DE68915539T2

DE68915539T2 - ALUMINUM MOLDING ALLOYS.

Info

Publication number: DE68915539T2
Application number: DE68915539T
Authority: DE
Inventors: John Eady; Christopher Heathcock; Peter Kean; Rodney Legge; Kevin Rogers
Original assignee: Comalco Aluminum Ltd
Current assignee: Rio Tinto Aluminium Ltd
Priority date: 1988-02-10
Filing date: 1989-02-10
Publication date: 1994-09-01
Anticipated expiration: 2009-02-11
Also published as: AU612239B2; ES2016004A6; KR970001410B1; KR900700642A; EP0400059A1; ATE106102T1; JPH03503658A; AU3069789A; NZ227940A; EP0400059B1; IN173691B; DE68915539D1; WO1989007662A1; CA1329024C; EP0400059A4; JP2858838B2

Abstract

A cast hypereutectic Al-Si alloy with from 12-15 % Si, having excellent wear resistance and machinability, improved fatigue strength and good levels of ambient and elevated temperature properties is provided, as well as a method of producing such alloy. The alloy and a melt used in the method contains Sr in excess of 0.10 % and Ti in excess of 0.005 %, the alloy further comprising: Cu 1.5 to 5.5 %, Ni 1.0 to 3.00 %, Mg 0.1 to 1.0 %, Fe 0.1 to 1.0 %, Mn 0.1 to 0.8 %, Zr 0.01 to 0.1 %, Zn 0 to 3.0 %, Sn 0 to 0.2 %, Pb 0 to 0.2 %, Cr 0 to 0.1 %, Na 0 to 0.01 %, B (elemental) 0.05 % maximum, Ca 0.003 % maximum, P 0.003 % maximum. Others 0.05 % maximum each, the balance, apart from incidental impurities, being Al. The level of Sr in excess of 0.10 % and Ti in excess of 0.005 % is such that the alloy has a microstructure in which any primary Si formed is substantially uniformly dispersed and is substantially free of segregation, and in which substantially uniformly dispersed Sr intermetallic particles are present but are substantially free of such particles in the form of platelets, with the microstructure predominantly comprising a eutectic matrix.

Description

Die vorliegende Erfindung bezieht sich auf hochfeste, gegen Verschleiß beständige Al-Si-Legierungen von verbesserter Gießbarkeit und auf ein Verfahren zur Verbesserung der Gießbarkeit solcher Legierungen. Die erfindungsgemäßen Legierungen sind für Gußerzeugnisse in permanenten Gießformen und in Gießformen aus Sand, bei welchen es im allgemeinen schwierig ist, die übermäßige Bildung von elementarem Si zu vermeiden, geeignet. Die Erfindung stellt in einfacher Weise zu verwendende Mittel zur Eindämmung der Bildung von elementarem Si in solchen Legierungen bereit.The present invention relates to high strength, wear resistant Al-Si alloys of improved castability and to a method for improving the castability of such alloys. The alloys of the invention are suitable for castings in permanent molds and in sand molds, where it is generally difficult to avoid excessive formation of elemental Si. The invention provides easy-to-use means for controlling the formation of elemental Si in such alloys.

Wir haben früher eine Al-Legierung mit einem Gehalt von 11 - 20% Si vorgeschlagen (in vorliegender Beschreibung als Jenkinson-Legierung bezeichnet), welche bevorzugte Zusätze mindestens eines Metalles von Cu und Mg enthält und welches durch mindestens eines der Metalle Sr und Na modifiziert ist. Die Jenkinson-Legierung ist Gegenstand des AU-A-475116 und der entsprechenden Patente in anderen Ländern, welche GB-A-1437144, CA-A-1017601, FR-A-2225534, JA-A-50116313, SE-A-7468645, US-A4068645 und DE-A-2418389 umfassen.We have previously proposed an Al alloy containing 11-20% Si (referred to herein as Jenkinson alloy) which contains preferred additions of at least one of Cu and Mg and which is modified by at least one of Sr and Na. The Jenkinson alloy is the subject of AU-A-475116 and the corresponding patents in other countries, which include GB-A-1437144, CA-A-1017601, FR-A-2225534, JA-A-50116313, SE-A-7468645, US-A4068645 and DE-A-2418389.

Spezifischer ausgedrückt hat die Jenkinson-Legierung die folgende gewichtsmäßige Zusammensetzung: 11- 20% Si, 0-4% Mg, 0-4% Cu, 0-1,5% Fe. 0-0,10% Sr und 0-0,10% Na, wobei die Restmenge abgesehen von unvermeidbaren Verunreinigungen Al ist. Bei der Herstellung der Jenkinson-Legierung wird eine Schmelze dieser Zusammensetzung unter solchen Bedingungen erstarren gelassen, daß die Wachstumsgeschwindigkeit R der festen Phase 10 bis 5000 um/sec und der Temperaturgradient G an der Grenzfläche von fester und flüssiger Phase 100ºC/cm bis 500ºC/cm beträgt. Solche Erstarrungsbedingungen werden eingehalten, Um die Jenkinson-Legierung mit einer Mikrostrukur herzustellen, die im wesentlichen frei von elementaren Al- und Si-Phasen ist und die nicht weniger als 90% an eutektischen Al/Si-Phasen enthält, in welchen das Si in Form von eutektischen Partikeln mit einem Durchmesser von weniger als 10 um, vorzugsweise weniger als 1 um vorliegt.More specifically, the Jenkinson alloy has the following composition by weight: 11- 20% Si, 0-4% Mg, 0-4% Cu, 0-1.5% Fe, 0-0.10% Sr and 0-0.10% Na, the balance being Al apart from unavoidable impurities. In the preparation of the Jenkinson alloy, a melt of this composition is solidified under conditions such that the growth rate R of the solid phase is 10 to 5000 µm/sec and the temperature gradient G at the interface between the solid and liquid phases is 100ºC/cm to 500ºC/cm. Such solidification conditions are maintained in order to produce the Jenkinson alloy with a microstructure which is essentially free of elemental Al and Si phases and which contains not less than 90% of eutectic Al/Si phases in which the Si is in the form of eutectic particles with a diameter of less than 10 µm, preferably less than 1 µm.

Für die Jenkinson-Legierung wurde das an das Eutektikum gebundene Wachstumskonzept vorgeschlagen, um eine vollständig modifizierte eutektische Struktur zu erreichen. Eine solche Struktur kann unter den oben angegebenen, streng eingehaltenen Erstarrungsbedingungen, wie in Laborerstarrungsvorrichtungen oder in sehr einfachen Gußstücken, erreicht werden. Bei Gußstücken von komplizierter Form (wie Zylinderköpfen und Motorblöcken), die mit dieser Legierung unter Anwendung herkömmlicher Gießtechniken hergestellt wurden, hat es sich jedoch als unmöglich erwiesen, Strukturen zu erhalten, die im wesentlichen frei von elementarem Si sind. Wie einzusehen ist, vermindert die Anwesenheit von elementarem Si die Eigenschaften der Legierung, insbesondere die maschinelle Verarbeitbarkeit und die Dauerfestigkeit, in hohem Maße.For Jenkinson alloy, the eutectic-bound growth concept has been proposed to achieve a fully modified eutectic structure. Such a structure can be achieved under the rigidly maintained solidification conditions given above, such as in laboratory solidification apparatus or in very simple castings. However, for castings of complicated shape (such as cylinder heads and engine blocks) made with this alloy using conventional casting techniques, it has proved impossible to obtain structures that are essentially free of elemental Si. As can be seen, the presence of elemental Si reduces the Properties of the alloy, especially machinability and fatigue strength, to a high degree.

Als Folge ihrer äußerst schwierigen Gießverhaltens, ist die Jenkinson-Legierung nicht geeignet, erfolgreich zur Herstellung dieser komplexen Maschinenteile verwendet zu werden.As a result of its extremely difficult casting behavior, Jenkinson alloy is not suitable to be used successfully for the production of these complex machine parts.

Nach der Entwicklung der Jenkinson-Legierung haben wir eine weitere komplexe Al-Si-Legierung mit einem geringeren Gehalt an Si von 12 - 15% (in vorliegender Beschreibung als 3HA-Legierung bezeichnet) vorgeschlagen. Unsere 3HA-Legierung ist Gegensand von AU-A-536976 und entsprechender Patente in anderen Ländern, welche GB-A-2085920, CA-A-1175867, FR-A-2489846, JA-A-62011063, NZ-A-198294, SE-A-454446, US-A-4434014 und DE-A-3135943 umfassen.Following the development of the Jenkinson alloy, we have proposed another complex Al-Si alloy with a lower Si content of 12 - 15% (referred to as 3HA alloy in this specification). Our 3HA alloy is the subject of AU-A-536976 and corresponding patents in other countries, which include GB-A-2085920, CA-A-1175867, FR-A-2489846, JA-A-62011063, NZ-A-198294, SE-A-454446, US-A-4434014 and DE-A-3135943.

Unsere 3HA-Legierung hat die folgende auf das Gewicht bezogene Zusammensetzung: 12-15% Si, 1,5- 5,5% Cu, 1,0-3,0% Ni, 0,1-1,0% Mg, 0,1-1,0% Fe, 01-0,8% Mn, 0,01-0,1% Zr, 0,001-0,1% Si-Modifiziermittel und 0,01-0,1% Ti, wobei die Restmenge, abgesehen von Verunreinigungen, Al ist. Der Vorschlag der 3HA-Legierung, wie er in AU-A-536976 und den entsprechenden Patenten in anderen Ländern gemacht wird, schließt normalerweise die Herstellung durch Zubereiten einer Mischung dieser Zusammensetzung und das Erstarrenlassen der Schmelze unter solchen Bedingungen ein, daß während des Erstärrens R 150 bis 1000 um/sec ist und G einen solchen Wert hat, daß das Verhältnis G/R 500 bis 8000 ºC sec/cm² beträgt.Our 3HA alloy has the following composition by weight: 12-15% Si, 1.5- 5.5% Cu, 1.0-3.0% Ni, 0.1-1.0% Mg, 0.1-1.0% Fe, 01-0.8% Mn, 0.01-0.1% Zr, 0.001-0.1% Si modifier and 0.01-0.1% Ti, with the balance being Al, excluding impurities. The proposal of the 3HA alloy as made in AU-A-536976 and the corresponding patents in other countries normally involves the preparation by preparing a mixture of this composition and allowing the melt to solidify under conditions such that during solidification R is 150 to 1000 µm/sec and G has a value such that the ratio G/R is 500 to 8000 ºC sec/cm2.

Die 3HA-Leglerung ist im Vergleich zur Jenkinson-Legierung in Bezug auf ihre Gießeigenschaften, ihre reibungs- und schmiertechnischen Eigenschaften (tribological properties) und ihre mechanischen Eigenschaften stark verbessert. Die 3HA-Legierung kann in Druckgußverfahren unter hohem Druck sowohl zu einfachen als auch zu komplexen Formen von Gußteilen verarbeitet werden und solche Gießverfahren sind zur Verwendung dieser Legierung auf Produktionsbasis geeignet. Die 3HA-Legierung kann auf Produktionsbasis auch erfolgreich in Formen aus Sand und in permanenten Formen verarbeitet werden und es können Gußstücke mit guten Eigenschaften hergestellt werden. Das Gießen der 3HA-Legierung auf Produktionsbasis in Formen aus Sand und in permanente Formen ist jedoch auf Gußstücke von relativ einfacher Form, wie zylindrische Bestandteile, beschränkt. Bei der Herstellung von Gußstücken von komplexer Form in Formen aus Sand und in permanenten Formen sind strenge Überwachungsmaßnahmen erforderlich, um eine übermäßige Bildung von elementarem Si zu vermeiden, die gewöhnlich in Form von großen Partikeln erfolgt. Obwohl eine solche Bildung von elementarem Si an sich schädlich ist, verschlechtert sie auch die Grundstruktur von Si und führt zu einer Grundstruktur, die neben dem Al-Si-Eutektikum große Bereiche von α-Aluminium in verästelter (dendritischer) Form aufweist. Die schädlichen Auswirkngen von elementarem Si und anderer verwandter Eigenschaften führen bei der 3HA-Legierung zu einer starken Herabsetzung der maschinellen Verarbeitbarkeit, der Dauerfestigkeit und der Verschleißfestigkeit.The 3HA alloy is much improved in terms of its casting properties, tribological properties and mechanical properties compared to the Jenkinson alloy. The 3HA alloy can be die cast under high pressure into both simple and complex shapes of castings and such casting processes are suitable for use of this alloy on a production basis. The 3HA alloy can also be successfully cast in sand moulds and permanent moulds on a production basis and castings with good properties can be produced. However, the casting of the 3HA alloy on a production basis in sand moulds and permanent moulds is limited to castings of relatively simple shapes, such as cylindrical components. When producing castings of complex shapes in sand moulds and permanent moulds, strict control measures are required to avoid excessive formation of elemental Si, which usually occurs in the form of large particles. Although such formation of elemental Si is harmful in itself, it also degrades the basic structure of Si, resulting in a basic structure that contains large regions of α-aluminum in branched (dendritic) form in addition to the Al-Si eutectic. The detrimental effects of elemental Si and other related properties lead to a severe reduction in the machinability, fatigue strength and wear resistance of the 3HA alloy.

Die Struktur von 3HA-Legierungen kann bei Gußstücken von komplexer Form durch umsichtige Anwendung von Kühlung/Heizung in permanenten Formen oder von Abschreckungen in Formen aus Sand verbessen werden. Diese Techniken können jedoch bei der Herstellung von komplexen Gußstücken, wie Motorblöcken und Zylinderköpfen, kostspielig sein. Folglich schränkt das Problem der Struktursteuerung die praktische Anwendbarkeit der 3HA-Legierung trotz der höchst wünschenswerten Eigenschaften, die mit dieser Legierung bei Gußstücken von einfacher Form oder bei durch Druckguß unter hohem Druck hergestellten Gußstücken erhalten werden können, ein.The structure of 3HA alloys can be improved in complex shape castings by judicious use of cooling/heating in permanent molds or quenching in sand molds. However, these techniques may not be suitable for the manufacture of complex castings such as engine blocks. and cylinder heads. Consequently, the problem of structural control limits the practical applicability of the 3HA alloy, despite the highly desirable properties that can be obtained with this alloy in castings of simple shape or in castings produced by high pressure die casting.

Die vorliegende Erfindung ist auf die Überwindung der vorgenannten Probleme durch Bereitstelien eines verbesserten Verfahrens zum Gießen von übereutektischen Al-Si-Legierungen gerichtet. Die Erfindung befaßt sich insbesondere damit, Legierungen vom Typ der 3HA-Legierung zu schaffen, welche verbesserte Gießbarkeit besitzen und stellt Techniken bereit, die bei der Herstellung von hypereutektischen Aluminiumlegierungen mit einem Gehalt von 12 bis 15% Si besonders nützlich sind wobei alle in vorliegender Beschreibung angegebenen Zusammensetzungen auf Gew.-% basieren. Die Legierungen gemäß vorliegender Erfindung können, abgesehen von der Menge an Strontium, vorbehaltlich der in vorliegender Beschreibung speziell angegebenen Bedingungen weitgehend diejenigen sein, die in unserem AU-A-536976 und den entsprechenden Patenten in anderen Ländern offenbart sind, sie sind jedoch nicht auf die Legierungen dieser Patentschrift beschränkt.The present invention is directed to overcoming the above problems by providing an improved process for casting hypereutectic Al-Si alloys. The invention is particularly concerned with providing alloys of the 3HA alloy type which have improved castability and provides techniques which are particularly useful in the production of hypereutectic aluminium alloys containing 12 to 15% Si, all compositions given in this specification being based on weight percent. The alloys according to the present invention may, except for the amount of strontium, be largely those disclosed in our AU-A-536976 and the corresponding patents in other countries, but are not limited to the alloys of this specification.

Die Erfindung umfaßt die kombinierte Zugabe von Strontium und Titan zu den Al-Si-Legierungen, wobei die Mengen von Strontium im Vergleich zu üblicherweise verwendeten Mengen an Strontium abnormal groß sind.The invention involves the combined addition of strontium and titanium to the Al-Si alloys, wherein the amounts of strontium are abnormally large compared to commonly used amounts of strontium.

In hypoeutektische Al-Si-Gießlegierungen (die weniger als 12,7% Si enthalten) werden gewöhnlich sehr geringe Mengen an Modifiziermitteln, wie Sr (0,03%), um die eutektischen Si-Teilchen zu feinen und zu umschließen. Bei hypereutektischen Legierungen (die mehr als 12,7% Si enthalten) ist die Verwendung von modifizierenden Mitteln, wie Sr, bis zu einem Gehalt von 0,1% vorgeschlagen worden, um den verbundenen Bereich auszudehnen, über welchen im wesentlichen eutektische Mikrostrukturen gebildet werden können, und so den Gehalt der Legierungen an Si zu erhöhen, wie in der erwähnten AU-A-536976 offenbart wird.In hypoeutectic Al-Si casting alloys (containing less than 12.7% Si) very small amounts of modifiers such as Sr (0.03%) are usually used to refine and encapsulate the eutectic Si particles. In hypereutectic alloys (containing more than 12.7% Si) the use of modifiers such as Sr up to a level of 0.1% has been proposed to extend the bonded area over which substantially eutectic microstructures can be formed and thus increase the Si content of the alloys, as disclosed in the mentioned AU-A-536976.

Vor der vorliegenden Erfindung sind die modifizierenden Mittel jedoch in diesen ziemlich niedrigen Mengen verwendet worden, um nachteilige Wirkungen zu vermeiden. Im Falle von Sr liegt der Gehalt unter 0,10%, da sich jenseits von 0,10% eine intermetallische Verbindung bildet, die sich nachteilig auf die mechanischen Eigenschaften auswirkt. Die Teilchen der intermetallischen Verbindung bilden sich in Form von Plättchen, welche Schwachpunkte in der Mikrostruktur schaffen, die zu einer Herabsetzung der Festigkeit und der Dauerfestigkeit führen. Dies wird wiederum am Beispiel von Sr als modifizierendes Mittel durch die Berichte von G. K. Sigworth, Research Report 83 - 12, November 1982, Cabot Corporation, P. O. Box 1462, Reading PA., 19603 und B. Closset und J. E. Gruzleski, AFS Transactions, 82/31, Seiten 453 - 464 veranschaulicht.However, prior to the present invention, the modifying agents have been used in these fairly low amounts to avoid adverse effects. In the case of Sr, the content is below 0.10% because beyond 0.10% an intermetallic compound is formed which has an adverse effect on the mechanical properties. The particles of the intermetallic compound form in the form of platelets which create weak points in the microstructure which lead to a reduction in strength and fatigue strength. This is again illustrated by the example of Sr as a modifying agent by the reports of G. K. Sigworth, Research Report 83 - 12, November 1982, Cabot Corporation, P. O. Box 1462, Reading PA., 19603 and B. Closset and J. E. Gruzleski, AFS Transactions, 82/31, pages 453 - 464.

Wir haben überraschenderweise gefunden, daß in den Al-Si-Legierungen mit einem Gehalt von 12 - 15% Si gemäß vorliegender Erfindung,welche nachstehend ausführlicher beschrieben werden, die Verwendung von Sr in einer Menge von über 0,1% sehr günstige Wirkungen mit sich bringt. Insbesondere haben wir gefunden, daß Sr, wenn es den erfindungsgemäßen Legierungen in Mengen von über 0,10% zugesetzt wird, den verbundenen Bereich nicht genügend erweitert, um das Auftreten von Teilchen von elementarem Si in komplexen Gußstücken zu verhindern, daß es aber stattdessen diejenigen Teilchen von elementarem Si, die sich bilden, im wesentlichen am Aufschwimmen hindert. Dies ist ein unerwartetes Ergebnis.We have surprisingly found that in the Al-Si alloys containing 12 - 15% Si according to the present invention, which are described in more detail below, the use of Sr in an amount above 0.1% has very beneficial effects. In particular, we have found that Sr, when added to the alloys of the invention in amounts above 0.10%, does not expand the bonded area sufficiently to prevent the formation of particles of elemental Si in complex castings, but instead substantially prevents those particles of elemental Si which do form from floating. This is an unexpected result.

Die günstigen Wirkungen des Gehaltes an Ti in den einen hohen Gehalt an Sr aufweisenden Al-Si-Legierungen der vorliegenden Erfindung mit einem Gehalt von 12 - 15% Si sind ebenfalls unerwartet Gehalte an Ti (0,03 - 0,05%) werden gewöhnlich in Aluminiumgußlegierungen als Kornverfeinerer verwendet, was als Kristallisationskeime dienende Stellen für elementares Aluminium schafft. Gemäß vorliegender Erfindung haben wir jedoch gefunden, daß die Zugabe von Ti zur einen hohen Gehalt an Sr aufweisenden Legierung in Mengen von über 0,005% andere unerwartete günstige Wirkungen hat.The beneficial effects of the Ti content in the high Sr Al-Si alloys of the present invention containing 12-15% Si are also unexpected. Levels of Ti (0.03-0.05%) are commonly used in aluminum casting alloys as a grain refiner, creating nucleation sites for elemental aluminum. However, in accordance with the present invention, we have found that the addition of Ti to the high Sr alloy in amounts above 0.005% has other unexpected beneficial effects.

Insbesondere wurde gefunden, daß eine Menge von Ti von über 0,005% eine erste günstige Wirkung dahingehend hervorruft, daß es die Bildung von elementaren Si-Teilchen weiter unterdrückt, jedoch nur in den Legierungen mit hohem Gehalt an Sr.In particular, it was found that an amount of Ti above 0.005% produces a first beneficial effect in that it further suppresses the formation of elementary Si particles, but only in the alloys with high Sr content.

Darüber hinaus haben wir gefunden, daß die Verwendung von Ti in den erfindungsgemäßen Legierungen zu einer zweiten vorteilhaften Wirkung führt. Diese Wirkung besteht in der Verhinderung der Bildung von schädlichen intermetallischen Plättchen von Sr, deren Bildung bei Verwendung von Sr in Mengen von über 0.10% zu erwarten wäre. Obwohl noch intermetallische Teilchen von Sr gebildet werden, wurde gefunden, daß die Verwendung von Ti in Mengen von über 0.005% gemäß vorliegender Erfindung dazu führt, daß diese Teilchen in einer im wesentlichen gleichachsigen blockartigen Form vorliegen. Das heißt, es wird gefunden, daß Ti in diesem Fall die Gestalt der intermetallischen Teilchen von Sr verändert. Das Gesamtergebnis der Zugabe von Sr in einer über 0,10% liegenden Menge und von Ti in einer über 0,005% liegenden Menge kann derart sein, daß die erfindungsgemäße Legierung im wesentlichen frei von elementaren Si- Teilchen ist, wahrend das Aufschwimmen solcher Teilchen, wenn sie sich bilden, im wesentlichen verhindert wird.In addition, we have found that the use of Ti in the alloys of the invention results in a second beneficial effect. This effect is to prevent the formation of harmful intermetallic platelets of Sr which would be expected to form when Sr is used in amounts above 0.10%. Although intermetallic particles of Sr are still formed, it has been found that the use of Ti in amounts above 0.005% according to the present invention results in these particles being in a substantially equiaxed blocky form. That is, it is found that Ti in this case changes the shape of the intermetallic particles of Sr. The overall result of adding Sr in an amount above 0.10% and Ti in an amount above 0.005% can be such that the alloy of the invention is substantially free of elemental Si particles while substantially preventing the floating of such particles if they do form.

Das Ti wird besonders bevorzugt in Form von AlTiB ohne überschüssiges Bor oder in Forrn einer Al-Ti- Voriegierung zugegeben, welche mindestens eine Verbindung, wie (Al,Ti)B&sub2;, TiB&sub2; und TiAl&sub3; enthält oder liefert. Auch andere ähnliche Verbindungen, wie TiC und TiN, können die gleichen Wirkungen wie die oben erwähnten Verbindungen hervorrufen. In jedem Fall ist die Zugabe von mindestens einer der Ti-Verbindungen so bemessen, daß ein Gehalt an Ti über 0,005% erreicht wird. Immer wenn nachstehend eine Zugabe von Ti erwähnt wird, sollte dies, wenn nichts anderes angegeben ist, als Hinweis auf die Zugabe von mindestens einer der oben genannten Verbindungen verstanden werden.The Ti is most preferably added in the form of AlTiB without excess boron or in the form of an Al-Ti pre-alloy which contains or provides at least one compound such as (Al,Ti)B₂, TiB₂ and TiAl₃. Other similar compounds such as TiC and TiN can also produce the same effects as the above-mentioned compounds. In any case, the addition of at least one of the Ti compounds is such that a Ti content of more than 0.005% is achieved. Whenever an addition of Ti is mentioned below, this should be understood as a reference to the addition of at least one of the above-mentioned compounds, unless otherwise stated.

Somit wird gemäß vorliegender Erfindung ein Verfahren zur Herstellung eines Gußerzeugnisses aus einer hypereutektischen Al-Si-Legierung mit einem Gehalt von 12 - 15% Si bereitgestellt, welches die Merkmale von Anspruch 1 umfaßt.Thus, according to the present invention, there is provided a method for producing a cast product from a hypereutectic Al-Si alloy containing 12-15% Si, which comprises the features of claim 1.

Die Erfindung sieht auch eine hypereutektische Al-Si-Gießlegierung mit einem Gehalt von 12 - 15% Si vor, welche gute Verschleißfestigkeit und gnte maschinelle Verarbeitbarkeit, verbesserte Dauerfestigkeit und gute Grade von Eigenschaften bei Umgebungstemperatur und erhöhter Temperatur aufweist, wobei die erwähnte Legierung die Merkmale von Anspruch 19 umfaßt.The invention also provides a hypereutectic Al-Si casting alloy containing 12-15% Si, which has good wear resistance and machinability, improved fatigue strength and good levels of ambient and elevated temperature properties, said alloy comprising the features of claim 19.

Zusammenfassend ausgedrückt basiert die vorliegende Erfindung auf der Kombination von unerwarteten Befunden, daß durch die Verwendung von besonderen Mengen von Sr und Ti in Al-Si-Legierungen mit einem Gehalt von 12 - 15% Si günstige Ergebnisse erreicht werden können. Die sich ergebende zufriedenstellende Mikrostruktur wird daher durch chemische Mittel erreicht, wogegen man früher versucht hat, die gleichen Ergebnisse durch genaue Steuerung der Erstarrungstechniken zu erreichen, welche die genaue Steuerung der Temperatur von Metall und Düse einschließen. In einem solchen Fall wurden die genau gesteuerten Erstarrungstechniken, wie sie früher versucht wurden, auch durch die zunehmende Komplexität der Gußerzeugnisse diktiert. Mit anderen Worten wurden für jedes verschiedene komplexe Gußstück spezielle Erstarrungsbedingungen benötigt.In summary, the present invention is based on the combination of unexpected findings that favorable results can be achieved by using specific amounts of Sr and Ti in Al-Si alloys containing 12 - 15% Si. The resulting satisfactory microstructure is therefore achieved by chemical means, whereas previously attempts have been made to achieve the same results by precise control of solidification techniques, which include precise control of metal and nozzle temperature. In such a case, the precisely controlled solidification techniques attempted previously have also been dictated by the increasing complexity of the castings. In other words, specific solidification conditions have been required for each different complex casting.

Wie dargelegt wurde, ergibt die Verwendung von Sr in einer Menge von 0,11% bis 0,4% in Kombination mit der Verwendung von Ti in einer Menge von über 0,005% die Möglichkeit, die Verwendbarkeit von hypereutektischen Al-Legierungen mit einem Gehalt von 12 - 15% Si bei der industriellen Herstellung von Gußerzeugnissen wesentlich zu steigern. Das heißt, durch geeignete Verwendung dieser Kombination von Sr und Ti wird es möglich, Gußstücke herzstellen, in welchen sowohl elementares Si unterdrückt als auch die Bildung von intermetallischen Sr-Plättchen im wesentlichen ausgeschlossen wird. Das ausmaß, in welchem die Unterdrückung von elementarem Si notwendig ist, ändert sich jedoch mit der Veränderbarkeit der Erstarrungsbedingungen und daher mit der Komplexität des Gußerzeugnisses. Auch ist die Tendenz zur Bildung von elementarem Si für ein vorgegebenes Gußstück, das in einer Form aus Sand hergestellt wird, im Vergleich mit der Herstellung in einer permanenten Form größer. Jede dieser Schwierigkeiten kann jedoch durch geeignete Einstellung der niedrigeren zugesetzten Menge von Sr und durch entsprechende Zusätze von Ti zur weiteren Kontrolle von elementarem Si und Kontrolle von intermetallischen Verbindungen von Sr kompensiert werden.As has been shown, the use of Sr in an amount of 0.11% to 0.4% in combination with the use of Ti in an amount of over 0.005% provides the possibility of significantly increasing the usability of hypereutectic Al alloys containing 12-15% Si in the industrial production of castings. That is, by appropriate use of this combination of Sr and Ti it becomes possible to produce castings in which both elemental Si is suppressed and the formation of intermetallic Sr platelets is substantially eliminated. However, the extent to which the suppression of elemental Si is necessary varies with the variability of the solidification conditions and hence with the complexity of the casting. Also, the tendency for the formation of elemental Si is greater for a given casting made in a sand mold compared to when made in a permanent mold. However, each of these difficulties can be compensated by appropriate adjustment of the lower amount of Sr added and by appropriate additions of Ti to further control elemental Si and control intermetallics of Sr.

Gemäß vorliegender Erfindung ist Sr in einer Menge von mindestens 0,11% vorhanden und dies ist für Gußerzeugnisse mit einem niedrigeren Grad von Komplexität oder mit relativ dünnen Wandabschnitten, die in einer permanenten Form hergestellt werden, oder für Gußerzeugnisse von relativ einfacher Form oder mit dünnen Wandabschnitten, die in einer Form aus Sand hergestellt werden, geeignet. Der Gehalt an Sr darf 0,4% nicht übersteigen, da gefunden wurde, daß Zugaben von Sr in einer Menge von über 0,4% keine günstige Zunahme in Bezug auf die Unterdrückung der Bildung von elementarem Si bewirken und somit einfach die Tendenz zur Bildung und die Schwierigkeit bei der Kontrolle der intermetallischen Verbindungen von Sr erhöhen. Wie früher erwähnt wurde, beträgt der Bereich der Zugabe von Sr in Abhängigkeit von der Komplexität des Gußerzeugnisses oder der Dicke seines Wandabschnittes von 0,11 bis 0,4%, wobei 0,15 bis 0,4% bevorzugt ist. Bevorzugter ist ein Gehalt von Sr von 0,18 bis 4%, wobei ein Gehalt von 0,25 bis 0,35% am bevorzugtesten ist.According to the present invention, Sr is present in an amount of at least 0.11% and this is suitable for castings with a lower degree of complexity or with relatively thin wall sections which are made in a permanent mold or for castings of relatively simple shape or with thin wall sections which are made in a mold made of sand. The content of Sr must not exceed 0.4% since it has been found that additions of Sr in an amount exceeding 0.4% do not produce a beneficial increase in terms of suppressing the formation of elemental Si and thus simply increase the tendency to form and the difficulty in controlling the intermetallic compounds of Sr. As mentioned earlier, the range of addition of Sr, depending on the complexity of the casting or the thickness of its wall section, is from 0.11 to 0.4%, with 0.15 to 0.4% is preferred. More preferred is a Sr content of 0.18 to 4%, with a content of 0.25 to 0.35% being most preferred.

Wie angedeutet, liegt der erforderliche Gehalt an Ti in der Legierung mit hohem Gehalt an Sr gemäß vorliegender Erfindung über 0,005%. Wenn Ti als Al-Ti-B-Vorlegierung zugesetzt wird, sollte der Gehalt an Ti 0,10% nicht übersteigen, weil er oberhalb dieses Gehaltes eine negative Auswirkung hat und die Bildung von elementarem Si zu begunstigen scheint. Wenn das Ti in einer anderen Form als in Form einer Ti-Al-B- Legierung zugesetzt wird, kann der optimale Gehalt anders sein und beispielsweise sollte mit TiAl&sub3; als Vorlegierung der Gehalt an Ti 0,25% nicht übersteigen. Der erforderliche Gehalt an Ti wird teilweise durch den Gehalt an Sr diktiert und wächst mit diesem Vorzugsweise wird Ti in einer Menge von 0,01% bis 0,06%, besonders bevorzugt von 0,02% bis 0,06%, so wie 0,03% bis 0,05% zugesetzt.As indicated, the required Ti content in the high Sr alloy of the present invention is above 0.005%. When Ti is added as an Al-Ti-B master alloy, the Ti content should not exceed 0.10% because above this level it has a negative effect and appears to promote the formation of elemental Si. When the Ti is added in a form other than a Ti-Al-B alloy, the optimum content may be different and, for example, with TiAl3 as the master alloy, the Ti content should not exceed 0.25%. The required Ti content is dictated in part by the Sr content and increases with it. Preferably, Ti is added in an amount of from 0.01% to 0.06%, more preferably from 0.02% to 0.06%, such as 0.03% to 0.05%.

Die Ti-Verbindungen können in verschiedener Form und auf verschiedene Weise zugesetzt werden, wobei eine Vorlegierung als Waffel, in Form von Briketts, eines Stabes oder als Einzelverbindungen in Pulverform eingeschlossen ist. Die Pulver können durch Flußmitteleinspritztechniken zugesetzt werden.The Ti compounds can be added in various forms and ways, including a master alloy in wafer form, in briquette form, in rod form or as individual compounds in powder form. The powders can be added by flux injection techniques.

Die Verwendung von Sr in einer Menge von 0,11% bis 0,4% kann in den erfindungsgemäßen Legierungen zusätzlich zur Herabsetzung der Zahl von elementaren Si-Teilchen und zur Verhinderung ihres Aufschwimmens die bekannten Wirkungen von modifizierenden Mitteln hervorrufen. Das heißt, das Sr kann die Form der eutektischen Si-Teilchen modifizieren (feinen und umschließen) und den Gehalt der Legierungen an Si bei im wesentlichen vollkommen eutektischer Mikrostruktur erhöhen. Trotzdem können die erfindungsgemäßen Legierungen, falls erforderlich, auch Na enthalten, das ein für diesen Zweck verwendetes Modifiziermittel ist. Ein solches bekanntes Modifiziermittel wird jedoch, wenn es vorhanden ist, innerhalb seines normalen Konzentrationsbereiches und zusätzlich zu Sr verwendet. Gehalte an überschussigen Na haben für sich allein nicht die gewünschte Wirkung.The use of Sr in an amount of 0.11% to 0.4% in the alloys of the invention can produce the known effects of modifying agents in addition to reducing the number of elementary Si particles and preventing their floating. That is, the Sr can modify the shape of the eutectic Si particles (fine and enclose them) and increase the Si content of the alloys with a substantially completely eutectic microstructure. Nevertheless, the alloys of the invention can also contain Na, if necessary, which is a modifier used for this purpose. However, such a known modifier, when present, is used within its normal concentration range and in addition to Sr. Excessive Na levels alone do not have the desired effect.

In der vorausgehenden Beschreibung wurden die Legierung und das Gießverfahren gemäß vorliegender Erfindung anhand des Gehaltes an Si, Sr und Ti, so wie anderer vorhandener legierender Zusätze definiert. Die Zusätze von Cu, Ni, Mg, Fe, Mn und Zr dienen dazu, eine Verstärkung und eine Härtung der intermetällischen Verbindungen zu bewirken.In the foregoing description, the alloy and the casting process according to the present invention have been defined by the content of Si, Sr and Ti, as well as other alloying additives present. The additions of Cu, Ni, Mg, Fe, Mn and Zr serve to strengthen and harden the intermetallic compounds.

Außer den oben angeführten Elementen kann die erfindungsgemäße Schmelze und Legierung Zn, Sn, Pb und Cr enthalten. Diese Elemente tragen im allgemeinen keine bedeutende günstige Wirkung bei, sie haben aber, wenn sie unterhalb der jeweiligen, oben angegebenen Grenzwerte verwendet werden, auch keine schädlichen Auswirkungen, obwohl sie, wenn sie anwesend sind, diese Grenzwerte nicht überschreiten sollten, um schädliche Auswirkungen zu vermeiden.In addition to the elements listed above, the melt and alloy according to the invention can contain Zn, Sn, Pb and Cr. These elements generally do not contribute any significant beneficial effect, but they do not have any harmful effects when used below the respective limits indicated above, although if they are present they should not exceed these limits in order to avoid harmful effects.

Obwohl Zn, Sn, Pb und Cr keine bedeutende günstige Wirkung herbeiführen, ist es notwendig, daß jedes dieser Metalle in Betracht gezogen wird. Der Hauptgrund hierfür besteht darin, daß diese Elemente in untergeordneten erfindungsgemäßen Legierungen enthalten sein können, die aus Abfallmaterialien hergestellt wurden oder solches Material enthalten.Although Zn, Sn, Pb and Cr do not produce a significant beneficial effect, it is necessary that each of these metals be considered. The main reason for this is that these elements may be included in sub-alloys of the invention which are made from waste materials or which contain such material.

Es können andere Elemente vorhanden sein und im allgemeinen ist der Gehalt an einem dieser Elemente vorzugsweise nicht höher als 0,05%. Eine Ausnahme besteht jeweils hinsichtlich Ca und P, da diese die Modifizierung des Eutektikums der Mikrostruktur nachteilig beeinflussen und jedes der Elemente Ca und P wird vorzugsweise in einer Menge verwendet, die 0,003% nicht übersteigt.Other elements may be present and in general the content of any of these elements is preferably not more than 0.05%. An exception is made for Ca and P each as these adversely affect the modification of the eutectic of the microstructure and each of the elements Ca and P is preferably used in an amount not exceeding 0.003%.

In unserer oben erwähnten australischen Patentschrift 536976 und den entsprechenden Patenten in anderen Ländern erfordert das darin offenbarte Verfahren zur Herstellung der 3HA-Legierung die Anwendung von speziellen Abkühlungsbedingungen, welche das Erstarren einer Schmelze der Legierung in der Weise umfassen, daß:In our above-mentioned Australian Patent 536976 and the corresponding patents in other countries, the process disclosed therein for producing the 3HA alloy requires the use of special cooling conditions which include solidifying a melt of the alloy such that:

(a) die Wachstumsgeschwindigkeit R der festen Phase während des Erstarrens 150 bis 1000 um/sec beträgt, und(a) the growth rate R of the solid phase during solidification is 150 to 1000 µm/sec, and

(b) der in ºC/cm ausgedrückte Temperaturgradient G an der Grenzfläche von Feststoff und Flüssigkeit so ist, daß das Verhältnis G/R 500 bis 8000ºC sec/cm² ist.(b) the temperature gradient G, expressed in ºC/cm, at the solid-liquid interface is such that the ratio G/R is 500 to 8000ºC sec/cm².

Die vorliegende Erfindung kann in Kombination mit diesem Verfahren angewendet werden, um zu ermöglichen, daß das Problem der Bildung von solchen großen elementaren Si-Teilchen und ihr Aufschwimmen noch sicherer überwunden wird. Daher wird gemäß einer bevorzugten Ausführungsform der vorliegenden Erfindung ein verbesserter Typ einer 3HA-Legierung bereitgestellt, und ein das Verfahren zu ihrer Herstellung basiert auf diesen speziellen Erstarrungsbedingungen. Die gesamte Offenbarung der genannten AU-A- 536976 wird hiermit durch diesen Hinweis der vorliegenden Beschreibung einverleibt und ist daher als Teil der vorliegenden Beschreibung zu verstehen.The present invention can be used in combination with this process to enable the problem of the formation of such large elementary Si particles and their floating to be overcome even more reliably. Therefore, according to a preferred embodiment of the present invention, an improved type of 3HA alloy is provided and a process for its preparation is based on these special solidification conditions. The entire disclosure of the said AU-A-536976 is hereby incorporated by reference into the present description and is therefore to be understood as part of the present description.

In dieser bevorzugten Ausführungsform der vorliegenden Erfindung setzen die höheren Gehalte von Sr zusammen mit Ti wiederum die Zahl der elementaren Si-Teilchen herab und verhindern im wesentlichen ihr Aufschwimmen. Diese bevorzugte Ausführungsform kann natürlich auch mit anderen als relativ komplexen Gußstücken angewendet werden. Ihre Anwendung ist jedoch wegen der Änderung der Erstarrungsbedingungen, die in solchen Gußstücken auftreten kann, beispielsweise wenn eine Kombination von sehr dünnen und sehr dicken Abschnitten vorliegt, in erster Linie in bezug auf solche komplexen Gußstücke zu sehen, in welchen es sonst pratisch unmöglich ist, elementare Si-Teilchen auszuschließen, und wenn sie auftreten, ihr Aufschwimmen zu verhindern.In this preferred embodiment of the present invention, the higher contents of Sr together with Ti again reduce the number of elementary Si particles and substantially prevent their floating. This preferred embodiment can of course also be used with other than relatively complex castings. However, its application is primarily to be seen with respect to such complex castings because of the change in solidification conditions that can occur in such castings, for example when there is a combination of very thin and very thick sections, in which it is otherwise practically impossible to exclude elementary Si particles and, if they occur, to prevent their floating.

In der obigen Beschreibung einer bevorzugten Ausführungsform der Erfindung wird eher auf einen verbesserten Typ der 3HA-Legierung als einfach auf die 3HA-Legierung an sich, wie sie in AU-A-536976 offenbart ist, hingewiesen. Dies spiegelt teilweise die Änderung der Zusammensetzung wider, die den höheren Gehalt an verwendeten Sr zuzuschreiben ist, während es gleichzeitig die mögliche Verwendung eines anderen modifizierenden Mittels als Sr, jedoch zusätzlich zu Sr, zeigt. Außerdem kann der Gehalt an Ti variieren, während b vorhanden sein kann, wie in vorliegender Beschreibung im einzelnen beschrieben wurde. Es werden auch wahlfreie Legierungszusätze und die Kontrolle des Gehaltes von Ca und P berücksichtigt.In the above description of a preferred embodiment of the invention reference is made to an improved type of 3HA alloy rather than simply to the 3HA alloy per se as disclosed in AU-A-536976. This partly reflects the change in composition attributable to the higher content of Sr used, while at the same time showing the possible use of a modifying agent other than Sr, but in addition to Sr. In addition, the content of Ti may vary while b may be present, as described in detail in this specification. Optional alloying additions and control of the content of Ca and P are also considered.

Bei einem Gehalt an Sr von 0,10% oder weniger ist es schwierig, die Bildung von elementaren Si-Teilchen zu kontrollieren und ihr Aufschwimmen zu verhindern. Wie angedeutet wurde auch gefunden, daß Sr in Mengen über 0,4% keinen zusätzlichen Nutzen bringt. Vielmehr erhöht die Verwendung von mehr als 0,4% Sr die Kosten und macht die Unterdrückung der Bildung von intermetallischen Teilchen von Sr in Form von Plättchen schwieriger. Bei einem Gehalt von 0,005% Ti oder darunter, wird gefunden, daß Ti bei der weiteren Herabsetzung der Menge von elementarem Si und der Unterdrückung der Bildung jener intermetallischen Teilchen in Form von Plättchen keine nützliche Wirkung herbeiführt. Oberhalb der jeweiligen Grenzwerte von Ti von 0,1%, wenn es als Al-Ti-B-Vorlegierung zugesetzt wird, und 0,25%, wenn es als Al- Ti-Vorlegierung für TiAl&sub3; oder andere Formen zugesetzt wird, wird gefunden, daß Ti keinen zusätzlichen Nutzen bei der Änderung der Morphologie der intermetallischen Teilchen herbeiführt, sondern die Tendenz zeigt, die Bildung von elementarem Si zu erhöhen.At a Sr content of 0.10% or less, it is difficult to control the formation of elemental Si particles and prevent their floating. As indicated, it has also been found that Sr in amounts above 0.4% provides no additional benefit. In fact, the use of more than 0.4% Sr increases the cost and makes the suppression of the formation of intermetallic particles of Sr in the form of platelets more difficult. At a Ti content of 0.005% or less, Ti is found to provide no useful effect in further reducing the amount of elemental Si and suppressing the formation of those intermetallic particles in the form of platelets. Above the respective limits of Ti of 0.1% when added as an Al-Ti-B master alloy and 0.25% when added as an Al-Ti master alloy for TiAl₃, the Ti content is not particularly beneficial. or other forms, it is found that Ti does not provide any additional benefit in changing the morphology of the intermetallic particles, but rather tends to increase the formation of elemental Si.

Im Falle der legierenden Elemente Cu, Ni, Mg, Fe, Mn und Zr erfordert die Zusammensetzung der Legierung die sorgfältige Auswahl dieser legierenden Elemente und der richtigen Mengenverhältnisse eines jeden davon, um den optimalen Nutzen zu erreichen. In vielen Fällen hängt die Wirkung eines Elementes von anderen ab, und es besteht daher innerhalb der Zusammensetzung eine gegenseitige Abhängigkeit dieser Elemente. Im allgemeinen geben Gehalte dieser legierenden Elemente oberhalb der für die erfindungsgemäßen Legierungen angegebenen Maximalgehalte Anlaß zu übermäßig grobkörnigen primären intermetallischen Verbindungen. Gehalte unterhalb der angegebenen Minimalmengen führen im allgemeinen den praktischen Nutzeffekt, der nachstehend im einzelnen beschrieben wird, nicht herbei.In the case of the alloying elements Cu, Ni, Mg, Fe, Mn and Zr, the composition of the alloy requires careful selection of these alloying elements and the correct proportions of each to achieve optimum benefit. In many cases the effect of one element depends on others and there is therefore a mutual dependence of these elements within the composition. In general, levels of these alloying elements above the maximum levels specified for the alloys of the invention give rise to excessively coarse primary intermetallic compounds. Levels below the minimum levels specified generally do not produce the practical benefit described in detail below.

In den erfindungsgemäßen Legierungen liefern Cu, Ni, Mg, Fe, Mn und Zr intermetallische Verbindungen, welche einen Teil der eutektischen Mikrostrukur darstellen und welche hauptsächlich auf dem System Al- Si-Cu-Ni basieren. Die eutektischen intermetallischen Teilchen sind hauptsächlich Si, es können aber auch Cu-Ni-Al, Cu-Fe-Ni-Al und andere komplexe intermetallische Phasen vorliegen. Natürlich nimmt unter angewendeten Belastungen mit steigender Teilchengröße auch die Neigung zum Brechen zu. Aus diesem Grund müssen die intermetallischen Teilchen, die das Eutektikum umfassen, fein sein (weniger als 10 um Durchmesser), vorzugsweise gleichmäßig verteilt und vorzugsweise in einem Abstand zwischen den Teilchen vorliegen, der nicht größer ist als 5 um.In the alloys according to the invention, Cu, Ni, Mg, Fe, Mn and Zr provide intermetallic compounds which form part of the eutectic microstructure and which are mainly based on the Al-Si-Cu-Ni system. The eutectic intermetallic particles are mainly Si, but Cu-Ni-Al, Cu-Fe-Ni-Al and other complex intermetallic phases may also be present. Of course, under applied loads, the tendency to break also increases with increasing particle size. For this reason, the intermetallic particles comprising the eutectic must be fine (less than 10 µm in diameter), preferably evenly distributed and preferably present at a distance between the particles of no greater than 5 µm.

Zusätzlich zu den eutektischen intermetallischen Teilchen enthalten die erfindungsgemäßen Legierungen eine Dispersion von intermetallischen Abscheidungen in der α-Aluminiumphase des Eutektikums. Eine solche Dispersion verstärkt die Grundstruktur und trägt dazu bei, daß die Belastungen auf die eutektischen Teilchen übertragen werden und erhöht die Fähigkeit zur Verteilung der Belastung, wenn irgendeines der eutektischen Teilchen bricht. Wir glauben, daß in den erfindungsgemäßen Legierungen die Elemente Mg und Cu durch Ausscheidungshärten (Dispersionshärten) und/oder durch Bildung von festen Lösungen für die Festigung der Grundstruktur verantwortlich sind. Die Verhältnisse von Cu zu Mg liegen vorzugsweise innerhalb der Grenzen von 3 : 1 bis 8 : 1. Unterhalb dieses Verhältnisses können sich ungunstige Ausscheidungen bilden. Gehalte von Cu jenseits der angegebenen Grenzwerte können in einigen Anwendungen die Korrosionsbeständigkeit der Legierung herabsetzen.In addition to the eutectic intermetallic particles, the alloys of the invention contain a dispersion of intermetallic precipitates in the alpha-aluminum phase of the eutectic. Such dispersion strengthens the basic structure and helps to transfer stresses to the eutectic particles and increases the ability to distribute stress if any of the eutectic particles fracture. We believe that in the alloys of the invention the elements Mg and Cu are responsible for strengthening the basic structure by precipitation hardening (dispersion hardening) and/or by forming solid solutions. The ratios of Cu to Mg are preferably within the limits of 3:1 to 8:1. Below this ratio, unfavorable precipitates may form. Cu contents beyond the specified limits may reduce the corrosion resistance of the alloy in some applications.

Die Verstärkung wird durch die Anwesenheit von stabilen Mn und/oder Zr enthaltenden dispergierten Teilchen weiter erhöht. Wir schließen diese Elemente auch ein, um die Beständigkeit gegen hohe Temperatur zu verbessern.The strengthening is further increased by the presence of stable dispersed particles containing Mn and/or Zr. We also include these elements to improve high temperature resistance.

Ni, Fe und Mn sind für die Verbesserung der Hochtemperatureigenschaften besonders wirksam und bilden eine Anzahl von Verbindungen miteinander. Diese Elemente sind bis zu einem gewissen Grad gegeneinander austauschbar, wie nachstehend gezeigt wird:Ni, Fe and Mn are particularly effective in improving high temperature properties and form a number of compounds with each other. These elements are to some extent interchangeable as shown below:

0,2 < Fe+Mn < 1,50.2 < Fe+Mn < 1.5

1,1 < Fe+Ni < 3,01.1 < Fe+Ni < 3.0

1,2 < Fe+Ni+Mn < 4,01.2 < Fe+Ni+Mn < 4.0

Die erfindungsgemäßen Legierungen können daher Hauptlegierungen mit dem niedrigerem Gehalt an Fe oder Nebenlegierungen sein, in welchen die Gehalte an Fe den Höchstwert gemäß Spezifikation erreichen können. Der Gehalt an Mn und Ni muß entsprechend angepaßt werden.The alloys according to the invention can therefore be main alloys with the lower Fe content or secondary alloys in which the Fe contents can reach the maximum value according to the specification . The Mn and Ni contents must be adjusted accordingly.

Titan ist ein wohlbekanntes Mittel zur Verfeinerung des Korns und kann folglich zusätzlich zu seiner in vorliegender Beschreibung im einzeinen beschriebenen Rolle bei der weiteren Herabsetzung der Zahl der gebildeten Teilchen von elementarem Si und bei der Veränderung der Morphologie von intermetallischen Teilchen von Sr in der Weise, daß keine Plättchen gebildet werden, die mechanischen Eigenschaften der Legierung verbessern.Titanium is a well-known grain refiner and thus can improve the mechanical properties of the alloy in addition to its role described in detail in the present specification in further reducing the number of elemental Si particles formed and in altering the morphology of Sr intermetallic particles so that no platelets are formed.

Obwohl die erfindungsgemäßen Legierungen in dem Znstand, wie sie beim Gießen erhalten werden, hervorragende Eigenscharten besitzen, sind die Zusammensetzungen so beschaffen, daß die meisten Eigenschaften durch eine Hitzebehandlung verbessert werden können. Es versteht sich jedoch, daß die Hitzebebandlung wahlfrei ist. Beispielsweise kann die gegossene Legierung unmittelbar bei 160 - 220ºC während 2 - 16 Stunden einer stabilisierenden künstlichen Alterungsbehandlung unterworfen werden.Although the alloys of the invention have excellent properties in the as-cast state, the compositions are such that most of the properties can be improved by heat treatment. It is to be understood, however, that the heat treatment is optional. For example, the cast alloy can be immediately subjected to a stabilizing artificial ageing treatment at 160 - 220°C for 2 - 16 hours.

Es können eine Anzahl von anderen Zeitplänen für die Hitzebehandlung verwendet werden. Diese können eine Lösungsbehandiung von 5 - 20 Stunden bei 480 - 530ºC einschließen. Diese Lösungsbehandlungen werden gewählt, um in geeigneter Weise übersattigte Lösungen von Elementen in Al zu bilden, während man das unannehmbare Wachstum der festigenden intermetallischen Teilchen vermeidet, so daß eine bevorzugte Dispersion von eutektischen Teilchen, d. h. eine Mikrostruktur, in welcher die eutektischen Teilchen einen Durchmesser von weniger als 10 um haben, vorzugsweise equiaxial ausgerichtet und vorzugsweise gleichmäßig verteilt sind, und vorzugsweise einen Abstand zwischen den Teilchen haben, der nicht größer als 5 um ist, erhalten bleibt.A number of other heat treatment schedules may be used. These may include a solution treatment of 5 - 20 hours at 480 - 530°C. These solution treatments are chosen to suitably form supersaturated solutions of elements in Al while avoiding unacceptable growth of strengthening intermetallic particles so that a preferred dispersion of eutectic particles is maintained, i.e. a microstructure in which the eutectic particles have a diameter of less than 10 µm, are preferably equiaxially aligned and are preferably evenly distributed, and preferably have an interparticle spacing of no greater than 5 µm.

Nach dem Abschrecken kann auf die Lösungsbehandlung eine künstliche Alterung von 2 bis 30 Stunden bei 480 - 530ºC folgen. Ein typisches Zeitschema für die Hitzebehandlung kann wie folgt aussehen:After quenching, solution treatment may be followed by artificial ageing for 2 to 30 hours at 480 - 530ºC. A typical time schedule for heat treatment may be as follows:

8 Stunden bei 500ºC8 hours at 500ºC

Abschrecken in heißem Wasser;Quenching in hot water;

künstliches Altern bei 160ºC während 16 Stunden.artificial ageing at 160ºC for 16 hours.

In der obigen Beschreibung von bevorzugten Ausführungsformen der Erfindung, die in Kombination mit dem Verfahren von AU-A-536976 verwendet werden, wird auf eine Wachstumsgeschwindigkeit R sowie einen Temperaturgradienten G Bezug genommen, welcher ein Verhältnis G/R ergibt, das Werte "in der Größenordnung von" den in AU-A-536976 offenbarten Bereichen von Werten hat. Diese Bereiche können verwendet werden, um die Erstarrungsbedingungen für diese Kombination festzulegen. Die Verwendung von Sr in einer Menge von 0,11% bis 0,4% in Kombination mit Ti ermöglicht es jedoch, daß die Erstarrungsbedingungen gelockert werden, beispielsweise mit niedrigeren Wachstumsgeschwindigkeiten oder Temperaturgradienten. Das Verfahren für die 3HA-Legierung, wie es in der erwähnten AU-A-536976 offenbart wird, macht es erforderlich, daß der Temperaturgradient G im Bereich von 7,5ºC/cm bis 800ºC/cm und die Wachstumsgeschwindigkeit im Bereich von 150 um/sec bis 1000 um/sec liegt, was für G/R einen Bereich von 500 bis 8000ºC sec/cm² ergibt. Die erfindungsgemäße Legierung ist für Gußstücke geeignet, die unter Temperaturgradienten von weniger als 7,5ºC/cm und Wachsstumsgeschwindigkeiten von weniger als 150 um/sec erstarren. Die niedrigeren Grenzwerte für G und R, die auf die Legierung der vorliegenden Erfindung anwendbar sind, werden für G auf Werte in der Nähe von 0ºC/cm und für R auf so niedrige Werte wie 15 um/sec geschätzt.In the above description of preferred embodiments of the invention used in combination with the process of AU-A-536976, reference is made to a growth rate R and a temperature gradient G which gives a ratio G/R having values "of the order of" the ranges of values disclosed in AU-A-536976. These ranges can be used to determine the solidification conditions for this combination. However, the use of Sr in an amount of 0.11% to 0.4% in combination with Ti allows the solidification conditions to be relaxed, for example with lower growth rates or temperature gradients. The process for the 3HA alloy as disclosed in the mentioned AU-A-536976 requires that the temperature gradient G be in the range 7.5°C/cm to 800°C/cm and the growth rate in the range 150 µm/sec to 1000 µm/sec, giving a range of G/R of 500 to 8000 µm/cm2. The alloy of the invention is suitable for castings which solidify under temperature gradients of less than 7.5°C/cm and growth rates of less than 150 µm/sec. The lower limits of G and R applicable to the alloy of the present invention are estimated to be values near 0°C/cm for G and as low as 15 µm/sec for R.

So können mit Al-Si-Legierungen mit einem Gehalt von 12 bis 15% Si, welche die erforderlichen Zusätze von Sr in Kombination mit Ti enthalten, gemäß vorliegender Erfindung Gußteile hergestellt werden, in welchen die Mikrostruktur im wesentlichen durch chemische Mittel gesteuert wird, was einen wesentlich größeren Bereich von Erstarrungsbedingungen zuläßt und dadurch die Notwendigkeit, daß man sich auf eine strenge Überwachung der Erstarrungsbedingungen verlassen muß, beseitigt. Beispielsweise können Gußstücke mit der gewünschten Mikrostrukur auch im Falle von Gußstücken, die Abschnitte mit stark variierenden Dicken aufweisen, unter Verwendung von herkömmlichen Formen aus Sand hergestellt werden.Thus, with Al-Si alloys containing 12 to 15% Si, containing the required additions of Sr in combination with Ti, castings can be made in accordance with the present invention in which the microstructure is controlled substantially by chemical means, allowing a much wider range of solidification conditions and thereby eliminating the need to rely on strict control of the solidification conditions. For example, castings having the desired microstructure can be made from sand using conventional molds even in the case of castings having sections with widely varying thicknesses.

In Bezug auf die Verwendung von Ti ist es anerkannt, daß Ti und B in Al-Si-Legierungen, denen sie zugesetzt werden, gemeinsam verwendet werden, um Teilchen zu bilden, die während des Erstarrens als Kristallisationskeime für Aluminiumkörner wirken, so daß eine feinere Kornstruktur erzielt wird. Obwohl die meisten Spezifikationen für Legierungen Gehalte von Ti bis zu 0,2% zulussen, werden die Gehalte in der Praxis normalerweise unter 0,05% gehalten, weil überschüssiges TiB&sub2; zu Gußstücken führen kann, die harte Stellen (Anhäufungen von TiB&sub2;-Teilchen) aufweisen. Solche harten Stellen oder Anhäufungen führen zu Problemen bei der maschinellen Bearbeitung. Unerwarteterweise sind in den erfindungsgemäßen Legierungen solche Anhäufungen nicht in einem schädlichen Ausmaß vorhanden. Gewöhnlich werden bei Al-Si-Legierungen gemäß Spezifikation keine Gehalte an Bor festgesetzt. Vielmehr werden diese durch den Gehalt an B des legierungsbildenden Al-Si-B-Zusatzes bestimmt, im allgemeinen übersteigen sie jedoch 0,05% nicht.With regard to the use of Ti, it is recognized that Ti and B are used together in Al-Si alloys to which they are added to form particles which act as nuclei for aluminum grains during solidification, thus achieving a finer grain structure. Although most alloy specifications allow Ti contents up to 0.2%, in practice the contents are normally kept below 0.05% because excess TiB2 can result in castings having hard spots (aggregates of TiB2 particles). Such hard spots or aggregates lead to machining problems. Unexpectedly, in the alloys of the invention such aggregates are not present to a detrimental extent. Usually, no boron contents are specified for Al-Si alloys. Rather, they are determined by the B content of the alloy-forming Al-Si-B additive, but generally do not exceed 0.05%.

Wie oben im einzelnen ausgeführt, scheint die Verwendung von Ti in Mengen über 0,005% in den erfindungsgemäßen Legierungen mit hohem Gehalt an Sr außerdem sowohl im Hinblick auf die Herabsetzung der Zahl von gebildeten Teilchen von elementarem Si als auch im Hinblick auf die Verhinderung intermetallischen Verbindungen von Sr in Form von Plättchen in völlig unerwarteter Weise zu wirken. Das heißt, die übliche Rolle von Ti besteht darin, daß es Kristallisationskeime für Al-Körner bildet. Im Gegensatz dazu hemmt Ti gemäß vorliegender Erfindung vielmehr die Bildung von elementaren Si-Teilchen und ändert die Morphologie der intermetallischen Sr-Teilchen, als daß es nur weitere Kristallisationskeime und feinere plättchenatige Teilchen bildet. Es handelt sich daher nicht einfach darum, daß Ti mehr Stellen zur Bildung von Kristallistionskeimen für die sich bildenden intermetallischen Plättchen liefert, sondern darum, daß ein komplexerer Mechanismus wirkt, der die Bildung von elementarem Si hemmen und die Kinetik des kristallographisehen Wachstums der intermetallischen Sr-Teilchen verändern kann.Furthermore, as detailed above, the use of Ti in amounts above 0.005% in the high Sr alloys of the present invention appears to act in a completely unexpected manner both in reducing the number of elemental Si particles formed and in preventing Sr intermetallic compounds in the form of platelets. That is, the usual role of Ti is to form nuclei for Al grains. In contrast, rather than merely forming more nuclei and finer platelet-like particles, Ti in the present invention inhibits the formation of elemental Si particles and changes the morphology of the Sr intermetallic particles. It is therefore not simply a question of Ti providing more nucleation sites for the forming intermetallic platelets, but rather of a more complex mechanism at work that can inhibit the formation of elemental Si and alter the kinetics of the crystallographic growth of the intermetallic Sr particles.

Das Sr kann einer Schmelze zugesetzt oder auf den erforderlichen Gehalt von 0,11% bis 0,4% eingestellt werden, um einen Barren der erfindungsgemäßen Legierung zu bilden, oder es kann unmittelbar vor dem Gießen von Produkten aus einer Schmelze zugesetzt werden. Die Zugabe von Sr ist in einem Schmelzofen, einem Warmhalteofen oder in einem Einfüllkanal möglich. Die Ti-Verbindungen können ebenfalls in einer erforderlichen Menge auf der einen oder anderen von diesen Stufen zugesetzt werden, so daß Ti in Mengen über 0,005% bis zu seinen gemäß Spezifikation festgelegten Gehalten vorhanden ist.The Sr may be added to a melt or adjusted to the required level of 0.11% to 0.4% to form an ingot of the alloy of the invention, or it may be added immediately before casting products from a melt. The addition of Sr is possible in a melting furnace, a holding furnace or in a feed chute. The Ti compounds may also be added in a required amount at one or other of these stages so that Ti is present in amounts above 0.005% up to its specified levels.

Die erfindungsgemäße Legierung ist durch einige vorteilharte Eigenschalten gekennzeichnet. Diese sind durch ihre spezielle Mikrostruktur begründet, welche im wesentlichen frei von elementaren Si-Teilchen ist, wobei diejenigen, die vorhanden sind, nicht aufschwimmen, und welche im wesentlichen keine Plättchen von intermetallischen Sr-Verbindungen enthält.The alloy according to the invention is characterized by some advantageous hardness properties. These are due to its special microstructure, which is essentially free of elementary Si particles, whereby those that are present do not float, and which essentially contains no platelets of intermetallic Sr compounds.

Während die erfindungsgemäße Legierung eine gute maschinelle Verarbeitbarkeit besitzt, die derjenigen der Legierung gemäß AU-A-536076 ähnlich ist, wenn die letztere Legierung unter Bildung der richtigen Mikrostruktur gegossen werden kann, ist die maschinelle Verarbeitbarkeit der erfindungsgemäßen Legierung als Folge ihrer gleichmäßigeren Mikrostruktur viel gleichmäßiger. Dies steht natürlich im Einklang mit der Steuerung der Bildung von elementaren Si-Teilchen durch chemische Mittel. Es ist jedoch auch in Anbetracht des erhöhten Gehaltes an intermetallischen Sr-Teilchen überraschend, die von der Verwendung von Sr in einer Menge von 0,11% bis 0,4% herrühren. Gemäß vorliegender Erfindung liegen die vorhandenen Sr enthaltenden intermetallischen Teilchen in Form von annähernd equiaxial ausgerichteten, blockartigen, gleichmäßig verteilten feinen Teilchen vor.Whilst the alloy of the invention has good machinability similar to that of the alloy of AU-A-536076 when the latter alloy can be cast to form the correct microstructure, the machinability of the alloy of the invention is much more uniform as a result of its more uniform microstructure. This is of course consistent with the control of the formation of elemental Si particles by chemical means. However, it is also surprising in view of the increased content of Sr intermetallic particles resulting from the use of Sr in an amount of 0.11% to 0.4%. According to the present invention, the Sr-containing intermetallic particles present are in the form of approximately equiaxially oriented, blocky, evenly distributed fine particles.

In Legierungen, in welchen eine Abscheidung von elementarem Si-Teilchen stattfindet, beispielsweise wenn sie nach dem Aufschwimmen unter vorspringenden Rändern eingeschlossen sind, findet diese Abscheidung normalerweise an der Oberfläche eines Gußstückes statt. In der erfindungsgemäßen Legierung wird die Vermeidung solcher Abscheidungen erreicht und auf diese Weise wird ihre allgemeine gute maschinelle Verarbeitbarkeit erhöht. Wenn es daher erforderlich ist, ein erfindungsgemäßes Gußstück maschinell zu verarbeiten, zu bohren oder in der Bohrung ein Gewinde zu schneiden, so wird diese Handlung eher durch die gleichmäßige Verteilung von elementaren Si-Teilchen, die vorhanden sein können, als durch deren Abscheidung erleichtert.In alloys in which a deposition of elementary Si particles takes place, for example when they are enclosed under projecting edges after floating, this deposition normally takes place on the surface of a casting. In the alloy according to the invention, the avoidance of such deposits is achieved and in this way its generally good machinability is increased. Therefore, if it is necessary to produce a casting according to the invention to machine, drill or tap a hole, this operation is facilitated by the uniform distribution of elemental Si particles which may be present, rather than by their deposition.

Die erfindungsgemäße Legierung zeigt im Vergleich mit der Legierung gemäß AU-A-536976 eine verbesserte Dauerfestigkeit. Während die Zugfestigkeit im Vergleich mit der Legierung gemäß AU-A-536976 geringfügig aber nicht wesentlich herabgesetzt sein kann, sind auch andere physikalische Eigenschaften, wie Härte und Beständigkeit gegen Abnutzung, im wesentlichen die gleichen, wie für die Legierung gemäß jenem Patent.The alloy of the invention exhibits improved fatigue strength compared to the alloy of AU-A-536976. While the tensile strength may be slightly but not significantly reduced compared to the alloy of AU-A-536976, other physical properties, such as hardness and wear resistance, are essentially the same as for the alloy of that patent.

Die erfindungsgemäße Legierung ist somit, obwohl sie in mancher Hinsicht der Legierung gemäß AU-A- 536976 gleichwertig ist, insgesamt dadurch überlegen, daß sie hinsichtlich Gießbarkeit durch bedeutende Verbesserungen gekennzeichnet ist, welche ihr eine gleichmäßige Mikrostrukur und daher hervorragende maschinelle Verarbeitbarkeit und Dauerfestigkeit verleihen. Diese Verbesserungen ermöglichen bei hohem Volumen ein practischeres Gießen auf Produktionsbasis, wobei sie den Bereich von auf dieser Basis gießbaren Produkten erweitern und zu Produkten mit einem breiteren Anwendungsbereich führen.Thus, the alloy of the invention, although in some respects equivalent to the alloy of AU-A-536976, is superior overall in that it is characterized by significant improvements in castability which give it a uniform microstructure and therefore excellent machinability and fatigue strength. These improvements enable more practical high volume casting on a production basis, extending the range of products castable thereon and leading to products with a wider range of applications.

In der vorausgehenden Beschreibung wird auf Legierungen hingewiesen, in welchen die Mikrostrukur vorwiegend eutektisch ist. Es ist zu beachten, daß diese Mikrostruktur bis zu 10% Dendriten aus α-Aluminium enthalten kann. Wir haben gefunden, daß Dendriten bis zu einem solchen Grad ohne übermäßige Abnahme der Eigenschaften der Legierung toleriert werden können. Mit fortschreitender Zunahme von anderen legierungsbildenden Zusätzen, die intermetallische Teilchen bilden, weist die Grundmasse eutektische Zellen auf, die durch solche intermetallische Verbindungen verbunden sind, obwohl das Eutektikum immer noch überwiegt.In the foregoing description reference is made to alloys in which the microstructure is predominantly eutectic. It should be noted that this microstructure may contain up to 10% dendrites of alpha-aluminium. We have found that dendrites up to such a level can be tolerated without undue deterioration in the properties of the alloy. With progressive increase of other alloy-forming additives which form intermetallic particles, the matrix exhibits eutectic cells connected by such intermetallic compounds, although the eutectic still predominates.

Es wird nun auf die beigefügten Zeichnungen verwiesen, in welchen:Reference is now made to the accompanying drawings in which:

Figuren 1(a) und (b) Mikrophotographien sind, welche die optimalen Mikrostrukturen für die 3HA-Legierung gemäß AU-A-536976 zeigen;Figures 1(a) and (b) are photomicrographs showing the optimum microstructures for the 3HA alloy according to AU-A-536976;

Figuren 2(a) und (b) und Figuren 3(a) und (b) sind Mikrophotographien, welche typische schlechte Mikrostrukturen für die 3HA-Legierung gemäß AU-A-536976 zeigen;Figures 2(a) and (b) and Figures 3(a) and (b) are photomicrographs showing typical poor microstructures for the 3HA alloy according to AU-A-536976;

Figur 4 ist ein Diagramm, welches den schädlichen Einfluß von elementarem Si auf die maschinelle Verarbeitbarkeit der 3HA-Legierung gemäß AU-A-536976 veranschaulicht;Figure 4 is a diagram illustrating the detrimental effect of elemental Si on the machinability of the 3HA alloy according to AU-A-536976;

Figur 5 ist eine Darstellung in Form eines Balkendiagrammes, welche den Einfluß von elementarem Si auf die Dauerfestigkeit der 3HA-Legierung gemäß AU-A-536976 veranschaulicht;Figure 5 is a bar graph showing the influence of elemental Si on the fatigue strength of the 3HA alloy according to AU-A-536976;

Figuren 6(a) und (b) sind Mikrophotographien eines Gußstückes, welches aus der 3HA-Legierung gemäß AU-A-536976 hergestellt wurde;Figures 6(a) and (b) are photomicrographs of a casting made from the 3HA alloy according to AU-A-536976;

Figuren 7(a) und (b) sind Mikrophotographien eines Gußstückes gemäß vorliegender Erfindung;Figures 7(a) and (b) are photomicrographs of a casting according to the present invention;

Figur 8 ist die mit einem Rasterelektronenmikroskop hergestellte Mikrophotographie und Röntgenstrahlenanalyse der Oberfläche eines gebrochenen Gußstückes gemäß vorliegender Erfindung;Figure 8 is a scanning electron micrograph and X-ray analysis of the surface of a fractured casting according to the present invention;

Figur 9 ist ein Diagramm, in welchem die Zugfestigkeit gegen den Gehalt an Sr in der 3HA-Grundlegierung aufgetragen ist, mit einem Punkt (Durchschnitt von mehreren Versuchen) für eine erfindungsgemäße Legierung;Figure 9 is a graph plotting tensile strength versus Sr content in the 3HA base alloy, with one point (average of several tests) for an alloy according to the invention;

Figuren 10(a) und (b) sind Mikrophotographien, welche die Mikrostrukturen von Gußstücken gemäß vorliegender Erfindung zeigen;Figures 10(a) and (b) are photomicrographs showing the microstructures of castings according to the present invention;

Figuren 11(a) und (b) sind weitere Mikrophotographien, welche die Mikrostrukturen von Gußstücken gemäß vorliegender Erfindung zeigen;Figures 11(a) and (b) are further photomicrographs showing the microstructures of castings according to the present invention;

Figuren 12(a) und (b) sind weitere Mikrophotographien einer Legierung gemäß vorliegender Erfindung;Figures 12(a) and (b) are further photomicrographs of an alloy according to the present invention;

Figur 14 ist ein Diagramm, welches die jeweiligen S-N-Kurven für die 3HA-Legierung gemäß AU-A- 536976 und die erfindungsgemäße Legierung zeigt;Figure 14 is a diagram showing the respective S-N curves for the 3HA alloy according to AU-A-536976 and the alloy according to the invention;

Figur 15 ist ein Diagram, welches die jeweiligen maschinellen Verarbeitbarkeiten für die 3HA-Legierung gemäß AU-A-536976 und die erfindungsgemäße Legierung zeigt;Figure 15 is a diagram showing the respective machinabilities for the 3HA alloy according to AU-A-536976 and the alloy according to the invention;

Figuren 16(a) und (b) sind entsprechende Mikrophotographien, welche die Mikrostukturen von 3HA-Legierung, die Na als modifizierendes Mittel enthält, jeweils bei herkömmlichen und bei erhöhtem Gehalt zeigt; undFigures 16(a) and (b) are corresponding photomicrographs showing the microstructures of 3HA alloy containing Na as a modifying agent at conventional and at enhanced levels, respectively; and

Figur 17 ist ein Diagramm, welches einen Teil der Beziehung zwischen G und R für 3HA-Legierung gemäß AU-A-536976 und mit Zugabe von Sr und Ti gemäß vorliegender Erfindung zeigt.Figure 17 is a diagram showing a part of the relationship between G and R for 3HA alloy according to AU-A-536976 and with addition of Sr and Ti according to the present invention.

Figuren 1 bis 3 veranschaulichen in ihren jeweiligen Mikrophotographien (a)x50 und (b)x100 deutliche die bei der in AU-A-536976 offenbarten Legierung und dem Verfahren zur Herstellung vorhandenen Beschränkungen. Die Mikrophotographien sind von Gußstücken aufgenommen, welche aus einer typischen 3HA- Legierung gemäß dieser Patentschrift hergestellt wurden und welche Sr als modifizierendes Mittel in einer Menge von unter 0,1% enthielten und welche unter verschiedenen Bedingungen gegossen wurden. Die Werte für G und R wurden für das in Figur 1 gezeigte Gußstück in dem für diese Parameter für die 3HA- Legierung angegebenen Bereichen liegen, wogegen die Werte für G und R für die Gußstücke von Figuren 2 und 3 unter den unteren Grenzwerten liegen würden, die für diese Parameter für die 3HA-Legiernng angegeben wurden. G wurde speziell im Bereich von 5ºC/cm und R im Bereich von 10 - 30 um/sec liegen. Figur 1 zeigt eine optimale Struktur eines relativ einfachen, in einer permanenten Form hergestellten Gußstückes aus dieser typischen Legierung. Figuren 2 und 3 zeigen jeweils nicht optimale Strukturen eines in einer Sandform gegossenen, gerippten Zylinders und eines Motorblockes aus dieser typischen Leglerung. Jedes dieser Gußstücke, deren Strukturen in Figuren 2 und 3 gezeigt werden, enthält eine wesentliche Anhhl von großen elementaren Si-Teilchen. Da außerdem die in Figuren 2 und 3 ersichtliche Bildung von elementarem Si die Grundmasse von Si entleert hat, zeigt die Grundmasse in jedem Fall große Bereiche von α-Aluminium in Form von Dendriten und nicht modifiziertes Al-Si-Eutektikum.Figures 1 to 3, in their respective photomicrographs (a)x50 and (b)x100, clearly illustrate the limitations inherent in the alloy disclosed in AU-A-536976 and the process for its preparation. The photomicrographs are taken of castings made from a typical 3HA alloy according to that patent specification and containing Sr as a modifier in an amount of less than 0.1% and cast under various conditions. The values of G and R for the casting shown in Figure 1 would be within the ranges given for these parameters for the 3HA alloy, whereas the values of G and R for the castings of Figures 2 and 3 would be below the lower limits given for these parameters for the 3HA alloy. Specifically, G would be in the range of 5°C/cm and R in the range of 10-30 µm/sec. Figure 1 shows an optimal structure of a relatively simple casting made from this typical alloy in a permanent mold. Figures 2 and 3 show non-optimal structures of a ribbed cylinder and an engine block made from this typical alloy, cast in a sand mold. Each of these castings, the structures of which are shown in Figures 2 and 3, contains a significant amount of large elementary Si particles. In addition, since the formation of elementary Si particles evident in Figures 2 and 3 is Si has depleted the matrix of Si, the matrix in any case shows large areas of α-aluminium in the form of dendrites and unmodified Al-Si eutectic.

Neben den Mikrophotographien (a) und (b) von Figur 2 wird eine schematische Darstellung eines Schnittes durch den gerippten Zylinder gegeben. Die Bezeichnungen (a) und (b) dieser Darstellung zeigen die Bereiche, in welchen die jeweiligen Mikrophotographien aufgenommen wurden. Der Zylinder wurde durch Eingießen der 3HA-Legierung von oben gegossen um so die Form fortschreitend zu füllen. Im Hauptabschnitt der ungerippten Hauptwand und an den äußersten Teilen der Rippen wurde wegen der relativ schnellen Abkühlung eine relativ gute Mikrostrukur erhalten. Die Mikrostruktur wurde jedoch in den höher gelegenen Bereichen der Hauptwand und in den in radialer Richtung inneren Bereichen der Rippen zunehmend schlechter. In ähnlicher Weise wird neben den Mikrophotographien (a) und (b) von Figur 3 die Darstellung eines Schnittes durch die Wand eines Motorblockes gegeben, wobei die Bezeichnungen (a) bis (c) der Darstellung die gleiche Bedeutung haben. Der Motorblock wurde in der gezeigten Richtung gegossen, wobei die Schmelze in der Form von unten aufwärts floß, wonach die Form zur Erstarung der Schmelze umgekehrt wurde. Die Anteile der Dicke des Wandabschhittes waren so, daß in den Bereichen durchweg eine schlechte Mikrostruktur erhalten wurde.Alongside the photomicrographs (a) and (b) of Figure 2, a schematic representation of a section through the finned cylinder is given. The designations (a) and (b) of this representation indicate the areas in which the respective photomicrographs were taken. The cylinder was cast by pouring the 3HA alloy from above to fill the mold progressively. In the main section of the unfinned main wall and at the outermost parts of the fins, a relatively good microstructure was obtained due to the relatively rapid cooling. However, the microstructure became increasingly poorer in the higher areas of the main wall and in the radially inner areas of the fins. Similarly, along with the photomicrographs (a) and (b) of Figure 3, a representation of a section through the wall of an engine block is given, the designations (a) to (c) of the representation having the same meaning. The engine block was cast in the direction shown with the melt flowing upwards from the bottom of the mold, after which the mold was inverted to allow the melt to solidify. The proportions of the thickness of the wall section were such that poor microstructure was obtained throughout the areas.

Die schadlichen Auswirkungen von elementarem Si und damit verbundenen Eigenschaften der Grundmasse, wie die Dendriten die für die Strukturen von Figuren 2 und 3 typisch sind, werden in Figuren 4 und 5 veranschaulicht. In Figur 4 ist die Standzeit (Arbeitsfestigkeit) gegen die Schnittgeschwindigkeit an der Oberfläche bei spanabhebenden maschinellen Bearbeitung eines Gußstückes aufgetragen, das die in Figur 1 gezeigte Struktur (durchgezogene Linie) und eines Gußstückes, das die in Figur 2 gezeigte Struktur (unterbrochene Linie) hat. Wie durch die Arbeitsfestigkeit angezeigt wird, ist im Gegensatz zu der optimalen Struktur für die nicht optimale Struktur wegen des Vorhandenseins von elementarem Si eine sehr starke Verminderung der maschinellen Verarbeitbarkeit ersichtlich. Bei einer typischen, praktischen Bedingungen entsprechenden Schnittgeschwindigkeit (Oberfläche) von 500m/Minute (log-Wert 2,69) wird die Arbeitsfestigkeit durch die Anwesenheit von wesentlichen Mengen von elementarem Si nahezu halbiert.The deleterious effects of elemental Si and associated matrix properties, such as the dendrites typical of the structures of Figures 2 and 3, are illustrated in Figures 4 and 5. In Figure 4, tool life (working strength) is plotted against surface cutting speed for machining a casting having the structure shown in Figure 1 (solid line) and a casting having the structure shown in Figure 2 (broken line). As indicated by the working strength, a very large reduction in machinability is evident for the non-optimal structure due to the presence of elemental Si, in contrast to the optimal structure. At a typical practical cutting speed (surface) of 500 m/minute (log value 2.69), the working strength is almost halved by the presence of significant amounts of elemental Si.

Figur 5 zeigt die Zyklen bis zum Bruch bei einer angewandten Belastung von 300 MPa für ein Probegußstück, das eine optimale, im wesentlichen von elementarem Si freie Struktur hat, wie sie in Figur 1 gezeigt wird, im Gegensatz zu Probegußstücken, die eine nicht optimale Strukur und entsprechende Gehalte an elementarem Si haben, wie sie in Figur 2 oder 3 gezeigt werden. In jedem Fall wurden die Gußstücke unter Bedingungen gegossen, bei denen versucht wurde, überall im Gußstück ein Verältnis von G/R von 1000 bis 2000ºC sec/cm² vorzusehen. Die niedrigen Dauerfestigkeitsdaten von Figur 5 veranschaulichen die drastische Herabsetzung der Dauerfestigkeit, die elementarem Si zuzuschreiben ist. Die Bedeutung der Struktur, welche die Anwesenheit oder Abwesenheit von elementarem Si einschließt, wird ferner durch Tabelle 5 von Beispiel 3 und Tabelle 7 von Beispiel 4 von AU-A-536976 hervorgehoben. Kleine Abweichungen von der optimalen Struktur ergeben wesentliche Verminderungen der Beständigkeit gegen Ermüdung unter Druck und Gleitabnutzung. Daher sind zusammenhängende Mikrostrukturen, wie sie durch die vorliegende Erfindung erreicht werden können, von entscheidender Bedeutung.Figure 5 shows the cycles to failure at an applied load of 300 MPa for a sample casting having an optimum structure substantially free of elemental Si as shown in Figure 1, in contrast to sample castings having a non-optimum structure and corresponding elemental Si contents as shown in Figure 2 or 3. In each case, the castings were cast under conditions attempting to provide a G/R ratio of 1000 to 2000°C sec/cm2 throughout the casting. The low fatigue strength data of Figure 5 illustrate the drastic reduction in fatigue strength attributable to elemental Si. The importance of structure, including the presence or absence of elemental Si, is further highlighted by Table 5 of Example 3 and Table 7 of Example 4 of AU-A-536976. Small deviations from the optimal structure result in significant reductions in fatigue resistance under Pressure and sliding wear. Therefore, coherent microstructures, such as those achieved by the present invention, are of crucial importance.

Die in Figuren 2 und 3 abgebildeten Strukturen können durch Einstellung der thermischen Gradienten, wie durch umsichtige Anwendung von raschen Abkühlungen in Formen aus Sand, verbessert werden. Dies ist jedoch keine Technik, die leicht in einem kommerziellen Verfähren zur Herstellung von komplexen Gußstücken verwendet werden kann. Daher machen solche Techniken die Herstellung von komplexen Gußstücken aus 3HA-Legierung, welche die in Figur 1 gezeigte Struktur haben, in Gießereien schwierig.The structures shown in Figures 2 and 3 can be improved by adjusting the thermal gradients, such as by judicious use of rapid cooling in sand molds. However, this is not a technique that can be easily used in a commercial process for producing complex castings. Therefore, such techniques make the production of complex 3HA alloy castings having the structure shown in Figure 1 difficult in foundries.

Wie oben unter Hinweis auf AU-A-536976 dargelegt wurde, kann die Abscheidung von jeglichen elementaren Si-Teilchen eine sehr schwerwiegende nachteilige Auswirkung auf die mechanischen Eigenschaften haben. In den Legierungen gemäß dieser Patentschrift können sich, insbesondere bei komplexeren Gußstücken, die Abschnitte von verschiedener Dicke aufweisen, in welchen die Erstarrungsbedingungen schwer zu steuern sind, während des Erstarrens große Teilchen von elementarem Si bilden, und diese schwimmen oft auf und bleiben an vorstehenden Rändern der Form hängen oder werden anderweitig abgeschieden. Eine solche Abscheidung ist in den Mikrophotographien (a) und (b) von Figur 6 entsprechend x13 und x60 für eine 3HA-Legierung gemäß AU-A-536976, welche 0,05% Sr enthält, veranschaulicht. Wie in Figur 6 gezeigt wird, ist elementares Si wahrend des Erstarrens aufgeschwommen und hat sich unterhalb eines "vorspringenden Randes" im Gußstück angesammelt.As stated above with reference to AU-A-536976, the deposition of any elemental Si particles can have a very serious adverse effect on mechanical properties. In the alloys according to this patent, particularly in more complex castings having sections of varying thickness where the solidification conditions are difficult to control, large particles of elemental Si can form during solidification and these often float up and become stuck to protruding edges of the mold or are otherwise deposited. Such deposition is illustrated in photomicrographs (a) and (b) of Figure 6 corresponding to x13 and x60 for a 3HA alloy according to AU-A-536976 containing 0.05% Sr. As shown in Figure 6, elemental Si floated during solidification and accumulated beneath a "protruding rim" in the casting.

Die vorliegende Erfinduhg stellt ein chemisches Verfahren zur Erweiterung des Bereiches von notwendigen Erstarrungsbedingungen und zur Beeinflussung der Mikrosuktur bereit und beseitigt dadurch die Notwendigkeit für eine solche strenge Überwachung der Erstarrungsbedingungen. Speziell wird Sr in einer Menge von 0,11% bis 0,4% zusammen mit Ti in einer Menge über 0,005% bis zu seinem gemäß Spezifikation angegebenen Gehalt in einer neuen Art und Weise verwendet, um die Bildung von im wesentlichen vollständig eutektischen Strukten sicherzustellen.The present invention provides a chemical process for extending the range of necessary solidification conditions and for influencing microstructure, thereby eliminating the need for such strict control of solidification conditions. Specifically, Sr in an amount of 0.11% to 0.4% is used together with Ti in an amount above 0.005% up to its specified level in a new manner to ensure the formation of substantially fully eutectic structures.

Gemäß vorliegender Erfindung wurde gefunden, daß die Zugabe von hohen Gehalten an Sr von 0,11% bis 0,4% günstige Auswirkungen auf die Struktur von Al-Si-Legierungen mit einem Gehalt von 12 - 15% Si hat. Sr hat insbesondere bei über 0,3% liegenden Mengen die Wirkung, das Aufschwimmen von elementaren Si-Teilchen, die während des Erstarrens gebildet werden, zu verhindern und deren Zahl herabzusetzen, sie aber nicht zu beseitigen. Dies führt zu einer gleichmäßigen Verteilung von relativ groben Si-Teilchen durch das ganze Gußstück hindurch. Die wird in der Mikrophotographie (x50) von Figur 7(a) für eine Legierung vom Typ 3HA, welche 0,3% Sr und keine Zusätze von Ti enthält, veranschaulicht. Die Verwendung einer größeren Menge von Sr gemäß vorliegender Erfindung hat das Aufschwimmen von elementaren Si-Teilchen verhindert und deren Zahl vermindert. Diese Teilchen sind relativ grob, sie sind jedoch gleichmäßig über eine im wesenflichen vollständig eutektische Grundmasse verteilt. Wie in der Mikrophotographie (x200) von Figur 7(b) deutlicher gezeigt wird, weist die gleiche Struktur auch intermetallische Verbindungen von Sr in Form von Plättchen auf.According to the present invention, it has been found that the addition of high levels of Sr, from 0.11% to 0.4%, has beneficial effects on the structure of Al-Si alloys containing 12-15% Si. Sr, particularly at levels above 0.3%, has the effect of preventing the floating of and reducing the number of elementary Si particles formed during solidification, but not of eliminating them. This results in a uniform distribution of relatively coarse Si particles throughout the casting. This is illustrated in the photomicrograph (x50) of Figure 7(a) for a Type 3HA alloy containing 0.3% Sr and no additions of Ti. The use of a larger amount of Sr according to the present invention has prevented the floating of elementary Si particles and reduced their number. These particles are relatively coarse, but they are evenly distributed throughout an essentially completely eutectic matrix. As shown more clearly in the micrograph (x200) of Figure 7(b), the same structure also exhibits intermetallic compounds of Sr in the form of platelets.

Die mikrophotographische Aufnahme mit dem Rasterelektronenmikroskop (x150) und die Röntgenstrahlenanalyse von Figur 8 sind von der Oberfläche eines Bruches der gleichen Legierung aufgenommen, wie sie in Figur 7(a) und (b) gezeigt wird. Die mikrophotographische Aufnahme von Figur 8 zeigt die intermetallische Verbindung von Sr in Form von Plättchen in der Bruchoberfläche, während das Röntgenstrahlenspektrum zeigt, daß diese Teilchen hauptsächiich ans Al, Si und Sr bestehen.The scanning electron microscope photomicrograph (x150) and X-ray analysis of Figure 8 are taken from the surface of a fracture of the same alloy as shown in Figure 7(a) and (b). The photomicrograph of Figure 8 shows the intermetallic compound of Sr in the form of platelets in the fracture surface, while the X-ray spectrum shows that these particles consist mainly of Al, Si and Sr.

Figur 9 zeigt die Wirkung des zunehmenden Gehaltes an Sr in einer Legierung vom Typ 3HA vom üblichen Gehalt von unter 0,1% über den Bereich von bis zu 0,4%, der gemäß vorliegender Erfindung gefordert wird. Die Zugfestigkeit nimmt über diese Bereiche wegen der schädlichen Auswirkung des zunehmenden Gehaltes an plättchenförmigen intermetallischen Verbindungen von Sr nach und nach von etwa 370 MPa auf etwa 265 MPa ab. Wie früher beschrieben ist dieser nachteilige Effekt jedoch durch den gunstigen Effekt der Erreichung einer gleichmäßigen Verteilung von elementarem Si begleitet, wobei dieser günstige Effekt eine deutliche Verbesserung zum Zwecke von vielen Anwendungen mit sich bringt. Das heißt, die Verwendung von Sr in einer Menge von 0,11% bis 0,4% stellt keine Lösung für alle Probleme für alle Anwendungen dar, aber sie bringt den bedeutenden Vorteil mit sich, daß die Zahl von elementaren Si-Teilchen vermindert und ihr Aufschwimmen mit den erwarteten vorteilhaften Folgen bezüglich maschineller Verarbeitbarkeit verhindert wird.Figure 9 shows the effect of increasing the Sr content in a type 3HA alloy from the usual content of less than 0.1% through the range of up to 0.4% required by the present invention. The tensile strength gradually decreases from about 370 MPa to about 265 MPa over these ranges due to the deleterious effect of the increasing Sr platelet intermetallic content. However, as described earlier, this deleterious effect is accompanied by the beneficial effect of achieving a uniform distribution of elemental Si, which beneficial effect provides a significant improvement for the purposes of many applications. That is, the use of Sr in an amount of 0.11% to 0.4% does not represent a solution to all problems for all applications, but it brings with it the significant advantage of reducing the number of elementary Si particles and preventing their floating with the expected advantageous consequences in terms of machinability.

Die Kurve der Zugfestigkeit von Figur 9 ist für eine im wesentlichen von Ti freie Legierung durch die mit Sternchen markierten Punkte gezeichnet. In Figur 9 wird jedoch auch durch einen Kreis markierter Punkt gezeigt, welcher einen Durchschnittswert von mehreren Versuchen angibt. Dieser Punkt entspricht einem Gehalt von 0,30% Sr in Kombination mit 0,05% Ti, das als Al-5%Ti-1%B gemäß einer bevorzugten Ausführungsform der vorliegenden Erfindung zugesetzt wurde. Der Punkt veranschaulicht die vorteilhafte Auswirkung der Zugabe von Ti in Kombination mit dem höheren Gehalt an Sr in Bezug auf die weitere Herabsetzung der Menge von elementarem Si und insbesondere in Bezug auf die Anderung der Morphologie der Teilchen der intermetallischen Sr-Verbindung und das Verhindern ihrer Bildung in Form von Plättchen und das damit verbundene Erreichen der Wiederherstellung der Zugfestigkeit. Die erläuterte Zugabe von Ti kann in Form von (Al,Ti)B&sub2;, TiB&sub2;, TiAl&sub3; oder einer anderen Verbindung erfolgen. Eine ähnliche Wirkung wird auch durch die alleinige Zugabe von Ti in Form von TiB&sub2;, TiAl&sub3; oder in anderen Formen, wie sie in vorliegender Beschreibung im einzelnen beschrieben werden, erreicht, wogegen eine solche Wirkung mit B in Abwesenheit von Ti nicht erreicht wird. Obwohl in Figur 9 nur ein einziger Punkt gezeigt wird, wird gefunden, daß die dadurch deutlich gemachten Vorteile durch Ti in Mengen von über 0,005% in Kombination mit Sr bei diesem oder anderen höheren, gemäß vorliegender Erfindung geforderten Gehalten erreicht werden.The tensile strength curve of Figure 9 is drawn for an alloy essentially free of Ti by the points marked with asterisks. However, in Figure 9 there is also shown a point marked with a circle which indicates an average value of several tests. This point corresponds to a content of 0.30% Sr in combination with 0.05% Ti added as Al-5%Ti-1%B according to a preferred embodiment of the present invention. The point illustrates the beneficial effect of the addition of Ti in combination with the higher content of Sr in terms of further reducing the amount of elemental Si and in particular in terms of changing the morphology of the particles of the Sr intermetallic compound and preventing their formation in the form of platelets and thereby achieving the restoration of tensile strength. The illustrated addition of Ti can be in the form of (Al,Ti)B₂, TiB₂, TiAl₃ or another compound. A similar effect is also achieved by the addition of Ti alone in the form of TiB₂, TiAl₃ or in other forms as described in detail in this specification, whereas such an effect is not achieved with B in the absence of Ti. Although only a single point is shown in Figure 9, it is found that the advantages demonstrated thereby are achieved by Ti in amounts of over 0.005% in combination with Sr at this or other higher levels required by the present invention.

Es wurde gefunden, daß die Kombination von spezifischen Mengen von Ti mit Sr in Al-Si-Legierungen mit einem Gehalt von 12 - 15% Si vorteilhafte Auswirkungen auf die Mikrostruktur von Gußteilen, insbesondere solchen mit komplexer geometrischer Form, hat. Die Vorteile dieser bevorzugten Ausführungsform der Erfindung sind in Figuren 10 und 11 erläutert. Die mikrophotographischen Aufnahmen (x20) von Figur 10 veranschaulichen typische verbesserte Strukturen, die in einem komplexen gerippten Zylinder erhalten wurden, der in einer Form aus Zirkonsand mit einer erfindungsgemäßen Legierung mit 0,3% Sr und 0,03% in Form von Al-Ti-B zugesetztem Ti gegoseen wurde. Das in Figur 10 abgebildete Bauelement wurde unter Bedingungen von niedrigem G (etwa 3ºC/cm) und niedrigem R (etwa 25 um/sec) mit einer bei 760ºC gegossenen Schmelze der folgenden Zusammensetzung hergestellt: 13,7% Si, 0,30% Sr, 0,03% Ti (als TiB&sub2;, TiAl&sub3;), 2,0% Cu, 2,0% Ni, 0,66% Mg, 0,24% Fe, 0,38% Mn, 0,04% Zr, wobei jedes der Elemente Zn, Sn, Pb, Cr, Ti (elementar), Na und B (anderes als das als TiB&sub2; zugesetzte) jeweils zu weniger als 0,02% und Ca und P jeweils zu weniger als 0,003% vorhanden waren, und die Restmenge abgesehen von zufälligen Verunreinigungen Al umfaßt.It has been found that the combination of specific amounts of Ti with Sr in Al-Si alloys containing 12 - 15% Si has beneficial effects on the microstructure of castings, especially those with complex geometric shapes. The advantages of this preferred embodiment of the invention are explained in Figures 10 and 11. The photomicrographs (x20) of Figure 10 illustrate typical improved structures obtained in a complex ribbed cylinder cast in a zircon sand mold with an alloy of the invention containing 0.3% Sr and 0.03% Ti added in the form of Al-Ti-B. The device depicted in Figure 10 was fabricated under low G (about 3°C/cm) and low R (about 25 µm/sec) conditions with a melt cast at 760°C having the following composition: 13.7% Si, 0.30% Sr, 0.03% Ti (as TiB₂, TiAl₃), 2.0% Cu, 2.0% Ni, 0.66% Mg, 0.24% Fe, 0.38% Mn, 0.04% Zr, with each of Zn, Sn, Pb, Cr, Ti (elemental), Na and B (other than that added as TiB₂) being less than 0.02% and Ca and P being less than 0.003% each, and the balance, other than incidental impurities, comprising Al.

Die graphische Darstellung neben den mikrophotographischen Aufnahmen von Figur 10 und die Bezeichnungen (a) und (b) davon haben die gleiche Bedeutung wie in Figur 2. Die Mikrophotographien von Figur 10 sollten mit denjenigen von Figur 2 verglichen werden. Die Struktur von Figur 2 zeigt große elementare Si-Teilchen. Die Struktur des in Figur 10 abgebildeten Gußstückes ist jedoch im Gegensatz dazu im wesentlichen frei von elementarem Si, sondern sie weist auch keine intermetallische Verbindung von Sr in Form von Plättchen auf. Statt dessen liegt die intermetallische Verbindung von Sr in Form von equiaxial ausgerichteten blockartigen Teilchen vor. Außerdem ist ersichtlich, daß das Ti notwendig ist, um diese Änderungen in der Struktur zu erreichen. Diese Wirkung von Ti auf elementares Si und Teilchen von intermetallischen Sr-Verbindungen ist völlig neu und unerwartet und ist nach unserem besten Wissen vorher noch nicht berichtet worden.The graphic representation adjacent to the photomicrographs of Figure 10 and the designations (a) and (b) thereof have the same meaning as in Figure 2. The photomicrographs of Figure 10 should be compared with those of Figure 2. The structure of Figure 2 shows large elemental Si particles. However, the structure of the casting shown in Figure 10 is, in contrast, essentially free of elemental Si, and also does not have any Sr intermetallic compound in the form of platelets. Instead, the Sr intermetallic compound is in the form of equiaxially aligned block-like particles. It is also evident that the Ti is necessary to achieve these changes in the structure. This effect of Ti on elemental Si and Sr intermetallic compound particles is completely new and unexpected and, to the best of our knowledge, has not been reported before.

Figur 11 veranschaulicht weiterhin die deutlich erhöhte Nützlichkeit, die sich aus der Verwendung von Sr in Kombination mit Ti gemäß vorliegender Erfindung ergibt. Die Mikrophotographien (x20) von Figur 11 veranschaulichen die typischen Struktur in einem Motorblock, der in einer Form aus Zirkonsand aus einer erfindungsgemäßen Legierung mit einem Gehalt von 0,30% Sr und 0,04 als Al-T-B zugesetztem Ti, jedoch ansonsten der gleichen Legierung wie die von Figur 3 gegossen wurde. Die in Figur 11 abgebildete Legierung wurde unter Bedingungen von niedrigem G (etwa 3ºC/cm) und niedrigem R (etwa 10 bis 30 um/sec) bei 780ºC aus einer Schmelze gegossen, welche die folgende Zusammensetzung hatte: 13,6% Si, 0,30% Sr, 0,04% Ti (als TiB&sub2;, TiAl&sub3;), 2,0% Cu, 2,1% Ni, 0,64% Mg, 0,22% Fe, 0,4 Mn, 0,05% Zr, wobei jedes der Elemente Zn, Sn, Pb, Cr, Ti (elementar), Na und B (anderes als das als TiB&sub2; zugesetzte) jeweils zu weniger als 0,02% und Ca und P jeweils zu weniger als 0,003% vorhanden waren, und die Restmenge abgesehen von zufälligen Verunreinigungen Al umfaßt.Figure 11 further illustrates the significantly increased utility resulting from the use of Sr in combination with Ti in accordance with the present invention. The photomicrographs (x20) of Figure 11 illustrate the typical structure in an engine block cast in a zircon sand mold from an alloy of the invention containing 0.30% Sr and 0.04% Ti added as Al-T-B, but otherwise the same alloy as that of Figure 3. The alloy depicted in Figure 11 was cast under conditions of low G (about 3°C/cm) and low R (about 10 to 30 µm/sec) at 780°C from a melt having the following composition: 13.6% Si, 0.30% Sr, 0.04% Ti (as TiB2, TiAl3), 2.0% Cu, 2.1% Ni, 0.64% Mg, 0.22% Fe, 0.4 Mn, 0.05% Zr, with each of the elements Zn, Sn, Pb, Cr, Ti (elemental), Na and B (other than that added as TiB2) being present at less than 0.02% each and Ca and P being present at less than 0.003% each, and the balance, apart from incidental impurities, comprising Al.

Die graphische Darstellung neben den mikrophotographischen Aufahmen von Figur 11 und die Bezeichnungen (a) bis (c) davon haben die gleiche Bedeutung wie in Figur 3. Die Strukturen in Figur 3 zeigen große elementare Si-Teilchen, während diejenigen von Figur 11 im wesentlichen frei von solchen Teilchen sind und in Form von equiaxialen blockförmigen Teilchen vorliegende Teilchen von intermetallischen Sr- Verbindungen aufweisen.The graphic representation adjacent to the photomicrographs of Figure 11 and the designations (a) to (c) thereof have the same meaning as in Figure 3. The structures in Figure 3 show large elementary Si particles, while those of Figure 11 are essentially free of such particles and have particles of Sr intermetallic compounds present in the form of equiaxial block-shaped particles.

Die mikrophotographischen Aufnahmen (a) und (b) bez. x50 und x200 von Figur 12 zeigen die Struktur einer gegossenen Legierung vom 3HA-Typ mit einem Gehalt von 0,30% Sr und 0,05 als Al-Ti-B zugesetztem Ti. Die Struktur ist wiederum durch equiaxiale blockförmige Teilchen der intermetallischen Sr- Verbindung charakterisiert. Die Legierung von Figur 12 wird in der mit dem Rasterelektronenmikroskop aufgenommenen Mikrophotographie (x150) von Figur 13, die von der Oberfläche eines Bruches des Gußstückes aufgenommen wurde, weiter erläutert. Diese Mikrophotographie hebt die veränderte Morphologie der intermetallischen Sr-Verbindungen hervor.Photomicrographs (a) and (b) at x50 and x200 of Figure 12 show the structure of a cast 3HA type alloy containing 0.30% Sr and 0.05% Ti added as Al-Ti-B. The structure is again characterized by equiaxial block-shaped particles of the Sr intermetallic compound. The alloy of Figure 12 is further illustrated in the scanning electron micrograph (x150) of Figure 13, taken from the surface of a fracture of the casting. This photomicrograph highlights the altered morphology of the Sr intermetallic compounds.

Die Verwendung von neuen Kombinationen von Sr mit Ti, beispielsweise als mindestens eine Verbindung von (Al,Ti)b&sub2;, TiB&sub2; und TiAl&sub3; oder ähnlichen Formen erzeugt die einzigartigen, vorwiegend eutektischen Mikrostrukturen, welche in AU-A-536976 im einzelnen Beschrieben sind, jedoch in einem breiten Bereich von Gußstücken und ohne die Notwendigkeit einer ausgeklügelten Steuerung der Erstarrung. Eine weitere wichtige Folge der Verwendung solcher Kombinationen ist die Wiederherstellung von Festigkeitseigenschaften, wie aus Figur 9 ersichtlich ist.The use of new combinations of Sr with Ti, for example as at least one compound of (Al,Ti)b2, TiB2 and TiAl3 or similar forms, produces the unique predominantly eutectic microstructures detailed in AU-A-536976, but in a wide range of castings and without the need for sophisticated solidification control. Another important consequence of the use of such combinations is the restoration of strength properties, as can be seen in Figure 9.

Zusätzlich zu der wesentlichen Wiederherstellung der Zugfestigkeit wird gefunden, daß die Dauerfestigkeit erhöht wird. Figur 14 zeigt S-N-Kurven für eine 3HA-Legierung mit einem Gehalt von weniger als 0,10% Sr (als "alte 3HA" bezeichnet) und für eine Legierung vom 3HA-Typ, die eine Kombination von Sr und Ti gemäß vorliegender Elindung (als "modifizierte 3HA" bezeichnet) enthält. Wie aus Figur 14 ersichtlich ist, zeigt die erfindungsgemäße Legierung eine wesentlich höhere Dauerfestigkeit als die "alte 3HA"-Legierung. In der Kurven für die "modifizierte 3HA"-Legierung wird Ti der Schmelze als Al-Ti-B zugesetzt, wobei (Al,Ti)B&sub2;, TiB&sub2; und TiAl&sub3; zugesetzt werden, obwohl mit (Al,Ti)B&sub2;, TiB&sub2; und TiAl&sub3; oder einer anderen, in vorliegender Beschreibung im einzelnen angegebenen Formen von Ti allein im wesentlichen das gleiche Ergebnis erreicht wird.In addition to the substantial recovery of tensile strength, it is found that fatigue strength is increased. Figure 14 shows S-N curves for a 3HA alloy containing less than 0.10% Sr (referred to as "old 3HA") and for a 3HA type alloy containing a combination of Sr and Ti according to the present invention (referred to as "modified 3HA"). As can be seen from Figure 14, the alloy of the invention exhibits significantly higher fatigue strength than the "old 3HA" alloy. In the curves for the "modified 3HA" alloy, Ti is added to the melt as Al-Ti-B, with (Al,Ti)B2, TiB2 and TiAl3 being added, although with (Al,Ti)B2, TiB2 and TiAl3, Ti is added as Al-Ti-B. or any other form of Ti specified in detail in this specification alone achieves substantially the same result.

Figur 15 zeigt die maschinelle Bearbeitbarkeit für in ähnlicher Weise als "alte 3HA" und "modifizierte 3HA" bezeichnete Legierungen hinsichtlich Arbeitsfestigkeit, wobei die "alte 3HA" eine Legierung mit optimaler Struktur ist, wie sie in Figur 1 gezeigt wird. Wie aus Figur 15 ersichtlich ist, ist die maschinelle Verarbeitbarkeit für jede Legierung im wesentlichen die gleiche, wobei mit jeder der Legierungen mit jeder vorgegebenen Schnittgeschwindigkeit eine sehr ähnliche Arbeitsfestigkeit erreicht wird. Die maschinelle Verarbeitbarkeit der "modifizierten 3HA-Legierung" ist daher sehr viel besser als diejenige der "alten 3HA- Legierung", welche Bereiche von typisch schlechter Struktur aufweist, die, wie es durch einen Vergleich von Figuren 4 und 15 ersichtlich ist, elementares Si enthält.Figure 15 shows the machinability for similarly designated "old 3HA" and "modified 3HA" alloys in terms of work strength, where "old 3HA" is an alloy with the optimal structure as shown in Figure 1. As can be seen from Figure 15, the machinability is essentially the same for each alloy, with very similar work strength being achieved with each of the alloys at any given cutting speed. The machinability of the "modified 3HA alloy" is therefore much better than that of the "old 3HA alloy" which has regions of typically poor structure which, as can be seen by comparing Figures 4 and 15, contains elemental Si.

Die Fähigkeit der "modifizierten 3HA-Legierung" gemäß vorliegender Erfindung, eine gute maschinelle Bearbeitbarkeit zu behalten, ist überraschend, wenn man in Betracht zieht, daß diese Legierung eine größere Zahl von harten intermetallischen Teilchen enthält als die "alte 3HA-Legierung", wenn die letztere eine gute Struktur hat. Dies ist jedoch der Feinheit der intermetallischen Teilchen in der erfindungsgemäßen Legierung und ihrer gleichmäßigen Verteilung in der Struktur zuzuschreiben. Wiederum wird Ti der "modifizierten 3HA-Legierung" in Form von Al-Ti-B zugesetzt, wobei (Al,Ti)B&sub2;, TiB&sub2; und TiAl&sub3; zugegeben werden. Es wird jedoch mit (Al,Ti)B&sub2;, TiB&sub2; und TiAl&sub3; oder einer anderen, in vorliegender Beschreibung im einzelnen angegebenen Formen von Ti allein im wesentlichen das gleiche Ergebnis erreicht wird.The ability of the "modified 3HA alloy" according to the present invention to retain good machinability is surprising considering that this alloy contains a larger number of hard intermetallic particles than the "old 3HA alloy" when the latter has a good structure. However, this is due to the fineness of the intermetallic particles in the alloy according to the invention and their uniform distribution in the structure. Again, Ti is the "modified 3HA alloy" in the form of Al-Ti-B, wherein (Al,Ti)B₂, TiB₂ and TiAl₃ are added. However, essentially the same result is achieved with (Al,Ti)B₂, TiB₂ and TiAl₃ or other forms of Ti specified in detail in this specification alone.

Es wird geglaubt, daß die vorteilhaften Wirkungen von Sr, welche die vorliegende Erfindung kennzeichnen, für Sr einzigartig sind. Dies kann zum Teil durch Hinweis auf Na erläutert werden, welches, wie wohl bekaunt ist, bei üblichen Gehalten von Na und Sr in Al-Si-Legierungen in gleicher Weise wie Sr als modifizierendes Mittel wirkt. Daher wirkt Na in einer Menge von etwa 0,003% in 3HA-Legierung in diesem herkömmlichen Zusammenhang als modifizierendes Mittel und erreicht in einer solchen Legierung eine ähnliche moddizierende Wirkung wie die Verwendung von etwa 0,05% Sr. Eine Erhöhung des Gehaltes an Na auf etwa das 10-fache, wie es in typischer Weise gemäß vorliegender Erfindung mit Sr durchgeführt wird, ergibt jedoch einfach nur eine Übermodifizierung der Legierungen.It is believed that the beneficial effects of Sr which characterize the present invention are unique to Sr. This can be explained in part by reference to Na which, as is well known, acts as a modifying agent in the same manner as Sr at conventional levels of Na and Sr in Al-Si alloys. Thus, Na in an amount of about 0.003% in 3HA alloy acts as a modifying agent in this conventional context and achieves a similar modifying effect in such an alloy as the use of about 0.05% Sr. However, increasing the Na content to about 10 times as is typically done with Sr in the present invention simply results in overmodification of the alloys.

Die Mikrophotographie (x50) von Figur 16(a) zeigt die Struktur eines in einer Form aus Sand gegossenen festen Zylinders aus 3HA-Legierung, die 0,003% Na enthält, der jedoch kein Sr zugesetzt wurde. Diese Struktur ist von herkömmlicher modifizierter Form und derjenigen ähnlich, welche mit der gleichen Legierung erhalten wurde, die 0,05% Sr enthielt, der jedoch kein Na zugesetzt wurde - vgl. Figur 1. Die Mikrophotographie (x50) von Figur 16(b) zeigt die Struktur eines Gußstückes, das mit demjenigen von Figur 16(a) identisch ist, das jedoch unter Verwendung einer Legierung hergestellt wurde, die sich nur dadurch unterschied, daß der Gehalt an Na auf 0,05% erhöht wurde. Figur 16(b) zeigt eine unregelmäßige übermodifizierte Struktur, die zwischen eutektischen Zellen Bereiche von grobem α-Aluminium aufweist, welche zu einer schnellen Rißausbreitung führen würden, wie in AU-A-536976 berichtet wird. Außerdem wurde gefunden, daß der Grad des Aufschwimmens von elementaren Si-Teilchen durch die Höhe der Na-Zusätze nicht beeinflußt wurde. Alle Gußstücke, die aus Legierungen mit dem 10-fachen des üblichen Gehaltes an Na hergestellt wurden, zeigten Gruppen von aufschwimmenden elementaren Si-Teilchen auf der Oberseite der Gußstücke. Auch zeigten Gußstücke, bei denen solche hohen Gehalte an Na in Kombination mit Ti verwendet wurden, ungleich den Gußstücken gemäß vorliegender Erfindung, welche Sr in Kombination mit Ti verwenden, keinerlei Verminderung der Konzentration des aufschwimmenden elementaren Si.The photomicrograph (x50) of Figure 16(a) shows the structure of a solid cylinder cast in a sand mold of 3HA alloy containing 0.003% Na but to which no Sr was added. This structure is of conventional modified form and similar to that obtained with the same alloy containing 0.05% Sr but to which no Na was added - see Figure 1. The photomicrograph (x50) of Figure 16(b) shows the structure of a casting identical to that of Figure 16(a) but made using an alloy differing only in that the Na content was increased to 0.05%. Figure 16(b) shows an irregular overmodified structure containing areas of coarse α-aluminium between eutectic cells which would lead to rapid crack propagation as reported in AU-A-536976. In addition, it was found that the degree of floating of elemental Si particles was not affected by the level of Na additions. All castings made from alloys containing 10 times the usual level of Na showed groups of floating elemental Si particles on the top of the castings. Also, unlike the castings of the present invention which use Sr in combination with Ti, castings using such high levels of Na showed no reduction in the concentration of floating elemental Si.

Das Schlüsselmerkmal der vorliegenden Erfindung ist die Verbesserung der Struktur, welche durch die kombinierten Wirkungen von Sr und Ti erreicht wird, wobei Ti vorzugsweise als mindestens eine Verbindung von (Al,Ti)B&sub2;, TiB&sub2; und TiAl&sub3; zugesetzt wird, und die vorzugsweise durch die kombinierten Wirkungen von Sr und Ti, welches als TiB&sub2; zugesetzt wird, erreicht wird. Der Mechanismus, durch welchen diese Elemente die Struktur steuern, wird in einem Maße verstanden, welches ausreicht, um den Einfluß von Sr und Ti in einem Bereich von Gußstücken aus Al-Si-Legierungen anzugeben, welche 12 - 15% Si enthalten. Die Mechanismen werden jedoch nicht ausreichend gut verstanden, um zum gegenwärtigen Zeitpunkt eine vollständige Erklärung geben zu können. Klar ist, daß das Zugeben von Sr, um eutektisches Si zu modifizieren und/oder um den verbundenen Bereich zu erweitern, für Sr-Gehalte unter 0,1% bekannt ist. Was vor der vorliegenden Erfindung nicht bekannt war und nicht vorausgesagt werden konnte, war, daß Gehalte von Sr von 0,11% bis 0,4% den verbundenen Bereich nicht genug erweitern würden, um elementares Si zu beseitigen, daß sie aber das Aufschwimmen solcher elementarer Si-Teilchen, wie sie gebildet werden können, beenden würden. Außerdem war es, obwohl bekannt ist, daß Ti in Form von TiB&sub2; oder TiAl&sub3; Kristallisationskeime für elementares Aluminium bilden, völlig unerwartet, daß es außerdem die Menge von vorhandenem elementaren Si vermindern und die Morphologie der Teilchen von intermetallischen Sr-Verbindungen von Plättchen zu im wesentlichen equiaxalen blockförmigen Teilchen verändern würde. In letzterer Hinsicht hätte vorhergesagt werden können, daß die Zugabe von Ti einfach Kristallisationskeime für feinere plättchenförmige Sr-Teilchen bilden würde, dies ist jedoch nicht der Fall.The key feature of the present invention is the improvement in structure achieved by the combined effects of Sr and Ti, with Ti preferably added as at least one compound of (Al,Ti)B₂, TiB₂ and TiAl₃, and preferably achieved by the combined effects of Sr and Ti added as TiB₂. The mechanism by which these elements control structure is understood to a degree sufficient to indicate the influence of Sr and Ti in a range of Al-Si alloy castings containing 12-15% Si. However, the mechanisms are not sufficiently well understood to provide a complete explanation at this time. Clearly, adding Sr to modify eutectic Si and/or to extend the bonded region is known for Sr contents below 0.1%. What was not known and could not be predicted prior to the present invention was that contents of Sr of 0.11% to 0.4% would not expand the bonded area enough to eliminate elemental Si, but would terminate the floating of such elemental Si particles as can be formed. Furthermore, although Ti in the form of TiB₂ or TiAl₃ is known to nucleate elemental aluminum, it was entirely unexpected that it would also reduce the amount of elemental Si present and change the morphology of the Sr intermetallic compound particles from platelets to essentially equiaxial blocky particles. In the latter respect, it might have been predicted that the addition of Ti would simply nucleate finer platelet-shaped Sr particles, but this is not the case.

Eine Abschätzung der Verbesserung welche die vorliegende Erfindung mit sich bringt, kann aus Figur 17 gewonnen werden. In Figur 17 ist das Fenster der Gießbedingungen bezüglich G und R basierend auf den verfügbaren Daten abgebildet. Wie gezeigt wird, bezeichnet der schraffierte Bereich einen Teil derjenigen Bedingungen, die auf die alte 3HA-Legierung gemäß AU-A-536976 anwendbar sind, während der schwarze Bereich die Ausdehnung der Bedingungen bezeichnet, die auf die erfindungsgemäße Legierung anwendbar sind. Dies zeigt eine Erniedrigung der Werte für G und R, für welche modifizierte eutektische Mikrostukturen erreicht werden. Es wird gezeigt, daß die Ausdehnung dieses Fensters einen minimalen R-Wert von ungefähr 15 um/sec zusammen mit dem minimalen G-Wert liefert, der nahezu auf Null herabgesetzt ist. Obwohl der erweiterte Bereich klein ist, liegt er hinsichtlich der Gießbarkeit, welche für Legierungen gefordert wird, die auf der Basis einer Produktion in permanenten Formen oder Formen aus Sand gegossen werden, im entscheidenden Bereich des Fensters. Das heißt, die Werte für G und R, die mit den erfindungsgemäßen Legierungen erhältlich sind, decken die Erstarrungsbedingungen ab, die bei in Sandformen hergestellten Gußstücken vorliegen, in welchen der G-Wert normalerweise weniger als 5ºC/cm beträgt, und der R-Wert in Abhängigkeit von der Abschnittsdicke des gegossenen Produktes auf einen so niedrigen Wert wie 15 um/sec geschätzt wird.An estimate of the improvement brought about by the present invention can be obtained from Figure 17. In Figure 17 the window of casting conditions with respect to G and R is depicted based on the available data. As shown, the hatched area indicates a part of the conditions applicable to the old 3HA alloy according to AU-A-536976, while the black area indicates the extension of the conditions applicable to the alloy according to the invention. This shows a reduction in the values of G and R for which modified eutectic microstructures are achieved. It is shown that the extension of this window provides a minimum R value of about 15 µm/sec together with the minimum G value reduced to almost zero. Although the extended range is small, it is within the critical range of the window in terms of castability required for alloys cast on a permanent mold or sand mold production basis. That is, the values of G and R obtainable with the alloys of the invention cover the solidification conditions encountered in sand mold castings in which the G value is normally less than 5ºC/cm and the R value is estimated to be as low as 15 µm/sec, depending on the section thickness of the cast product.

Basierend auf den Wirkungen der Zusätze von Sr und Ti, welche in der vorliegenden Beschreibung genannt werden, kann jetzt die Zusammensetzung einer Legierung definiert werden, welche alle Eigenschaften der in AU-A-536976 definierten Legierung zeigt, die nunmehr jedoch zusätzlich die Verbesserung aufweist, daß sie ohne die unumgängliche Notwendigkeit einer ausgeklügelten Steuerung der Erstarrung in einer viel größeren Zahl von Gußstücken verwendet werden kann.Based on the effects of the additions of Sr and Ti mentioned in the present specification, the composition of an alloy can now be defined which exhibits all the properties of the alloy defined in AU-A-536976, but which now has the additional improvement that it can be used in a much larger number of castings without the inevitable need for sophisticated solidification control.

Die erfindungsgemäße Legierung ist gut geeignet für das wiederholte Gießen auf Produktionsbasis unter Verwendung von permanenten Formen und von Formen aus Sand. Sie ermöglicht die Herstellung einer großen Zahl von Gußstücken auf dieser Basis in solchen Formen, wobei Gußstücke von komplexer Form und von beträchtlicher Dicke der Wandabschnitte von bis zu 30 mm und mehr eingeschlossen sind. Die erfindungsgemäße Legierung ist bei der Herstellung von Gußstücken, bei welchen gnte Beständigkeit gegen Abnutzung und gute maschinelle Bearbeitbarkeit, ein hoher Grad von Dauerfestigkeit und gute Eigenschaften, wie Härte und Zugfestigkeit bei Umgebungstemperutur und erhöhter Temperatur verlangt werden, äußerst nützlich. Diese Gußerzeugnisse schließen Zylinderblöcke, Zylinderköpfe (ohne Notwendigkeit von Einstzen für Ventilsteuerung und Einlaßventilsitz), Bestandteile von Getrieben und Bremsen, und andere Bestandteile von Maschinen, wie Kolben und Ventilkipphebel, ein. Anwendungen für nicht selbstfahrende oder stationäre Maschinen schließen Zylinder für Abfang- und Schließvorrichtungen für Türen, Formen für Produkte, wie Reifen und Ziegel, Kolben für Zylinder für Kompressoren und Gehäuse für Pumpen, wie Schlammpumpen, ein.The alloy of the invention is well suited for repeated casting on a production basis using permanent moulds and sand moulds. It enables a large number of castings to be produced on this basis in such moulds, including castings of complex shape and of considerable thickness of the wall sections of up to 30 mm and more. The alloy of the invention is extremely useful in the production of castings where good resistance to wear and good machinability, a high degree of fatigue strength and good properties such as hardness and tensile strength at ambient and elevated temperatures are required. These castings include cylinder blocks, cylinder heads (without the need for valve timing and intake valve seat inserts), components of transmissions and brakes, and other machine components such as pistons and valve rocker arms. Applications for non-self-propelled or stationary machines include cylinders for door catches and latches, molds for products such as tires and bricks, pistons for compressor cylinders, and housings for pumps such as slurry pumps.

Claims

1. Process for producing a cast product from a hypereutectic Al-Si alloy containing 12 - 15% Si, comprising

(a) preparing a melt of the alloy with an Sr content of 0.11% to 0.4% and an Ti content of more than 0.005% up to 0.25%, provided that the Ti content does not exceed 0.1% when Ti is present as (Al,Ti)B₂ or TiB₂ or mixtures thereof is added, the melt also containing 1.5 to 5.5% Cu, 1.0 to 3.0% Ni, 0.1 to 1.0% Mg, 0.1 to 1.0% Fe, 0.1 to 0.8% Mn, 0.01 to 0.1% Zr, 0 to 3% Zn, 0 to 0.2% Sn, 0 to 0.2% Pb, 0 to 0.1% Cr, 0 to 0.01% Na, a maximum of 0.05% elemental B, a maximum of 0.003% Ca, a maximum of 0.003% P and a maximum of 0.05% of each other element, and the remainder apart from incidental impurities is Al, and

(b) pouring the melt into a mold with substantially no loss of Sr to form a cast product.

wherein the Sr content and the Ti content are suitable for solidification conditions tested in view of the type of mold and the complexity of the cast product, so that the melt has an improved castability, resulting in a microstructure in which any elemental Si present is substantially uniformly distributed and substantially free of segregation, and in which substantially uniformly distributed intermetallic particles of Sr are present but substantially free of such particles in the form of platelets, the microstructure comprising essentially a eutectic basic structure and wherein all percentages are weight percent.

2. The process of claim 1, wherein Sr is added to a level of 0.18% to 0.4%.

3. The process of claim 2, wherein Sr is added at 0.25% to 0.35%.

4. A process according to any one of claims 1 to 3, wherein the content of Sr and Ti is such that the microstructure is substantially free of elemental Si particles.

5. A process according to any one of claims 1 to 4, wherein Ti is added in the form of at least one compound of (Al,Ti)B₂, TiB₂, TiAl₃, TiC and TiN.

6. A process according to claim 5, wherein Ti is added to a level of 0.01% to 0.06%.

7. The method of claim 6, wherein Ti is added at 0.02% to 0.06%.

8. The method of claim 7, wherein Ti is added at 0.03% to 0.05%.

9. A process according to any one of claims 5 to 7, wherein Ti is added in the form of at least one compound of (Al,Ti)B₂ and TiB₂ and mixtures thereof.

10. A process according to claim 8, wherein Ti is added in the form of a mixture of TiB₂ and TiAl₃.

11. A method according to any one of claims 1 to 9, wherein said Ti is added in the form of an alloy selected from Al-Ti and Al-Ti-B master alloys.

12. Process according to one of claims 1 to 11, wherein said melt contains, in addition to Sr and Ti, 1.5 - 5.5% Cu, 1.0 - 3.0% Ni, 0.1 - 1.0% Mg, 0.1 - 1.0% Fe, 0.1 - 0.8% Mn and 0.01 - 0.1% Zr, and the remainder, apart from impurities, comprises Al.

13. A method according to any one of claims 1 to 12, wherein said melt is poured into a permanent mold.

14. A method according to any one of claims 1 to 12, wherein said melt is poured into a mold made of sand.

15. A process according to any one of claims 1 to 14, wherein said melt is cast under solidification conditions which result in a growth rate R of the solid phase of less than 150 µm/sec and a temperature gradient G at the interface between solid and liquid phase of less than 15°C/cm.

16. A method according to claim 15, wherein said initial solidification conditions are such that at least one of the parameters R and G reaches a value of about 15 µm/sec or 0ºC/cm.

17. The method of claim 13, wherein said melt is cast under solidification conditions that result in a solid phase growth rate R of less than about 25 µm/sec and a temperature gradient at the solid-liquid phase interface of less than about 3°C/cm.

18. The method of claim 14, wherein said melt is cast under solidification conditions that result in a solid phase growth rate R of less than about 10 to 30 µm/sec and a solid-liquid phase interface temperature gradient G of less than about 3°C/cm.

19. Hypereutectic Al-Si cast alloy containing 12-15% Si and having excellent wear resistance and machinability, improved fatigue strength and good levels of properties at ambient temperature and at elevated temperature, said alloy containing Sr in an amount of 0.11% to 0.4% and Ti above 0.005% up to 0.25%, with the proviso that the Ti content does not exceed 0.1% when Ti is added as (Al,Ti)B₂ or TiB₂ or mixtures thereof, and wherein the alloy further contains 1.5 to 5.5% Cu, 1.0 to 3.0% Ni, 0.1 to 1.0% Mg, 0.1 to 1.0% Fe, 0.1 to 0.8% Mn, 0.01 to 0.1% Zr, 0 to 3% Zn, 0 to 0.2% Sn, 0 to 0.2% Pb, 0 to 0.1% Cr, 0 to 0.01% Na, a maximum of 0.05% elemental B, a maximum of 0.003% Ca, a maximum of 0.003% P and a maximum of 0.05% of another element in each case, and the remainder, apart from incidental impurities, being Al, and furthermore the Sr content and the Ti content being such that the alloy has a microstructure in which any elemental Si present is substantially uniformly distributed and substantially free from segregation, and in which substantially uniformly distributed intermetallic particles of Sr are present, but which are substantially free of such particles in the form of platelets, the microstructure having a substantially eutectic basic structure and all Percentages mean wt.%.

20. A casting alloy according to claim 19, in which Sr is present in a content of 0.18% to 0.4%.

21. A casting alloy according to claim 20, in which Sr is present at 0.25% to 0.35%.

22. A casting alloy according to any one of claims 19 to 21, in which said microstructure is substantially free of elemental Si particles.

23. Cast alloy according to one of claims 19 to 22, in which Ti is present in the form of at least one compound of (Al,Ti)B₂, TiB₂, TiAl₃, TiC and TiN.

24. A casting alloy according to claim 23, in which Ti is present at a level of 0.01% to 0.06%.

25. A casting alloy according to claim 24, in which Ti is present at a level of 0.02% to 0.06%.

26. A casting alloy according to claim 25, in which Ti is present at a level of 0.03% to 0.05%.

27. A casting alloy according to any one of claims 23 to 26, in which Ti is present in the form of at least one compound of (Al,Ti)B₂, TiB₂ and mixtures thereof.

28. A casting alloy according to any one of claims 23 to 26, in which Ti is present as a mixture of TiB₂ and TiAl₃.

29. A cast alloy according to any one of claims 19 to 28, wherein said alloy contains, in addition to Sr and Ti, 1.5 - 5.5% Cu, 1.0 - 3.0% Ni, 0.1 - 1.0% Mg, 0.1 - 1.0% Fe, 0.1 - 0.8% Mn and 0.01 - 0.1% Zr and wherein the balance apart from impurities comprises Al.