坚持在铸造趋势是类似于合金AlSi9MgMn0.5-0.8重量锰(Silafont36")[铝莱因费尔顿1995]，锰含量较高选择重量从0.7到1.0-%锰。作者报告铸件铸造性能上可以接受的(优于AlMgSiMn)。援引这些都不是在细节，无疑是由于这里的结果与合金AlSi3Mg0.6。在表4.3，该合金AlSi4MgO规格比较按上述两位作者，以及在此工作的铝合金底盘应用[PCT/DE2006/001525]小说发展的特殊性。此外，根据与AlSi3Mg0，6我们的结果和修改相应的压力铸造合金研究变种AlSi3Mg0.6以上个。该合金AlSi3Mg0，是6时，实验研究主要为铸造储备以及有关的AlSi4Mg0，2经验上。在同一时间是一个明确的划分过程材料，合金AlSi3Mg0发达，6条作出，这是对底盘载体，是主要投在重力压铸，低压铸造Gegendruckgie^verfahren发展。作为一个实验性的几何a4的三个不同阶段的壁厚样本选择。该样本量为5毫米，壁厚，4毫米和3毫米。许多压铸部件代表可在此阶段以几何一热裂纹的流动性发言，并坚持一个合金的趋势。实验中，在压力铸造工艺合金AlSi3Mg0.6只有在方式的成功。这将是该合金AlSi3MgO.6批准了铁，铜含量升高，以审查该合金的回收二次利用的可能性。这是一个融与晶粒细化剂A1TI5B1类似的调查处理进行压铸出来，放弃是由于铸造快速凝固和低硅关于一锶合金加工内容。尽管通常为铸造合金，但铁的含量相对较低(表4.3)，强大的趋势，坚持以合金观察。为了减少的趋势，坚持，因此强烈建议作进一步调查，无论是铁含量显着增加，结合一锰内容，直到1重量或低铁含量低于0.18重量选择重量可达0.8-%锰。表4.3显示的是化学规格重-对铸造合金楼AlSi4MgMn[重量％][F.Cosse,J.-P.Perrier2003；S.Brusethaug,J.S.Maeland2004a；2004b]，在本研究开发的底盘应用合金AlSi3Mg0.6[PCT/DE2006/001525]及其合金变AlSi3Mg0.6。表4.4压铸机BilhlerH630-SC的所选择的机械调整，用压铸法检测AlSi3MgO.6a全该阶段的样本是所有机器设置(表4.4)有足够的填补，但是，合金用于教育热点趋于明显裂痕。与大律师公会成立，1000热裂纹挤D可以预防的。此设置是为工业使用，但不适合，因为它需要一个足够低压铸生活会的结果。图4.33甲，乙显示，从试验B和明年到相应的X光片示范性样本。炎热的裂缝清晰可见，可以发现在部分较薄(样本阶段3-4毫米)为主。大裂缝是连续的，也就是说，他们已经用肉眼可见。体积更小，更精细的裂缝，只能找到用X射线衍射分析。这种分析除了70评估Wanwissvenn5gens重要的界定不能再被分离出来的单位拉地区。图4.34显示了一个例子单位撕裂5毫米，厚度相应的拉伸试样断裂模式。这是由于材料缺陷的持续存在是不可能的，从3毫米厚的平板拉伸水平分离。对于评价的机械性能，因此只用4毫米和5毫米厚度可阶段。与4毫米，壁厚5毫米的样品的力学性能相对较低。他们是为清楚起见，在第4.3.4概述和讨论过。图4.33a_b示出这些照片显示a)—阶段抽样(左3毫米，中间4毫米，右5毫米厚度)与相应的X光片(b)。是一个样本的趋势在一五减少热裂纹的有形增加壁厚毫米4。图4.34示出撕裂平面拉伸试样的断口用5毫米厚度的看法鉴于这项工作，没有足够的加工中薄壁铸造上述结果，该合金可健身AlSi3Mg0无法确定，6-典型压铸壁厚D。此外，在一个铁/锰比和其他legierungstechnischer变化(铜含量降低了改性熔体处理，优化)预计不会适用性。4.3.4在力学性能不同持久成型铸造方法硅碳合金了该合金发展的主要目标是提高屈服强度和延伸率的力学性能比传统AlSiMg合金根据3.1节中提到的规格明显。以下是对这一进程的压力铸造实验的主要成果，重力压铸(“双模”，PQ的24-控制台)和低压铸造(PQ的46-立柱)列出和讨论。表演的实验，并提出研究结果应有助于评估与硅含量降低铝硅合金的潜力，服务于新开发AlSi3Mg0规范定义0.6合金。该合金AlSi3Mg0，在压铸6的力学性能图4.35显示了4毫米和5毫米，壁厚为平板拉伸压铸机(表4.3)的所有四个设置拉伸强度。可以看出，4毫米厚的拉伸强度提高模具温度下降，然后随着浇注温度的增长，但到了约200MPa级。5毫米的壁厚为初始值高出lOMPa，而下跌后，达到并随后崛起不再是底线。为了产生一个类似的趋势是明显的。图4:36显示，然而，有4毫米和5毫米，壁厚产量的确是相同的，但对提高铸造温度降低而增加的一个重点，着力一个极小的影响。该菌株的行为违背了抗拉强度和屈服强度。该菌株生长显着提高浇注温度和增加活力。压铸是典型的与壁厚较薄(4毫米)显示拉伸性能优于样品较厚(5毫米)，图4.37。一，应变增加的解释是致密(减少孔隙度和热裂纹)，因为之间的融化和形式，增加挤压力陡峭的温度梯度。一般来说，要实现无差错部件，薄壁压铸(物业4毫米厚度小于5毫米)比厚壁作为与断裂应变更为突出薄壁贝壳标本形成的边缘效应。图4.35示出拉伸强度合金AlSi3MgO.6，从1平拉压盘阶段的几何确定压铸表4.4。图4.36示出表4.4屈服强度的合金AlSi3MgO.6，从平面拉伸阶段，在不同形式的压铸板几何决心，铸造温度和控股的压力。图4.37示出伸长了合金AlSi3MgO.6，从一个单位在不同压力铸造模具拉伸板几何阶段确定，铸造温度和控股的压力。作为一个在壁厚功能凝固形态薄壁部分地区外源性改变壳的形成是有利于在这些低壁厚排除分歧。据南Brusethaug，js中梅兰2004年a，2004年b用于从平面拉伸AlSi4MgMn作出壁厚压铸2.5毫米的机械性能指定的演员条件强度(室220-230牛顿/毫米2)，屈服强度(注册商标求解P0，2:95-105N/mm2)，伸长率(5:16_20%)。据的T5热处理(170°C/3小时)，与电阻(室力学性能240-260牛顿/毫米2)，产量(的RP0,2:120-140N/mm2)和伸长率(512-16%)表示。比较了合金AlSi3Mg0，与从AlSi4MgMn铸态样品的厚度根据这些结果6的力学性能，但显然，AlSi3Mg00.6-D的为约20-30兆帕屈服强度和拉伸强度的机械性能根据大约10-15兆帕较低。更严重的是产量，这可能可以归因于铁含一个更有利的铁/锰比值阶段的差异和发展AlSi4MgMn申报的两倍，后者因此合金高伸长。相比其他DruckgiePlegierungen作为AlSi9Cu3(A226)和AlSil2CulFe(A231-D)或AlSiI0Mg(甲239公关)的AlSi3Mg0，6和AlSi4MgMn的强度性能铸相当令人失望。这两种合金构成低得多的强度和屈服强度和贫困铸造性虽然是他们作为演员相对高伸长特性而不是轻微的潜力相比，例如，从AlSi9MgMn"Silafont36，”压铸底盘部件。耐热硅穷人的合金处理相比Silafont36没有进一步带来好处，但也赞同在最好的情况下的特征剖面只能在研究铸造一步框架。板AlSi3Mg0，6证明在审判不够热处理。虽然原谅了热处理，板块清晰，他们因为包埋孔隙度和热裂纹倾向起泡从该合金AlSi3Mg0，6更广泛的调查。在铸造因此被送往距离。对AlSi3Mg0，6力学性能的“法国拉杆”四贫困AlSiMg合金与Si含量略有降低，强度大幅度提高伸长率在下降。在图4.1，与在法国拉杆重力压铸是以固定重量镁含量为0.2-%的铝硅合金铸态力学性能的3-7%，硅质量分数已提出和讨论。在第4.1章也是越来越镁含量的影响进行讨论，并确定了镁合金AlSi3Mg含量为0.3至0.7的最佳重量为AlSi3Mg0，6-合金，见图4.10。这图片也很明显，一个是2或1硅含量进一步降低重量_%，没有断裂应变的同时，进一步增加的原因，在热处理后强度明显下降。因此，很可能为热处理“法国张力棒’2-4重量四是在尽可能高的镁质量分数低于0.7-%镁，内容位于最佳的机械性能的合金的铁含量而定。这些假设将并驾齐驱，在工作包的重量为2-4硅含量B4的缩小-在以确定最佳的硅的可执行劳动节AlSi3Mg0，6合金规范技术应用的狭隘界限含量％。平行实验，以确定一个理想的晶粒细化剂AlTi5Bl层次进行。作者晶粒细化剂含量对铸造特性的影响进行了讨论工作组4.4.1。如需在不同硅含量范围内紧凑的代表性，晶粒细化力学性能的影响，包括在图4:38。在图4:38，在上述的硅规格(3重量指数的硅，3.3重量指数乙硅，2.7重量泗选择了三种不同的边界力学性能的结果=指数C)和0.6-阿AlSi3Mg0四种不同钛含量提出增1-A.4节)后，在法国拉杆T6热处理的晶粒细化剂100-400(百万分之索引。在一个晶粒细化剂(索引0.2)，证明了合金变种AlSi3Mg00.6_B的0.2比合金的最佳水平方面不断向高屈服强度和最大伸长率，其次通过版本A和C的变种AlSi3Mg00.6带有晶粒细化剂的数额最大的证明，以达到最佳的机械性能比最高的方面。这项研究突出了4.3.2章的重要性，图425建议增加晶粒细化，然后在其关系取得了AlSi3Mg0，良3流长然而，人们注意到，最大晶粒细化剂也受到普遍限制。随着数量的晶粒细化剂在铸造特性可以通过增加恶化，例如，在热裂故障和天然气接收融化。因此，还定义这里是一个理想的运行窗口，什么是指节的工作4.4.1。图4.38示出显示的内容为“法国拉杆决定“选定的力学性能测试系列B4的工作包在其中的钛含量(指标1-0.4宝石。AlTi5Bl内容等)和硅纯度2-4重量硅(质量分数为a=3-%，乙=3.3重量和c=2.7重量的合金AlSi3Mg0，6)是多种多样的。显示的是一个T6热处理的结果，在一系列的实验为基础，以全面创建包AushArtungskurvenC1的工作基础。最好的结果表明，规格AlSi3Mg00.6甲0.4，0.6或AlSi3Mg0-B的0.2。问比较方便AlSi7Mg定义为质量指数为Q=150室+日志(5条)见第2.2.3。而代以从该科有关图像4:38的结果是3.1制定开发应用的合金底盘的要求，可以指出，在法国拉杆这里精选的AlSi3Mg0，6版本，在组件的强度要求压铸大大超过今天的禁赛，但是，实现其延性5条规定条件>7%，不大。合金版本AlSi3Mg00.60.4_A是已在“法国拉杆”在所有的机械性能显着改善相比，达尔。所需的值的元件系列。对AlSi3Mg0，6力学性能的真正的组件经验表明，在现实的一部分的属性，但是，超过了在法国确定参数拉伸杆的结果(见3.3.3章)，在C1的第一个工作包铸造合金AlSi3Mg0，6密集测试的发生。图4:39和440图显示了该合金AlSi3Mg00.6-B的比较，在低压铸造(PQ的46)封装及重力压铸(PQ的24和法国的模具)。该图证实了水，在空气中淬火冷却时留在铸造条件(图4.39)的部分的积极影响。T6热处理后，相对于铸造冷却的影响，但是，(图4.40)。热处理是选择了一致的基础上，还没有优化，如图4.38至T6热处理，由于C1的测量时间之前进行一系列的实验做B4的。这解释为’法国模具特征值确定在C1至B4“一贯较低的最高值。早在铸造条件(图4.39)的低压铸造技术质量优势，以重力压铸，特别是在伸长率的特点，是显而易见的。热处理后(图4.40)向更高的屈服强度和延伸率降低。特别是，在低压铸造的属性显示了AlSi3Mg0，6比改善党AlSi7Mg票。也为重力压铸合金显示了AlSi3Mg0，61，因为在铸造高伸长带来了新的应用程序可能会出现和伸长率也较低强度性能好，热处理后有趣的有吸引力的特性。无论从图表可以看到，在统一的组件的属性，表现在低(误差线组件的属性)散射乐队本身热处理效果。同样，如图所示439和4:40，拉杆，法国是一个合适的形式来评估样品的强度性能和制约了真正的重力压铸部件的屈服强度。图4.39示出对来自AlSi3，3Mg00.6_B的铸态拉伸试样的力学特性的比较，投在不同的进程(PQ的46:中共程序，PQ的24日，“法国拉杆，重力压铸)图4.40示出对来自AlSi3，3Mg00.6_B的拉伸试样的力学特性的比较，投在不同的进程(PQ的46中共程序，PQ的24日，“法国拉杆’重力压铸)后，仍然没有得到优化单T6热处理图4.41示出图片代表了最佳的机械性能，比AlSi7MgAlSiHMg和实践中取得的重力铸造模具的参数与合金AlSi3Mg0.6条作出。图4.42示出图片代表了最佳的机械性能，而在低压铸造参数实践所取得的AlSi7Mg这与合金AlSi3Mg0.6作出。后在工作包铸造测试合金AlSi3Mg00.6_B的C2的结果，进一步优化热处理，晶粒细化，熔体在真正的组件处理，对低压铸造工艺(PQ的46)，如图4.41所示的力学性能，并为重力压铸(PQ的24)，如图4.42所示。对AlSi3Mg0的力学特性0.6-B是普通合金(PQ的46:AlSiHMg,PQ24:AlSi7Mg的组件的属性)为达到最佳的工艺条件下热处理类似，比较。最好的，在重力压铸性能已与AlSi3Mg00.6-B的实现是强度(室326N/mm2)，产量(的RP0，2:279N/mm2)和伸长率(甲4.3%)，或在低压铸造强度(室:377N/mm2)，产量(的RP0，2:304N/mm2)和伸长率(甲11，3%)。形式的工具，零部件以及在铸造工艺参数为适应标准封装合金的需要。有了这些控制变量的适当调整，以适应AlSi3Mg0，预计需要6到实现了机械特性的进一步增加和对gie0technologische部分就如(更好的代表性Kaltlaufe等)°4.3.5讨论了AlSi3Mg0.6金相结构了AlSi3Mg0，分析了从6合金样品，并与上述项目gie3technologischen和力学性能以及规格上的合金铸铁金相结构这个环节下面的讨论。这些样品的金相检验部分都在光镜，以及根据扫描电子显微镜(SEM)，这也ortaufgel6ste进行化学分析(能谱)。微观AlSi3Mg0.6光镜下为了详细描绘了样品的结构，形貌200-1000倍放大倍率的考虑。显微镜的基础上，在200X放大，该结构(树突在显微镜)1000X放大，个别培训相纯度进行了评价。细化的结构是由平均枝晶臂间距(DAS的决定表示)。显微图像的4.43(放大200x)和图4.44(放大1000倍)，在第4.2章4.11所示的形象，把一个从一个PQ46，铸铸造前薄壁地区样本结构。在A1-树突是非常精细构造(DAS的平均枝晶间距=20.5微米)。这是位于之间的树枝晶有足够完善的特点。共晶混合物通过建立五个不同的阶段。除了出现白色的a-铝图像结构深灰和浅灰共晶硅粒子0-A15FeSi针，并出现与认可机构之间的树突组成AlsSiPMgaFe浅灰Ji相。在仔细观察仍是一个黑色的组成Mg2Si的阶段是公认的，这在相对小颗粒，图4.44，图4.11的形式存在。如图4.43和图445显示，在微观结构显着粗化，在厚壁铸件的同一节慢冷却效果。在DAS的价值在这里是31，95微米。电气阶段的组成部分是粗糙明显。另外，在厚壁区，共晶硅的特点是罚款。在水中的淬火显微组织铸造没有从冷却空气不同铸件。这是基于这一事实表示已在模具和随后的快速凝固过程中的不利因素影响铸件的结构形成的阶段不能。阿威慑只能导致冻结的解决办法的条件，例如在a-人工智能相固溶镁溶解度。图4.43示出一种薄壁冷却空气从显微PQ的46AlSi3Mg0.6在铸态样品图4.44示出与第一阶段的厚壁描述显微PQ的空气冷却从46AlSi3Mg0.6在铸态样品图4.45示出一个厚壁显微空气冷却PQ46铸态样品图4.46示出空气冷却到显微图像的PQ246样本AlSi3Mg0，在铸态图4.47示出空气冷却到显微图像的PQ24投抽取样本图4.48示出显微图像的样本来自PQ46AlSi3Mg0.6后的T5热处理(淬火+回火)基于4.46和4.47所示的图像形貌，一个PQ24和PQ46-铸件(图4.11，4:43至445)是可能的比较。在微观的冷却空气样本，以PQ24铸态表现了浓厚的相似性为厚壁地区PQ46件。这一声明证实了DAS的价值31，33微米。共晶的形成是在PQ24案件更精细。这是关于薄壁PQ46样本。没有显示已为法国削减到33.08微米从DAS拉杆，并显着粗糙的共晶和独特的针形的0-A15FeSi沉淀与什么是的PQ-24评价样本力学性能比较低的原因。自生Mg2Si颗粒较大的黑色圆形沉淀在上述显微镜共晶识别和本地的含铁阶段附近安排。图片4.48是一个PQ46织物样品后的T5热处理(淬火，老化)；而结构，相应的样品无显着差异显示为演员。这是可以理解的，因为发生在外包中只有一个a-固溶消除过程中进行。在模拟过程中，从过饱和a-固溶强度自生Mg2Si颗粒不是因为即将卸任的非常小的可见光显微镜的大小。一种改进的治疗，至T6-5短期热处理(见第2.2.5节，“信天”)达尔。标本很短，5分钟540°C退火，然后淬火和年龄。短退火已经导致球化共晶硅角的多边形。图4.49是一个PQ46样本例子清楚可见罚款圆形沉淀。较长L6sungsgluhzeit因为高温导致利于扩散能力(热启动)的共晶集团解散。因此共晶铝和硅分为丰富阶段。这导致粗化和四舍五入前完成共晶硅(Spheroidisierung)。个人之间的树突的晶界也解决和a-铝形成一个连续的矩阵。一项关于合金AlSi3Mg0，6T6热处理效果可以看到在图4.12，图4:50至4:52的显微照片。是在铸造过程(PQ的46和PQ24结构的差异)不再出来。除了共晶硅也是Ji相(A18SJeMg3Fe)作为硅形成于相同的方式。但出了铁针含相(A15FeSi)是一个不变的结构解决方案之前，你是为浅灰色笨重的板在显微镜仍清晰可见。溶解在溶液中含有镁合金在整个铝含量(0.6%)固溶体。因此，没有样本的解决方案Mg2Si相的微观结构，沉淀。只有当他们随后交换退后一步是小规模的主要是极细的析出(大小显着<1微米的形式，)这是只有在扫描电子显微镜观察。图4.49示出显微图像的46-PQ的AlSi3Mg0从6后5短期热处理分钟样本图4.50示出一个46-PQ的AlSi3Mg0从6T6热处理后的样品显微图像处理图4.51示出显微图像的46PQ的AlSi3Mg0从6样品经T6热处理与相名图4.52示出从PQ的显微图像的24AlSi3Mg0,治疗后6T6热处理样品扫描电镜和EDX分析扫描电子显微镜，解决和Wiederausscheidungsvorgange-Mg2Si相颗粒是由可见。图4:53显示了一个在1000投PQ46样品铸结构扫描电镜图像-倍的放大倍率。该Mg2Si相枝晶臂之间的相对黑粗的形式均勻分布感知清楚的共晶混合物。如前所述，它是一个T6热处理完全在铝基解散，存放在那里的极细的粒子形式。T6热处理后的治疗结束状态如图4:54与1000倍的放大倍率。在前者，共晶Mg2Si的水平已经明显。从图中可以看到，11455440倍的放大倍率，降水是嵌入了0.1大小-在铝固溶体和统一目前矩阵0.3微米。这导致了降水和Mg2Si相在材料的强度显着增加的表现。对库存结构件的特殊化学成分取决于EDX分析。随着一个可能的化学计量比目前已知的化合物，因此，各个阶段的鉴定。图4.56显示了一个46-PQ的AlSi3Mg0，在铸态样品的分析结果6。该系列包含具有的Al-Mg基体只有0.07%，显着7和0.4%硅。在共晶混合物是灰色的硅粒子和hellgraufarbige也表现出在两个Ji相谱明显。黑的是标有三个阶段Mg2Si的股票也是共晶部分频谱。为46-PQ的AlSi3Mg0，在铸态样品的分析结果6。该系列包含具有的Al-Mg基体只有0.07%，显着7和0.4%硅。在共晶混合物是灰色的硅粒子和hellgraufarbige也表现出在两个Ji相谱明显。黑的是标有三个阶段Mg2Si的股票也是共晶部分频谱。图4.54示出扫描电子显微镜图像一个国家样本46-PQ的AlSi3Mg0投6中下放大1000倍。在共晶Mg2Si的是黑色见过。图4.55示出扫描电镜样品图像在一个46的PQ-1000倍放大至T6losungsge发光的条件下。灰色是明显的晶硅。有没有自生Mg2Si-沉淀可见。图4.56示出已完成的扫描电镜图像在放大11，400倍，非常小的1%251的解决方案的固体沉淀物，在画面不再和人工智能点出现大幅解析白色，灰色出现四周后T6热处理。一个T6热处理的影响，提出了在图4.57。在这种情况下铝固溶体含有0.43%和0.59%镁硅。这是解释的事实是非常小的Mg2Si相，沉淀在矩阵存在的精细划分，他们可以不再被视为一个单独的阶段，并在作为混合晶体组成部分能谱测量解释。图像也与频谱6分四圆形颗粒，并承认他们的形态出现的频谱作为第二阶段(A10Si0MgaFe)类似粒子白标有谱的Q(A15FeSi)针继续面对同样的形式。在与该阶段的扫描电镜表面领域取得的录音为基础计算的结构。表4.5显示了这次咨询的结果。有三组铝固溶体，共晶硅在余下的阶段。正如泗投有一个约8%，可以追溯到通过其在热处理解散，其余四圆颗粒约2%共晶组织的帐户。丢失的股权结构吸收了人工智能矩阵，因此，拥有97.5%的份额。对含铁化合物(0-和Ji相的比例)是由热处理和显微组织在这两个州受到影响，其中约有0.5-0.7%的股份结构。图4.58和4.59最终图像显示用EDX元素分布lungsmappingslAlSi3Mg0，6投样本，经T6在高放大倍率(标记栏热处理创建对应60微米)。他们说明，通过扩散热处理发生。在硅资源丰富的网状共晶相尤其引人注目的变化是孤立的方式析出。表4.5:AlSi3Mg0.6制成的PQ46试件的相部测定结果图4.57示出结果能谱分析了从PQ46AlSi3Mg0.6在铸态样品分析。突出了谱2，3，7可以清楚地被分配到化学成分。图4.58示出该图像显示了从法国拉杆的能谱的热处理样品的分析结果。突出了光谱1，2，5.6可以清楚地被分配到化学成分。图4.58a示出扫描电镜铸形象，AlSi3Mg0样本为0.6，刻度对应至60微米，如图4.59a)-d)。图4.58b示出铝映射；人工智能出现浅灰色。图4.58c示出硅图；Si出现白色至灰色。图4.58d示出镁映射；镁出现白色。在一些强大的镁铁富集也可以证明。图4.59a示出扫描电镜样品图像后0.6AlSi3Mg0T6热处理，规模为60微米的杆，在图4.60a)-b)图4.59b示出铝映射；人工智能出现浅灰色。图4.59c示出硅图；Si出现白色。图4.59d示出镁映射；镁出现白色的氮，联合医院的数目强镁铁富集可以被检测出来。4.3.6晶粒细化的影响，处理和AlSi3Mg0.6Spulgasbehandlung晶粒细化在工作方案[34都是晶粒细化晶粒细化剂的研究，对不同层次的影响AlTi5BlAlSi3Mg0，是在法国拉杆6。在工作包C2的，一个高含量的影响>500晶粒细化剂AlTi5Blppm的有危害的晶粒细化剂TiBAlloy上AlTil在二硼化钛，菌(TiB2的相对水平升高B1的基点，即)，真正的组件PQ的24号在重力压铸调查。如何严重的是，<200ppm的由钛AlTi5Bl的微观结构和合金的AlSi3Mg0，6影响晶粒尺寸此外此外,章2.2.4，图2.24和图2.25所示。因此，改善Kornfeiungsmittel在铸造合金含量的特点。作者晶粒细化剂水平的提高产生积极的影响对合金AlSi3Mg0，6条已在4.3.2节，图4.25所讨论的，流动性。资产后，应当在重力灌装模具与压铸增加AlTi5Bl内容测试也通过一个最大和跌幅在500ppm的(过度治疗)内容了。在重力的真正组成部分实验压铸，低压铸造和随后的视觉，裂纹和X光检查支持合金AlSi3Mg0，要求增加6到晶粒细化。在同样的高钛含量A17I5B1和AlTiI，6Bl，4(TiBAlloy)，并没有在使用的Komfeinungsmittel铸造特色显着差异有待观察。对力学性能的影响，提出了在第4.3.4，图4:38和讨论过。一个高度有效的晶粒细化，因此为铸造AlSi3Mg0，6视为必要的处理。该A1TI5B1内容细化为AlSi7Mg应高于正常水平选择。处理C2是在工作包的锶合金合金化的影响AlSi3Mg0研究使用6种方法在共产党的支持PQ的46轮投票。在显微照片都被看作是一百万分之250中没有未经处理的铸态组织除了积极变化。共晶硅已经没有任何投Plattig多边形应用非常好(见图4:43至4:45)，似乎不需要处理。支持这种观点是作为演员的不变和verededelte样本的测试样品的拉伸效果。锶量的增加来衡量，无论在使用的冷却曲线为AlSi3Mg0，6没有改变共晶Rekaleszens热分析收集系统。它是一个常数约为1.7光它不能在属性积极的变化是由处理决定。如果有在共晶硅表达略有差异，这在任何情况下热处理后的观点。在该合金AlSi3Mg0可能因为低硅含量6和共晶硅的低比例，在所调查的结果和组件持久成型铸造方法完善应该放弃。这个共同的嫁接提供共同铝硅合金压铸还提供财政和过程早在处理稳定的优势。喷气处理在低Gegendruckgie3verfahren通常可以放弃对Spulgasbehandlung因为压力就融化直至完全凝固的组成部分是维持。也许在固化成型气体孔隙度受到抑制。因此，这里省略了调查。当重力压铸通常是氩和在特殊情况下Formiergasbehandlung进行参照本章2.2.4(Spulgasbehandlung)。在两种模式的治疗效果是检验在PQ的基础上对24个机箱控制台的工作范围内。这两种治疗方法造成任何重大尝试改善力学性能，这是一个不必要的治疗，或治疗时间太长参考。未经处理的低熔融指数，密度充分证实了熔体质量好(干净，气差)。即使是在逃跑，不会受到影响模腔的光学考试不受影响。如果能够通过Spillgasbehandlung在a-Michkristall低孔的空隙氩的是发现在枝晶间共晶，在那里他们可以促进微观衰弱。在与形成的孔隙度均勻治疗大循环中的a-固溶前毛孔散发。由于每Spillgasbehandlung由熔化过程(炉型，温度控制，流通材料的比例Umfilllprozesse)的领导主要需要而定，其次由部分几何(附墙，流量路径厚度)，这里是没有的AlSi3Mg0.6处理一般性建议得到。4.3.7AlSi3Mg0.6合金规范的定义这项研究的结果表明了一种矽穷人的铝硅铸造AlSi3Mg0，6至合金产品规格以下提到的定义。这一定义允许贫困问题处理在铸造过程中材料的低压铸造(中共中央法)及重力压铸与铝硅比常规铸态材料的应用明显改善性能的底盘铸造。合金至少包含下列五种合金成分Si:2.7至3.3，优选2.5至3.1重量％Mg0.3至0.7，优选0.25至0.65重量％Fe:<0.18，优选0.05至0.16重量％Mn:<0.5，优选0.05至0.4重量％Ti:<0.1，优选0.01至0.08重量％Sr:<0.03，优选0.01至0.03重量％其它<0.1重量％以及各种成分的含量分别相对于100重量％的A1进行添加。根据这些合金的成分，因为它们的特点是受取得最佳的热处理强度特性。至500-540°C的投组件20-10小时，液。在固溶处理后部分。之间，是由一回火150_180°C的，在3-10小时。对于某些应用程序可能是有用的开展只是一步退火处理。此外，该合金的特点是事实，这是粮食精。展望，提出了在条的规定，超出这些，以进一步提高容量，特别是在炎热的拉伸基合金AlSi3Mg0，进行进一步的调查增加了64.4以上索赔这里提出这样的结果代表了该合金达尔的进一步发展。4.4影响其它合金的合金AlSi3Mg0.6元素随着新开发的0.6-AlSi3Mg0在持久成型铸造方法制造合金铸底盘部件的规格是，研究，以提高合金的功率谱。本节所介绍的结果代表的出发点工作的进一步发展，特别是在起落架出高温应用，完成。对于常见的铝合金，铜含已在许多文献中描述合金的研究。这种合金，如2.2节中提到，部分原因是由于增加的耐热性，但往往要差伸长率，问题热裂故障和腐蚀敏感性增加。然而，与铝硅合金中硅含量的研究减少了1铜合金重量将纳入工作相结合(见3.3.1，3.3.2)，因为该报告充分腐蚀性能。在工作计划A，B1和B2，对铜水平调查重量可达1-%将被延长。最后，由于开展了与片面在实验与镍合金原B5，铜和铜镍系列除了AlSi3Mg0，6令人满意的结果。本研究的目的，对含镍在高温200°C合金的力学性能。进一步的工作是在一个实验包B5的铬合金与系列。铬影响了含铁的铝硅合金阶段，如第4.2节已经讨论过关于这个内容的预期表现。在人工智能铬合金的合金作沉淀硬化。对铝硅铬铸态合金的影响，在过去的铸造特性，没有充分记载和不量化。他被称为负主要推广。4.4.1铜合金化的影响经过与实证0.5重量的初步调查铜在低硅含AlSiMgAbeitspaket阿合金此外，是系统地研究了工作包B1和B2铜的<1%，此外重量._。为了预测的形成阶段和利益，其形成温度(作为样品热治疗的基础上)用于热力学模型。示范结果显示在图4.60。图4.60示出模范是合金AlSi3Mg0，6Cu0，在平衡状态(左)和Scheil(右五Thermocalc建模)。在右边的图像是在500°Ctheta的阶段A12Cu造成的颁发。表4.6教育的温度和在B1和B2AlSiMgCu合金调查阶段，根据Scheiltermodynamischer建模相对于铜无铅合金的形成温度变化很小，但会在铜，低熔化，在晶界的存在ausseigerndetheta的阶段AbCu形成。根据表4.6所述的阶段后，形成不同的温度和文学作品的证据酋长(见第2.2.5)规定，热处理工艺参数如下两阶段解决方案，根据巴克鲁德待遇等。在1990年的2小时2小时485°C和500V时，老化8160°C的H由于低固溶必要时，镁合金部件的全部潜力都无法访问，这是消极的反映强度特性。在室温下测定铜AlSi3Mg0法国，6，AlSi2Mg0，第6和AlSil氧化镁，6合金热处理后的力学特性拉杆比铜无铅合金低。重量在0.5-%铜含量，由平均为30N/mm2抗拉强度较低室约250N/mm2，伸长率约A5是在参考比铜无铅合金低。因此，应变比原先预期减少的低。重量为铜含量，抗拉强度不低于0.5的重量-%。只有应变A5是低达2%。可以得出的结论是，经过<1合金重量铜合金AlSi3Mg0，6，发生在其他低硅化合物在室温下，而不是一个技术性能的改善。不过，这是在较高温度(200°C的进一步研究)，并经过长期的外包500H型，可能与疲劳测试(疲劳试验，蠕变试验的组合)，因为在铝硅铜合金的增加一般来说，耐热性。在容忍轻微的压力损失铜水平低于lwt-%在发动机缸体和缸盖应用，一个有趣的物业组合[巧的Feikusl998]AlSi7Mg的。该铜成分的积极影响是AlSi7MgCu0，后5小时，再以500提前一至将近一倍，屈服强度AlSi7Mg相对辨认[Feikus巧的存储等。2001]。应当调查是否AlSi3Mg0，6Cu00.5合金一要AlSi3MgO.6高温应用提升的潜力。由于起落架制造商，但现在不那么受温度强调，在这一点上是配药用收到的问题。实验性热受雇于唯一的含镍合金AlSiMg以下。4.4.2影响镍和铜，镍合金对于合金和AlSi7MgAlSil2Mg研究探讨一些时间修改必须与能够使用的热稳定发动机零部件生产，如气缸盖和曲轴箱他们的目的。其中一个实验的重点是铜和镍的合金79常见。倪是把对蠕变性的积极影响，但负面影响疲劳性能[W.施耐德2005]。具体行动冶金镍与铜相结合的机制，描述了铝硅铸态合金的科学不足。该合金已被证明AlSi7MgCuNiFe但考虑到所有所需的性质是特别有利。F.-J.Feikus等人2001目前高达0.5重量-此新合金的力学性能％镍相比AlSi7MgAlSi7MgCuO.5后在200°C热拉伸试验T6热处理。作者们指出，已AlSi7MgCuNiFeAlSi7Mg增加了拉伸强度比约70兆帕至280兆帕斯卡。屈服强度为255兆帕，而约65兆帕增益。这是伴随着拉伸大幅减少。该菌株的一半以上低于合金和AlSi7MgAlSi7MgCu0.5。与此相反，在正常检索热拉伸试验是在炎热的拉伸试验，500小时提前长远得多有限的存储压力。阿在AlSil2CuNiMg发动机缸体申请类似利于物业报告[阁下福克斯，米Wappelhorst2003]。一个理想的镍AlSi7Mg在有利的耐热性，导致没有存储方面显示其实力更影响到0.5以上高镍重量500小时的提前量调查内容，而经过预先储存的强度增加。已经是低镍含量为0.2%至0.3%，耐热性提高的原因[F.J.Feikusetal.，2001]。发展与镍和铜镍合金和AlSi3Mg0调查是在6个影响工作包B5的一个与镍含量为1，实验系列1.3和1，5和1具有相同的实验内容，第二个系列，而镍铜内容0.3重量完成。动机之一是，是否可以通过增加镍析出的问题，其效果可在室温下，可以结合另外铜和镍检测提高了较高的工作温度性能。要查看预测，有关它的建设阶段，并显示其形成温度，造型均行Thermocalc，其结果是，对当前国家成本数据库的数据基础，这是不足以使可靠的发言。这是无法预测的各个阶段，可以发现在金相节和能谱分析。代表镍含量测试系列如图4.61所示是一个作为演员和AlSi3Mg0.6Nil造成微观形貌如图4.62引述后热处理。作为演员共晶硅排出的形式有点粗镍比没有增加。共晶相是在演员已经不精细结构。共晶硅的过程中，在为AlSi3Mg0，61热处理形式描述蹲四舍五入形态。自生Mg2Si-沉淀发生在共晶结构的演员之间的前热铝树突嵌入式处理。图4.61示出作为演员AlSi3Mg0.6Nil显微特征标记阶段图4.62示出AlSi3Mg0.6Nil在显微状态称为后热处理阶段的特点图4.63示出作为演员AlSi3Mg0.6Cu0.3Nil.5显微特征标记阶段图4.64示出显微图像的状态AlSi3Mg0.6Cu0.3Nil.5在治疗后热阶段特征与描述此外，在另一个阶段浅灰色共晶，笨重，分支和部分针状沉淀看到EDX分析后蹲含有铝，镍，铁分离，由于实验合金低污染，铜。根据元素含量表明，沉淀于FeNiAlg修改。此外，脆，粗多边形NiAl3阶段都存在。铝硅合金为特征含铁阶段并不明显。热处理后可旁边的圆形铸模，相对均勻地分布硅另一阶段，以确定类似的形态。这次共晶相组成是由根据与EDX分析镍的混合物，含有(MA13，不同的成分相FeNiAlglAl(铜)铁镍合金)。在某些地区，仍然有含镍阶段主要的口袋。这可能是相反的AlSi3Mg0，6造成了这次考试系列观察，其较低的力学性能，作为额外St6rphase行事。困难不可避免的积累和铜镍合金铁杂质。中医样式和PAS里德2000FeNiAlg使作为裂纹萌生的重要原因，在UbereutktischenAlSiCuNiMg合金(合金的活塞部件故障间期)，除粗硅粒子。这表明FeNiAlg阶段有一个低含硅合金的负面影响。图4.63，与实验的铜镍系列显微镜4.64例子表明，铸态和热处理后。在铸态可粗硅析出，针-铁析出沉淀，蹲下板状确定成分和FeNiAlgAlCuFeNi。在图4.64的热处理样品旁边出现一个圆形的共晶硅的第二阶段。类似的实验镍，镍系列，这些元素出现在一个类似的形态，但有不同的组合。作为能谱测量结果显示NiA13，AlCuNi和Cu3NiA16作为一种可能的成分。铝，铜，镍阶段四舍五入到热处理和更紧凑的结构形式。含铁化合物(出现褐色)，但是，现在直接在旁边或铝，铜，镍阶段之中。图4.65示出力学性能经T6室温AlSi3Mg0.6参考合金及镍含量的1，0，1，3和1，5重量镍热处理由于是在试图记录积累含镍的共晶股份阶段，所以没有降水和镍组成部分，是实现只在一个以上的高温蠕变残疾负担产生积极影响。这也是在拉伸测试的结果反映确认。在图4.65，不同AlSi3Mg00.6_A的镍含量，成分，机械性能显示在T6的热处理状态。正如已经表明了铸态实验结果出现了，不同镍含量练习后热处理，强度上没有显着影响，但对断裂伸长率。断裂应变随镍含量下降。热处理后的拉伸强度提高了165兆帕相对低量至290兆帕斯卡，是接近0.6-阿AlSi3Mg0参考合金抗拉强度可比。经高温处理，屈服强度为100兆帕上升至约205兆帕。断裂应变下降到4%以下。结果是从室温(RT)的拉伸试验鉴定，并留下约在较高温度下性能没有直接的结论。一系列的测试表明，从室温镍此外，就没有任何好处的结果相比，AlSi3Mg0，6基合金的力学性能。是证实了F.-J.调查Feikus等。2001年A1Si7Mg报告的观察，除了镍1.0%不会对强度的影响，但在A1Si7Mg伸长率下降的结果。这也适用于AlSi3Mg0.6这一观察也可能含有较高水平bisl.5%1.0%的镍被确认AlSi3Mg0.6。修订中的铜镍测试系列，10.3%，除铜镍系列载试验。在法国，是在热拉伸试验额外张力在200°C的棒力学性能的测定由于铜添加剂选择了类似说明的485°C，2h后在2小时4.4.1一个两阶段热处理结果在500°C和8小时的老化，在160°C的图片4.66在室温拉伸试验曲线图和图像是4.67在200°C热表明，显示力量和镍含量的增加，作为在与镍测试系列类似的趋势，镍铜合金的伸长率拉伸试验。得到的值是在室温约在275兆帕只稍低于非合金AlSi3Mg00.6的参考样本是那些有拉伸强度。产量为约195兆帕稳定的水平。断裂应变的增加而减少附加的铜镍之间5.4%和4.批出的镍的含量相对较高的14%。另外一个铜镍原因增加々15131%0，6耐热性，从图中可以看到的是4.68。拉伸强度可提高到240兆帕斯卡的温度负荷由0.3增加重量合金和1.3%，铜镍35兆帕斯卡，相对于基合金。该产量的影响更为显着约45兆帕斯卡，到225MPa和热拉伸试验是位于房间温度的参数。断裂应变约为1%，比在室温下随镍含量下降到3%为低。合金AlSi3Mg0.6Cu0.3Nil.3出现在比较后，以供进一步审议特别感兴趣合金AlSi7MgCuNiFe这些初步试验。图4.66示出在拉伸力学性能测试的合金AlSi3MgO.6法语(基本)和重量增加0.3-%铜和5重量镍支持T65-1.5热处理温度在室温拉伸杆图4.67示出对合金AlSi3Mg0.6法语(基本)和重量增加0.铜和5重量1-1-%镍支持T65热的热拉伸试验治疗1.5拉伸钢筋力学性能在200°C相对于合金AlSi3Mg0，6，与镍铜镍合金的流动性和低得多，如图4.68所示的铜镍。没有添加剂是一个流动的长度大约520毫米，实测与增加约310-330毫米。该铜含量不改变流长。流动性是最重量为最低镍含量合适。模具填充容量镍含量略低于AlSi3Mg0，6铜镍含量较低略高。图4.68示出流合金长度测量和AlSi3MgO.6AlSi3Mg0.6Cu0.3Nil_l.54.4.3铬合金的影响铬是一种铝合金的一些合金元素(见表2.2)。在那里，铬含量的影响通常是0.1%至0.4重量1改进的响应伪造组件均勻化热处理一个在同一限制再结晶和晶粒长大[的KBM1996]时间。对铬在冶金行动铝硅合金的确切机制是在对他们的影响，尤其是到目前为止研究合金铸造。一般来说，铬合金铸是不可取的，因为它极大地提高了热裂故障。在机械性能方面，在A1合金铬除了提高伸长率和提高抗应力腐蚀开裂的组成部分。这种优势是伪造的，尤其是悬浮铝合金堂费，是值得考虑的一个办法，增加财产达尔投组件也具有重要意义。为了使一个潜力初步评估，可以是一个合金AlSi3Mg0，6个工作包中铬合金B5座。在这方面，进行了在一个热力学模型开始。一个例子是，在图4.69从准二元平衡相图AlSi3Mg0，6-在图4.70所示铬摘录所示是一个Scheil，这为AlSi3Mg0，6Cr0，3显示图，沉淀在他们的股票作为温度的函数阶段。由于该系统面对的罚款金属间化合物相主机和有关数据的基础弹性的不确定性的复杂性，模型的相关性较有问题，但是，放弃对铬估计最大溶解度第一个信息，形成阶段和他们的股票结构。在1640°C的温度可高达0.41%，解决了a-铝铬固溶体。溶解度，但是，脱落非常强劲，因此，在形式的金属间相铬A17Cr，AlnCr2,铝制结构Ah3Cr2淘汰。计算表明，通过能谱分析阶段是对金相部分。其性质和形态已在图4.17和图4.18。在广泛讨论的铁含量范围内。图4.69示出科通过该系统的平衡相图quasibinaryAlSi3MgOO.6铬。指定相晶体结构，其“FCC_A1”是由于铝固溶体，“钻石”相标有A17Cr2。图4.70示出国图在逐步形成组件的温度依赖性根据ScheilAlSi3Mg0，6Cr0.3关于在“法国拉杆由铬除了AlSi3Mg00.6基合金是在一系列的实验研究”的力学性能的影响。它可以设置四种不同的铬含量(0.1%，0.3%，0.5%，0.7%)。图4.71的铬含量的影响表明作为演员的力学性能，比AlSi3Mg0，六是看到了0.至0.7%，铬含量逐渐增加，不仅是在实力的不断增强室Rpo.2和原因，而且是在伸长率增加的拉伸强度。是一个大约37兆帕斯卡报道增加。断裂伸长率也由3%增加。阿的拉伸试样T6热处理导致强度性能进一步改善。在图4.72所示，即从0.3%的铬含量，300兆帕的抗张强度。屈服强度开始下降为225MPa，而高达215兆帕，然后在0.7%的铬含量。因此，从4.5%，伸长率提高到10.8%。由于机械性能已经在这第一个测试系列显着高于值大于1的比较转自AlSi3Mg00.6基合金，有可能增加的伸长率须透过优化的合金成分和热处理参数甚至进一步的拉伸强度和屈服强度。由于铬合金铸铁具有不良污染，应把创建的全铁含量的合金是保持尽可能低。它也没有明显改进的机械性能是否有直接的关系铬作为合金元素，并与消除铬丰富的阶段是相关或间接作出贡献的不利形态中和铁阶段积极，在第4.2章尽可能全面的AlSi3Mg0.6描述。图4.71示出对合金的力学性能AlSi3MgO.6CrO.1_确定在0.7法文铸拉伸杆图4.72示出对合金的力学性能AlSi3MgO.6CrO.1_法国后，在拉杆0.7T6热处理确定。作者含铬合金铸造螺旋是由确定的流动性。的测量结果显示在图4.73。随着Cr含量降低了熔体的流动性，远远低于AlSi3Mg0.6，可比的含镍合金的。因此，建议对合金铸造过程，而不是重力压铸压力。图4.73示出合金中的流长度AlSi3MgO.6增加0.1-0.7的重量％铬5结论和展望本文介绍的主要成果是一种新型硅贫困AlSiMg底盘应用，即AlSi3Mg0，6合金的发展，这是从传统的铝硅铸态合金的区别在于机械性能显着提高。如低铸造作为来自其他持久成型铸造方法分化的重力铸造，压铸模具的压力让未来发展方向的工业生产中的应用不同的铸造工艺，检验。我们审查了低硅，铝硅合金的内容不尽相同重量，镁含量为1重量，铜含量达的重量。在铁的决心令人不安的因素的影响。与真正的几何和原则的铸造件试验得到在热力学模型。这启用了giePtechnologischen以及有关的结构力学性能的特征的详细配置文件创建的。这是基合金AlSi3Mg0，61与我们的物业组合，也是最佳的合金成分，元素含量和理想热定义treatment，这是基于正在申请专利的alloyspecification基础limits工艺窗口合金identified。研究表明，合金AlSi3Mg0，64.3.7Kaptitel在一个机箱中的应用潜力明确列出的规格。对于低压力的过程(在11%的高伸长率，同时部分生产PQ的46人)，超过370拉伸强度极低的组件属性兆帕屈服强度为300兆帕。相对于在该合金常用的方法可以AlSi7Mg的拉伸强度约40MPa和屈服强度提高了约35兆帕斯卡，而伸长率增加3%。重力压铸(PQ的系列元件24)，取得了一些较少的力学性能(室=326兆帕，研究求解P0，2=280MPa和甲=4.3，但对于抗拉强度和屈服强度仍高于底盘配件合金AlSill使用。相比之下可提高拉伸强度为30兆帕，1.5%和伸长率的屈服强度降低55兆帕观察。作者的PQ-46样品的断裂伸长率一般为24日的两倍高的PQ的拉伸强度和屈服强度可较铸态进一步由一个类似规模适当热处理增加。为了对铸件的力学性能最佳设置似乎AlSi3，3Mg0,其参数为6-T6热处理范围内的研究框架也适用于验证。在这两个铸造方法力学性质的差异表明，最高可实现的力学性能不仅被用于对合金及可能St6rbestandteilen，还需要大量的程序上的参数，如压力在低压铸造的支持下，组织细化和相形态和如气泡和氧化物的结构缺陷决定的。来自AlSi3Mg0，6两铸造低压铸造，重力，不增加冶金压铸铸件准确的努力，都是一般的看法是相矛盾铝硅组件重量少于5-%不产生胶囊工业离开。该合金压铸件AlSi3MgO.6违背不理想，使材料AlSi3Mg0，六是不适合这个程序。与AlSi3Mg0，6实成分的积极性意见进行量化，长期的原则几何调查。然而，该合金一般比在持久成型铸造方法AlSi7Mg和AlSill以前使用的低合金铸造性。对于优化和调整，以晶粒细化合金铸造参数，可以提高铸件性能和可操作性legierungsbedingte赤字补偿。作者铝硅共晶整理的治疗可能在AlSi3Mg0，6但是，省略。一个全面的unschiedlichen热处理条件结构分析表明，铸件微观组织AlSi3Mg0，6铸造工艺和合金添加剂，不论每个主要包括五个阶段。除了铝固溶体和共晶硅相和强度Mg2Si相在四A10SieMgsFeji相类似的行为特征。公司还与镁和铬的添加相关的讨论AusscheidungstypP-AlSFeSi，其中负面影响的力学性能，以供一个可能是发达国家低合金铁含量的控制的需求点。为进一步AlSi3Mg0.6科研工作的起点科学的兴趣将是深入介绍中投的形式AlSi3Mg样本(相干/部分相干)的自生Mg2SiAusscheidun-tions冶金分析。对于这样的研究，高精度微探针的方法是合适的，它使一个0.1微米大小的微粒的化学成分的测定。从这个更详细的建议可以为热处理所得。此外，对铬或锰含量的影响熔体出现AlSiMgFe全面审查，对培训含铁理想的铸态组织阶段(对A15FeSi)在相形成光冶金机制。这不仅适用于AlSi3Mg合金，但通常为铝硅铸态合金。为AlSi3Mg0，6工业应用中重要的是，如疲劳强度(疲劳测试)，为SN的材料疲劳曲线的制备及其在热应力对浇注料AlSi3Mg0.6组成的影响测定的力学性能进一步材料试验。结果和指向的AlSi3Mg0.6合金变种发展该研究项目获得的结果提出了对使用和合金AlSi3Mg0，6发展的进一步研究。这些研究包括AlSi3Mg铬含量，铜含量，镍含量，以及铜和镍合金变种内容。唯一的铜或镍补充，以低硅含铝硅铸态合金在室温下表现出的实验，力学性能没有明显改善。如果高温强度，更成为社会的关注点，应以AlSi3Mg0这种合金变种是6，但强烈的灯光，你可以在这个基础上工作奠定了基础。铜和镍的合金，以AlSi3Mg0结合，开辟了6对在该地区以外的底盘合金型应用程序的新的可能性温度强调，如近耦合应用组件。在这方面的工作与AlSi3Mg0，6CuNi观察到热拉伸试验媲美AlSi7MgCuNiFe并指向那些对这种材料的机械性能潜力。一个铬合金为AlSi3Mg0，6开辟了一个进一步的力学性能显着改善的可能性已经是演员，但主要是为了解决治疗记录，并可能外包。在实验上的拉杆系列是法国第一个为T6热处理，伸长率增加了3%，这是由在拉伸强度提高了约37兆帕斯卡的陪同下观察。屈服强度是证明持续高企。模具填充能力改善了铬的存在，而流动性恶化。此外，结果指向是可以转让已在铸铁降水增加不可取的铬形态在一个更有利的方式。未来的研究还应包括真正的组成部分，期望在进一步提高力学性能。这应该是充分探讨，以便为AlSi3Mg0，6合金规格可以由一个变体含有铬延长。平行的工程师到Gussteileigenschaften和处理能力的目的，办法是更多的工作有趣的基础上，更多的理论冶金深入的办法，逐步形成和对AlSiMg由合金与铬，增加铜，耐热合金财产增加行动机制，特别是铜镍应渗透的科学性。结论我们的主要结果是新的含硅的低合金AlSiMgAlSi3Mg0，底盘应用，这是由低压铸造优良的铸造性能特点6，良好的加工性能和重力铸造。对在工业过程中共进程热处理零件的机械性能拉伸强度>370MPa时，屈服强度>300兆帕11%的压力。在重力压铸，产品的性能要低，但有一个如AlSi7Mg和AlSillmg的达尔改善传统的合金。潜力的进一步优化，如晶粒细化处理，给定电压和热处理。关于AlSi3Mg0，6个全面的测试，是作为一种提高AlSi3Mg0，六一的铬，镍，铜和高温合金的应用和由此产生的结果力学性能进一步的方式。这种合金的变种出现，因为它的铸造和机械性能和丰富的吸引力已经接近铝合金的力学性能。您需要进一步深入，可以通过科学的方法对合金的发展提出了改善。6参考文献W.W.Adolf2001W.W.Adolf“Gro^serienfertigungvonAluminium-SchmiedeteilenerfordertmodernsteVer-fahrenstechnik“，Schmiede-Journal，3/2001，S.12-14K.Alker1972K.Alker，，VeredelungconAl-Si-LegierungendurchNatriumundStrontium:EineGegeniiberstellung“，Gie旦erei-Praxis，1972，S.434-438K.Alker,U.Hielscher1972K.Alker,U.Hielscher，，ErfahrungeninderDauerveredelungvonA1uminium-Si1icium-Gu^legierungen“，Aluminium48(1972)，S.362-367Aluminiumtaschenbuch1990aAluminiumtaschenbuch，1990，15.Auflage，，，Gie旦eninDauerformen"，Aluminium-VerlagGmbH，Diisseldorf，Seite412Aluminiumtaschenbuch1990bAluminiumtaschenbuch，1990，15.Auflage,，，GrundlagenundWerkstoffe“，Aluminium-VerlagGmbH，Diisseldorf，Seite85Aluminium-Rheinfelden1995Aluminium-Rheinfelden“HiittenaluminiumGusslegierungen"，AluminiumRheinfeldenGmbH，7/1995，S.18fJ.P.Ansonetal.2000J.P.Anson,M.Stucky,J.E.Gruzleski，，EffectofSrmodoficationonnucleationandgrowthofmicroporosityduringthesolidificationofAl-7%Sifoundryalloy"，AFSTrans.108(2000)，S.419-426ASM1998ASMSpecialtyHandbook“AluminumAndAluminumAlloys“，ed.J.R.Davis,ASMInternational,MaterialsPark,0H1ISBN:0-87170-496-X,4medition1998，S.59-88ASM1998ASMSpecialtyHandbook“AluminumAndAluminumAlloys"，Kapitel“PhaseDiagrams"ed.J.R.Davis,ASMInternational，MaterialsPark，OH，ISBN:0-87170-496-X，4*edition1998，S.543-575H.V.Atkinson2000H.V.Atkinson,S.Davies“FundamentalAspectsofhotIsostaticPressing:AnOverview“，Met.andMat.TransactionsA,Vol31A,Dec.2000,S.2981-3000LBackerudetal.1990LBackerud，G.ChAl，J.Tamminen，，SolidificationCharacteristicsOfAluminumAl-loys"，Volume2"FoundryAlloys"，DepartmentofStructuralChemistry，ArrheniusLaboratory,UniversityofStock-holm,Schweden,1990，AFSSkanaluminium，DesPiAlnes，ILS.Baltes2003S.Baltes〃LegierungsoptimierungaufBasiseinerAluminium-Silizium-LegierungdurchZu1egierungvonKupfer“，Diplomarbeit，Gie3erei—InstitutderRWTHAachen，2003，SperrvermerkT.F.Banamove1965T.F.Banamove“Superheatingandrefining“，M.Mech.255c(1965)，S.112-123V.Berkefeldetal.1994V.Berkefeld,H.-J.Gorich,n.Schote,H.-J.W6hler:，，DieLSA-HinterradaufhangungdesneuenPorsche911Carrera"，AutomobiltechnischeZeitschriftATZ96(1994)6，S.340-350A.Bjorgumetal.2005A.Bjorgum，A.L.Dons,V.Voje，J.S.Maeland，，CorrosionofAISifoundryalloysinnaturalseawater“，Aluminium81(2005)10，S.920-925G.IeBorgneetal.1998G.IeBorgne，T.Diserio，，DasCobapress-Verfahren-AnwendungsbeispieleausderAutomobilindustrie“，Gie^erei85(1998)，Nr.3,S.56-61B.Brosnanetal.2002B.Brosnan，J.Hoicombe,J.H.Sokolowski，，DieBildungunloslicherTi(Al,Si)-AusscheidungeninAlSi7Mg_Gu3stiickenundderenAblagerunginderSchmelzausriistung:Griinde,Auswirkungenund",LosungenGie^erei-Praxis2/2002，S.204-208D.Brungs，A.Mertz2000D.Brungs，A.Mertz，，InnovationenbeiGusswerkstoffen-GussteileausAluminium-undMagnesiumwerkstoffen"，Gie^erei87(2000)Nr.9，S.34-39D.Bootetal.2002D.Boot，P.Cooper，D.H.Stjohn，A.Dahle“AcomparisonofGrAlnRefinerMasterAlloysfortheFoundry'7，LightMetals2002,TMS2002A.Biihrig-Polaczeketal.2005A.Biih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选采用模具铸造方法、特别优选采用翻转模具铸造方法制成。20.根据权利要求1至19中任意一项所述的用于机动车的前桥托架(10)，其特征在于，在前桥托架(10)的俯视角度上由杆状的连接件(26)限定的格层(46)的表面大于在前桥托架(10)的俯视角度上所述前桥托架(10)的不连续的表面，优选大于在前桥托架(10)的俯视角度上所述加固件(36)的不连续的表面。21.根据权利要求1至20中任意一项所述的用于机动车的前桥托架(10)，其特征在于，所述前桥托架(10)设有两个用于固定转向机构的容纳部(20)。22.根据权利要求1至21中任意一项所述的用于机动车的前桥托架(10)，其特征在于，所述用于固定转向机构的容纳部(20)和/或所述用于固定稳定器的容纳部(22)通过腹板(48)接合到杆状的连接件(26)上。23.根据权利要求1的上位概念所述的用于机动车的前桥托架(10)，其特征在于，所述容纳部是这样相互连接的，即，在没有对机动车底盘的运动学产生缺陷性影响的条件下，在所述前桥托架中设有减轻重量的镂空部和/或一侧敞开敞开的凹槽，所述镂空部形成为缺24.根据权利要求1至23中任意一项或根据权利要求1的上位概念所述的用于机动车的前桥托架(10)，其特征在于，所述前桥托架(10)由铸造铝合金制成，该铸造铝合金含有至少五种以下列出的合金成分，硅2.5至3.3，优选2.7至3.1重量％镁0.2至0.7，优选0.3至0.6重量％铁<0.18，优选0.05至0.16重量％锰<0.5，优选0.05至`0.4重量％钛<0.1，优选0.01至0.08重量％锶<0.03，优选0.01至0.03重量％其它<0.1重量％，其中，作为其它合金成分以能够提高合金强度的量还含有铬，各种成分的含量分别相对于100重量％的铝进行添加。25.根据权利要求1至23中任意一项或根据权利要求1的上位概念所述的用于机动车的前桥托架(10)，其特征在于，所述前桥托架(10)由铸造铝合金制成，该铸造铝合金含有至少五种以下列出的合金成分，硅2.5至3.3，优选2.7至3.1重量％镁0.2至0.7，优选0.3至0.6重量％铁<0.18，优选0.05至0.16重量％锰<0.5，优选0.05至0.4重量％钛<0.1，优选0.01至0.08重量％锶<0.03，优选0.01至0.03重量％铬0.3至1.3，优选0.4至1.0，特别优选0.5至0.8重量％其它··<0.1重量％，各种成分的含量分别相对于100重量％的铝进行添加。全文摘要本发明涉及一种用于机动车的前桥托架。文档编号B62D21/11GK101855124SQ200880115352公开日2010年10月6日申请日期2008年11月5日优先权日2007年11月8日发明者于尔根·艾克曼,克劳斯·格雷文,安德烈亚斯·亨宁斯,安德烈亚斯·比里格-波拉切克,托马斯·布施约翰,拉尔斯·维尔克,海科·考尔特申请人:Ksm铸造有限公司