Giesserei 7 8 2008 - Proguss Austria · Bitte besuchen Sie uns auf der Metal in Kielce-Polen vom 24. 9. bis 26. 9. 2008, Pavillon B, Stand B93

Fachzeitschrift der Österreichischen Giesserei-Vereinigungen

Rundschau

Verlag Lorenz, 1010 WienEbendorferstraße 10

Giesserei

Jhg. 55heft 7/82008

Österreichische Post AGInfo.Mail Entgelt bezahlt

Bitte besuchen Sie uns auf der Metal in Kielce-Polenvom 24. 9. bis 26. 9. 2008, Pavillon B, Stand B93

– Produktivitätssteigerung mit dem Bühler SPEEDiall-Prozess

– Umstellung einer Leichtmetallgießerei auf anorganische Kernfertigung

–Wirkung von Kühlkokillen im Sandguss auf Gefüge und mechanischeEigenschaften der Legierung EN AC-AlSi7Mg

– Chemische Beständigkeit unterschiedlicherWarmarbeitsstähle inAl-Schmelzen

–Wie werden sich die Rohstoffmärkte für die Gießereiindustrie in derZukunft entwickeln?

– Chancen und Risken des Klimaschutzes in der Gießereiindustrie

INHALT

VÖG-VEREINS-NACHRICHTEN 181

LITERATUR 181

TAGUNGEN/SEMINARE/MESSEN 171

INTERNATIONALEORGANISATIONEN 170

Höchster Pressdruck, extreme Wechseltemperaturen – Bedin-gungen, denen nur die hochwertigsten Werkstoffe mit bestenZähigkeitseigenschaften gerecht werden. BÖHLERWarmarbeits-stähle sind gezielt auf diese Anforderungen entwickelt. Speziellfür die RReeaalliissiieerruunngg vvoonn kkoommpplliizziieerrtteenn DDrruucckkggiieeßßwweerrkkzzeeuuggeenn mitfeinen Stegen und Konturen bieten die vakuumumgeschmolze-nenVMR-Werkstoffe höchste Lebenszyklen.BÖHLER Warmarbeitsstähle: wenn Brandrissbeständigkeit undWirtschaftlichkeit für eennddlleessss Standmengen für Sie ein Themasind.

KKoonnttaakkttaaddrreesssseenn::BÖHLER Edelstahl GmbH & Co KG,A-8605 Kapfenberg,Mariazeller Straße 25,Tel.: +43 (0)3862 20 0, Fax: 7525,E-Mail: [email protected], www.bohler-edelstahl.com

BÖHLERSTAHLVertriebsgesellschaft m.b.H.,A-1201Wien,Nordwestbahnstraße 12-14,Tel.: +43 (0)1 33137 0, Fax:213,E-Mail: [email protected], www.bohler.at

BÖHLER DEUTSCHLAND,D-40549 Düsseldorf, Hansaallee 321,Tel.:+49 (0)211) 522 0, Fax:+49 (0)211) 522 2252,E-Mail: [email protected], www.bohler.de

BEITRÄGE 134

Organ des Vereines Österreichischer Gießereifachleute und desFachverbandes der Gießereiindustrie, Wien, sowie des Österrei-chischen Gießerei-Institutes und des Lehrstuhles für Gießerei-kunde an der Montanuniversität, beide Leoben.

ImpressumMedieninhaber und Verleger:VERLAG LORENZA-1010 Wien, Ebendorferstraße 10Telefon: +43 (0)1 405 66 95Fax: +43 (0)1 406 86 93e-mail: [email protected]: www.verlag-lorenz.at

Herausgeber:Verein Österreichischer Gießerei-fachleute, Wien, Fachverband der Gie-ßereiindustrie, WienÖsterreichisches Gießerei-Institutdes Vereins für praktische Gießerei-forschung u. Lehrstuhl für Gießereikundean der Montanuniversität, beide Leoben

Chefredakteur:Bergrat h.c. Dir.i.R.,Dipl.-Ing. Erich NechtelbergerTel. u. Fax +43 (0)1 440 49 63e-mail: [email protected]

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Mitteilungen derWFO –TheWorld Foundrymen Organization(Einladung zum 69thWFC Hangzhou / China) undder CAEF –The European Foundry Association

VeranstaltungskalenderNEWCAST 2009

Aus den BetriebenFirmennachrichten

VereinsnachrichtenPersonalia

Bücher und Medien

AKTUELLES 174

DerWunsch nach höherer ProduktivitätUm dem stets höher werdenden Kostendruck standhalten zu kön-nen, sind die Giessereien gezwungen, das Maximum aus ihren Pro-duktionsanlagen herauszuholen. Die Bauteil-Herstellkosten werdenzum Hauptteil durch die Faktoren Anlagen-Nutzungsgrad, Zykluszeitund Ausschuss beeinflusst und bestimmt.ImWissen, dass die Druckgiesser nach neuen Lösungen der Produkti-vitätssteigerung suchen, hat Bühler den bestehenden, herkömmlichenDruckgiessprozess auf Zyklus-Zeitoptimierung analysiert.

Die in Bild 1 dargestellten Teilzykluszeiten „Form schliessen“, „Do-sieren“, „Schuss“, „Form auf,Teil ausstossen“ und „Entnahme,Tür zu“sind abhängig von der jeweiligen Druckgiessmaschine, resp. -anlageund sind weitestgehend optimiert. Innerhalb dieser Teilprozesse lässtsich nur noch sehr wenig optimieren und Zykluszeit gewinnen. DieTeilzykluszeiten „Erstarrung“ und „Sprühen, Blasen“ sind sehr starkdavon abhängig, mit welcher Schmelzetemperatur gegossen wird undwie das Werkzeugkonzept ausgelegt ist. In diesen beiden Teilprozes-sen lässt sich in Zukunft noch einiges optimieren.

Der Lösungsansatz von SPEEDiallDer Ansatz des von Bühler patentierten SPEEDiall Prozesses(Speed increased alloy die casting) ist nicht, einen der oben ge-

nannten Teilprozesse zu optimieren, sondern übergeordnet den Ge-samtprozess neu zu definieren. Durch eine Modifikation der Schnitt-stelle zwischen Form und Maschine ist es Bühler gelungen, denDruckgiessprozess massiv produktiver zu gestalten.

Ein zusätzlicher Schieber auf der festen Formhälfte imWerkzeug, wel-cher im eingefahrenen Zustand die Füllbüchse abdeckt (Bild 2), er-möglicht das frühzeitige Dosieren des Metalls noch bei offener Form.Die Dosierzeit wird so von einer Prozesshauptzeit in eine Prozessne-benzeit verlegt (Bild 3). Am eigentlichen Giessprozess wird nichtsgeändert. Die Verweilzeit der Schmelze in der Giesskammer und dasGiessprofil bleiben unverändert, lediglich die Kühlung des Werkzeugsmuss eventuell dem erhöhtenWärmeeintrag angepasst werden.

Intelligenz in der SteuerungDer Nutzen der Optimierung mit SPEEDiall ist sofort ersichtlich.Nach ein paar wenigen Lernabgüssen, welche die Maschinensteue-rung zur Errechnung des optimalen Zeitpunkts für die Dosierfreigabebraucht, kann der Giesser in den „Synchron-Modus“ schalten und diereduzierte Zykluszeit kann realisiert werden. Das kontinuierlicheMessen aller Teilprozess-Zykluszeiten und die in der Steuerung hin-terlegten Algorythmen gewährleisten dabei, dass immer das Opti-mum an Zykluszeitreduktion erreicht wird.

Schnelle und einfache UmsetzungSPEEDiall kann relativ einfach an bestehende Bühler-Maschinen mitSteuerungsgenerationen Dataspeed und Datanet nachgerüstet wer-den. Die maschinenseitige Nachrüstung beinhaltet einen Softwareup-date, einen Anbau eines Zusatzakkus und Kernzugs auf der festenAufspannplatte (falls dieser nicht schon vorhanden ist). Formseitigsind ebenfalls ein paar Bedingungen zu erfüllen, damit SPEEDiall zurAnwendung kommen kann. So muss auf der festen Formhälfte einSchieberkörper eingebaut werden, welcher für den Verschluss derGiesskammer bei offener Form sorgt. Die Verriegelung dieses Schie-

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GIESSEREI-RUNDSCHAU 55 (2008) HEFT 7/8

Produktivitätssteigerung mit demBühler SPEEDiall-Prozess*)

Increasing Productivity by using the Bühler SPEEDiall Process

Dipl.-Ing. Marc Fuchs, Leiter Produktma-nagement der Bühler Druckguss AG

*) Vorgetragen auf der 52. Österreichischen Gießerei-Tagung am 3. April2008 in St. Pölten / OÖ.

Bild 1:Analyse derTeil-Zykluszeiten im konventionellen Druckgiesszyklus.

Bild 2: Mit dem Bühler SPEEDiall Prozess kann die Zykluszeit im konventio-nellen Druckgiessprozess um mindestens die Dosierzeit reduziert werden.

bers erfolgt über eine Aussparung, welche auf der beweglichen SeitedesWerkzeugs ausgefräst werden muss.Das Formkonzept kann auf Wunsch komplett durch Bühler oder inEigenregie durchgeführt werden.

Erfolgreich umgesetzte KundenprojekteSeit der Markteinführung des SPEEDiall auf der Gifa 2007 wurdenmehrere Lizenzen an Kunden verkauft. Die dabei erreichten Zyklus-zeitoptimierungen liegen zwischen 10 bis 15%.

Einer dieser Kunden ist die Firma TCG Herrmann in Bretten (D), beiwelcher SPEEDiall erfolgreich im Einsatz ist. TCG Herrmann lieferteinbaufertig bearbeitete, dauerverschleißfeste, dünnwandige unddruckdichte Lösungen in Guss. Die Montage von Komponenten undModulen zählt zu den Kernkompetenzen von TCG Herrmann. TCGHerrmann gehört zur TCG Gruppe, die neben der Niederlassung inDeutschland zusätzlich in Oesterreich und Slowenien tätig ist und zuden führenden Partnern der internationalen Automotive und non-automotiven Industrie zählt.

Seit 7 Jahren produziert TCG Herrmann den abgebildeten Spann-schienenträger (Bild 4) auf einer 420 to Druckgiessanlage von Büh-ler. Bühler rüstete die für den SPEEDiall-Prozess notwendigen Soft-und Hardware-Updates auf den Anlagen nach. Notwendige Anpas-sungen wurden gemeinsam mit den TCG Technologen durchgeführt.Die Optimierung der Zykluszeit durch den Einsatz der neuen Tech-nologie beträgt heute ca. 10%. Der Nutzen durch den Einsatz vonSPEEDiall war bereits nach wenigen Lernabgüssen erkennbar.

Kontaktadresse:Bühler Druckguss AG, Product Management, CH-9240 UzwilTel.: +41 (0)71 955 2104, Fax: +41 (0)71 955 2588Mobile: +41 79 629 31 91, E-Mail: [email protected]

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HEFT 7/8 GIESSEREI-RUNDSCHAU 55 (2008)

Bild 3: Links: Offene Form mit eingefahrenem Schieber – Bereit für den Dosiervorgang. Rechts: Geschlossene Form – Anguss über den Schieberkörper.

Bild 4: Spannschienenträger produziert auf einer Bühler 420to Druckgießma-schine mit SPEEDiall

1. EinführungDie anorganische Kernfertigung ist eine der größten Herausforde-rungen der Gießereiindustrie in den vergangenen und nächsten Jah-ren in Europa.Innerhalb eines Konzerns wie der BMW Group, die sowohl hinsicht-lich der effizienten Dynamik ihrer Fahrzeuge also auch der Umweltef-

fizienz ihrer Produktion (siehe BMW Sustainable Value Report2005/2006 [1]) eine Voreiterrolle einnimmt, ist die Gussteilprodukti-on nach Meinung der Autoren mittelfristig nur mehr auf anorgani-scher Kernfertigungsbasis möglich. Sowohl aus Sicht der BMWGroup als auch aus Sicht der Anrainer und der Mitarbeiter ist eineVerzögerung bei der Umstellung auf diese neue, mitarbeiterfreund-liche und umweltschonende Technologie nicht akzeptabel. Der Ab-guss eines Zylinderkopfes mit organischen Sandkernen ist in Abb. 1dargestellt, ein Vergleich der Rohemissionen beim Gießen wird inAbb. 2 gezeigt.Zeitgleich ist der steigende Kostendruck in der Gießereibranche eintreibender Aspekt, die wirtschaftlichen Vorteile der anorganischenKernfertigung kurz und mittelfristig zu realisieren. Auf der einen Seiteschlagen Investitionen in Anlagen und Kernkästen sowie der Entwick-lungsaufwand zu Buche, andererseits lassen sich Kostenvorteile in der

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JörgWillimayer,Leiter KokillengießereiBMW Group, Landshut, D

JohannWolf, bisherigerLeiter LeichtmetallgießereiBMW Group, Landshut, D

Die Umstellung einer Leichtmetallgießereiauf anorganische Kernfertigung*)Adaption of a Gravity Diecasting Light Metal Foundry to anorganic Core Production

Abb. 1: Kerngas beim Abguss eines Zylinderkopfes mit organischem Binder

*) Vorgetragen auf der 52. Österreichischen Gießerei-Tagung am4.April 2008 in St. Pölten / OÖ.

Abb. 2: Emissionsvergleich organischer zu anorganischenKernen während des Gießprozesses.

EmmerichWeissenbek,Projektleiter Anorganische Kernfertigung,LeichtmetallgießereiBMW Group, Landshut, D

Wolfgang Blümlhuber,neuer Leiter LeichtmetallgießereiBMW Group, Landshut, D

Werkzeuginstandhaltung speziell der Gießwerkzeuge und in der Um-welttechnik erzielen.Zusätzlich steigt sowohl die Prozessqualität, (z.B. Reduktion der Kern-gaseinschlüsse) als auch die Produktqualität. Die geringeren mögli-chenWerkzeugtemperaturen und die daraus resultierenden schnelle-ren Erstarrungszeiten führen zu geringeren Dendritenarmabständenund damit zu höherer Bauteilfestigkeit.In manchen Fällen sind auch leichtere Bauteile oder komplexere kon-struktive Lösungen erst durch diese verbesserte Produktqualitätmöglich. Hier sehen wir die anorganische Kernfertigung als gießtech-nischen bzw. produktionstechnischen Beitrag zur Strategie der Effi-zienten Dynamik der BMW Group.Aus unserer Sicht ist aber nur eine vollständige Umstellung der Gie-ßerei sinnvoll, weil nur in diesem Fall der maximale Umwelteffekt er-zielt werden kann. Erst dadurch entsteht auch ein signifikanter Beitragim gesamten Produktionsnetzwerk der BMW Group. Eine vollständi-ge Umstellung ist auch die Basis zur Realisierung diverser Kostenpo-tentiale speziell im Bereich der Umwelttechnik.

2. Einführung SerienbetriebDie BMW Leichtmetallgießerei beobachtet denWettbewerb der un-terschiedlichen anorganischen Bindersysteme und deren Produzen-ten bzw.Treiber seit einigen Jahren und hat frühzeitig entschieden, nurein System einzuführen. Nach einer Benchmarkphase ist aus den po-tentiellen Kandidaten das Bindemittelsystem INOTEC der Fa. ASKChemicals [2] ausgewählt worden. Die frühe Entscheidung auf einSystem hat die Entwicklungsgeschwindigkeit bei beiden Partnerndrastisch erhöht und ist ein entscheidender Erfolgsfaktor in derschnellen Serieneinführung.Als zweiter Aspekt wurde ein neu anlaufendes Bauteil mit hohem(gieß-)technologischen Anspruch, mit einer geringen Kernanzahl so-wie einer lokal überschaubaren Prozesskette innerhalb der Fabrikausgewählt. Damit war die Prozessentwicklung für die anorganischeKernfertigung gemeinsam mit einer Bindersystemoptimierung inner-halb des bereits sehr anspruchsvollen Gussteilentwicklungsprozessesmöglich.Die Wahl fiel auf das seit Ende 2005 in Serie befindliche Aluminium-Kurbelgehäuse des Sechszylinder-Dieselmotors, das in der ganzenBMW Fahrzeugpalette als Einheitsrohteil verbaut wird. Seit der Seri-eneinführung der anorganischen Sandkerne wurden ca. 250.000 Bau-teile produziert. Das Diesel-Kurbelgehäuse (siehe Abb. 3 Rohteilund Wassermantelkern) ist neben dem Magnesium-Aluminium-Ver-bundkurbelgehäuse für den Sechszylinder-Ottomotor [3,4] daszweite bedeutende gießtechnologische Standbein im Rahmen derBMW Motoren Leichbauoffensive. Es entfaltet in seiner höchstenAusbaustufe mit der BMW Innovation Variable Twin-Turbo (VTT)eine bisher nicht erreichte Kombination aus Fahrleistung und Ver-brauch [5,6]. Mit einer Leistung von 210 kW und einem Drehmo-ment von 560 Nm bei einem Verbrauch von nur 8,0 l/100 km ver-körpert der Motor in idealerWeise die „Effiziente Dynamik“ [7].

3.UmstellungsstrategieAus der Betrachtung der Größe und der Bauteilvielfalt der BMWLeichtmetallgießerei, der technischen Machbarkeit hinsichtlich Werk-zeugbeschaffung und der anorganischen Prozessentwicklung und un-ter Berücksichtigung der in der Einführung dargelegten Vorteile wur-de die Entscheidung getroffen, die Fertigung abhängig von Fahrzeugund Bauteillebenszyklen produktweise umzustellen. Es wurden zweiPrämissen gesetzt, dadurch ergibt sich ein Umstellungszeitraum bisca. 2010:● Alle Neuprojekte mit anorganischen Kernen● Sortenreine KernschießmaschinenDie Umstrukturierungen der Kernmacherei und der Parallelbetriebvon vier Kernfertigungsverfahren● Coldbox● Hotbox● EGH● anorganischführt zu einer zeitweiligen Einschränkung der Freiheit in der Maschi-nenbelegung. Daher ergeben sich für eine Umstellung einer großenKokillengießerei, die aus unserer Sicht nur im laufenden Betrieb dar-stellbar ist, drei Szenarien:● Zusatzflächenbedarf in der hausinternen Kernmacherei● Neubau der Kernmacherei● Strategische Partnerschaft mit Unternehmen in räumlicher Nähe.Wir haben den Weg der strategischen Partnerschaft zur Kernferti-gung mit unserem Entwicklungspartner gewählt, die wir mit steigen-dem Kernbedarf durch komplexere Bauteile auch langfristig aufrecht-erhalten wollen.

4.HerausforderungenDie Entwicklungsschritte lassen sich prozessbedingt in drei Themenzerlegen:● Kernfertigung● Gießen● Regenerieren.Auf die Anforderungen, die ein großindustriell eingesetztes anorgani-sches Bindersystem hinsichtlich kurz und langfristiger Kernfestigkeit,Thermostabilität, Zykluszeit, Feuchtigkeitsbeständigkeit und Sprödig-keit erfüllen muss, möchten wir hier nicht eingehen (siehe [2]). Diesist die Grundanforderung zur Einführung eines anorganischen Binder-systems.In einem mit der Kernfertigung ursächlich zusammenhängendenSchritt, der Kernkastenentwicklung, beginnt nun die Aufgabe der Gie-ßerei. Der Einsatz von heißen Kernkästen an sich ist keine Neuerung,die Abstimmung der Energiezufuhr auf denTrocknungsprozess bedarfaber einer engen Abstimmung zwischen der Konstruktion, der Simu-lation und der Prozessentwicklung. Die unterschiedlicheThermostabi-lität der Bindersysteme, die verschiedenen Gießverfahren Nieder-druck und Schwerkraft und die daraus resultierenden unterschiedli-chen thermischen Belastungen der Kerne führen auch zu unter-

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Abb. 3: Das Aluminium-Leichtbau-Kurbelgehäuse des Sechszylinder-Diesel-motors mit anorganischemWassermantelkern

schiedlichen Ausdehnungen und Temperaturfestigkeiten der Kerne.Die geometrische Abstimmung der Gießwerkzeuge und der Kernkäs-ten speziell bei großen Motorkernbauteilen, im Falle der BMW Mo-toren sind das die Reihensechszylinder, erfordert hohe Aufmerksam-keit. Zusätzlich sind die Anforderungen der Prozessentwicklung in derfrühen Phase, die aktuell bei anorganischer Kernfertigung Stahlkern-kästen voraussetzt, der steigenden Produktentwicklungsdynamik ge-genläufig. Mit zunehmender Erfahrung wird sich dieser Aspekt jedochsukzessive reduzieren. Als letzte Herausforderung ist die wirtschaft-lich und ökologisch sinnvolle Kernsandregenerierung zu erwähnen.Die Prozessentwicklung Regenerieren bedarf hoher Mengen vonKernsand in unterschiedlichen (thermischen) Belastungsstufen. DieseVoraussetzung ist in der BMW Leichtmetallgießerei seit einiger Zeiterfüllt, der Konzeptwettbewerb zwischen nassen, thermischen undmechanischen Verfahren läuft. Darauf aufbauend muss der Kernferti-gungsprozess mit der erzielbaren Sandregeneratqualität nochmals ab-gestimmt werden. Dieser Prozess ist aktuell im Gange, erste Kerneaus regeneriertem Kernsand wurden bereits produziert, Ergebnissekönnen wir jedoch zum aktuellen Zeitpunkt noch nicht veröffentli-chen.

5.5. ZusammenfassungZusammenfassungDie BMW Leichtmetallgießerei hat die anorganische Kernfertigungmit INOTEC der Fa. ASK Chemicals für das Aluminium-Leichtbau-Kurbelgehäuse des Sechszylinder-Dieselmotors eingeführt. Die Not-wendigkeit zum Ausrollen dieser ökologisch und ökonomisch sinnvol-len Technik, die nicht nur Vorteile in der Prozessqualität hat, sondernauch eine verbesserte Produktqualität ermöglicht, wurde für einegroße Kokillengießerei aufgezeigt. Der Umstellprozess erfolgt modu-lar mit jedem neuen Produkt und wird bis 2010 abgeschlossen sein.

6 Literaturverzeichnis[1] BMW SustainableValue Report 2005/2006[2] Müller, Koch, Frohn, Weicker, Körschgen, Schreckenberg: INOTEC® –

Das praxisbewährte anorganische Bindersystem, Gießerei 11/2007[3] Klüting, Landerl: Der neue BMW Reihensechszylinder-Ottomotor, Teil I:

Konzept und konstruktiver Aufbau, MTZ Nov 04[4] Landerl, Fent, Fischersworring-Bunk,Wolf: The New BMW Inline Six-Cy-

linder Composite Mg/Al Crankcase, IMA 62nd AnnualWorld MagnesiumConference, Berlin

[5] Steinparzer, Nefischer, Mattes,: Neu überarbeitete Dieselmotoren für dieBMW 7er Reihe, 26. InternationalesWiener Motorensymposium

[6] Dworschak, Hiemesch, Pessl,Weissenbek: Die neuen Sechs- und Achtzy-linder-Leichtbau-Dieselmotoren von BMW mit Aluminium-Kurbelgehäu-se, 14.Aachener Kolloquium

[7] Steinparzer: Der neue Sechszylinder-Dieselmotor von BMW mit zweistu-figer Abgasturboaufladung – Spitzenstellung bezüglich effizienter Dynamikim Dieselsegment, 15.Aachener Kolloquium

Kontaktadresse:Dipl.-Ing. Dr.techn. Emmerich Weissenbek, BMW GroupProjektleitung Dieselprojekte Leichtmetallgießerei, 84034 Landshut /Deutschland, Ohmstraße 2Tel.:+49 (0)871 702 2197, Mobil neu: +49 (0)176 60402197, E-Mail: [email protected], www.bmwgroup.de

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Die nächste Ausgabe der GIESSEREI RUNDSCHAU Nr. 9/10 erscheint am 10.Oktober 2008.Schwerpunktthema:

„LeichtbauundSimulation“Redaktionsschluss: 18. September 2008

1. EinleitungWerden an Aluminium-Gussteile hohe Anforderungen hinsichtlichder mechanischen Eigenschaften bei höheren Temperaturen(> 120°C) und an die Verschleißfestigkeit gestellt, so bietet sich dieVerwendung der Kolbengusslegierungen vom Typ Al-Si-Cu-(Ni-Mg)an. Die handelsüblichen Legierungsvarianten sind dabei als naheutek-tische Legierungen mit Silizium (Si)-Gehalten von 10,5 bis 13,5 %oder als übereutektische Legierungen (Si > 12,5 bis 25 %) lieferbar.Das Anwendungsgebiet dieser Legierungen umfasst z. B. Kolben fürVerbrennungsmotoren, Motorengehäuse, Pumpen- und Ventilgehäu-se, aber auch Ventilschieber, Zahnradelemente und Gleitlager [11].Durch die steigenden Temperaturbelastungen und die hohen Anfor-

derungen an Stabilität undWarmfestigkeit insbesondere im Motoren-bereich können und werden Legierungen vom Typ Al Si17Cu4Mgoder Al Si18CuNiMg sowie die quasi-eutektische und genormte Le-gierung EN 1706-AC-Al Si12CuNiMg auch für Zylinderköpfe undKurbelgehäuse eingesetzt.

1.1 Nachteile für den Gießer beiVerwendung derübereutektischen Legierungen

Die hohe Verschleißfestigkeit wird bei den übereutektischen Gussle-gierungen durch die Ausbildung von primären Silizium-Kristallen wäh-rend der Erstarrung erreicht, die in eine duktile Aluminium-Grund-matrix eingebettet sind. Die chemischen Zusammensetzungen dergebräuchlichsten Kolbengusslegierungen sind in Tabelle 1 angeführt.Bei Vorliegen von primären Silizium-Kristallen wird die Gussober-fläche durch gezielte Bearbeitungsschritte derart präpariert, dass dieharten und spröden Silizium-Kristallflanken aus der Gussteiloberfläche(Laufbahn) herausragen und die benachbarten Mulden in der wei-cheren Matrix somit als Schmiermittelreservoir dienen können. DiehoheWarmfestigkeit dieser Legierungen wird durch Zusätze der Le-gierungselemente Kupfer, Nickel und Magnesium erzielt. Allerdingsbedingen diese Legierungen auch einige Nachteile für den Gießerund Bearbeiter, die nachfolgend genannt sind:● Hohe Gießtemperaturen (wegen der hohen Abrasivität der sichsonst in der Schmelze bildenden Silizium-Kristalle) und damit ho-her Verschleiß aller mit der Schmelze in Kontakt stehendenWerk-zeuge undWerkstoffe wie Öfen- und Pfannenausmauerungen, Im-pellerschäfte etc.)

● Hoher Verschleiß der Dauerformen (Schwerkraft-, Niederdruck-und Druckgussformen)

● Breites Erstarrungsintervall und damit verbunden eine hoheWarmrissneigung

● Verringerung derWärmeleitfähigkeit● HoherVerschleiß und geringe Standzeit der Bearbeitungswerkzeu-ge bei der mechanischen Bearbeitung

Eine Gegenüberstellung der charakteristischen Gießeigenschaften dergenormten Al Si12CuNiMg mit den übereutektischen Legierungennach Angaben der Norm [2] bzw. verschiedener Legierungsherstel-ler [3, 4, 5] ist in Tabelle 2 angeführt, wobei auch hieraus dieNachteile der übereutektischen Legierungen hervorgehen.

2.Die LegierungAl Si12CuNiMgAls Alternative zu den übereutektischen Legierungen bietet sich dieVerwendung der eutektischen Aluminiumlegierung EN Al Si12Cu-NiMg (EN AC-48000) an, die als einzige der verschleißfesten Kolben-gusslegierungen in der europäischen Norm EN 1706 angeführt ist.Diese Legierung kann, auch bei Silizium-Gehalten größer als 12,5 %,durch Zusätze von Veredelungsmitteln (Natrium oder Strontium)oder bei Vorliegen erhöhter Kalziumwerte in der Schmelze [6] somodifiziert werden, dass sie ein unter- bis naheutektisches Gieß- undErstarrungsverhalten aufweist und damit keine primären Silizium-Kris-talle mehr auftreten. Somit werden die zuvor beschriebenen Nach-teile für den Gießer und Bearbeiter gemindert bzw. weitgehend un-terbunden. Die Gießtemperaturen können deutlich niedriger gewähltwerden, derVerschleiß derWerkzeuge und der Form ist geringer und

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Die KolbengusslegierungAl Si12CuNiMgAnwendungsorientierte Optimierung derchemischen Zusammensetzung und der

WärmebehandlungCharacterization of the Piston Alloy Al Si12CuNiMg –Application-oriented Optimization of Chemical Composition and HeatTreatment

Dipl.-Ing.Hans Mikota

LeiterTechnik, Georg Fischer KokillengussGmbH & Co KG, Herzogenburg

M.Sc-Eng. IrenaTopic

Assistentin am InstitutfürWerkstoffwissenschaften,Friedrich-Alexander UniversitätErlangen-Nürnberg/D

Ing.Andreas Holzinger

Projektleiter, Georg Fischer KokillengussGmbH & Co KG, Herzogenburg

Dipl.-Ing.HorstW.Rockenschaub

Leiter des Gießerei-Technikums,Österreichisches Gießerei-Institut, Leoben

Ing. Reinhold Gschwandtner

AbteilungsleiterWärmebehandlung,Österreichisches Gießerei-Institut, Leoben

das Erstarrungsintervall und die Erstar-rungsmorphologie fallen etwas günstigeraus. Dennoch bleiben noch eine hohe Ver-schleißfestigkeit, die guten Lauf- und Gleit-eigenschaften und die Warmfestigkeit er-halten, wobei eine signifikant bessere Bear-beitbarkeit gegenüber den übereutekti-schen Legierungen gegeben ist.Aufgrund der bekannten Nachteile derübereutektischen Legierungen sollte in Zu-sammenarbeit mit einem Niederdruckgie-ßer die Legierung Al Si12CuNiMg evaluiertwerden bzw. die chemische Zusammenset-zung, die Schmelzebehandlung und dieWärmebehandlung für diese Legierungderart optimiert werden, dass sowohl einehohe Verschleißfestigkeit als auch die me-chanischen Eigenschaften bei erhöhterTemperatur bei gleichzeitiger guter Gieß-und Bearbeitbarkeit vorliegen.

2.1 Eigenschaften der Kolben-gusslegierungen nach einerWärmebehandlung

Die meisten Gussteile aus Kolbengusslegie-rungen werden hauptsächlich im Schwer-kraftkokillen- oder Niederdruckkokillen-Gießverfahren hergestellt. Sie werden je-doch kaum im Gusszustand eingesetzt, ob-wohl sie aufgrund der LegierungselementeKupfer und Magnesium auch bei Raumtem-peratur ein gewisses Maß an Aushärtung(T1: vollständige Kaltauslagerung) aufwei-sen. Das volle Potential der verschleißfestenKolbengusslegierungen lässt sich nur mit ei-ner gezieltenWärmebehandlung erreichen,wobei je nach Anforderungsprofil, eine● Unteralterung (T5…Abschrecken ausder Gießhitze und anschließendesWarmauslagern),

● Vollaushärtung (T6…Lösungsglühen, Ab-schrecken und Warmauslagern) odereine

● Überalterung (T7…Lösungsglühen, Ab-schrecken und Warmauslagerung beihöhererTemperatur)

vorzunehmen ist. Die in der Literatur ange-gebenen Lösungsglüh- und Warmauslage-rungstemperaturen bzw. -zeiten sind in Ta-belle 3 aufgelistet. Die in der Literatur an-gegebenen Warmauslagerungsdauern von7 bis 12 Stunden sind für eine praktischeVerwendung unter Berücksichtigung dermeist knappen Ofenkapazitäten in denGießereien verhältnismäßig lang, weshalb indieser Untersuchung vor allem näher aufdie Kaltauslagerung bzw. auf die T5-Ausla-gerung und deren Optimierung eingegan-gen wird. Die Mindestwerte der mechani-schen Eigenschaften in Abhängigkeit desWerkstoffzustandes von getrennt gegosse-nen Probestäben, die im Kokillengießver-fahren hergestellt wurden, gehen aus Ta-belle 4 hervor. Auffallend dabei ist, dassbei der Legierung Al Si12CuNiMg zwar dieFestigkeitseigenschaften vergleichbar –wenn nicht sogar etwas höher – als bei

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Tabelle 1: Chemische Zusammensetzung nach EN 1706 der Legierung Al Si12CuNiMg bzw. Angabender Legierungshersteller für Al Si17Cu4Mg und Al Si18CuNiMg (nicht genormt).

1 nach Angaben von verschiedenen Legierungsherstellern wie AlerisVAW IMCO,Aluminium Rheinfelden, SAGAluminium Lend

Tabelle 2:Vergleich der Gießcharakteristika und weiterer Eigenschaften von Gussteilen aus Al Si12Cu-NiMg,Al Si17Cu4Mg und Al Si18CuNiMg

1 nach Angaben von verschiedenen Legierungsherstellern wie Aleris VAWIMCO,Aluminium Rheinfelden, SAG Aluminium Lend

1 nach Angaben von verschiedenen Legierungsherstellern wie AlerisVAW IMCO,Aluminium Rheinfelden, SAG Aluminium Lend

1 nach Angaben von verschiedenen Legierungsherstellern wie AlerisVAW IMCO,Aluminium Rheinfelden, SAG Aluminium Lend

Tabelle 3:Wärmebehandlungsparameter nach Literaturangaben von Sand- oder Kokillengussteilen ausAl Si12CuNiMg,Al Si17Cu4Mg und Al Si18CuNiMg

Tabelle 4: Vergleich der mechanischen Eigenschaften von getrennt gegossenen Kokillenguss-Probestä-ben aus Al Si12CuNiMg,Al Si17Cu4Mg und Al Si18CuNiMg

den übereutektischen Legierungen ausfallen, die Härte jedoch gerin-ger ist. Da die Härte indirekt – in starker Vereinfachung der Mecha-nismen – auch ein Maß für die Verschleißfestigkeit ist, wurde u. a.auch untersucht, durch welche geeigneten Maßnahmen eine Steige-rung der Härtewerte bei Al Si12CuNiMg erzielt und ob ein Zusam-menhang zu Festigkeitseigenschaften, wie z. B. der 0,2%-Dehngrenze,hergestellt werden kann. Die Optimierung hinsichtlich der Bruchdeh-nung ist bei dieser Legierungsgruppe wenig sinnvoll, da alle Legierun-gen mehr oder minder grobe Phasen aufweisen, die ja die Ursachefür die hohe Verschleißfestigkeit darstellen und die zugleich zu einerVerschlechterung der Duktilität führen.

3.VersuchsdurchführungEs wurden Kokillengussstäbe und Gussteile aus der LegierungAl Si12CuNiMg hergestellt. Daraus wurden Proben entnommen unddie statischen mechanischen Eigenschaften bestimmt bzw. die Einflüsseauf die mechanischen Eigenschaften durchVariation der Legierungszu-sammensetzung und der Parameter derWarmauslagerung eruiert. ImEinzelnen wurden folgende Untersuchungen durchgeführt:● Einfluss der Kornfeinung und Veredelung auf das Gefüge und dieGießcharakteristika

● Ermittlung des Kaltauslagerungsverhaltens● Einfluss der Legierungselemente auf die mechanischen Kennwerte● Ermittlung desWarmauslagerungsverhaltens● Variation derT5-Wärmebehandlungsparameter

3.1 Herstellung der Proben

3.1.1Varianten der LegierungAl Si12CuNiMgFür die Herstellung einer Basis-Legierung Al Si12CuNiMg mit norm-konformer Zusammensetzung wurde Neumaterial und Kreislaufma-terial von Seriengussteilen verwendet. Um praxisnahe Verhältnissenachzuvollziehen, wurde bei jedemVersuch ein Kreislaufanteil von ca.30 bis 40 % mit eingeschmolzen. Es wurden insgesamt drei Legie-rungsvarianten mit den Bezeichnungen A, B und C hergestellt, wobeidie Variante C erst nach Vorliegen der Ergebnisse der mechanischenWerkstoffprüfung der wärmebehandeltenVarianten A und B hinsicht-lich der chemischen Zusammensetzung optimiert wurde.Als Randbedingungen für die Legierungsvarianten dienten die chemi-sche Zusammensetzung nach Norm EN 1706 AC-Al Si12CuNiMgbzw. die Zusammensetzung entsprechend einer werksinternenNorm, in der insbesondere dieToleranzen für den Silizium-Gehalt en-ger als in der Norm EN 1706 definiert sind bzw. auch eine Verede-lung des Al-Si-Eutektikums durch Zugabe von Strontium mit Gehal-ten von 150 bis 250 ppm vorgeschrieben wird. Da bekanntlich dieElemente Kupfer [7, 8] und Magnesium [9] die entscheidenden Ele-mente für eine Ausscheidungshärtung darstellen und Zusätze vonNickel zu einer höherenWarmfestigkeit führen [1], wurden die Vari-anten, wie in Tabelle 5 angeführt, festgelegt:

3.1.2 SchmelzeführungNach dem Einsetzen des Neumaterials bzw. des Kreislaufmaterials(Chargengewicht 200 kg) wurden die Legierungen auf eine Schmel-zetemperatur von 700°C erhitzt. Nach dem Abkrätzen erfolgte dieZugabe derVorlegierungen. Das Einbringen der Magnesium-Vorlegie-rung erfolgte durch Tauchen mit einer Glocke, um eine eventuelleOxid- oder Spinellbildung bzw. einen zu hohen Abbrand des Magne-siums zu verhindern. Bei den Legierungsvarianten B und C erfolgteanschließend die Zugabe des Kornfeinungsmittels (AlTi5B1). Die be-nötigten Vorlegierungen wurden in die Schmelze eingerührt und die-se für eine Dauer von 10 min durch Abstehen homogenisiert. DieseZeitdauer reicht auch aus, um eine gute Keimbildung durch das ein-gebrachte Kornfeinungsmittel zu gewährleisten. Bei der Legierung Cwurde die Schmelze nach Zugabe der AlMn75-Vorlegierung für eineZeitdauer von 20 Minuten homogenisiert, da sich die Mangan-Vorle-gierung aufgrund der hohen Dichte leicht am Boden absetzen kannund sich dadurch etwas langsamer als die anderen verwendeten Vor-legierungen in der Schmelze löst. Danach wurden Proben für diechemische Analyse (Vorprobe für Nasschemie,Vorprobe für Spektro-metrie) entnommen, eine Unterdruckdichteprüfung sowie eine ther-mische Analyse durchgeführt. Nach dem Vorliegen der Ergebnisseder Vorprobe wurde gegebenenfalls die Legierungszusammensetzungkorrigiert und die Veredelung durch Zugabe und Einrühren vonAlSr10-Stangen durchgeführt.

3.1.3Abgüsse der ProbestäbeUm eine Reproduzierbarkeit bei der Prüfungder mechanischen Eigenschaften zu gewähr-leisten, wurden die Probestäbe in einer so-genannten Diez-Kokille (Bild 1) hergestellt.Die Kokille bildet die Form eines länglichenStabes mit den Abmessungen Länge L =250 mm und ø = 20 mm ab, auf dem einSpeiser angesetzt ist, der den gesamtenStabbereich während der Erstarrung ausrei-chend mit Schmelze versorgt und somit einegute Gussqualität sicherstellt.Aus dem gegossenen Stab können zweiProbestäbe der Form B12x60 (nach DIN 50125) entnommen werden (Bild 2).

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Tabelle 5: Beschreibung der Legierungsvarianten

Bild 1: Aufgespannte Hälfte der Diez-Kokille, im Speiserbereich mit isolie-render und im Probestabbereich mit leitender Schlichte versehen

Bild 2:Abguss aus der Diez-Kokille, Lage der beiden Probestäbe B12x60

Nach dem Aufheizen wurde die Kokille bis zu einem quasistationärenTemperaturgleichgewicht angewärmt. Die beiden Kokillenhälftenwurden während der Abgüsse mit einemWärmeträgeröl temperiert.Die Vorlauftemperatur des Wärmeträgermediums betrug bei allenVersuchen 250°C. Als Starttemperatur zum Eingießen wurde eineKokillentemperatur von 300°C festgelegt, während der Erstarrung er-reichte die Kokille eine Maximaltemperatur von rd. 400°C. Die Zy-kluszeit betrug ca. 180 s, wobei die Stäbe nach 90 s mit einer Tempe-ratur von ca. 320°C aus der Kokille entnommen wurden. Nach derEntnahme und einer Wartezeit von ca. 10 s wurden die Stäbe inWasser mit Raumtemperatur abgeschreckt.

3.1.4 ChemischeAnalysenZur Ermittlung der chemischen Zusammensetzung der Legierungenbis auf die Elemente Phosphor (P) und Strontium (Sr) wurden nas-schemische Untersuchungen mittels Plasmaemissionsspektrometriedurchgeführt. Die Silizium-Bestimmung (Si) erfolgte gravimetrisch. DieAnalyse der P- und Sr-Gehalte erfolgte mittels Funkenspektrometrie.Die Ergebnisse der nasschemischen und funkenspektrometrischenAnalysen bzw. die Vorschrift nach EN 1706:1998 und der werksinter-nen Norm sind in Tabelle 6 angeführt.Zusätzlich zu den Analysewerten der 3 Legierungen wurde auchnoch das Fe/Mn-Verhältnis berechnet, welches bei A und B um 3,5beträgt und sich bei Legierung C zu 2,0 ergibt.

3.1.5 ThermischeAnalyse der LegierungenA und BAus der in der thermischen Analyse (TA) ermittelten Abkühlkurvelässt sich die Schmelze in Bezug auf ihren Keimzustand (Korngröße)und den Grad der Veredelung beurteilen. Es wurde eine TA-Aufnah-mestation und eine Auswertesoftware der Fa. OCC verwendet, wo-bei jeweils vor und nach der Schmelzebehandlung eine Abkühlkurveaufgenommen wurde.

Ziel der Kornfeinung ist es, durch keimwirksame Zusätze ein feinglo-bulitisches Gefüge zu erreichen. Durch eine geringere Korngrößeverbessern sich sowohl die Gießeigenschaften als auch die mechani-schen Eigenschaften der Legierung. Eine Kornfeinung dieser Legie-rung soll bewirken, dass ein besseres Fließ- und Formfüllungsvermö-gen, eine längere Nachspeisung und eine geringere Warmrissneigungder Legierung erzielt werden, wobei gleichzeitig die Oberfläche hoch-wertiger und dichter ausgebildet wird. Über die Auswertung des mo-difizierten KF16-Wertes besteht ein guter Zusammenhang zur tat-sächlichen Korngröße, sofern ein Einfluss der Unterkühlung auf dieKennwerte unbekannt ist, was in diesem Fall angenommen wird.Beim modifizierten KF16-Verfahren (KF16l) wird eine Temperaturdif-ferenz bestimmt, die innerhalb einer Zeitspanne von 16 s bei der Pri-märkristallisation auftritt. Als Startpunkt wird für die Ermittlung derTemperaturdifferenz ein Referenzpunkt gewählt, dessen Anstieg grö-ßer als -1 K/s ist. Aufgrund der Unabhängigkeit von der Unterkühlungist das modifizierte KF16l-Verfahren auch bei Liquidusbereichen ohneUnterkühlung und Rekaleszenz einsetzbar. Mit steigendem KF16l-Wert nimmt die Korngröße ab.Bei der Veredelung durch Zusätze von Natrium oder Strontium bil-det sich das eutektische Silizium in sehr fein verzweigter Form aus,anstatt in der ohne Zusätze üblichen körnigen oder lamellaren Form.Nach neueren Untersuchungen zum Mechanismus der Veredelungwird davon ausgegangen, dass das Kristallwachstum des eutektischenSiliziums aufgrund der Anlagerung von Strontium oder Natrium aufdenWachstumsflächen behindert wird [10]. Dadurch wird eine ver-stärkte Zwillingsbildung erzwungen, was sich einerseits in einer star-ken Verzweigung des eutektischen Siliziums ausdrückt und anderer-seits zu einer deutlichen Absenkung der eutektischen Temperaturführt. Diese, mittels thermischer Analyse messbare Depression, d. h.die Differenz der eutektischen Temperaturen vor und nach der Ver-edelungsbehandlung, wird zur Kontrolle der Veredelung herangezo-gen.

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Tabelle 6: Chemische Zusammensetzung der drei Legierungsvarianten A, B und C, Probenahme aus der Schmelze, Analyse mittels Funkenspektrometrie(P und Sr) und Plasmaemissionsspektrometrie bzw. mittels Gravimetrie (Si)

Bild 3:Thermische Analyse der Legierung A (vor und nach derVeredelung) und der Legierung B (vor und nach Kornfeinung undVeredelung)

Bei Legierung A, die bereits leicht veredelt bei einem Seriengussteileingesetzt wird, musste aufgrund des erneuten Aufschmelzens undder Zugabe von 30 % Kreislaufmaterial zur Charge eine Nachverede-lung durchgeführt werden (mit Zugabe von AlSr10 auf den Zielwertvon 140 ppm Strontium). Die Abkühlkurve für die Legierung A ist inBild 3 dargestellt.Legierung A ist im Ausgangszustand nahezu eutektisch, da bei 564°Cdie eutektische Temperatur und die Liquidustemperatur zusammen-fallen. Es tritt mit 4,6 K eine hohe Unterkühlung bei Primärkristallisati-on auf und damit ist ein grobes Korn zu erwarten (KF16l = 9,2).Nach der Nachveredelung sinkt die eutektische Temperatur auf555,4°C ab, die Depression beträgt damit 8,5 K und eine gute Ver-edelung kann angenommen werden, das Korn bleibt jedoch grob.Legierung B war durch Zusatz von Kreislaufmaterial (Legierung A)bereits veredelt, wurde zusätzlich durch Zugabe von AlTi5B1 kornge-feint und danach auf einen höheren Strontium-Gehalt von 280 ppm(da die hohen Kupfer-, Magnesium- und Nickel-Gehalte die Verede-lung evtl. stören könnten) veredelt. Die Liquidustemperatur betrug557°C, die Rekaleszenz war nach Kornfeinung mit 0,7 K gering. DerKF16l-Wert betrug 34,6, wodurch eine wesentlich geringere Korn-größe im Gussteil zu erwarten war. Durch dieVollveredelung sank dieeutektische Temperatur auf 549°C ab. Legierung B könnte daher ins-gesamt mit einer ca. 10 K niedrigeren Schmelzetemperatur vergossenwerden, was in Bezug auf die ErstarrungVorteile mit sich bringt.Die Ergebnisse mit Angabe der Rekaleszenz und Depression sind inTabelle 7 aufgelistet.

4. Beschreibung des Makro- und Mikrogefüges4.1 Porosität,Veredelung, sekundäre Dendriten-

armabständeUm verschiedene Wärmebehandlungen vergleichen zu können undim Zugversuch geringe Streuungen zu erhalten, müssen die Probenhinsichtlich der Gefügefehler eine gute Qualität und hinsichtlich dessekundären Dendritenarmabstandes (DAS) ähnliche Größenordnun-gen aufweisen. Zur Überprüfung wurden aus den Probestäben me-tallografische Schliffe angefertigt. Die Charakterisierung der Gefüge inBezug auf mikrostrukturelle Kenngrößen, wie Flächenporosität undsekundäre Dendritenarmabstände, erfolgte mit einem Auflichtmikro-skop bzw. anhand digitaler Aufnahmen der Gefüge mit einer Bildana-lyse-Software. Die Übersichtsaufnahme durch den Probenquerschnittvon zwei Probestäben aus den Legierungen A und B zeigt Bild 4.Grundsätzlich besteht das Gefüge aus einem dendritischen α-Alumi-nium-Netzwerk und dem (Al+Si)-Eutektikum (Bild 5). Ein vergrö-bertes (Al+Si)-Eutektikum verschlechtert in erster Linie die Deh-nungswerte. Zudem bewirkt die Zugabe von Strontium eine Ver-schiebung des eutektischen Punktes in Richtung höherer Silizium-Ge-halte, das Gefüge bleibt somit untereutektisch und es werden keineprimären Silizium-Kristalle gebildet. Aus diesen Gründen wurden alledrei Legierungsvarianten mit Strontium veredelt.

Die DAS und die Ausbildung des (Al+Si)-Eutektikums zeigt Bild 6(Legierungen A, B und C). Zur besseren Sichtbarmachung der einzel-nen Gefügebestandteile wurden die Schliffe mit Keller´scher Rea-genzlösung geätzt. Die Gefüge der Legierungen sind gut bis sehr gutveredelt, wobei tendenziell die Veredelung von Legierung A bis C im-

mer besser wird. Die sekundären Dendri-tenarmabstände DAS sind in allen drei Le-gierungsvarianten quasi ident und erreicheneine Größenordnung um 20 µm.Auf die Be-schreibung der einzelnen Gefügephasenwird später noch näher eingegangen.

4.1.1 KorngrößeLegierung A wurde in ungefeintem Zustandvergossen. In der Praxis hat sich herausge-stellt, dass eine gemäßigte Kornfeinung auchbei eutektischen Legierungen – obwohlkontraproduktiv hinsichtlich der Veredelung– durchaus gute Ergebnisse in Bezug aufeine Vergleichmäßigung des Gefüges undeine geringere Mikrolunkerneigung bewirkt.Aus diesem Grund wurden die Legierungen

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Tabelle 7: Ergebnisse der thermischen Analysen der Legierungen A und B

Bild 4: Übersicht Makrogefüge der Legierungen A und B, Flächenporositätunter 0,1 %.

Bild 5: Matrixgefüge Al Si12CuNiMg, bei guter Veredelung, α-Al-Dendriten-Netzwerk (weiß) und veredeltes, feinfasriges (Al+Si)-Eutektikum (grau)

Bild 6: Mikrogefüge der Legierung A, DAS 20 ± 3 µm, gut veredelt; Legie-rung B, DAS 20 ± 3 µm, gut veredelt; Legierung C, DAS 19 ± 3 µm, sehr gutveredelt.

B und C leicht korngefeint. Die sich dadurch ergebenden Unterschiedein der Korngröße sind deutlich und in Bild 7 (die Korngröße von B istauch charakteristisch für Legierung C) dargestellt. Die ungefeinte Legie-rung A weist eine mittlere Korngröße von 2630 µm auf, während Bund C mittlere Korngrößen von 650 µm erreichen. Diese geringerenKorngrößen von B und C sind in Hinblick auf dickwandigere Bereichetendenziell als günstiger einzustufen, da kleine Körner eher geringereLunker- und Seigerungsneigungen entlang der Korngrenzen aufweisen.

4.2 Die Gefügephasen der LegierungAl Si12CuNiMg

Es ist bekannt, dass bei definierter Werkstoffzusammensetzung aufBasis von Al-Si-Legierungen – sofern nicht eine völlig unterschiedli-che Veredelung vorliegt – die erzielbare Bruchdehnung vom Gefüge

respektive der Anzahl und Morphologie der Gefügebestandteile(Phasen) und der Gefügeanomalien (Mikrolunker etc.) abhängt. DieLegierung Al Si12CuNiMg weist aufgrund der Legierungselementezahlreiche Phasen auf, die sich mit zunehmendem Gehalt der Ele-mente Cu, Ni und Mg, aber auch Fe und Mn, in mehr oder mindergrößerer und gröberer Form, bevorzugt an den Korngrenzen, aus-scheiden (Bild 8) [11], da diese die bevorzugten Zonen für die he-terogene Keimbildung darstellen [12]. Eine Liste der möglichen Pha-sen geben Belov et al. [13] an, diese sind auszugsweise inTabelle 8angeführt.Weiters ist in den Legierungen noch Eisen (Fe) vorhanden, das sichin Al-Si-Legierungen vor allem in nadeliger Form als Al5FeSi-Phaseausscheidet und zu niedrigeren Dehnungswerten führt. Bei eisenhälti-gen Legierungen ist bekannt, dass Zusätze von Mangan – ebensowie die Erstarrungskinetik – die Morphologie der eisenhältigen Pha-sen beeinflussen können und bei gut eingestelltem Fe/Mn-Verhältniseher die weniger schädliche, weil fächer- oder farnförmigeAl15(Fe,Mn)3Si2-Phase gebildet wird [13]. Ein Beispiel für die unter-schiedliche Ausbildung der eisenhältigen Phasen bzw. der weiterennoch im Gefüge auftretenden Bestandteile gibt L. Bäckerud in [11]an bzw. wurde von den Autoren in [14] vorgestellt. Um den Effektdes Mangans auf die Fe-hältigen Phasen zu untersuchen, wurde in Le-gierung C das Fe/Mn-Verhältnis durch Zugabe von Mn auf etwa 2,0eingestellt. Betrachtet man die Mikrogefüge der drei Legierungsvari-anten, so sind in der Ausbildung und Größe der Phasen auf den ers-ten Blick keine großen Unterschiede festzustellen, jedoch weist Legie-rung B – mit den höchsten Gehalten an Kupfer, Nickel und Magnesi-um – etwas gröbere Bestandteile der intermetallischen Phasen auf(Bild 9).

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Bild 7: Korngröße der Legierungen A (ungefeint) KG ~ 2630 µm und B(leicht korngefeint) KG ~ 650 µm

Tabelle 8: Liste der möglichen Phasen in Al-Si-Cu-Ni-Mg-Fe-Legierungen, nachN.A. Belov et al. [13]

Bild 8: Al Si12CuNiMg, Bei-spiel für gröbere Phasen anden Korngrenzen

Bild 9: Gefügephasen, oben: Legierung A, mittig:Legierung B (mit deutlich gröberen Phasen als beiden Legierungen A und C), unten: Legierung C

5. Statische mechanische Eigenschaften –Zugversuch

5.1 Durchführung der Kaltauslagerung und PrüfungDie Rohgussproben zur Ermittlung des Verlaufs der Kaltauslagerungwurden bei Raumtemperatur (um 25°C) gelagert. Unmittelbar vorder Prüfung erfolgte die Ausarbeitung der genormten RundprobenB12x60 nach DIN 50 125. Im Zugversuch nach EN 10002-1 wurdenauf einer Universalprüfmaschine die Dehngrenze Rp0,2, die Zugfestig-keit Rm und die Bruchdehnung A5d der aus den Diez-Abgüssen aus-gearbeiteten B12x60-Proben ermittelt. Die geprüften Proben wur-den im Bereich der Probenköpfe mechanisch durch Befräsen abgear-beitet. An den bearbeiteten Probestücken erfolgte die Härtemessungnach EN ISO 6506-1 mittels Brinellhärteprüfung HBW 5/250, wobeizwei Parallelhärtemessungen je Probe durchgeführt wurden.

5.2 Verlauf der Eigenschaften während derKaltauslagerung

Bei Aluminium-Silizium-Legierungen, die zusätzlich Kupfer und Mag-nesium beinhalten, ist bereits bei Lagerung an Raumtemperatur einFestigkeitsanstieg festzustellen, wenn diese nach dem Erstarren soschnell wie möglich abgeschreckt wurden. Dies erklärt sich vor allemdadurch, dass zum einen beim Abschrecken mehr Kupfer- und Mag-nesium-Atome im übersättigten Mischkristall zwangsgelöst bleiben[15], zum anderen aber auch eine höhere Leerstellendichte imMischkristall vorliegt.Die Legierung Al Si12CuNiMg gehört zur Gruppe der warmaushär-tenden Legierungen, weshalb in der Norm EN 1706 keineWerte fürden Gusszustand angegeben werden, sondern lediglich für eine T5-und T6-Behandlung. Richtigerweise müsste man daher bei vorherge-hender Kaltauslagerung und einer nachfolgenden Wärmebehandlungvon einer Zwischenlagerung sprechen. Es ist aber bereits seit Mitteder 60er Jahre bekannt, dass eine Raumtemperaturzwischenlagerungin manchen Fällen zu einer viel feineren Ausscheidungsverteilung füh-ren kann, verglichen mit einer direktenWarmauslagerung unmittelbarnach dem Guss [16, 17, 18]. Nach der Theorie von Pashley und Ja-cobs [18] ist eine solche Raumtemperatur-Zwischenlagerung beson-ders dann von Bedeutung, wenn die übliche Warmauslagerungstem-peratur oberhalb der sogenannten kritischen Temperatur für homo-gene Keimbildung liegt (es wird später gezeigt werden, dass dieserFall hier tatsächlich vorliegt). Dieser Effekt kann durch eine Keimbil-dung der Ausscheidungen an den GPI-Zonen erklärt werden, die sichwährend der Raumtemperatur-Zwischenlagerung bilden. Es folgt da-her eine umso feinere Ausscheidungsverteilung bei der Warmausla-gerung, je höher die Dichte der GPI-Zonen ist, die während ihresWachstums die kritische Größe für die Keimbildung erreicht haben.DasWachstum der GPI-Zonen ist jedoch beendet, wenn keine Leer-stellendefekte mehr zur Verfügung stehen. Eine frühzeitige Annihilati-on der Leerstellen kann allerdings verhindert werden, wenn Elemen-te wie Kupfer und Magnesium zulegiert werden, die eine starkeWechselwirkung mit den Leerstellen aufweisen. Dies führt zur Bil-dung einer größeren Anzahl von GPI-Zonen oberhalb des kritischenKeimradius [19], so dass diese nun in viel höherer Dichte vorliegenund damit auch zu einer entsprechend höheren Ausscheidungsdichteführen als mit niedrigerem Cu-/Mg-Zusatz.Folglich müssen die Legierungen B und C im Vergleich zur LegierungA eine höhere 0,2%-Dehngrenze und Ausgangshärte aufweisen, wasauch aus Bild 10 und Bild 11 hervorgeht. Legierung A erreicht un-mittelbar nach dem Guss (Zustand F) eine Dehngrenze von 120MPa, während sich Legierung B um 145 MPa und Legierung C um160 MPa einordnen. Obwohl Legierung B einen deutlich höherenAnteil des für die GPI-Zonen-Bildung notwendigen Kupfers und Mag-nesiums enthält als Legierung C, fallen Festigkeit und Härte sowie derFestigkeits-/Härteanstieg im Verlauf der Kaltauslagerungsdauer gerin-ger aus. Eine Erklärung dafür könnte sein, dass bei Legierung B einverminderter Magnesium-Gehalt im Mischkristall vorliegt. Dieser Ef-fekt könnte durch ein Abbinden des Magnesiums in groben Hetero-

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Bild 10: Verlauf der 0,2%-Dehngrenze Rp0,2 während der Kaltauslagerungder Legierungsvarianten A, B und C

Bild 11: Verlauf der Brinellhärte während der Kaltauslagerung der Legie-rungsvarianten A, B und C

genitäten (Gefügephasen) begründet sein, wobei dieser Effekt bereitsseit längerem in der Literatur bekannt ist und z. B. von Gerstlauer etal. [20] nachgewiesen wurde.Die Legierung A stabilisiert sich bereits nach 3Tagen Lagerung bei RTund erreicht eine Dehngrenze von Rp0,2 = 145 MPa sowie eine Här-te von HB 102, wobei die vollständige Kaltauslagerung als ZustandT1bezeichnet wird. Im Diagramm ist zusätzlich auch der Zeitpunkt einer24-stündigen Zwischenlagerung T124h von Legierung C markiert, derfür die spätere T5-Warmauslagerung noch von Bedeutung sein wird.Die Legierungen B und C benötigen mit ca. 8 bis 10Tagen eine signi-fikant längere Auslagerungszeit, um ihre Maximalwerte zu erreichen:Legierung B erzielt eine Rp0,2 von 178 MPa und eine Maximalhärtevon HB 121, Legierung C reiht sich bei einer Rp0,2 von 188 MPa undeiner Maximalhärte von HB 131 ein.Betrachtet man die Verläufe der Zugfestigkeiten und Bruchdehnungen(Bild 12), so muss naturgemäß ein weniger fester („duktilerer“)Werk-stoff wie Legierung A die geringsten Zugfestigkeiten Rm mit zugleichhöchsten Dehnungswerten aufweisen, was auch zutrifft. DieVariante Azeigt einen kontinuierlichen Anstieg der Zugfestigkeit von 225 auf 240MPa. Die Dehnung im „weichen“ Gusszustand liegt um 1,75 %, durch-läuft nach eintägiger Kaltauslagerung ein Minimum mit A5d ~ 1,4 % undsteigt im Laufe der weiteren Kaltauslagerung leicht an.Die höherfestenWerkstoffe B und C erreichen Ausgangszugfestigkei-ten um 245 MPa und nach vollständiger Kaltauslagerung Werte um270 MPa. Der Verlauf der Dehnung ist bei Legierung B im Allgemei-

nen etwas höher als bei Variante A, so beträgt die Bruchdehnung A5dim Gusszustand um 1,0 %. Nach zwei Tagen Zwischenlagerung wirdein Minimum mit A5d= 0,7 % durchlaufen und im Laufe der weiterenKaltauslagerung steigt die Dehnung wieder auf ca. 0,9 % an. Bei Legie-rung C ist kein Anstieg der Dehnung während der Kaltauslagerungfestzustellen. Die Dehnungswerte im Gusszustand liegen um 0,7 %,wobei nur ein geringer Abfall nach 24-stündiger Kaltauslagerung auf-tritt. Bei vollständiger Kaltauslagerung sinkt die Dehnung auf ca. 0,4 %ab.

5.3 Interpretation der KaltauslagerungSowohl von den Maximalwerten der 0,2%-Dehngrenze als auch derHärte ist Legierung C den beiden anderen Varianten vorzuziehen.Die ursprüngliche Intention, dass durch die Einstellung eines niedrigenFe/Mn-Verhältnisses bei Legierung C die Dehnung etwas höher aus-fallen müsste, trifft nicht zu und ist auch hinsichtlich einer höherenVerschleißbeständigkeit kontraproduktiv.

Ein höherer Nickel-Zusatz, wie bei Legierung B, sollte im Allgemeinendie Verschleißeigenschaften verbessern, da dieser zu spezifischen gro-ben nickelhaltigen Teilchen führt [1], wobei auch Eisen, Kupfer undSilizium mit eingelagert werden. Inwieweit dies tatsächlich zutrifft,muss erst durch Verschleißtests überprüft werden. Die teilweise Ab-bindung des Kupfers in diesen Phasen könnte aber wiederum aucheine Erklärung für die niedrigeren Festigkeitswerte darstellen. In An-betracht der derzeit hohen Marktpreise für die Metalle Kupfer undNickel ist aber auch in dieser Hinsicht Legierung C zu bevorzugen,

die zudem noch innerhalb der Normwerte nach EN 1706 bzw. denwerksintern geforderten Toleranzen der chemischen Zusammenset-zung liegt.Ein Einsatz der Legierungen im kaltausgehärteten Zustand ist im All-gemeinen aber nicht sinnvoll, da hier auf das Aushärtepotential derWarmauslagerung verzichtet wird [21] und die ermittelten Eigen-schaften auch mit wesentlich günstigeren Legierungen, wie z. B.Al Si9Cu3(Fe) [22, 23], zu erzielen wären. Zudem wären die GPI-Zonen thermisch nicht stabil, was bei Temperaturbeanspruchung derGussbauteile (T > 160°C) zu einer Veränderung der mechanischenEigenschaften (Nachhärtung und evtl.Verzug) führen könnte.

5.4 TransmissionselektronenmikroskopischeUntersuchung (TEM) der kaltausgelagertenProben

Die Präparation derTEM-Folien erfolgte aus einer vollständig kaltaus-gelagerten Probe (T1) der Legierung C. Die Untersuchung wurdeam hochauflösenden Elektronenmikroskop Philips CM 200 UT desLehrstuhles für AllgemeineWerkstoffeigenschaften der Friedrich-Ale-xander-Universität Erlangen-Nürnberg durchgeführt.Bild 13 zeigt die sehr feinen (Durchmesser 5 bis 10 nm) und homo-gen verteilten Ausscheidungen (GPI-Zonen), die nach vollständigerKaltauslagerung entstehen. Diese, bewusst initiierte, hohe Ausschei-dungsdichte führt bereits zu einer Steigerung der Festigkeit, jedochbehindern die kleinen Ausscheidungen die Versetzungsbewegungnoch nicht in dem Maße, dass dadurch ähnlich hohe Festigkeiten wienach einer T5-Wärmebehandlung erzielt werden können, wie nach-folgend in Kapitel 7.3 dieser Untersuchung vorgestellt wird. Die Fes-tigkeitssteigerung im vollständig kaltausgelagerten Zustand kann vor

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Bild 12:Verlauf der Zugfestigkeiten und Bruchdehnungen während der Kalt-auslagerung der Legierungsvarianten A, B und C

Bild 13:TEM-Bild, Hellfeld: Legierung C, Zustand T1(aus der Gießhitze abgeschreckt und vollständigkaltausgelagert), sehr feine (5 bis 10 nm) und ho-mogen verteilte Ausscheidungen nach vollständigerKaltauslagerung (GPI-Zonen).

Bild 14:TEM-Bild, Hellfeld: Legierung C, Zustand T1(aus der Gießhitze abgeschreckt und vollständigkaltausgelagert): Die feinen Linien charakterisierenKohärenzspannungsfelder, die aufgrund der Gitter-verzerrung in Umgebung der Ausscheidungen ent-stehen.

Bild 15:TEM-Bild, Hellfeld: Legierung C nach Zug-versuch, Zustand T1: Hohe Versetzungsdichte, be-dingt durch einen vorhergehenden Zugversuch

allem auf Spannungsfelder (Kohärenzspannungen) zurückgeführt wer-den, die aufgrund der Gitterverzerrung entstehen, wie auch inBild 14 gezeigt wird. Die hohe Versetzungsdichte in Bild 15 ist aufdieVerformung im Zugversuch zurückzuführen.

6. Theorie derWarmauslagerung derLegierungAl Si12CuNiMg

Das Phänomen der Aushärtung von Aluminiumlegierungen wurdebereits vor mehr als 100 Jahren von A.Wilm an einer Al-Cu-Mg-Le-gierung entdeckt [24] und seitdem für unterschiedlichste Legie-rungstypen intensiv untersucht. Das Aushärten beruht auf Entmi-schungsvorgängen, die im übersättigten Mischkristall bei Raumtempe-ratur oder mäßig erhöhter Temperatur ablaufen [25]. Die Entmi-schungsvorgänge finden dann statt, wenn der aluminiumreiche α-Mischkristall eine mit der Temperatur abnehmende Löslichkeit für ei-

100 nm 200 nm 2 µm

nen bestimmten Legierungsbestandteil aufweist, sie sind diffusionsge-steuert und somit von der Zeit und Temperatur abhängig.Vorausset-zung für die Bildung eines übersättigten Mischkristalls sind daherhohe Abkühlgeschwindigkeiten, wie sie beim Kokillenguss auftretenbzw. sollten die Gussteile nach dem Entformen aus der Kokille mög-lichst rasch abkühlen, was in der Regel durch das Tauchen der Guss-teile in ein Abschreckmedium (i.d.R. Wasser mit Raumtemperatur)bewerkstelligt wird. Dieser Vorgang wird als das Abschrecken aus derGießhitze bezeichnet. Die festigkeitssteigernde Wirkung beruht aufder Bildung von Ausscheidungen und damit der Blockade von Gitter-baufehlern, so genanntenVersetzungen, die unter Belastung wandern.Bezüglich der bei der Warmauslagerung entstehenden Ausscheidun-gen wird auf die ausführlichen Untersuchungen von Ashby et al. [26]verwiesen und an dieser Stelle wird auch die für die Festigkeit derLegierung Al Si12CuNiMg maßgebende Aushärtung durch Kupferkurz beschrieben und zusammengefasst.Der übersättigte Aluminium-Mischkristall ist auch bei der LegierungAl Si12CuNiMg der Ausgangszustand für die Bildung der festigkeits-steigernden Teilchen. Wie bereits zuvor erwähnt, bilden sich bereitsbei Raumtemperatur (somit der Kaltauslagerung) erste GPI-Zonen(Bild 13). Diese Ausscheidungen sind plättchenförmig und kohärentmit dem Aluminium-Gitter. Durch die im Vergleich zum Aluminiumgrößeren Kupferatome verursachen die GPI-Zonen im umgebendenAluminium-Gitter Verzerrungen (Kohärenzspannungen). Anhand derTEM-Bilder der kaltausgelagertenVarianten der Legierung Al Si12Cu-NiMg wurde dokumentiert, dass diese Gitterverzerrungen eine freieVersetzungsbewegung erschweren und bereits damit zu einem An-stieg der Festigkeit führen, auch wenn sich der Werkstoff noch nichtin einem stabilen Zustand befindet (siehe Bild 14).In diesem metastabilen Zustand wird der Legierung Al Si12CuNiMgbei einer nachfolgendenWarmauslagerung thermische Energie zuge-führt und der Werkstoff versucht, sich dem Gleichgewichtszustandwieder anzunähern. Dabei bildet sich allerdings nicht gleich die stabileAusscheidung Θ (Al2Cu), sondern bei einer bestimmten Auslage-rungstemperatur in Abhängigkeit von der Auslagerungsdauer eine so-genannte Ausscheidungssequenz verschiedener geordneter Bereichebzw. bilden sich weitere metastabile Ausscheidungen. Werden dieeinphasigen GPI-Entmischungen kurzzeitig auf 100°C bis 200°C er-wärmt, so lösen sie sich dabei auf. An ihrer Stelle werden zweite Gui-nier-Preston-Zonen (GPII-Zonen) gebildet. Diese sind ebenfalls plätt-chenförmig und kohärent mit dem Aluminium-Gitter. Bei Aluminium-Kupfer-Legierungen wurde weiters beobachtet, dass insbesondereauch Magnesium die Bildung von GPII-Zonen beim Warmauslagernbeschleunigen kann [27], was durch die Ergebnisse der TEM-Unter-suchung auch bestätigt wurde. Danach bilden sich Vorstufen der sta-bilen Ausscheidungen, die sogenannten Θ´´-Phasen bzw. bei weitererZufuhr vonWärme daraus die Θ´-Phasen, die metastabile bzw. semi-kohärente Modifikation der stabilen Θ-Phasen. Diese sind wiederumplättchenförmig, aber noch größer (und nur noch teilkohärent mitdem Aluminium-Gitter; die Stirnflächen sind kohärent, die Mantelflä-chen inkohärent).Während dieses Übergangs wird das Festigkeitsma-ximum erreicht. Schließlich entstehen aus den Θ´-Phasen die stabilenAusscheidungen Θ, die globular und inkohärent mit dem Aluminium-Gitter sind, wobei diese aber zu keinem weiteren Festigkeitsanstiegführen [28] bzw. dafür verantwortlich sind, dass Festigkeit und Härtebei Überalterung, d.h. bei Vorliegen von noch längerenWarmauslage-rungszeiten bzw. noch höheren Auslagerungstemperaturen, wiederabfallen [29]. Bei einer Legierung Al Si12CuNiMg lautet die (verein-fachte) theoretische Ausscheidungssequenz für dieWarmauslagerungsomit:

Im Gegensatz zu der zuvor beschriebenen langsamen Abkühlungläuft diese Ausscheidungssequenz nicht nur an den Korngrenzen, son-dern gleichmäßig verteilt im gesamten Kornvolumen ab. Die Stärkeder Festigkeitssteigerung durch die Ausscheidungshärtung ergibt sichnun aus der Behinderung der Versetzungsbewegung durch die ver-schiedenen Stadien der Ausscheidungssequenz. Kleine, kohärenteTeil-chen können von den Versetzungen durch Schneiden überwundenwerden (Friedel-Effekt), große, inkohärente Teilchen können von denVersetzungen durch Umgehen überwunden werden (Orowan-Me-chanismus).Bei kurzen Auslagerungsdauern (Vorliegen von GPI-Zonen, von klei-nen kohärenten Teilchen), d. h. bei Zwischenlagerung bzw. Kaltausla-gerung (aber auch Unteralterung), tritt daher nur ein geringerer An-stieg der 0,2%-Dehngrenze auf. Ebenso ist die Dehngrenze bei langenAuslagerungsdauern (bei überwiegendem Vorliegen von Θ´- bzw.auch schon von stabilen Θ-Phasen, von größeren teil- bzw. inkohä-renten Teilchen), eine sogenannte Überalterungsbehandlung, infolgederVergröberung der Ausscheidungen wieder gering [30, 31, 32].Eine maximale Dehngrenze (aber auch Härte) ist im Bereich desAuftretens der GPII-Zonen bzw. zu Beginn der Bildung der Θ´-Pha-sen festzustellen, die von ihrer Größe und ihren Kohärenzspannungenher sowohl dem Schneiden als auch dem Umgehen durchVersetzun-gen einen maximalen Widerstand entgegensetzen. Dieser Zustandmit dem Ziel hoher Festigkeit wird in der Regel beim Ausscheidungs-härten von Aluminiumlegierungen angestrebt [33]. In AbhängigkeitderWarmauslagerungstemperatur und Auslagerungszeit ergeben sichdadurch hinsichtlich der Festigkeitseigenschaften charakteristischeKurvenscharen, wie sie in Bild 16 dargestellt und auch durch Unter-suchungen der Gusslegierung Al Si9Cu3(Fe) [30, 31, 32, 33] be-kannt sind.

Bei Zugrundelegung dieses Verlaufs der Kurven wird allerdings ver-einfacht angenommen, dass es sich nur um eine Ausscheidungsarthandelt. In der Praxis, wie auch im vorliegenden System der Legie-rung Al Si12CuNiMg, folgen meistens mehrere metastabile Phasenaufeinander, so dass die Verhältnisse etwas komplizierter sind. Zudemkönnte es auch, wie in dieser Untersuchung bei Legierung vomTyp Berwünscht, durch die sehr hohen Kupfer- und Magnesium-Gehalteund den dadurch möglichen Einbau der Kupfer- und Magnesium-Ato-me auf der Ausscheidungsoberfläche zu einer Erniedrigung der Aus-scheidungs-Matrix-Grenzflächenenergie (γ) kommen. Dies hätte ei-nerseits auch eine vermehrte Keimbildung zur Folge (nach der klassi-schen Keimbildungstheorie ist die Aktivierungsenergie für homogeneKeimbildung ∆G proportional der Grenzflächenenergie γ), anderer-seits zusätzlich unterdrücktes Teilchenwachstum. In diesem Fall solltendie Ausscheidungen in der Legierung B auch nach längeren War-mauslagerungszeiten kleiner bleiben bzw. wären dann die Eigenschaf-ten unabhängig von einer vorhergehenden Raumtemperatur-Zwi-schenlagerung.

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Bild 16: Warmauslagerungsverhalten von Al-Cu-, Al-Si-Cu- oder Al-Si-Mg-Le-gierungen in Abhängigkeit derWarmauslagerungstemperatur und -dauer [34]

7. Verlauf der Eigenschaften inAbhängigkeitderWarmauslagerungsparameter

7.1 Durchführung derWarmauslagerung und derZwischenlagerung

Um eine eventuelle Kaltauslagerung zu unterbinden, wurden nichtbenötigte Rohgussstäbe sofort nach dem Abguss und dem Abschre-cken aus der Gießhitze in Wasser in einem Kühlaggregat bei einerTemperatur von ca. –32°C zwischengelagert. Die Rohgussstäbe zurDurchführung der T5-Wärmebehandlung wurden in einen Umluft-Kammerofen chargiert.Als Startpunkt für die Bestimmung derWarmauslagerungsdauer wur-de ein Zeitpunkt von 15 Minuten nach Chargieren der Probestäbe inden Ofen definiert: das ist ungefähr jene Zeitdauer, die zu einer voll-ständigen Durchwärmung der Stäbe auf Ofentemperatur notwendigist. Eine in den nachfolgenden Diagrammen angegebene Auslage-rungszeit von 30 Minuten bedeutet somit, dass sich die Proben insge-samt 45 Minuten im Ofen befunden haben. Danach wurden die Roh-gussproben an Luft abgekühlt und unmittelbar nach Abkühlung aufRaumtemperatur (Dauer ca. 30 Minuten) die genormten B 12x60Zugstäbe angefertigt. Mit dieser Vorgangsweise kann ein Verzug derProben nahezu ausgeschlossen werden bzw. wird dadurch gewähr-leistet, dass keine vorhergehende Kaltauslagerung die Ergebnisse derWarmauslagerung und der nachfolgenden Zugprüfung überlagernoder verändern kann.

7.2 T5-WärmebehandlungsvariantenVon einigen Legierungsherstellern wird empfohlen, eine verkürzteT5-Wärmebehandlung bei 225°C mit einer Dauer von 3 Stundendurchzuführen. Es galt im Rahmen dieser Untersuchung festzustellen,ob diese T5-Variante das Optimum hinsichtlich der Festigkeits-und/oder Härteeigenschaften darstellt. In der Literatur konnte keinHinweis gefunden werden, in welchem Maße eine Zwischenlagerungbzw. eine eventuell vor der T5-Wärmebehandlung stattgefundeneKaltauslagerung das Eigenschaftsprofil beeinflusst. Aus diesem Grundwurde für ein Seriengussteil eine Zwischenlagerungsdauer von 24Stunden angenommen und dieser Einfluss ermittelt.Bei Legierung A wurden die T5-Varianten bei Temperaturen von225°C und 250°C vorgenommen, wobei die Durchführung dieser

Warmauslagerungsvarianten sowohl unmittelbar nach dem Guss(F+T5/225°C bzw. F+T5/235°C, wobei F als Kurzzeichen für denGusszustand steht (as fabricated)) als auch nach vollständiger Kalt-auslagerung (T1+T5/225°C,T1+T5/250°C) erfolgte. Zusätzlich wur-de eine T1+T5-Wärmebehandlung bei einer Auslagerungstempera-tur von 275°C (T1+T5/275°C) durchgeführt. Erst nachVorliegen derErgebnisse der Zugprüfung von Legierung A wurden dieWarmausla-gerungsparameter für die Legierung B festgelegt, wobei hier die Pro-ben unmittelbar nach dem Guss bei 235°C und 250°C ausgelagertwurden (F+T5/235°C, F+T5/250°C) bzw. die bereits vollständig kalt-ausgelagerten Stäbe bei den Temperaturen 150°C, 225°C und275°C (T1+T5/150°C,T1+T5/225°C,T1+T5/275°C) wärmebehan-delt wurden. Aus den Ergebnissen der Legierungen A und B wurdefür die Legierung C als Optimum eine einzigeWärmebehandlungsva-riante abgeleitet und zwar wie folgt: Zwischenlagerung für 24 Stun-den und nachfolgende Warmauslagerung bei einer Temperatur von235°C (T1/24h+T5/235°C). Alle Wärmebehandlungsvarianten sindin einer Übersicht in Tabelle 9 aufgelistet.

7.3 0,2%-Dehngrenze und Härte der LegierungenA und B

Im Vergleich der Dehngrenzen der Legierungen A (Bild 16) und B(Bild 17) zeigt sich, dass die Theorie der herabgesetzten Ausschei-dungs-Matrix-Grenzflächenenergie (siehe Kap. 6) nur eine sekundäreRolle spielt bzw. nicht zutrifft. Beide Legierungen erzielen ähnlicheHöchstwerte bei Auslagerungstemperaturen um 225°C (mitWertenvon Rp0,2 = 280 bis 290 MPa) nach ca. zwei Stunden.Dieses Festigkeitsmaximum wird von Legierung B bereits nach einerStunde erreicht, wenn die Auslagerungstemperatur dafür nur gering-fügig auf 235°C angehoben wird. Erst mit der Bildung der Θ´-Phasen,d. h. bei Vorliegen einer höheren Warmauslagerungstemperaturund/oder Auslagerungsdauer, fallen die Rp02-Werte ab und die Maxi-ma der Dehngrenzen verschieben sich unter diesen Voraussetzungenzu deutlich kürzeren Auslagerungszeiten.Höhere Temperaturen als 235°C für die Warmauslagerung zu ver-wenden, scheidet daher in der betrieblichen Praxis aus verfahrens-technischen Gründen aus, da die Maxima frühzeitig auftreten und da-bei sehr schnell durchfahren werden (siehe Kurven A, B:T1+T5/250°C). Aufgrund der Trägheit der industriellen Öfen, der

nicht immer exakt einzuhaltenden Zeitdauerder manuellen Tätigkeiten wie Chargierenund Entnehmen, lassen sich bei Temperatu-ren um 250°C oder höher keine reprodu-zierbaren mechanischen Eigenschaften erzie-len. Eine kurze Zeitverzögerung bis zur Ent-nahme würde bereits einen drastischen Ab-fall der Festigkeits- und Härtewerte verursa-chen. Die ursprünglich geplante Wärmebe-handlung mit den Parametern 225°C/3 h istaufgrund der dabei bereits eingetretenenÜberalterungsvorgänge wiederum auchnicht sinnvoll, insbesondere was, wie nachfol-gend gezeigt wird, auch den Verlauf derOberflächenhärte betrifft.Sehr wohl hängen aber die Entmischungski-netik als auch die Oberflächenhärte starkvon einer Raumtemperatur-Zwischenlage-rung ab, da zum einen die Rp0,2-Werte beivorhergehender Kaltauslagerung höher lie-gen (vgl. in Bild 17 die Kurven vonF+T5/225°C mit T1+T5/225°C), aber auchdie Maximalhärten bei vorhergehender Kalt-auslagerung wesentlich früher auftreten.Überraschend ist jedoch, dass die Maximal-härten bei einer T1+T5-Behandlung höherausfallen als im F+T5-Zustand (Bild 19 undBild 20). Hinsichtlich der Härte kann daher

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Tabelle 9: Wärmebehandlungsvarianten der Legierungen A bis C, alle Probestäbe wurden nach demEntformen mit der Gießhitze imWasserbad abgeschreckt

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Bild 17: Legierung A,Verlauf der 0,2%-Dehngrenze in Abhängigkeit der Zwi-schenlagerung (F bzw.T1) und der Auslagerungstemperatur bzw. -dauer

Bild 18: Legierung B,Verlauf der 0,2%-Dehngrenze in Abhängigkeit der Zwi-schenlagerung (F bzw.T1) und der Auslagerungstemperatur bzw. -dauer

Bild 21: Legierung A, Verlauf der Bruchdehnung in Abhängigkeit der Zwi-schenlagerung (F bzw.T1) und der Auslagerungstemperatur bzw. -dauer, Zu-nahme der Dehnung bei Überalterung

Bild 22: Legierung B, Verlauf der Bruchdehnung in Abhängigkeit der Zwi-schenlagerung (F bzw.T1) und der Auslagerungstemperatur bzw. -dauer

Bild 19: Legierung A, Verlauf der Härte in Abhängigkeit der Zwischenlage-rung (F bzw.T1) und der Auslagerungstemperatur bzw. -dauer

Bild 20: Legierung B, Verlauf der Härte in Abhängigkeit der Zwischenlage-rung (F bzw.T1) und der Auslagerungstemperatur bzw. -dauer

vermutet werden, dass – nach Betrachtung der Ausscheidungsse-quenz – eine Kombination von GPII- und Θ´´-Phasen günstiger ist alsdie Kombination von Θ´´- mit Θ´-Phasen. Dies äußert sich auch da-rin, dass bei längerer Auslagerungsdauer oder höherer Auslagerungs-temperatur die Härtewerte rasch abfallen. Insbesondere wird dieseThese auch dadurch bestätigt, dass bei einer Auslagerungstemperaturvon 150°C die Härtewerte auf konstantem Niveau bleiben bzw. so-gar eine Tendenz eines leichten Anstiegs mit zunehmender Auslage-rungsdauer zu erkennen ist (Bild 20). Im Festigkeitsmaximum bei225°C und 2 Stunden liegen die Härtewerte bereits deutlich unterden zuvor durchlaufenen Härtemaxima, vor allem Legierung B ver-liert bereits nach ca. einer halben Stunde die Härte. Wie zuvor beider Diskussion der Dehngrenzenkurven erwähnt, führt die auch viel-fach in der Literatur vorgeschlagene Wärmebehandlung bei225°C/3h bereits zu einem deutlichen Abfall der Härte.Die Auswirkungen der Ausscheidungen bei der Legierung Al Si12Cu-NiMg hinsichtlich Dehngrenze und Härte lassen sich daher wie folgtannehmen:● Eine günstige Kombination von GPII- und Θ´´-Phasen erhöht dieHärte.

● Die optimale Einstellung eines ausgewogenen Θ´´- und Θ´-Pha-senanteiles erhöht die Dehngrenze.

● Bezüglich des Magnesium-Gehaltes ist festzustellen, dass sich die-ser – im Gegensatz zur Kaltauslagerung – bei einer Warmausla-gerung nicht signifikant auswirkt.

● Die Starttemperatur für die Bildung der GPII-Phasen bei derWar-mauslagerung liegt höher als 150°C, vermutlich im Temperaturbe-reich um 200°C.

In Bild 21 und Bild 22 sind die Verläufe der Dehnungen von Legie-rung A und B dargestellt. Legierung A fällt von ca. 1,8 % im weichenGusszustand im Verlauf der Wärmebehandlung unabhängig von Zwi-schenlagerung oder Auslagerungstemperatur auf Dehnungen um ca.0,3 – 0,4 % ab (d. h. das Minimum der Dehnung fällt in etwa mitdem Festigkeitsmaximum zusammen). Im Laufe der Überalterungsteigen die Dehnungswerte wieder an.Der Abfall der Dehnung bei Legierung B im Zuge derWarmauslage-rung fällt noch deutlicher aus (auf rd. 0,2 %), zudem ist die Dehnungim weichen Ausgangszustand F mit rd. 1,0 % deutlich niedriger als beiLegierung A.Auch hier tritt eine Erholung der Dehnung im Laufe derÜberalterung ein, wenngleich nicht in dem Maße wie sie bei Legie-rung A festzustellen ist. Als Ursache kann die Ausbildung von groben,intermetallischen Phasen bei dieser Legierungsvariante angenommenwerden.Aus Sicht der Dehnung ist daher, wie zu erwarten, Legierung A zubevorzugen, bei hohen Härtewerten jedoch Legierung B. Bei reinerKaltauslagerung und Einsatztemperaturen von unter 150°C liefert Le-gierung B mit über 120 HB sehr gute Härtewerte bei einer gleichzei-tig hohen Dehngrenze von Rp0,2 um 180 MPa und noch akzeptablenDehnungen um 1,0 %. Es erscheint plausibel, dass die Verschleißbe-

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Bild 23: Legierung C, Dehngrenze in Abhängigkeit der Warmauslagerungs-dauer bei 235°C, deutlicher Härteanstieg nach ca. 45 min

Bild 24: Legierung C, Härte in Abhängigkeit derWarmauslagerungsdauer bei235°C, moderater Abfall der Härte bei Überalterung

Bild 25: Legierung C, Dehngrenze ggü. Härte, in Abhängigkeit der Warmaus-lagerungsdauer bei 235°C, Anpassung der Ofenzeiten an die Praxisgegeben-heiten

Bild 26: Legierung C, Bruchdehnung in Abhängigkeit der Warmauslagerungs-dauer bei 235°C, Dehnungsminimum im Bereich des Festigkeitsmaximums

ständigkeit bei der Legierungsvariante B eher besser ausfallen wird alsbei Legierung A, da vermehrt nickelhältige Phasen im Gefüge auftre-ten. DieseVermutung wurde jedoch noch nicht näher untersucht unddamit bestätigt.Eine Optimierung der Legierung Al Si12CuNiMg zu ausgewogenenFestigkeits- und Dehnungsverhältnissen ist daher wenig sinnvoll, dabeide Varianten bei einer Warmauslagerung einen sprunghaften An-stieg der Härte aufweisen bei einem gleichzeitigen Eintreten in Formeines sprunghaften Abfalls der Dehnung – diese zeigt eine Quasi-Versprödung. Diesem Verhalten kann nur durch sehr rasche Abküh-lung und der damit verbundenen Bildung kleiner sekundärer Dendri-tenarmabstände (SDAS unter 10 µm) und der Ausbildung kleinsterKorngrößen (unter 50 µm) entgegengewirkt werden, was aber inGussteilen mit herkömmlichen Gießverfahren nicht darstellbar ist.

7.4 Ableitung der Legierung C aufgrund derErgebnisse der LegierungenA und B

Die Auslagerungskurven der Varianten A und B haben gezeigt, dassdie Forderungen nach hoher Dehngrenze und hoher, bleibender Här-te bei gleichzeitig kurzerWärmebehandlungsdauer nicht zu erreichensind, die Durchführung einer Warmauslagerung aber eine deutlicheSteigerung der mechanischen Eigenschaften bewirkt.Ausgehend von einer praxisnahen Zwischenlagerungszeit zwischenAbguss und Warmauslagerung von ca. 24 Stunden wurde eine opti-mierte Variante C erschmolzen, bei der im Vergleich zu der Legie-rungsvariante A die Kupfer- und Magnesium-Gehalte angehobenwurden, damit eine höhere Keimbildung für die GPI-Zonen innerhalbeiner 24-stündigen Zwischenlagerung vorliegt. Zugleich wurden eineKornfeinung sowie Veredelung durchgeführt. Der Gehalt des teurenLegierungselementes Nickel wurde an der Untergrenze belassen, dakein signifikanter Effekt in Bezug auf die Beibehaltung der Härte nach-gewiesen werden konnte. Aus den Kurvenverläufen der Warmausla-gerung der Legierungsvarianten A und B konnte gefolgert werden,dass die optimale Temperatur für eine Warmauslagerung dieser Vari-ante C bei 235°C liegen müsste.Diese Legierung stellt somit einen Kompromiss für eine kurze Wär-mebehandlungsdauer und niedrige Legierungskosten bei gleichzeitig zuerzielenden hohen 0,2%-Dehngrenzen und Härtewerten dar. Dabeiwird in Kauf genommen, dass die Dehnung eher niedrig ausfallen wird,wobei hier nochmals erwähnt wird, dass eine angestrebte Verbesse-rung der Dehnung durch ein niedrigeres Fe/Mn-Verhältnis nicht Erfolgversprechend sein wird. Nachfolgend sind in den Bildern 23 bis 25in Analogie zu den Legierungsvarianten A und B die Ergebnisse derWarmauslagerung für Rp0,2, Härte und Bruchdehnung angeführt.Die optimierte Variante zeichnet sich durch einen raschen und un-mittelbaren Härteanstieg aus, der nach ca. 30 min Warmauslage-rungsdauer bei 235°C eintritt (Bild 24), der nachfolgende Abfall der

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Bild 27: Legierung C, Zustand T124h+T5235°C:Hohe Ausscheidungsdichte (GPII-Zonen und Q´´-Phasen),Teilchen weisen Größen von 25 bis 50 nmauf.

Bild 28: Legierung C, Zustand T1/24h+T5/235°C/1h(für 24 h bei Raumtemperatur zwischengelagertund anschließend bei 235°C für 1 h warmausgela-gert), Aufstauen von Versetzungen an den Aus-scheidungen

Bild 29: Legierung C, Zustand T1/24h+T5/235°C/2h(für 24 h bei Raumtemperatur zwischengelagertund anschließend bei 235°C für 2 h warmausgela-gert): Teilchenwachstum bei längerer Auslagerungs-dauer, Θ’- und Θ-Phasen, die stäbchenförmigenAusscheidungen weisen Größen bis zu 200 nm auf.

Härte fällt moderat aus. Für die Anpassung der Wärmebehandlungbedeutet dies, dass Seriengussteile mit ähnlicher Wanddicke wie diegetrennt gegossenen Kokillenstäbe relativ genau nach einer Stundeab dem Einlegen in den Ofen entnommen werden müssen. In dieserZeit ist dann aber bereits die Aufwärmung und Durchwärmung derGussteile inkludiert. Damit wird eine Kombination einer Rp0,2 vonüber 280 MPa (Bild 23) bei einer Härte von HB 135 erzielt. DerVerlauf der Warmauslagerung ist als Rp0,2-Härte-Diagramm inBild 25 dargestellt. Bei Durchführung einerWarmauslagerung steigendie Dehngrenze und die Härte somit an, die Dehnung sinkt aber so-fort ab, es tritt also auch bei Legierung C eine Quasi-Versprödung auf.Die Bruchdehnung ist für den geplanten Verwendungszweck wenigrelevant und beträgt rd. 0,3 % (Bild 26). Gegenüber der Ausgangs-variante A mit normkonformer Zusammensetzung ist somit eine Ein-sparung von über zwei Stunden an Wärmebehandlungszeit beigleichzeitiger Erhöhung der Härte um 12,5 % bzw. auch eine Einen-gung der Streuung der Härte möglich.

7.5 TEM-Untersuchung der warmausgelagertenProben

Die Untersuchung erfolgte an Proben der Legierung C, die bei einerStunde und 235°C (T12/24h +T5/235°C) und 2 Stunden bei 235°Cwarmausgelagert wurden. Bei der Warmauslagerung wandeln sichdie GPI- in GPII-Zonen (semikohärent) und in Θ´´-Phasen (vollkohä-rent, metastabil) um, wobei diese aufgrund der Diffusion wachsenund, wie in Bild 27 gezeigt, nun eine Größenordnung von 25 bis 50nm aufweisen. Hierbei stauen sich bereits die Versetzungen an dengrößeren Ausscheidungen (Bild 28) und versuchen, diese unter Bil-dung einesVersetzungsringes zu umgehen.Bei zwei Stunden Auslagerungsdauer haben sich dann die meistenΘ´´- in Θ´-Phasen umgewandelt bzw. tritt bereits auch die stabileund kohärente Modifikation in Form der Θ-Phase auf, wobei es sichbei letzteren um Stäbchen längs der <100>-Matrix handelt, die Grö-ßenordnungen von 200 nm aufweisen (Bild 29). Die Ergebnisse derTEM-Untersuchung spiegeln daher sehr gut die theoretischenGrundlagen der Ausscheidungssequenz wieder.

8.8. ZusammenfassungZusammenfassungDie Kolbengusslegierung Al Si12CuNiMg zeichnet sich durch hoheFestigkeitseigenschaften und hohe Härte bei gleichzeitig guten Ver-schleißeigenschaften aus. Die Dehnungen sind für viele Anwendungennicht von Relevanz und erreichen kaumWerte über 1 %. Die höchs-ten mechanischen Eigenschaften werden durch eine gezielteWärme-behandlung erreicht. Es wurden getrennt gegossene Kokillenguss-Pro-bestäbe und Bauteile aus Varianten der Legierung Al Si12CuNiMghergestellt und die statischen mechanischen Eigenschaften nach einer

200 nm 100 nm 200 nm

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Kontaktadresse:Österreichisches Gießerei-InstitutA-8700 Leoben, Parkstraße 21Tel.: +43 (0)3842 43101 0, Fax:43101 1E-Mail: [email protected]

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Kaltauslagerung bzw. einer Zwischenlagerung mit nachfolgender T5-Wärmebehandlung ermittelt.Aus den Ergebnissen der Kaltauslagerung konnten folgende Schluss-folgerungen abgeleitet werden:●● Durch eine Strontium-Veredelung weist die Legierung Al Si12Cu-NiMg hinsichtlich des Gießverhaltens und der Erstarrungsmor-phologie ein ähnlich gutes Verhalten wie naheutektische Alumini-um-Silizium-Legierungen auf und zeichnet sich durch eine signifi-kant bessere Bearbeitbarkeit als übereutektische Legierungen aus.

●● Der Zusatz eines Kornfeinungsmittels bewirkt eine deutliche Ver-kleinerung der Korngröße, was sich ebenfalls positiv hinsichtlichdes Erstarrungsverhaltens und der statischen mechanischen Eigen-schaften auswirkt.

●● Die für eine vollständige Kaltaushärtung benötigte Lagerdauer beiRaumtemperatur beträgt ca. 8 Tage. Die Festigkeitssteigerung istdabei vor allem auf die Gitterverzerrung infolge der gleichmäßigverteilten und kleinen Ausscheidungen zurückzuführen (GPI-Zo-nen), die Kohärenzspannungsfelder hervorrufen und somit dieVersetzungsbewegung erschweren.

Aus den Ergebnissen der Zwischenlagerung mit nachfolgender T5-Warmauslagerung lässt sich ableiten:●● Die für die Bildung der festigkeitssteigernden Ausscheidungen not-wendige Starttemperatur für eine T5-Wärmebehandlung liegtüber 150°C.

●● Eine Zwischenlagerung und die damit verbundene Bildung einerhohen GPI-Zonendichte wirken sich positiv auf die mechanischenEigenschaften bei einer nachfolgendenT5-Wärmebehandlung aus.

●● Bei längeren Auslagerungszeiten zeigen alle Legierungsvariantender Al Si12CuNiMg einen ausgeprägten Überalterungseffekt, dersich in einem Abfall der Dehngrenze und der Härte äußert.

●● Bei optimierter Zusammensetzung (Cu, Mg, Ni, Si) und geeigneterWahl der Auslagerungstemperatur werden die höchsten Festig-keitseigenschaften und Oberflächenhärten bereits nach kurzerAuslagerungsdauer erzielt (Legierungsvariante C, 235°C, 45 min).Eine günstige Kombination in der Verteilung von GPII- und Θ´´-Phasen erhöht dabei die Härte. Die optimale Einstellung einesausgewogenen Θ´´- und Θ´-Phasenanteiles erhöht die Dehn-grenze.

Gegenüber den in Empfehlungen der Legierungshersteller angegebe-nen Zeitdauern für eine T5-Wärmebehandlung kann eine deutlicheVerkürzung und damit Kosteneinsparung erzielt werden, wobei die inder Norm EN 1706 für AC-48000 genannten Mindestwerte fürOberflächenhärte, 0,2%-Dehngrenze und Zugfestigkeit deutlich über-troffen werden.

Die Autoren danken der Österreichischen Forschungsförde-rungsgesellschaft für die Unterstützung der vorliegendenArbeit im Rahmen des Förderprogrammes Prokis07.

Literatur[ 1] K. Bing,W. Sander: Kolben für Hochleistungsmotoren – Herausforde-

rung für die Gießtechnik, Gießerei-Praxis, 2005, Nr. 10, S. 373-379.[ 2] EN 1706:1998, Aluminium und Aluminiumlegierungen, Gussstücke,

Chemische Zusammensetzung und mechanische Eigenschaften, CENEuropäisches Komitee für Normung, Brüssel, März 1998, Referenz Nr.EN 1706:1998 D.

[ 3] Aluminium-Gusslegierungen,Aleris Recycling (GermanWorks) GmbH,3.Auflage, 2004.

[ 4] Hüttenaluminium-Gusslegierungen, Aluminium Rheinfelden GmbH,Ausgabe 6, 2.Auflage, November 1994.

[ 5] Aluminium-Gusslegierungen, Legierungsprospekt, SAG AluminiumLend GmbH.

[ 6] J. Qiao, X. Liu, X. Bian, X. Liu., Relationship between microstructuresand contents of Ca/P in near-eutectic Al–Si piston alloys, Materials Let-ters 2005 (59), S.1790–1794.

[ 7] R. Li, D. Li,Y. Zhao, L. He, C. Li, H. Guan, et al., Age-hardening behaviorof cast Al–Si base alloy, Materials Letters 2004 (58), S. 2096–2101.

EinleitungSteigende Leistungsdichten, speziell im Motorenbau, führen dazu, dassGussbauteile aus Aluminiumlegierungen, wie beispielsweise Zylinder-köpfe oder Kurbelgehäuse, zunehmend an die Grenze ihrer Belast-barkeit stoßen.

Die für die Zukunft prognostizierten Leistungssteigerungen (z. B. Ein-spritzdrücke von 2.000 bar) sind nur realisierbar, wenn es gelingt, diestatischen mechanischen Eigenschaften (Dehngrenze, Zugfestigkeitund Bruchdehnung) und die dynamischen mechanischen Eigenschaf-ten (Schwingfestigkeit und Betriebsfestigkeit) für Aluminiumlegierun-gen zu verbessern. Die Aluminiumlegierungen stehen hier imWettbe-werb mit anderenWerkstoffen und laufen Gefahr Marktanteile zu ver-lieren, falls es nicht gelingt, die neuen Herausforderungen zu erfüllen.

Eine Möglichkeit, die Festigkeit von Sandgussteilen gezielt lokal zu er-höhen, ist der Einsatz von Kühlkokillen (Kühleisen, Schreckplatten).Hierbei werden Formstoff und/oder Sandkerne partiell durch Kokil-len aus Grauguss ersetzt. Die bessere Temperatur- undWärmeleitfä-higkeit dieser Kokillen gegenüber herkömmlichen Formstoffen führtzu einer schnelleren Erstarrung der Schmelze im Einflussbereich derKokille. Diese beschleunigte Abkühlung sorgt für ein lokal feineresGefüge mit geringerer Porosität und daraus resultierend für verbes-serte statische und dynamischeWerkstoffeigenschaften.

ZieleZiel der am Österreichischen Gießerei-Institut durchgeführten Un-tersuchungen war eine exakte Dokumentation des Einflussbereichessolcher Kühlkokillen und ihre Auswirkung auf die Werkstoffkennwer-te. Durch das Zusammenwirken von Simulation, metallographischerUntersuchung sowie statischer und dynamischer Werkstoffprüfunggelingt es, eine Korrelation zwischen Abkühlgeschwindigkeit, der loka-len Gefügeausbildung (Sekundärdendritenarmabstand) und den me-chanischen Kennwerten zu ermitteln.

VersuchsablaufProbengeometrieIn der ersten Projektphase fand die Konstruktion von verschiedenenProbengeometrien, welche in der Praxis eingesetzten Gussbauteilennachempfunden und angenähert wurden, statt. Die mittels MAGMA-

soft 4.4 durchgeführte Formfüllungs- und Erstarrungssimulation zeig-te für die verschiedenen Geometrien denWirkungsbereich der Kühl-kokillen auf die Erstarrungsgeschwindigkeit.Ausgehend von den Ergebnissen der Simulation erfolgte die Selekti-on der effektivsten Probenform. Die in Abb. 1 dargestellte Geome-trie sollte näherungsweise Verhältnisse schaffen, wie sie beim Abgusseines Kurbelgehäuses in der Hauptlagerwand auftreten.Für die Formen wurde bentonitgebundener Sand verwendet, als Ker-ne kamen Cold-Box-Kerne, Chromitsandkerne bzw. eine Kühlkokilleaus GJL200 zum Einsatz.

SimulationIn der Simulation sind signifikante Unterschiede hinsichtlich der loka-len Erstarrungszeiten ersichtlich. Die Probe mit eingelegtem Sand-kern erstarrt sehr langsam und gleichmäßig, die Erstarrungszeit be-trägt rd. 300 s (Abb. 2).

Wirkung von Kühlkokillen im Sandguss auf Gefügeund mechanische Eigenschaften der Legierung

ENAC-Al Si7MgInfluence of Chill Plates on Microstructure and Mechanical Properties of Sandcast Al-Alloy EN AC-AlSi7Mg

Dipl.-Ing.Thomas Pabel, nach der Maschi-nenbau-Ingenieursausbildung an der HTL inKapfenberg Studium der Werkstoffwissen-schaften an der Montanuniversität Leoben.Seit 2001 wissenschaftlicher Sachbearbeiteram Österreichischen Gießerei-Institut in Le-oben: in der Abteilung Nichteisenguss als Scha-densanalytiker, in der Werkstoffentwicklungund alsWeiterbildungsbeauftragter.

Dipl.-Ing.Gerhard SchindelbacherAbsolvent der Montanuniversität Leoben,Fachgebiet Metallurgie. Seit 1985 Leiter derAbteilung NE-Metall-Gusswerkstoffe am Ös-terreichischen Gießerei-Institut (ÖGI) Leoben,seit 1998 Institutsleiter und seit 2007 auch Ge-schäftsführer des Vereins für praktische Gieße-reiforschung (ÖGI).


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Abb. 1: 3D–Modell der Probengeometrie

Abb. 2: Erstarrungssimulation für Abgüsse mit einem Sandkern; die Farbco-dierung gibt die lokale Erstarrungszeit an

Andererseits beeinflusst die Verwendung einer Kühlkokille weite Teileder Probe. Ausgehend von der Kokille, wo die Erstarrung bereitsnach weniger als 35 s abgeschlossen ist, bilden sich annähernd parallelausgebildete Zonen mit unterschiedlichen Erstarrungszeiten(Abb. 3). Der große Unterschied in der lokalen Erstarrungszeit istdie Folge unterschiedlicher thermophysikalischer Eigenschaften vonKühlkokille und Sandkern. So beträgt die Temperaturleitfähigkeit bei400°C für die Kühlkokille aus Grauguss 8,8 mm2/s und jene für Cold-Box-Kerne lediglich 0,45 mm2/s. Diese lokal und temporär verschie-

denen Abkühlungsraten werden sich in der angeschlossenen metallo-graphischen Untersuchung in Form eines ausgeprägten Gradienten-gefüges widerspiegeln.Für die Simulation der lokalen Erstarrungszeit wurden im Bauteil zweifiktiveThermoelemente (Abb. 4) an jenen Stellen platziert, an denenim weiteren Verlauf die Proben für die Ermittlung der statischen unddynamischen Eigenschaften entnommen wurden (Abb. 5).

AbgussZur praktischen Umsetzung erfolgte die Anfertigung einer Formplat-te. Die Speiser und Anschnitte wurden nach Nielsen berechnet. In je-dem Formkasten konnten sechs Proben, jeweils drei mit Sandkernund drei mit Kühlkokille, platziert werden. Das Abformen der Kästenerfolgte auf einer Shuttle-Impact-Formanlage.Als Legierung wurde eine handelsübliche, mit Strontium dauerver-edelte, Primärlegierung EN AC-Al Si7Mg0,3 verwendet.Alle abgegos-senen Proben wurdenT6-wärmebehandelt.Für dieWärmebehandlung wurden folgende Parameter gewählt:● Lösungsglühen: 535°C, 3 Stunden● Abschrecken inWasser (RT)● Warmauslagern 165°C, 8 Stunden● anschließend OfenabkühlungIn Abb. 6 sind die Schlifflagen für die metallographischen Untersu-chungen und Entnahmestellen der Zugstäbe und der Proben für dieUmlaufbiegewechselprüfung eingezeichnet.

Metallographische UntersuchungenDer Haupteinflussfaktor auf den Sekundärdendritenarmabstand(SDAS) und somit auf die Feinheit des Gefüges ist die Abkühlge-schwindigkeit. Der Einsatz von Kernen mit besserer Wärmeleitfähig-keit (Kühlkokille, Chromitsandkern) sorgt lokal für kürzere Erstar-rungszeiten und führt dadurch zu einem Gradientengefüge, d. h. zuunterschiedlichen Dendritenarmabständen in Abhängigkeit von derEntfernung zum Kern.Zur Bestimmung der Gefügestruktur wurde ein metallographischerSchliff über den gesamten Probenquerschnitt angefertigt. Die polier-ten Proben wurden mit Keller’scher Reagenzlösung geätzt, das Mikro-gefüge beurteilt und in Abständen von jeweils 5 mm, ausgehend vomKern bzw. der Kühlkokille, die mittleren SDAS mittels quantitativemBildanalysesystem (AnalySISFIVE) ermittelt.Das Mikrogefüge ist charakteristisch für eine untereutiktische AlSi-Le-gierung und besteht aus dem hellen α-Primärmischkristall und dem(α+Si)-Eutektikum (Abbn. 7 und 8). Im Gefüge finden sich nur ver-einzelt eisenreiche Ausscheidungen in Form von Nadeln Al5FeSi und

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Abb. 3: Erstarrungssimulation für Abgüsse mit einer Kühlkokille; die Farbco-dierung gibt die lokale Erstarrungszeit an

Abb. 4: Fiktive Thermoelemente in verschiedenen Abständen zur Kühlkokillebzw. zum Sandkern zur Simulation der lokalen Erstarrungszeit

Abb. 5: Simulation der lokalen Erstarrungszeiten an den Positionen 1 und 2für den Abguss mit einer Kühlkokille und für den Abguß mit einem Sandkern

Abb. 6: Schlifflage (AB) für metallographische Untersuchungen und Position fürdie Entnahme von Zugstäben und Proben für die Umlaufbiegewechselprüfung

in „chinese script form“ Al15(FeMn)3Si2. Das eutektische Silizium istbei den Abgüsse mit der Kühlkokille sehr fein ausgebildet und optimalveredelt. Die Abgüsse mit Sandkern haben im Vergleich dazu eindeutlich gröberes Eutektikum, die Si-Phase ist partiell unterveredelt.Die Ursache für die unterschiedliche Ausbildung des eutektischen Si-liziums ist in den unterschiedlichen Erstarrungsgeschwindigkeiten be-gründet. Bei identem Strontium Gehalt begünstigt die hohe Erstar-rungsgeschwindigkeit dieVeredelung des Eutektikums.Sehr groß sind die Unterschiede für den Sekundärdendritenarmab-stand in Abhängigkeit vom Kernmaterial und dem Abstand vom Kern(Abb. 9). Proben, in die Kühlkokillen als Kern eingelegt waren, zeigteneine deutliche Abhängigkeit des Gefüges von der lokalen Erstarrungs-zeit. Der SDAS verringerte sich mit steigender Abkühlrate deutlichund betrug in unmittelbarer Nähe zur Kokille nur noch ca. 20 µm(Abb. 7). Der Einfluss dieser Kühlkokillen war bis zu einer Entfernungvon 40 mm vom Kern deutlich in Form eines Gradientengefügesnachweisbar. Für Proben mit eingelegtem Quarzsandkern konnte kei-ne Ortsabhängigkeit des SDAS festgestellt werden. Die Abkühlungerfolgte in diesem Fall langsam und gleichmäßig, die Dendritenarmab-stände sind groß und konstant (rd. 60 µm, siehe Abb. 8).Auch die Proben mit Chromitsandkern hatten in Kernnähe im Ver-gleich zu Proben mit Cold-Box-Kernen ein feineres Gefüge. Der Ef-fekt dieser Kerne war - sowohl hinsichtlich einer Verkleinerung derDendritenarmabstände als auch in derTiefenwirkung - deutlich gerin-ger als bei Proben mit Grauguss-Kokillen.Die lokale ErstarrungszeitTE bestimmt über den ZusammenhangSDAS = k*TE

1/3 (wobei k eine Werkstoffkonstante ist) maßgeblichden Sekundärdendritenarmabstand SDAS. Ein geringer SDAS führtim Allgemeinen zu guten statischen und dynamischen mechanischen

Eigenschaften. Setzt man Ergebnisse der Simulation für die lokale Er-starrungszeit für Abgüsse mit Kühlkokillen und Sandkern in die obigeFormel ein, so ergibt sich für die Sekundärdendritenarmabstände einVerhältnis von ca. 1:2,3.Vergleicht man dazu die bildanalytisch gemes-senenWerte, so beträgt die Relation 20:60 bzw. 1:3. Es zeigt sich also,dass die auf Empirie basierende Gleichung für eine näherungsweiseBestimmung des SDAS durchaus geeignet ist.

StatischeWerkstoffprüfungAus den Zugstäben nach DIN 50.125 der Form B 8x40 mm wurdenim Zugversuch auf einer Universalprüfmaschine die Zugfestigkeit Rm,

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Abb. 7:Abguss mit Kühlkokille, Mikrogefüge 5 mm vom Rand, SDAS = 20 µm

Abb. 9: Sekundärdendritenarmabstand (SDAS) in Abhängigkeit von der Ent-fernung zum Kern

Abb. 8:Abguss mit Sandkern, Mikrogefüge 5 mm vom Rand, SDAS = 60 µm

Abb. 10:Anstieg der Zugfestigkeit durch den Einsatz von Kühlkokillen Abb. 11:Anstieg der Bruchdehnung durch den Einsatz von Kühlkokillen

200µm

200µm

die 0,2%-Dehngrenze Rp0,2% sowie die Bruchdehnung A5d bei Raum-temperatur bestimmt.Die Ergebnisse der Zugprüfung zeigen deutlich den Konnex zwischenlokaler Erstarrungszeit, Sekundärdendritenarmabstand und den me-chanischen Kennwerten. Proben, die in unmittelbarer Nähe zur Kühl-kokille entnommen wurden (Position 1) haben die höchsten Wertefür die Zugfestigkeit und die Bruchdehnung. Die Zugfestigkeit konnteum ca. 10 % erhöht werden, die Dehnung stieg von einem niedrigenAusgangsniveau (0,5 %) auf 4,3 %. Die Ergebnisse sind in denAbbn. 10 und 11 dargestellt. Mit wachsender Entfernung nimmt dieWirkung der Kühlkokille ab und die mechanischen Eigenschaften nä-hern sich, in Analogie zum Sekundärdendritenarmabstand, jenen derProben mit Sandkern. Die Abb. 12 zeigt den Vergleich der beidenSpannungsdehnungskurven in Abhängigkeit vom Abstand zur Kühlko-kille und somit auch des SDAS.

DynamischeWerkstoffprüfungAus den Abgüssen wurden Proben für die Umlaufbiegewechselprü-fungen (Spannungsverhältnis R=-1) nach DIN 50.113 ausgearbeitetund auf unterschiedlichen Lastniveaus geprüft. Die Werte aus denSchwingversuchen wurden mit der statistischen Software SAFD 5.5(Statistical Analysis of Fatigue Data) ausgewertet.

Die Software berechnet aus den Untersuchungsdaten ein Wöhler-diagramm. Dabei werden im Zeitfestigkeitsbereich ausschließlich dieProbenbrüche bzw. Probenanrisse betrachtet. Die Bruchwahrschein-lichkeit wird hier als Funktion der Bruchschwingzahl ermittelt.Im Übergangsbereich zur Schwingfestigkeit geht die Bruchwahr-scheinlichkeit bei bestimmter Lastwechselzahl als Funktion der Bean-spruchung ein. Die Ergebnisse aus den spannungskontrolliertenSchwingversuchen wurden aufgrund der Probenanzahl und der Last-niveaus mittels Perlschnurverfahrens und σ-logN-Normalverteilungim Wöhlerdiagramm (Abbn. 13 und 14) mit Wahrscheinlichkeits-verteilung dargestellt. Es wurde je eineWöhlerkurve für Abgüsse mitKühlkokille bzw. mit Sandkern bei unterschiedlichen Versagenswahr-scheinlichkeiten berechnet.

Wie bei der statischen Werkstoffprüfung zeigte sich auch für dieDauerfestigkeit eine starke Abhängigkeit von der Art der eingelegtenKerne. Die Proben mit Kühlkokille erreichen eine Dauerfestigkeit vonrd. ±100 MPa, während jene mit Quarzsandkern nur ca. ±80 MPa er-zielen (Abb. 15).Die Steigerung in der Dauerfestigkeit durch den Einsatz von Kühlko-killen anstelle von Sandkernen beträgt somit 25 % im Einflussbereichder Kokille.

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Abb.12: α–ε Diagramm für Zugproben aus Abgüssen mit Kühlkokillen. Ab-hängigkeit der mechanischen Kennwerte von der Entfernung zur Kühlkokille

Abb. 13: Wöhlerkurve aus der Umlaufbiegewechselprüfung für Proben ausAbgüssen mit einer Kokille und mit Berechnung der Versagenswahrschein-lichkeiten über die Normalverteilung

Abb. 14: Wöhlerkurve aus der Umlaufbiegewechselprüfung für Proben ausAbgüssen mit einem Sandkern und mit Berechnung der Versagenswahr-scheinlichkeiten über die Normalverteilung

Abb. 15:Vergleich derWöhlerkurven (50 %Versagenswahrscheinlichkeit) fürProben aus Abgüssen mit einer Kühlkokille bzw. mit einem Sandkern

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Abb. 16: Abhängigkeit der Zugfestigkeit und der Schwingfestigkeit vom Se-kundärdendritenarmabstand

Fügt man die Resultate aus den metallographischen Untersuchungenund die Ergebnisse der statischen und dynamischenWerkstoffprüfungzusammen, so kommt man zu der in Abb. 16 dargestellten Abhän-gigkeit der Zugfestigkeit und der Schwingfestigkeit vom Sekundärden-dritenarmabstand.

ZusammenfassungZusammenfassung undund SchlussfSchlussfolgolgerungerungenenIm Zuge einer umfangreichen Versuchsserie konnten die positivenAuswirkungen der höheren Abkühlrate durch den Einsatz von Kühl-kokillen und daraus resultierend, eines kleineren Sekundärdendriten-armabstandes (SDAS), auf die statischen und dynamischen Werk-stoffkennwerte nachgewiesen und der Einflussbereich der Kühlkokil-len bestimmt werden.Für die Untersuchung einer Korrelation zwischen Gefügeparameternund mechanischen Eigenschaften wurden verschiedene, an praxisna-he Bauteile angenäherte, Probengeometrien getestet. Mittels Simula-tion konnten die Möglichkeiten der Modifikation von Gefügeparame-tern durch geänderte Abkühlbedingungen vorausgesagt werden. Der

Einsatz von GG-Kühlkokillen anstelle herkömmlicher Sandkerne ver-ringert lokal die Erstarrungszeiten durch eine bessere Wärmeleitungund erzeugt infolge ein feineres Gefüge mit verbesserten mechani-schen Eigenschaften.Bereits die ersten Ergebnisse der Simulation zeigten den großen Ein-fluss solcher Kühlkokillen auf die Abkühlrate. Im Besonderen wird dieVerweildauer im Zweiphasengebiet zwischen Liquidus- und Solidus-temperatur deutlich reduziert. Kürzere Erstarrungszeiten sorgen imEinflussbereich der Kühlkokille für ein feineres Gefüge (geringere Se-kundärdendritenarmabstände) und es kommt zur Ausbildung einesGradientengefüges in Abhängigkeit vom Abstand zum Kern.Die von der Simulation errechneten und im Vorfeld in diesem Aus-maß nicht erwartete Tiefenwirkung von Kühlkokillen konnte bei denanschließend abgegossenen Proben sowohl in der statischen und dy-namischenWerkstoffprüfung als auch bei der Gefügeauswertung mit-tels quantitativer Bildanalyse bestätigt werden.Die Ergebnisse der statischen und der dynamischen Werkstoffprü-fung zeigen eine deutliche Abhängigkeit von der Gefügeausbildung.Damit konnte der Zusammenhang zwischen der, auch durch Simula-tion ermittelten lokalen Erstarrungszeit, dem Sekundärdendritenarm-abstand (SDAS) und den mechanischen Kennwerten eindeutig nach-gewiesen werden.Durch den Einsatz der Kühlkokille an Stelle des Cold-Box-Kerneskonnte der SDAS von 60 µm auf 20 µm reduziert werden. Die Zug-festigkeit stieg dadurch um ca. 10 %, die Schwingfestigkeit um 25 % an.

DanksagungDie Autoren danken der österreichischen Forschungsgesellschaft fürdie Unterstützung der vorliegenden Arbeit im Rahmen eines FFG-Projektes.

Kontaktadresse:Österreichisches Gießerei-Institut,A-8700 Leoben, Parkstraße 21Tel.: +43 (0)3842 43101 0, Fax:43101 1E-Mail: [email protected], www.ogi.at

1. EinleitungDer Druckguss gehört zu den wichtigsten Verfahren zur Herstellunghochwertiger Gussteile und hat an den Gießverfahren für Alumini-um-Gusslegierungen den mengenmäßig größten Anteil. Dabei wirddas flüssige Metall mit hoher Geschwindigkeit und unter hohemDruck in den Formhohlraum gepresst, wodurch die Druckgießformextremen thermischen, mechanischen, sowie chemischen Angriffendurch die flüssige Aluminiumlegierung während des Gießbetriebesausgesetzt ist. Als Werkstoffe für Druckgussformen und Gießkam-mern werden vorwiegend Warmarbeitsstähle eingesetzt, die auf-grund der herrschenden Einsatzbedingungen folgende Eigenschaftenaufweisen sollten [1]:● Anlassbeständigkeit,● Warmzähigkeit,● Warmverschleißwiderstand,● Temperaturwechselbeständigkeit,● HoheWärmeleitfähigkeit,● Beständigkeit gegen Reaktionen mit dem zu verarbeitendenWerkstoff.

Da vor allem zu dem letztgenannten Punkt insbesondere in Hinblickauf neue Aluminiumlegierungen unzureichende Untersuchungsergeb-nisse vorliegen, ist es Zweck der vorliegenden Arbeit, unterschiedli-che Warmarbeitsstähle hinsichtlich des chemischen Angriffs in unter-schiedlichen flüssigen Aluminiumlegierungen zu untersuchen.Unter dem Angriff von Aluminiumschmelzen versteht man dabei ei-nen Überbegriff für eine Kombination aus Auflösungserscheinung,Klebeerscheinungen (Soldering) und einem Erosionsangriff. Bei denbeiden erstgenannten Mechanismen (Auflösen, Kleben) handelt essich um chemische Angriffsmechanismen. Im Gegensatz dazu wirdErosion durch mechanischeWechselwirkungen zwischen festen Parti-keln in der Aluminiumschmelze und an derWerkzeugoberfläche her-vorgerufen.

Wird die Gießkammer mit flüssiger Aluminiumschmelze gefüllt, sokommt es zur Ausbildung von spröden, intermetallischen Phasen imGrenzflächenbereich Werkzeugstahl – Aluminiumschmelze. Bei demdarauf folgenden Füllvorgang der Aluminiumschmelze in die Druck-gussform müssen diese intermetallischen Phasen gelöst werden, wo-durch eine starke mechanische Schädigung der Gießkammeroberflä-che hervorgerufen wird. Ein ähnlicher Schädigungsverlauf kann auchbeim Erstarren und anschließenden Entformen des Aluminiumdruck-gussteiles in der Druckgussform auftreten.Das Ziel der Arbeit ist es, durch experimentelle Simulation den Me-chanismus des Angriffes von flüssigen Aluminiumlegierungen aufWarmarbeitsstähle in Abhängigkeit der verwendeten Form- bzw.Gießkammerwerkstoffe zu untersuchen.

2.Grundlagen der MetallkorrosionDie Entwicklung der sich bildenden intermetallischen Schicht wäh-rend eines chemischen Angriffs durch eine flüssige Aluminiumlegie-rung auf einen Warmarbeitsstahl zeigt Abb. 1, wobei die Schichtdi-cke in Abhängigkeit der Zeit für 2 Schmelzetemperaturen dargestelltist. Die Kurven ergeben sich hierbei aus zwei miteinander imWettbe-werb stehenden Mechanismen:● Wachstum einer intermetallischen Schicht und● Auflösung der Schicht.Beim Zusammentreffen des Warmarbeitsstahls mit der flüssigen Alu-miniumgusslegierung wächst zu Beginn eine intermetallische SchichtFexAly reaktionskontrolliert in Richtung Flüssigaluminium auf.

Demgegenüber steht die Neigung der Aluminiumschmelze Eisen zulösen, wodurch es nach Bildung einer intermetallischen Schicht mitdefinierter Schichtdicke zum Auflösen dieser intermetallischen Phasekommt. Mit erhöhter Schmelzetemperatur steigt die Löslichkeit desEisens im Aluminium, wodurch auch die Bedeutung des Auflösens imchemischen Angriffsprozess zunimmt.

Die im System Eisen-Aluminium möglichen intermetallischen Phasensind im Phasendiagramm Abb. 2 dargestellt. Es ist zu erkennen, dasssich mit zunehmendem Eisengehalt bei einer Temperatur von 750°Czuerst die Phase FeAl3, gefolgt von der Phase Fe2Al5, bildet. Untersu-chungen von Chen et al. [3] als auch eigene EDX-Messungen habenergeben, dass es sich bei der gebildeten intermetallischen Phase imGrenzbereich zwischen Warmarbeitsstahl und Aluminiumschmelzeum die Phase Fe2Al5 handelt. Die Messung ergab ähnlicheWerte wiedie theoretische Zusammensetzung der Fe2Al5-Phase (54,71 Gew%Aluminium und 45,3 Gew% Eisen).

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Chemische Beständigkeit unterschiedlicherWarm-arbeitsstähle inAluminiumschmelzen

(Chemical Resistance of different HotWorkTool Steels in Aluminium Melts)

Dipl.-Ing.Gerhard SchindelbacherGeschäftsführer ÖsterreichischesGießerei-Institut, Leoben, Österreich

Dipl.-Ing.Christoph RechbergerAnwendungstechnikWarmarbeitsstahl undSchnellarbeitsstahl, Böhler Edelstahl GmbH &Co KG, Kapfenberg, Österreich

Dipl.-Ing. Dr. Ingo Siller, Produktentwick-lungWarmarbeitsstahl, KunststoffformenstahlBöhler Edelstahl GmbH & Co KG, Kapfenberg,Österreich

Abb. 1:Wachstum und Auflösung der intermetallischen Schichten [2].

Das bevorzugte Auftreten der Fe2Al5-Phase kann durch den ortho-rhombischen Aufbau mit einer abnorm hohen Leerstellenkonzentra-tion erklärt werden, wodurch diese Phase nach deren Bildung beson-ders rasch durch Diffusion wachsen kann. Ein solch rasches Wachs-tumsvermögen ist bei anderen intermetallischen Phasen entspre-chend dem binären Phasendiagramm Fe-Al nicht gegeben [5].Generell ist anzumerken, dass chemische Angriffsmechanismen imDruckgussprozess, wie das Kleben, Auflösen oder Erosionserschei-

nungen durch eine Vielzahl von Faktoren beeinflusst werden, sieheAbb. 3. Neben dem Schmelzetyp, definiert über die Schmelzetempe-ratur, Zusammensetzung und feste Phasenanteile spielen Formgeome-trie, Formtemperierung, Schutzschichten und Formwerkstoff eine we-sentliche Rolle. In der vorliegenden Arbeit wurde der Fokus aber be-vorzugt auf die chemische Reaktion zweier unterschiedlicherWarmar-beitsstähle mit unterschiedlichen Aluminiumlegierungen gelegt.

3.VersuchsdurchführungMit Hilfe eines Rührwerkes (siehe Abbn. 4 und 5) wurden dieWarmarbeitsstahlproben (Ø 20mm, Länge 200mm) zur Untersu-chung des Auflösungsverhaltens (Korrosion) und des Klebeverhaltens(Soldering, Ausbildung intermetallischer Phasen) in jeweils 140 kgflüssige Aluminiumschmelze bei einer konstanten Temperatur von750°C getaucht.Zur Untersuchung des Auflösungsverhaltens wurden Rührversuchevon bis zu 10 Stunden durchgeführt und nach definierten Zeitenwurde der Gewichtsverlust gemessen. Die Versuchsdauer für die Be-schreibung der Klebeneigung der unterschiedlichenWarmarbeitsstäh-le betrug 50 Minuten, wobei Proben nach festgelegten Zeitintervallenentnommen wurden und die Dicke der sich gebildeten intermetalli-schen Schicht gemessen wurde.Generell wurde die Annahme getroffen, dass eine erhöhte Klebenei-gung mit der Ausbildung von dickeren Schichten intermetallischerPhasen im Interface korreliert.Das Versuchsprogramm umfasste die Warmarbeitsstahlsorten W300(Werkstoff Nr. DIN 1.2343) als Standard-Werkzeugstahl für den Be-reich Druckguss und die Böhlermarke W360, die sich durch ein ho-hes Härteniveau bei sehr guten Zähigkeitseigenschaften auszeichnet.Verglichen wurden jeweils nichtnitrierte und nitrierte Zustände. Diechemische Zusammensetzung und die Vergütehärte der verwende-ten Stähle zeigt Tabelle 1.

Als Testschmelzen für die Versuche wurden die Aluminiumlegierungen226 (Schmelze 1) und eine Sonderschmelze (Schmelze 2) herangezo-gen. Die Aluminiumlegierung 226 (AlSi9Cu3(Fe)) ist aufgrund des gu-ten Fließ- und Formfüllungsvermögens bei guten mechanischen Ei-genschaften die meistverwendete Aluminium-Druckgusslegierung.

Die Sonderschmelze ist eine, gegenüber der Alu-miniumlegierung 226 großteils niedriger legierte,eisenarme Druckgusslegierung, welche sich durcheine hohe Duktilität in Verbindung mit guten Fes-tigkeitseigenschaften auszeichnet. Einzig im Mag-nesiumgehalt ist die Sonderschmelze gegenüberder Aluminiumlegierung 226 höher legiert, wo-durch eine sehr gute Korrosionsbeständigkeit er-zielt wird. Die chemische Zusammensetzung bei-der Aluminiumlegierungen zeigt Tabelle 2.

4.Versuchsergebnisse4.1 Schichtdickenversuche –Prüfung des KlebeverhaltensAbb. 6 und Abb. 7 zeigen Lichtmikroskopbildervon dem sich ausbildenden Grenzflächenbereichzwischen demWarmarbeitsstahl W300 und denSchmelzen 1 und 2 nach einer Reaktionszeit von3.000 Sekunden bei 750°C nach anschließenderWasserabkühlung.

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Abb. 2: Phasendiagramm Eisen-Aluminium [4].

Abb. 3: Mögliche Einflüsse auf das Auflösungs- und Klebeverhalten [6].

Abb. 4: Rührwerk und Schmelzofen Abb. 5:Versuchsanordnung schematisch

Tabelle 1: Nominelle chemische Zusammensetzung und Vergütehärte derverwendetenWarmarbeitsstähle

Wie in Abb. 6 und 7 ersichtlich, ruft die AluminiumlegierungSchmelze 2 eine wesentlich ausgeprägtere Bildung der intermetalli-schen Phase Fe2Al5 hervor. Darüber hinaus ist in den lichtmikroskopi-schen Aufnahmen das Auflösen des Warmarbeitsstahls besonders inAbb. 6 deutlich zu erkennen, wodurch es zur Ausbildung einer welli-gen Grenzfläche zwischen Stahl und intermetallischer Phase kommt.Den zeitlichen Verlauf der Dicke der sich ausbildenden intermetalli-schen Schicht der Warmarbeitsstähle W300 und W360 in den bei-den Aluminiumschmelzen zeigt Abb. 8. Es ist für alle Versuche eineZu- und Abnahme der Schichtdicke zu erkennen, die sich, wie bereitsbeschrieben, aus dem Bildungs- undWiederauflösungsprozess ergibt.

Weiters zeigt sich, dass sich über den gesamten Versuchszeitraumbei der Reaktion der Aluminiumlegierung 2 mit den Werkzeugstäh-len wesentlich dickere Schichten ausbilden. Ein möglicher Grund da-für ist der geringere Legierungsanteil in Schmelze 2 und somit einehöhere Neigung, Eisen zu lösen und eine intermetallische Schicht zubilden.

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Da die flüssige Aluminiumschmelze in der Gießkammer verweilt, be-vor sie in die Druckgussform gepresst wird, sind vor allem Untersu-chungen zum Klebeverhalten für einen kurzen Zeitbereich interes-sant. In Abb. 9 ist die Entwicklung der intermetallischen Schichten fürkurze Reaktionszeiten für die beiden Schmelzen gezeigt. Hieraus isterkennbar, dass 5%-ige Chromstähle tendenziell ein sehr ähnlichesKlebeverhalten (Soldering) aufweisen. Bei diesen kurzen Versuchszei-ten unterscheiden sich die Dicken der gebildeten Schichten kaum,doch scheint aufgrund der starken Steigung der Kurven für dieSchmelze 2 nach 60 Sekunden das Schichtwachstum noch keines-wegs abgeschlossen zu sein.

4.2AuflösungsverhaltenBei der Untersuchung der eintretenden Masseverluste der Warmar-beitsstahlsorten in flüssigen Aluminiumschmelzen wurden die gewähl-tenWerkstoffe in 140 kg Aluminiumschmelze (Schmelze 1 und 2) bei750°C getaucht und Proben nach unterschiedlichen Zeitsequenzenentnommen.Wie sich das Auflösen derWarmarbeitsstahlproben in einer Alumini-umschmelze prinzipiell darstellt, zeigt Abb. 10. Während einer Ver-suchsdauer von 32 Stunden wurden die Proben mit Hilfe des Rühr-werks in der Aluminiumschmelze bewegt und nach unterschiedlichenZeiten wurde jeweils eine Probe entnommen.Der sich aus Versuchen mit 10 Stunden Reaktionsdauer ergebendegemessene Masseverlust der Böhler Warmarbeitsstähle W300 undW360 ist (jeweils für die gewählten Aluminiumlegierungen) inAbb. 11 dargestellt. Es zeigt sich, dass das Auflösungsverhalten in derAluminiumlegierung 2 gegenüber der Aluminiumlegierung 1 wesent-

Tabelle 2: Chemische Zusammensetzung der verwendeten Aluminiumlegie-rungen

Abb. 6: LIMI-Aufnahme des Grenflä-chenbereiches zwischen Warmar-beitsstahl W300 und Aluminiumle-gierung Schmelze 1 nach 3.000 Se-kunden bei 750°C

Abb. 7: LIMI-Aufnahme des Grenflä-chenbereiches zwischen Warmar-beitsstahl W300 und Aluminiumle-gierung Schmelze 2 nach 3.000 Se-kunden bei 750°C

Abb. 8: Schichtdicke vs. Versuchsdauer bis 3.000 Sekunden für W300 undW360 in den Aluminiumschmelzen 1 und 2

Abb. 9: Schichtdicke vs.Versuchsdauer bis 60 Sekunden fürW300 undW360in den Aluminiumschmelzen 1 und 2

Abb. 10:Warmarbeitsstahlproben nach dem Rühren in Aluminiumschmelze(Versuchsdauer der Proben von links nach rechts: 1, 2, 3, 4, 5, 6, 8, 21, 26, 32Stunden).

lich langsamer vor sich geht und dieWerkstoffeW300 undW360 imVergleich nur sehr geringe Unterschiede in ihrem Auflösungsverhal-ten für jeweils beide Aluminiumlegierungen aufweisen.Dieses Ergebnis war zunächst deshalb überraschend, da die Alumini-umlegierung 2 vor Beginn der Versuche aufgrund des geringeren Ei-sengehaltes und der damit verbundenen erhöhten Löslichkeitsnei-gung als auflösungsaktiver als die Aluminiumlegierung 1 eingeschätztwurde.Demgegenüber steht aber die stärker ausgeprägte Neigung zur Bil-dung von intermetallischen Schichten, die ihrerseits der fortschreiten-den Auflösung entgegenwirken könnte.Da es sich bei beiden 5%igen Chromstählen W300 und W360 umähnliche Eisenbasis-Werkstoffe handelt und der Auflösungsprozess imflüssigen Aluminium über die Bildung von intermetallischen Eisen-Alu-miniumphasen läuft, ist dem Unterschied im Legierungsgehalt derbeiden Warmarbeitsstähle ein untergeordneter Einfluss auf den Wi-derstand gegen das Auflösen zuzuordnen.

4.3 Einfluss des Nitrierens auf dasAuflösungs-verhalten

Abb. 12 zeigt den Einfluss einer klassischen GasnitrierbehandlungderWarmarbeitsstahlprobeW360 auf das Auflösungsverhalten in derAluminiumlegierung 1.

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Abb. 11: Probengewicht in Abhängigkeit von der Versuchsdauer für dieWerkstoffe W300 und W360 in Schmelze 1 und 2 zur Beschreibung desAuflösungsverhaltens

Abb.12: Probengewicht in Abhängigkeit von der Versuchsdauer für denWerkstoff W360 im gasnitrierten Zustand in Schmelze 1 zur Beschreibungdes Auflösungsverhaltens

Wie ersichtlich, bewirkt die Nitrierschicht eine Verzögerung des Auf-lösens von ca. 3 Stunden unter den genannten Versuchsbedingungen.Sobald die Nitrierschicht aber aufgelöst ist, zeigt sich dieselbe Auflö-sungskinetik wie bei nichtnitrierten Proben. Dies gilt tendenziell füralle im Rahmen dieser Arbeit durchgeführtenVersuchskombinationen.

5.5. ZusammenfassungZusammenfassungIn der vorliegenden Arbeit wurde das Auflösungs- und Klebeverhaltenunterschiedlicher Warmarbeitsstähle in Aluminiumschmelzen unter-sucht. Die Versuche haben gezeigt, dass 5%-ige Chromstähle tenden-ziell ein sehr ähnliches Klebeverhalten (Soldering) aufweisen. Dies liegtan der hohen Affinität von Aluminium zum Eisen, wodurch es zu einersehr raschen Ausbildung von intermetallischen Schichten kommt.Durch das Aufbringen von Nitrierschichten wird sowohl das Auflö-sungsverhalten als auch das Klebeverhalten vonWerkzeugstählen ver-ringert. Sobald die Nitrierschicht aufgelöst wurde, erfolgt der Auflö-sungsvorgang mit derselben Kinetik wie bei nichtnitrierten Stählen.ImVergleich zwischen den verwendeten Aluminiumschmelzen konnteein inverser Zusammenhang zwischen Auflösungs- und Klebeverhal-ten beobachtet werden. Zum einen erfolgt das Auflösen der Werk-zeugstähle bei Verwendung der Aluminiumlegierung Schmelze 2 sehrlangsam, zum anderen bilden sich im Kontakt mit der Aluminium-schmelze 2 sehr dicke intermetallische Schichten im Grenzflächenbe-reichWerkzeugstahl – Aluminiumlegierung.Die Aluminiumlegierung 2 sollte in Druckgussanwendungen dennochdie Aluminiumlegierung sein, die zu einer erhöhten Schädigung führt,da bei Ausstoßvorgängen der im Druckgussprozess erstarrtenDruckgussteile, oder bei Füllvorgängen der Aluminiumschmelze vonder Gießkammer in die Druckgussform, es zu einem mechanischenLösen der intermetallischen Schicht kommt und dies zu einer deutli-chen Schädigung derWerkzeugstahloberfläche führen kann.

6.6.DanksaDanksagunggungDieser Beitrag ist ein Auszug aus der am Lehrstuhl für Gießereikundean der Montanuniversität Leoben vorgelegten Diplomarbeit des Au-tors DI Christoph Rechberger. Die Diplomarbeit wurde in Kooperati-on mit der Firma Böhler Edelstahl GmbH & Co KG durchgeführt.Besonderer Dank gilt den beiden Betreuern, Herrn Univ.-Prof. Dipl.-Ing. Dr. Peter Schumacher,Vorstand des Lehrstuhls für Gießereikundean der Montanuniversität Leoben und Geschäftsführer des Österrei-chischen Gießereiinstitutes (ÖGI), sowie Herrn Dipl.-Ing. Dr. Ingo Sil-ler (Firma Böhler Edelstahl GmbH & Co KG, ProduktentwicklungWarmarbeitsstahl) für die außergewöhnliche Unterstützung über diegesamte Dauer der Diplomarbeit.Weiterer Dank gilt allen Mitarbei-tern des Österreichischen Gießereiinstitutes (ÖGI), welche mit RatundTat bei der Durchführung derVersuche zur Seite standen.

7. Literatur[1] P. Gümpel, K. Rasche, Entwicklungsstand bei Warmarbeitsstählen, Thys-

sen EdelstahlTechnische Berichte 7 (1981) 151-160.[2] V. Joshi, A. Srivastava, R. Shivpuri, Intermetallic formation and its relation

to interface mass loss and tribology in die casting dies, Wear 256(2004) 1232-1235.

[3] Z. Chen, D. Fraser, M. Jahedi, Structures of intermetallic phases formedduring immersion of H13 tool steel in an Al-11Si-3Cu die casting alloymelt, Materials science and Engineering,A260 (1999) 199-196.

[4] K. Bouche, F. Barbier, A. Coulet, Intermetallic compund layer growth bet-ween solid iron and molten aluminium, Materials Science and Enginee-ring A249 (1998) 167-175.

[5] T. Heumann, S. Dittrich, Über die Kinetik der Reaktion von festem und flüs-sigemAluminium mit Eisen, Zeitschrift Metallkunde 50 (1959) 617-625.

[6] S. Gopal, A. Lakare, R. Shivpuri, Soldering in Die Casting: Aluminium Al-loy and Die Steel Interactions, Die Casting Engineer 44 (2000) 70-81.

Kontaktadresse:BÖHLER Edelstahl GmbH & Co KG, EMS Stahltechnologie & Anwendungs-technik Werkzeugstahl, 8605 Kapfenberg,AUSTRIA, Mariazeller Str. 25Tel.: +43 (0)3862 20-37781, Fax: +43 (0)3862 20-7556E-Mail: [email protected], www.bohler-edelstahl.com

Seit nun mehr gut fünf Jahren befindet sich die Gießereiindustrie inEuropa in einer Situation, in der die Preise für Koks, Stahlschrott, Me-talle, Roheisen und Legierungselemente in bis dahin nicht für möglichgehaltene Höhen gestiegen sind. Die Gießereien sind dabei Preis-schwankungen ausgesetzt, die von ihnen im Prinzip nicht kontrolliertwerden können und denen sie, wenn möglich nur noch folgen kön-nen. Unter diesem Aspekt ist für die Marktteilnehmer neben der zwi-schenzeitlich schon häufig diskutierten Frage nach den Ursachen die-ser Entwicklung mittlerweile die Frage viel interessanter, wie sich diePreise entwickeln werden und auf welcher Basis bei zukünftigen Ge-schäftsabschlüssen kalkuliert werden muss.Die Entwicklungen der Preise der letzten Jahre sind neben den stei-genden Tendenzen durch ausgeprägte Volatilitäten gekennzeichnet, sodass exakte Voraussagen nahezu unmöglich sind, was aktuell die Ent-wicklungen der Stahlschrott- und Roheisenpreise seit dem 2.Quartal2008 zeigen.Vor diesem Hintergrund macht es umso mehr Sinn fun-damentale Daten und Entwicklungen zu analysieren, da diese letzt-endlich, wenn auch nicht unbedingt für kurzfristige, so doch für mit-tel- und langfristige Entwicklungen verantwortlich sind.

Die Entwicklung der NE-Metallguss-produktion in derWeltDie weltweite NE-Metallgussproduktion ist im Zeitraum von 1995bis 2005 [1] um ca. 70% gestiegen (Bild 1). In allen betrachtetenRegionen ist ein Wachstum zu verzeichnen, wobei insbesondere inden letzten Jahren das Wachstum in Asien und dabei im Wesentli-chen in China die Entwicklung dominierte und sehr wahrscheinlichauch weiterhin dominieren wird. Die NE-Metallgussproduktion derWelt verteilt sich dabei wie folgt auf die wichtigsten Werkstoffe undWerkstoffgruppen:● 80 % Aluminium● 10% Kupfer● 6% Zink.Mit einem Produktionsvolumen in der Größenordnung von 12 Mio. tim Jahr 2005 entsprach die Produktionsmenge an Aluminiumguss inetwa einem Anteil von 40% der weltweiten Primäraluminiumproduk-tion von ca. 32 Mio. t. An dieser Stelle ist allerdings darauf hinzuwei-sen, dass zur Produktion von Aluminiumguss in Abhängigkeit von derzu erzeugenden Qualität in unterschiedlichen Anteilen Sekundäralu-minium verwendet wird. Die gesamte weltweite Aluminiumprodukti-on entfällt zu ca. 80% auf Primäraluminium und zu 20% auf Sekundä-raluminium. Betrug der weltweite Aluminiumbedarf in 2005 noch 45Mio. t, so kann bei einem jährlichenWachstum von 4-5% davon aus-gegangen werden, dass der Bedarf im Jahr 2020 bei ca. 90 Mio. t [2]liegen wird.

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Wie werden sich die Rohstoffmärkte für dieGießereiindustrie in der Zukunft entwickeln?*)

Considerations regarding the Availability of Raw Materials for the Foundry Industry in the Future

Prof.Dr.-Ing. Rüdiger DeikeNach Studium der Gießereikunde an der TUClausthal Dissertation am Institut für AllgemeineMetallurgie. Im Anschluß daran 1991 Wechselzur DK Recycling und Roheisen GmbH nachDuisburg, wo er zuletzt bis 2002 stellvertreten-der Geschäftsführer für den gesamten Bereichder Technik war. Ab 2003 Lehrtätigkeit an derUniversität Duisburg, seit Oktober 2007 Profes-sur für Metallurgie der Eisen- u. Stahlerzeugung.

Die weltweite Entwicklung der Rohstahl-produktion sowie der Produktion an Eisen-und StahlgussDie Entwicklung der Eisen-und Stahlgussproduktion (Bild 2) ist inder Zeit von 1995 bis 2005 von ca. 60 Mio. t auf ca. 70 Mio. t gestie-gen. Das weltweite Wachstum [1] ist im Wesentlichen auf die Ent-wicklung in Asien und insbesondere auf die Entwicklung in China zu-rückzuführen. In dem betrachteten Zeitraum stieg der Anteil Chinasan der Weltproduktion von Eisen- und Stahlguss von 17% im Jahr1995 auf 30% im Jahr 2005.Die Entwicklung der Weltrohstahlproduktion [3] ist seit 1995 durchWachstumsraten (Bild 3) gekennzeichnet, die in einem deutlichenGegensatz zu der Entwicklung der Jahre von 1970 bis 1995 stehen. Indieser Zeit war die Entwicklung derWeltrohstahlproduktion aufgrundeiner zunehmenden Marktsättigung in den westlichen Industrienatio-nen durch abnehmende Wachstumsraten gekennzeichnet, in derenFolge es zum Teil zu massiven Reduzierungen von Produktionskapazi-täten gekommen ist. Im weiteren Verlauf nahm die Weltrohstahlpro-duktion sogar im Zeitraum von 1990 bis1995 im Vergleich zum ent-sprechenden vorhergehenden Zeitraum (1985 bis1990) ab, so dasszu diesem Zeitpunkt die dann folgende Entwicklung mit den außerge-wöhnlichenWachstumsraten in keinerWeise zu erwarten war.Aus der Darstellung der Weltrohstahlproduktion, aufgeteilt nach Re-gionen (Bild 4) wird deutlich, dass das Wachstum im Wesentlichenauf die Entwicklung in China zurückzuführen ist, wobei mit einer pro-duzierten Menge von 422 Mio. t in 2006 der Anteil Chinas an derWeltproduktion mittlerweile 34 % beträgt und damit in etwa demAnteil Chinas an der Produktion von Eisen- und Stahlguss entspricht.In Relation zur Weltrohstahlproduktion von 1.142 Mio. t (2005) ent-spricht die weltweite Produktion von Eisen- und Stahlguss mit ca. 70Mio. t (2005) einem prozentualen Anteil von 6%. Da beide IndustrienzumTeil auf die gleichen Rohstoffe (Koks, Roheisen, Stahlschrott usw.)zurückgreifen, wird aus dieser Größenrelation deutlich, dass die Eisen-und Stahlgießereien nur einen bedingten Einfluss auf die Preisgestal-tung bei diesen Rohstoffen haben.

Die Entwicklung der Rohstoffmärkte fürdie Eisen- und StahlindustrieRohstahl wird auf der Welt zu 65% als Oxygenstahl und zu 32% alsElektrostahl produziert. Bei der Rohstahlerzeugung über die Oxygen-stahlroute wird Roheisen aus dem Rohstoff Eisenerz (in Form vonStückerz, Sinter oder Pellets) im Hochofen erzeugt und dabei wirdfür den Hochofenprozess Koks als Brennstoff, Reduktions- und Auf-kohlungsmittel benötigt. Im Weiteren werden aus dem Roheisen imStahlwerk unter der Verwendung von reinem Sauerstoff die Begleit-elemente Kohlenstoff, Silicium, Mangan usw. entfernt, so dass aus demRoheisen Rohstahl entsteht. Im Verlauf dieses Prozesses wird Stahl-schrott zur Kühlung eingesetzt.Bei der Stahlerzeugung über die Elektrostahlroute wird Schrott imElektrolichtbogen aufgeschmolzen und analytisch eingestellt, so dassauf dieseWeise Schrott zu neuem Stahl umgewandelt wird.Im Gegensatz zu den weltweiten Mittelwerten der Oxygen (65%)-und Elektrostahlproduktion (32%) basiert die Rohstahlproduktion inChina zu 87% auf der Produktion von Oxygenstahl und zu 13% aufder von Elektrostahl. Somit musste und muss die stark steigende Pro-duktion von Rohstahl in China zwangsläufig zu einer verstärktenNachfrage nach den Rohstoffen führen, die für die Stahlproduktionnotwendig sind, wobei allerdings in einigen Bereichen veränderte

*) Aktualisierter Vortrag der 52. Österr. Gießerei-Tagung, 4. April 2008,St. Pölten / OÖ.

Marktstrukturen zu einer deutlich zusätzlichen Belastung der Situa-tion führen.Die Entwicklung der Preise für Hochofenkoks (Bild 5) [4] weistzwei Phasen mit extremen und sehr plötzlichen Preisanstiegen im1.und 2.Quartal 2004 und seit dem 4.Quartal 2007 auf, die nebender verstärkten Nachfrage sehr wesentlich auf veränderte Markstruk-turen zurückzuführen sind.Aus Bild 6 [5] ist zu entnehmen, dass dieErzeugung von Hochofenkoks in Europa und den NAFTA-Staaten imVerlauf des letzten Jahrzehnts abgenommen hat, in einigen Staatenkonstant geblieben ist, dass die Produktion aber sehr deutlich in Chinazugenommen hat. Damit ist eine Situation (Bild 7) entstanden, in derChina und Polen für ca. 75-80 % des Welthandels mit Hochofenkoks[6,7] verantwortlich sind und vor diesem Hintergrund können dieplötzlichen Preisanstiege damit erklärt werden, dass in China die Ex-portmengen für Hochofenkoks reduziert wurden.Da für die Produktion von Rohstahl über die Oxygenstahlroute Ei-senerze benötigt werden, hat dasWachstum der Rohstahlproduktion

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Bild 1: Entwicklung der NE-Metallgussproduktion in derWelt [1]

Bild 2: Entwicklung der Eisen- und Stahlgussproduktion in derWelt [1]

Bild 3: Entwicklung derWeltrohstahlproduktion von 1970 bis 2006 [3]

Bild 4: Entwicklung derWeltrohstahlproduktion, aufgeteilt nach Regionen [3]

Bild 5: Entwicklung der Preise (Quartalsmittelwerte) für chinesischen Hoch-ofenkoks und Schrott der Sorte 2 [4]

Bild 6: Entwicklung derWeltkokserzeugung [5,7]

Bild 7:Welthandel mit Hochofenkoks (2002= 24,7; 2006 = 25,3 Mio. t) [6,7]

in China eine verstärkte Nachfrage nach Eisenerzen zur Folge. Auf-grund der Tatsache, daß über Jahrzehnte hinweg das Geschäft mit Ei-senerz von den Ergebnissen her nicht sehr befriedigend war, hat sichhier ebenfalls fast unbemerkt eine veränderte Marktstruktur einge-stellt, so dass heute ca. 70% des gesamten Erzhandels (Bild 8) überdrei Unternehmen [8] abgewickelt werden.Trotz der Tatsache, dassim Vergleich zum Jahr 2001 der Handel mit Eisenerz von 443 Mio. tauf 725 Mio. t in 2006 gesteigert wurde, hat die Entwicklung der letz-ten Jahre z.B. zu einem deutlichen Anstieg von Carajas Feinerz von0,30 US$/Fe-Einheit im Jahr 2001 auf 0,85 US$/Fe-Einheit im Jahr2006 [5] geführt. Diese Entwicklung zeugt von einer festen Nachfra-ge, die darauf zurückzuführen ist, dass sich chinesische Unternehmentrotz großer Vorkommen im eigenen Land (allerdings von Erzen mitgeringeren Eisengehalten) seit Mitte der 90er Jahre in zunehmendemMaße mit überseeischen Reicherzen versorgen.Die zunehmende Rohstahlproduktion auf derWelt führt zwangsläufigauch zu einer erhöhten Nachfrage nach Schrott und damit auch zuerhöhten Preisen (Bild 5), wobei der internationale Schrottmarkt imGegensatz zu den Märkten bei Koks und Erz durch eine Vielzahl vonweltweit agierenden Anbietern gekennzeichnet ist. Dennoch zeigeninsbesondere die letzten Monate, dass es auch auf diesem Markt zudrastischen und sehr plötzlichen Preissteigerungen kommen kann, daauf der Anbieter- sowie Verbraucherseite große Marktteilnehmer(Bild 9) existieren, deren Anbieter- bzw. Einkaufsverhalten unterUmständen kurzfristige temporäre Marktungleichgewichte hervorru-fen können.In der Zeit von März bis Juni 2008 ist in Deutschland der Preis für dieSorte 2, die als Referenzsorte für den Schrottpreis herangezogenwird, um 60 % gestiegen, wobei Veränderungen in dieser Größenord-nung auch im volatilen Schrottmarkt bisher nicht zu beobachten ge-wesen sind. Diese Preisanstiege sollen unter anderem auf eine ver-stärkte Nachfrage der türkischen Stahlwerke zurückzuführen sein, dievon einer hohen Stahlnachfrage aus dem arabischen Raum profitie-ren. Außerdem können mögliche Exportbeschränkungen durch Steu-ern und dergleichen auf der Seite der Exportländer ebenfalls zu sehrkurzfristigen Preissteigerungen führen.In Anbetracht derTatsache, dass in Russland zurzeit Stahlproduktions-kapazitäten deutlich ausgebaut werden, ist mittelfristig mit einemRückgang der Schrottexporte zu rechnen, was sich sehr wahrschein-lich in entsprechenderWeise auf die Schrottpreise auswirken wird.

Die Entwicklungen ausgewählter MetallpreiseBezüglich der Verfügbarkeit von mineralischen und metallischen Roh-stoffen weisen M.Wagner und D. Huy [9] sehr deutlich darauf hin,dass sich ein Strukturwandel auf der Konsumentenseite vollzogenhat: „Die alte Faustregel, nach der 20% der Menschheit in Europa,Nordamerika und Japan mehr als 80% der Weltbergbauproduktionkonsumieren, gilt nicht mehr. Mit der VR China, Indien und anderenbevölkerungsreichen Schwellenländern ist heute über die Hälfte derWeltbevölkerung an der Nachfrage nach Rohstoffen beteiligt.“ Wa-ren die beiden Autoren Ende 2005 noch der Meinung, dass kaum ab-geschätzt werden könne, inwieweit die Rohstoffhausse (Bild 10) ei-nen dauerhaften Ausbruch aus dem Preisgefüge (1975 bis 2005) dar-stelle, so deutet die Preisentwicklung [10] auf der Basis des CRB-Metals-Subindex (dieser Index bildet die Preisentwicklung von Kupfer,Blei- und Stahlschrott sowie Zinn und Zink ab) sehr wahrscheinlichdarauf hin, dass sich die Rohstoffpreise auch zukünftig auf einem ho-hen Niveau bewegen werden.An dieser Stelle ist allerdings anzumer-ken, dass der Index nach seinem Höchststand aktuell wieder auf einNiveau von 824 Punkten gefallen ist und damit in etwa dem Niveauvon vor einem Jahr entspricht, das aber nach wie vor sehr deutlichüber dem durchschnittlichen Niveau der letzten drei Jahrzehnte liegt.Diese Tendenz wird zum Teil ebenfalls bei der Analyse der Preisent-wicklungen ausgewählter Metalle [11] deutlich. So ist z.B. seit dem2.Quartal 2007 ein deutlicher Rückgang der Nickelpreise (Bild 11)zu verzeichnen. Betrug der Nickelpreis Ende März 2008 noch 29.805US$/t, so notiert er zu Beginn des Juli 2008 bei 20.400 US$/t, was ei-

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Bild 8: Struktur des Überseehandels mit Eisenerz von 443 Mio. t im Jahr2001[8]

Bild 9: Handelsströme für Stahlschrott in 2005 [3]

Bild 11: Entwicklung der Nickelpreise (Quartalsmittelwerte, 1.Q. 2000 =100%)[11]

Bild 10: Entwicklung des CRB-Metals-Subindex [10]

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ner Preisreduzierung von 30% entspricht. Insgesamt hat sich der Ni-ckelpreis von einem Höchststand von knapp über 50.000 US$/t inder Mitte des Jahres 2007 innerhalb eines Jahres mehr als halbiert.In ähnlicher Weise ist seit dem 1.Quartal 2007 eine fast kontinuierli-che Abnahme der Zinkpreise (Bild 12) zu erkennen. Betrug derZinkpreis Ende März 2008 noch 2.303 US$/t so notiert er zu Beginndes Juli 2008 bei 1.740 US$/t, was einer Preisreduzierung von 24%entspricht. Insgesamt hat sich der Zinkpreis von einem Höchststandvon ca. 4.400 US$/t zum Ende des Jahres 2006 in der Zwischenzeitdeutlich mehr als halbiert.Im Gegensatz dazu sind die Kupferpreise in den letzten beiden Jahrenauf hohem Niveau deutlichen Schwankungen (Bild 13) unterworfengewesen, notieren aber von derTendenz her imVergleich zum Nickelund Zink deutlich fester. Zu Beginn des Monats Juli 2008 notiert Kup-fer mit 8.660 US$/t nur geringfügig unter seinem bisherigen Höchst-wert von 8.750 US$/t.In ähnlicherWeise entwickeln sich zurzeit die Aluminiumpreise, die seitder Mitte des letzten Jahres (Bild 14) durch eine abnehmende Ten-denz gekennzeichnet waren, aber seit dem Jahreswechsel wieder deut-lich fester notieren und auf einem aktuellen Niveau von 3.100 US$/tnur geringfügig unter dem bisherigen Höchststand von 3.180 US$/tliegen.Aufgrund dieser sehr unterschiedlichen Tendenzen bei den verschie-denen Metallen sind derzeit Aussagen bezüglich der weiteren Preis-entwicklungen als äußerst schwierig zu betrachten.

AusblickUnter demTitel „Die Grenzen desWachstums“ [12] wurde im Jahr1971 zum ersten Mal die Entwicklung der Welt mit Hilfe eines for-malen mathematischen Modells beschrieben und auf diese Weise inden reichen Industrienationen das Denken einer ganzen heranwach-senden Generation dahingehend verändert, dass der notwendigeSchutz der Umwelt und der Schutz der natürlichen Ressourcen zuanerkannten Maximen gesellschaftlichen Handelns wurden. Sind diegenerellen Aussagen dieses Modells, dass die Energie- und Rohstoff-ressourcen endlich sind, nach über 35 Jahren nach wie vor richtig, sozeigt sich in vielen Detailaussagen aber auch die Begrenztheit vonModellen dieser Art, da sich verändernde Randbedingungen sehrdeutlich auf die Ergebnisse der Modellrechnungen auswirken können,worauf aber die Autoren selbst, in ihrer kritischen Würdigung auchdurchaus hingewiesen haben.So wurden zum Beispiel im Hinblick auf die Verfügbarkeit sich nichtregenerierender Rohstoffe [12] die Zeiten der statistischen Lebens-dauer (Quotient aus den bekannten Reserven und der aktuellen Jah-resförderung) verschiedener Metalle, wie in Bild 15 dargestellt, be-rechnet, wobei die heutigen aktuellen Daten [13] zeigen, dass mitAusnahme von Molybdän (hier entspricht die Prognose relativ gutder tatsächlichen Entwicklung) und Nickel diese Zeiten in den letzten35 Jahren, trotz des gestiegenenVerbrauchs als Folge der industriellenEntwicklung, nicht sehr wesentlich abgenommen haben und zum Teilsogar noch angestiegen sind. Nach M. Wagner und F.-W. Wellmer[13] sagt die statistische Lebensdauer auch nichts über den Erschöp-fungszeitpunkt eines Rohstoffes aus, sondern kann als ein Hinweis da-rauf verstanden werden, wie hoch der aktuelle Bedarf an Explorati-onsaktivitäten ist, um ein dynamisches Gleichgewicht zwischen Pro-duktion und Reserven gewährleisten zu können. In diesem Zusam-menhang führen höhere Rohstoffpreise zu verstärkten Explorations-aktivitäten (Bild 16), so dass in der Folge mittel- bis langfristig mit ei-ner gewissen Entspannung auf den Rohstoffmärkten gerechnet wer-den kann.Darüber hinaus wird für kurzfristige Entwicklungen entscheidend sein,mit welchen Wirtschaftswachstumsraten in China (Bild 17) zukünf-tig gerechnet werden kann. Aufgrund der dominierenden StellungChinas im Bereich der Eisen-, Stahl- und Gusserzeugung werden Ver-änderungen in China direkte Auswirkungen auf die restlicheWelt ha-ben.

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Bild 12: Entwicklung der Zinkpreise (Quartalsmittelwerte, 1.Q. 2000=100%)[11]

Bild 13: Entwicklung der Kupferpreise (Quartalsmittelwerte, 1.Q. 2000 =100%) [11]

Bild 14: Entwicklung der Aluminiumpreise (Quartalsmittelwerte, 1.Q.2000 =100%) [11]

Bild 15: Vergleich der statistischen Lebensdauerzeiten verschiedener Metallenach Berechnungen aus dem Jahr 1971 [12] und 2004 [13]

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Bild 16: Weltweite Explorationsausgaben für die Rohstofferkundung [9]

Bild 17: DasWachstum der chinesischenWirtschaft

Bild 18: Die Entwicklung des Morgan Stanley Capital International Index(MSCI-World) [14]

Bild 19: Die prognostizierte Entwicklung des BIP in den BRIC und G6-Staaten[15]

Der Morgan Stanley Capital International Index (MSCI-World) ist einAktienindex, der Aktien aus 24 Ländern enthält und sehr häufig alsVergleichsindex benutzt wird. Aus Bild 18 ist zu entnehmen, dassder MSCI-World Index [14] zum Ende des Jahres 2007 sehr massivseine 200-Tage-Durchschnittslinie durchstoßen hat. Eine Entwicklungdieser Art hat es zum letzten Mal zum Ende des Jahres 2000 gege-ben. Obwohl die aktuelle wirtschaftliche Situation in keinerWeise mitder damaligen Situation zu vergleichen ist, muss sehr wahrscheinlichdennoch davon ausgegangen werden, dass sich das wirtschaftlicheWachstum auf derWelt verringern wird.In diesem Zusammenhang kommt der sich beschleunigenden Inflati-on, insbesondere in Asien, eine ganz besondere Bedeutung zu. DieArt und Weise, wie und wie erfolgreich die Inflation eingedämmtwerden kann, wird einen wesentlichen Einfluss auf die EntwicklungderWeltwirtschaft haben.Unabhängig von den anstehenden kurzfristigen Entwicklungen wirddie wirtschaftliche Entwicklung in Brasilien, Russland, Indien, China(BRIC) und anderen Schwellenländern (Bild 19) [15] in den nächs-ten Jahrzehnten dazu führen, dass die Nachfrage nach Rohstoffen festund die Preise damit, trotz temporärer Schwankungen, tendenziellhoch bleiben werden.

ZusammenfassungZusammenfassungImWesentlichen hervorgerufen durch die wirtschaftliche Entwicklungin China ist in den letzten Jahren ein deutliches Wachstum der NE-Metallguss- sowie der Eisen- und Stahlgussproduktion zu verzeichnen.Darüber hinaus wächst dieWeltrohstahlproduktion durch dasWachs-tum in China mit bis dahin für unvorstellbar gehaltenenWachstumsra-ten. Im Vergleich zur Vergangenheit sind mittlerweile über 50% derMenschheit an der Nachfrage nach Rohstoffen beteiligt. Als Folge die-ser Nachfrage und zum Teil in Kombination mit veränderten Markt-strukturen mussten und müssen Preissteigerungen von den Unterneh-men und letztendlich den Konsumenten verkraftet werden, die es indieser Massivität und Volatilität in den letzten Jahrzehnten noch nichtgegeben hat. In der derzeitigen Situation muss mit einem geringerenWachstum derWeltwirtschaft gerechnet werden, das sehr wesentlichdurch die Maßnahmen zur Bekämpfung der Inflation, insbesondere inAsien, beeinflusst werden wird. Auf mittlere und längere Frist gesehenwird aber in den nächsten Jahrzehnten mit einem mehr oder wenigerkontinuierlichen Wirtschaftswachstum in China und den anderenSchwellenländern zu rechnen sein, so dass von einer dementspre-chenden Nachfrage nach Rohstoffen ausgegangen werden kann.

Literatur[ 1] Mohaupt, M.: IKB Branchenbericht, Juni 2007[ 2] www.hydro.com: Die Aluminiumindustrie im Spannungsfeld weltweiter

Märkte und regionaler Energieversorgung[ 3] www.worldsteel.org: Steel in Figures[ 4] www.stahl-online.de[ 5] Ameling, D.: Vortrag “Stahl bewegt die Welt”, 21.11.07, www.stahl-on-

line.de[ 6] Kaspercyk, J.: stahl und eisen 124 (2004) Nr.9, S.37-42[ 7] Jones,A.: Coke market report[ 8] Ameling, D.: stahl und eisen 123 (2003) Nr.3, S.39-45[ 9] Wagner, M.; Huy, D.: Commodity Top News No.24, Bundesanstalt für

Geowissenschaften und Rohstoffe[10] www.crbtrader.com[11] www.lme.co.uk[12] Meadows, De.; Meadows, Do.; Zahn, E.; Milling, P.: Die Grenzen des

Wachstums. RowohltVerlag GmbH, Hamburg 1973[13] Wagner, M.;Wellmer, F.-W.: stahl und eisen 124 (2004) Nr.7, S.41-45[14] www.onvista.de[15] Wilson,D; Purushothaman,R. : Goldmann Sachs, Global Economics Pa-

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Kontaktadresse:Universität Duisburg-Essen, Fakultät für Ingenieurwissenschaften, Institutfür angewandte Materialtechnik, Metallurgie der Eisen- u. Stahlerzeugung, 47119Duisburg / D, Friedrich-Eberth-Straße 12,Tel.: +49 (0)203 379 3455Fax: +49 (0)203 379 3464, E-Mail: [email protected], www.iam.uni-due.de

Klimaschutz, Klimaerwärmung und die Folgen des Klimawandels sindzurzeit in aller Munde und finden sich in allen Medien wieder. Be-trachtet man das Thema detailliert, so zeigt sich, dass – ausgehendvom Kyoto-Protokoll – viele der Fakten und Hintergründe nur unzu-reichend beleuchtet und daher auch oft ideologisch und nicht objek-tiv behandelt werden.Unabhängig von den wissenschaftlichen Diskussionen zum Klima-schutz ist festzuhalten, dass ein Großteil der klimarelevanten Emissio-nen der Erde der Natur entstammt, und nur ein geringer Teil demMenschen, und davon wieder nur ein geringerTeil der Industrie, zuzu-ordnen ist.Betrachtet man die Kohlenstoffbilanz der gesamten Erde, so betragendie von Menschenhand verursachten CO2 Emissionen an der gesam-ten Kohlenstoffbilanz der gesamten Erde nur um die 5% (Bild1).

Betrachtet man hingegen den CO2-Anstieg in der Erdatmosphäre, sozeigt sich, dass durch die menschlichen Aktivitäten die CO2-Konzen-tration der Erdatmosphäre in den letzten Jahrzehnten stark zuge-nommen hat (Bild2).Betrug die CO2-Konzentration vor 100 Jahren um die 300 ppm unddavor im Bereich um 270 ppm, so beläuft sie sich zurzeit auf ca.350ppm. Dieses Faktum spiegelt den Einfluss der menschlichen Aktivitä-ten auf die CO2-Konzentration in der Erdatmosphäre wieder.Im Wesentlichen können die Hauptemittenten der CO2-Emissionenauf 4 Bereiche fixiert werden (Bild 3).Dies sind die Bereiche Energieaufbringung, Raumwärme, IndustrieundVerkehr.

Je nach Entwicklungstand und Ausprägung in den einzelnen Ländernsind diese Größen unterschiedlich. Generell ist es jedoch so, dassder am stärksten wachsende Emissionsbereich üblicherweise demVerkehr zuzuordnen ist. Für Österreich kann festgehalten werden,dass die Industrie ihre Emissionen über die letzten Jahre relativ kon-stant gehalten hat und kaum Wachstumsraten aufweist. Der In-dustrie ist es gelungen, den laufend stattfindenden Produktionszu-wachs vom Energieverbrauch zu entkoppeln. Die Energieeffizenz un-serer Anlagen ist weitgehend ausgereizt und auf höchstem Niveau.Weiters gibt es im Bereich der Raumwärme Zuwächse, da die in-dividuellen Wohnungsbedürfnisse der einzelnen Menschen stän-dig zunehmen und auch Zweit- und Singlewohnungen im Trend lie-gen.Folgt man der medialen Berichterstattung in Europa, könnte manglauben, dass weltweit sehr viele Maßnahmen zum Klimaschutz ge-setzt werden.Tatsache ist jedoch, dass sich die größten Emittenten –wie Amerika, China, Indien und Asien – am Kyoto-Protokoll und dennachfolgenden Verpflichtungen nicht beteiligen und kaum strukturelleMaßnahmen zur Eindämmung der CO2-Emissionen setzen.Der Anteil der EU an den globalen Treibhausgasemissionen liegt der-zeit bei 14% und wird schon bald weniger als 10% betragen, wäh-rend auf China bis 2030 rund ein Drittel der globalen Emissionenentfallen könnten. Dies ist eine bedenkliche Entwicklung, noch dazu,wo die Entwicklungsländer wie China und Asien im Kyoto-Protokoll

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Chancen und Risken des Klimaschutzesin der Gießereiindustrie*)

Risks and Opportunities of Climate Protection in the Foundry Industry

Dipl.-Ing.Adolf Kerbl,MBA

Geschäftsführer des Fachverbandes derGießerei-Industrie Österreichs

*) Aktualisierter Vortrag der 52. Österr. Gießerei-Tagung, 4. April 2008,St. Pölten / OÖ

Bild 1:Treibhausbilanz Erde

Bild 2:Veränderung der CO2–Konzentration in der ErdatmosphäreQuelle: IPPC Graphics Presentations

Bild 3: Hauptemittenten der CO2-Emissionen

nicht integriert sind und somit auch für diese keine politischen Ziel-vorgaben existieren (Bild 4).Aber gerade in diesen Ländern zeigt die Prognose den größten An-stieg der CO2-Emissionen in den nächsten Jahren (Bild 5).

Europa, Japan und Russland haben als einige der wenigen Industrie-länder das Kyoto-Protokoll ratifiziert und sich verpflichtet, ihre CO2-Emissionen zu senken. Das Kyoto-Protokoll ist mit seinen Redukti-onsverpflichtungen (Bild 6) ein willkürlich politisch festgelegter Aktund hat mit einer Berücksichtigung der Energieeffizenz oder der Sau-berkeit der einzelnen Volkswirtschaften innerhalb der einzelnen Kon-tinente nichts zu tun. Im Protokoll selbst wird festgelegt, dass Europaim Durchschnitt einer Reduktionsverpflichtung von 8% nachzukom-men hat. Diese Verpflichtung wurde aber nicht einheitlich auf die ein-zelnen Mitgliedsstaaten aufgeteilt, sondern politisch willkürlich festge-legt. Im Rahmen dieser Festlegung hat Österreich ein überproportio-nales Reduktionsziel von 13% übernommen, wie der Grafik in Bild 7zu entnehmen ist.Vergleicht man dazu die Energieintensität der einzelnen Mitgliedslän-der so zeigt sich, daß Österreich bei der pro Kopf Emission bzw. beiden Emissionen pro BIP ein Spitzenreiter im positiven Sinn innerhalbder europäischen Union ist (Bild 8). Trotzdem fand dies keine Be-rücksichtigung in den Zielvorgaben.Würde man Österreich mit ande-ren Industrieländern wie zum Beispiel Amerika vergleichen, so stelltsich das Bild noch dramatischer dar. Jeder Einwohner Amerikas emit-tiert pro BIP als auch pro Person ein Vielfaches eines Österreichersund trotzdem hat sich Amerika zu keinen CO2-reduzierenden Maß-nahmen verpflichtet. Seitens Amerikas wurde immer das Argumentvorgebracht, dass eine solche Reduktion wirtschaftlich nicht vertret-bar ist und die amerikanischeWirtschaft negativ beeinflussen würde.Symptomatisch ist es, dass gerade Amerika bei den Verhandlungenzum Kyoto-Protokoll, ein flexibles Instrument, wie den Emissionshan-del, einzubeziehen gefordert hat. Diesem Drängen der amerikani-schen Politik hat sich Europa angeschlossen, ohne dass Amerika demProtokoll beigetreten ist. Somit hat der Emissionshandel im Kyoto-

Protokoll und in Europa Einzug ge-halten. Europa hat – wie in vielenanderen Bereichen – eine Vorrei-terrolle übernommen.Mit dieser Regelung sind energiein-tensive Unternehmen verpflichtet,ihre CO2 -Emissionen zu reduzie-ren bzw. ihre Reduktionsziele übereinen CO2-Handel zu erreichen.In den ersten beiden Phasen desEmissionshandels (2006 bis 2008und 2008 bis 2010) konnte nachlangen Verhandlungen erreicht wer-den, dass die Gießereiindustrie imdeutschsprachigen Raum in diesesEmissionshandelssystem nicht di-rekt integriert ist. Indirekte Auswir-kungen gibt es jedoch über kosten-treibende Wirkungen bei derStromerzeugung und bei derGrundstoffindustrie durch denEmissionshandel sowie durch indi-rekte Kostenüberwälzungen überÖkostromgesetze und Sonstiges.

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Bild 4:Weltweite CO2-EmissionenQuelle: European Commission (2006)

Bild 6: Überblick Kyotoprotokoll

Bild 7: Die Kyoto–Reduktionsziele der EU 15 Quelle: EEA (2006)

Bild 5:Weltweite CO2-Emissionen im Referenzszenario 1990 bis 2030Quelle:World Energy Outlook (2006)

In den aktuellen Entwürfen,die in Europa als Ziel eineReduktion der Emissionenbis zum Jahr 2020 planen,werden voraussichtlich Gie-ßereibetriebe mit einer in-stallierten Brennstoffwär-me-Nutzleistung von mehrals 20 MWh in den Emissi-onshandel verpflichtend in-tegriert. Mit dieser Grenz-wertentwicklung und demzugrunde gelegten Berech-nungsmodell wird in Öster-reich voraussichtlich keinesunserer Unternehmen be-troffen sein.Neben dieser direkten Re-levanz ist jedoch die ge-samte europäische Wirt-schaft mit diesem Themakonfrontiert. Neben denbereits stattgefundenenKostenschüben bei Energiewird dies auch zukünftig

über das Thema Klimaschutz weiter passieren.Veränderungen im Transportwesen und derFahrzeugtechnologie werden die Folgen sein,Leichtbau und effizientes Energiemanagementeine unausweichliche Folge der jetzt eingeleite-ten Strategien (Bilder 9 u.10).Alle diese Sze-narien zeigen, dass unter dem Thema Klima-schutz Eingriffe in die Marktwirtschaft getätigtwerden, die gravierende Einflüsse auf die Indus-trie und damit auch auf die Gießereibranchehaben. Neben dem Kostendruck, der sich nega-tiv auf die Wettbewerbsfähigkeit auswirkt, gibtes auch einen Innovationsschub, der sich positivauf die europäische Wirtschaft auswirken kann.Bild 11 gibt als Beispiel einen Überblick überdie CO2-Emissionen der verschiedenen KFZ-Herstellerflotten. Der Aspekt Leichtbau und dieEmissionsreduktion werden zukünftig voraus-sichtlich noch stärker betrachtet werden.Welcher Weg letztendlich eingeschlagen wirdund wie die individuellen Auswirkungen sind,hängt von der Qualität der EU-Strategie undauch von den nationalen Programmen und de-ren Umsetzung ab.Es bleibt zu hoffen, dass die Chancen genutztwerden und es nicht zu einseitigen Belastungenfür die Industrie kommt.

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Bild 9: Betroffenheit der Branche / Risken Bild10: Betroffenheit der Branche / Chancen

Bild 8: Energieintensität Quelle: Eurostat

Bild 11: CO2–Emissionen einzelner Automarken

Kontaktadresse:Fachverband der Gießereiindustrie, 1045Wien,Wiedner Hauptstraße 63,Tel.: +43 (0) 5 90 900 3463, Fax: +43 (0) 5 90 900 118017, E-Mail: [email protected]

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Anläßlich der Abschlussfeierlichkeiten zum 68.WFC Im Februar 2008in Chennai / Indien wurde den Mitgliedsorganisationen der WFOvom Gastgeber des 69. WFC 2010, China, ein Einladungsschreibenmit nachstehendemWortlaut überrecht:

Einladung – Letter ofInvitationMit dem Vertrauen und mitUnterstützung der WFO undihrer Mitglieder wird die Foun-dry Institution of Chinese Me-chanical Engineering SocietyFICMES Gastgeber des 69. Gie-ßerei-Weltkongresses WFC2010 sein. Wir laden Sie herz-lich ein, an diesem 69.WFC imOktober 2010 in Hangzhouteilzunehmen.

Während des Kongresses wer-den sich Gießereifachleute ausder ganzen Welt in Hangzhou

treffen. Kongress und Ausstellung werden den Gießern eine idealeGelegenheit zum Austausch ihrer Ideen für die Gestaltung einer ge-meinsamen Zukunft der globalen Gießerei-Industrie bieten. Den Teil-nehmern wird darüber hinaus die Gelegenheit geboten, die traditio-nelle chinesische Kultur näher kennen zu lernen.Die Gießerei-Industrie hat eine lange Geschichte und ist von großemNutzen für unsere Welt. Mit der Entwicklung der Weltwirtschaft hatauch die chinesische Gießerei-Industrie eine rasante Entwicklung er-fahren und ist auf dem Weg, zum größten Gussproduzenten undGussverbraucher derWelt aufzusteigen.Das Leitmotiv des Kongresses wird „Die grüne Gießerei“ sein. DerGrund für dieseThemenwahl liegt darin, dass unsereWelt derzeit mitgroßen Problemen auf dem Energie-, Rohstoff- und Umweltsektorkonfrontiert ist. Die Erforschung neuer Gießerei-Technologien, vonMethoden zur Energieeinsparung und der Umweltschutz sind we-sentliche Probleme, die im Hinblick auf eine harmonische und nach-haltige Entwicklung der menschlichen Gesellschaft im Einklang mitder Natur einer Lösung bedürfen.FICMES war schon im Jahre 1995 erfolgreicher Gastgeber des61. Gießerei-Weltkongresses in Peking, der allen Teilnehmern nochin eindrucksvoller Erinnerung ist. Als Gastgeber des 69. WFC wirdChina nun wieder in den Mittelpunkt der weltweiten Gießerei-Industrie treten. Der Kongressort Hangzhou (im Yangtze Delta imSüdosten Chinas) ist eine offene, moderne und vitale internationaleMetropolis mit einer prosperierenden Wirtschaft und mit beque-men Verkehrseinrichtungen, in deren Umfeld sich hervorragendeGießereien und mit diesen in Verbindung stehende Unternehmenbefinden.Hangzhou ist eine dynamische Stadt und ein internationales Touris-muszentrum. Schon der italienische Weltreisende Marco Polo hatHangzhou als die schönste und prachtvollste Stadt derWelt bezeich-net. Die Stadt ist 2.200 Jahre alt und ein berühmter kulturhistorischerDistrikt. Sie war eine der 7 altehrwürdigen Hauptstädte Chinas.Dank an die WFO für die Gewährung der Gastgeberrolle.Wir sindüberzeugt, dass der Kongress durch unseren gemeinsamen Einsatzein voller Erfolg werden wird und einen Beitrag zur Weiterentwick-lung der weltweiten Gießerei-Industrie leisten kann.

Wir erwarten Sie 2010 in Hangzhou, China.

Rongde LI, Vorsitzender des Organisationskomitees des WFC 2010und Präsident der FICMES

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Mitteilungen derWFOWorld Foundrymen Organization

www.thewfo.com

69.Gießerei-Weltkongress im

Oktober 2010 in China

Neuer CAEF-Generalsekretär bestellt

Der Rat des Europäischen Gießereiver-bandes wählte am 9. Juni 2008 inVicenza / Italien Herrn Max Schumacherzum Generalsekretär der EuropeanFoundry Association. Rechtsanwalt MaxSchumacher tritt die Nachfolge vonDr. Klaus Urbat an, der nach 12 jährigerTätigkeit das Amt niederlegte.

Max Schumacher ist seit 1993 im Deut-schen Gießereiverband tätig; seit 2000

untersteht ihm das Referat Recht im DGV. Schumacher zeichnete inden letzten Jahren als Sekretär für die CAEF-Kommission 2 (Um-welt) verantwortlich.

In seiner Funktion als Justitiar des DGV war er unter anderem auchmit den CAEF-Rechtsangelegenheiten, wie z.B. der Erarbeitung derGeschäftsbedingungen europäischer Gießereien sowie Antidumping-Maßnahmen betraut.

Informationen:CAEF –The European Foundry Association,D-40237 Düsseldorf, Sohnstraße 70,Tel.: +49 (0)211 6871 215,Fax: 205,E-Mail: [email protected], [email protected],www.international-foundry-forum.org, www.caef.eu

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Meetings der CAEFThe European FoundryAssociation

Der Europäische Gießereiverband hat für 2008/2009 bisher folgendeVeranstaltungstermine bekanntgegeben:

04./05.09. 2008 SektionWalzen, Schweden10.09. Sektion Strangguß, Frankfurt/M *)

18./19.09. International Foundry Forum 2008,Wien **)09./10.10. Gruppe Stahlguß, Joinville (F) *)15./17,10. Gruppe Duktiles Gusseisen, Istanbul (Türkei)16./17.10. CAEF-Young Entrepreneurs Club, Pirna20./21.10. Sektion Guß fürWindkraftanlagen, Italien05.11. Sektion Automobilguß, Frankfurt

23./24.04. 2009 Gruppe Stahlguß,Ankara (Türkei) *)06./08.06. CAEF Council Meeting,Wien *)*) GeänderterTermin bzw.Veranstaltungsort**) Persönliche Einladung erforderlich (www.international-foundry-forum.org)

Informationen:CAEF –The European Foundry Association, D-40237 Düsseldorf, Sohnstraße 70,Tel.: +49 (0)211 6871 215, Fax: 205,E-Mail: [email protected], [email protected], www.international-foundry-forum.org, www.caef.org

VeranstaltungskalenderWeWeiterbildungiterbildung –– SeminarSeminaree ––TaTagunggungenen –– KoKongrngresseesse –– MessenMessen

DerVerein Deutscher Gießereifachleute bietet im 2.Halbjahr 2008 in seinerVDG-Akademie folgen-deWeiterbildungsmöglichkeiten an:

Datum: Ort: Thema:

200817.09. Düsseldorf Metallographie für Stahl-Gußwerkstoffe (SE)18./19.09. Düsseldorf Tongebundene Formstoffe und ihre Prüfverfahren (SE)18./20.09. Schwelm Erfolgreiches Führen -Teil 1 (WS)18./20.09. Stuttgart Grundlagen der Gießereitechnik (QL)25./26.09. Düsseldorf Grundlagen u. Praxis d. Sandaufbereitung u. Steuerung v. tongebundenen Formstoffen (QL)08./09.10. Heilbronn Fortbildungslehrgang für Immissionsschutzbeauftragte10./11.10. Düsseldorf Druckguss (QL)16./18.10. Stuttgart Grundlagen der Gießereitechnik (QL)24./25.10. Stuttgart Schmelzen von Gusseisenwerkstoffen (QL)28./29.10. Düsseldorf Kernmacherei (QL)06./08.11. Duisburg Grundlagen d. Gießereitechnik f. Eisen-, Stahl- u.Temperguß (QL)12./13.11. Düsseldorf Werkstoffprüfung der Gusswerkstoffe (SE)18./19.11. Bonn Metallurgie u. Schmelztechnik der Al- u. Mg-Gußwerkstoffe (SE)21./22.11. Stuttgart Schmelzen von Kupfergusswerkstoffen (QL)27./29.11. Duisburg Grundlagen der Gießereitechnik (QL)03.12. Düsseldorf Ausferritisches Gusseisen mit Kugelgrafit (SE)04./06.12. Kassel Erfolgreiches Führen –Teil 2 (WS)10./11.12. Düsseldorf Formfüllung, Erstarrung,Anschnitt- u. Speisertechnik bei Gusseisenwerkstoffen (SE)10./11.12. Aalen Druckgießtechnologie – Grundlagen d.Werkstoffe, Maschinen u. Gießtechnik (PS)12./13.12. Düsseldorf Kokillenguß (QL)16./17.12. Düsseldorf Schlichten von Sandformen und Kernen (SE)18.12. Düsseldorf Betriebsdaten-Management – BDM (SE)

Änderungen vorbehalten!IV=Informationsveranstaltung, MG=Meistergespräch, PL=Praxislehrgang, PS= Praxisseminar, QL=Qualifizierungslehrgang, SE=Seminar,WS=Workshop, FT=Fachtagung

Nähere Informationen erteilt derVDG: D-40237 Düsseldorf, Sohnstraße 70,Tel.: +49 (0)211 6871 256, E-Mail: [email protected], Internet: www.vdg-akademie.deLeiter derVDG-Akademie: Dipl.-Ing. Dipl.-Wirtsch.-Ing. Marc Sander,Tel.: +49 (0)211 6871 256,E-Mail: [email protected], Meistergespräche, Fachtagungen: Frau A. Kirsch,Tel.: 362, E-Mail: [email protected]änge,Workshops: Frau C. Knöpken,Tel.: 335/336, E-Mail: [email protected]

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DGM-Fortbildungsseminare und -praktika der Deutschen Gesellschaft für Materialkunde e.V.(www.dgm.de)

200817./19.09. Freiberg Bruchmechanik: Grundlagen, Prüfmethoden,Anwendungsbeispiele23./26.09. Darmstadt Einführung i.d. Metallkunde f. Ingenieure u.Techniker29.09./01.10. Siegen Ermüdungsverhalten metallischerWerkstoffe14./15.10. Braunschweig Schweißtechnische Problemfälle: Metallkundl.-technolog.Analyse22./24.10. Saarbrücken Gefüge u. Schädigung: Ionen- u. elektronenmikroskopische Präparation u. 3D-Analyse04./06.11. Jülich Hochtemperaturkorrosion10./11.11. Karlsruhe Mechanische Oberflächenbehdlung zurVerbesserung der Bauteileigenschaften11./13.11. Dortmund Moderne Beschichtungsverfahren12./13.11. Karlsruhe Moderne Methoden für Literatur- u. Patentrecherchen13./14.11. Düsseldorf STAHL 2008 „Leistung für morgen“ (www.stahl2008.de)30.11./02.12. Ermatingen (CH) Magnesium – European Executive Seminar01./02.12. Kaiserslautern Schicht- u. Oberflächenanalytik04./05.12. Berlin Werkstoffprüfung 200801./02.12. Kaiserslautern Schicht- u. Oberflächenanalytik30.12. Berlin Bauteilmetallographie

Nähere Informationen:DGM Deutsche Gesellschaft für Materialkunde e.V., D-60325 Frankfurt a.M., Senckenberganlage 10,www.dgm.de,www.materialsclub.com.

WeitereVeranstaltungen:200801./04.09. Nürnberg MSE 08 – Materials Science a. Engineering – Congress a. Exhibition (www.mse-congress.de)01./04.09. Miskolc – Lillafüred (HU) 5th Int. Conference on Solidification a. Gravity (SG 08)04./06.09. Zakopane (PL) 7th Int. Conference Modern FoundryTechnologies – Environmental Protection

(www.odlev.agh.edu.pl/ochrona/)09./13.09. Stuttgart AMB 2008 Int.Ausstellung f. Metallbearbeitung (www.amb-messe.de)09./13.09. Husum 11. Int. Messe HUSUMWindEnergy09./13.09. Stuttgart AMB Leitmesse f. Metallbearbeitung (www.messe-stuttgart.de/amb)10./12.09. Portoroz 48th Internat. Foundry Conference of Slovenia (www.drustvo-livarjev.si)10./14.09. Nürnberg MSE 2008 – Materials Science and Engineering (www.mse-congress.com)15./19.09. Brno 50.Int. Maschinenbaumesse MSV 2008 u. 6.Int. Messe f. Metallbearbeitung IMT 2008

(www.bvv.cz/msv, www.bvv.cz/imt)16./17.09. Quingdao (Cn) 3rd Global Foundry Sourcing Conference (www.foundry-suppliers.com)16./19.09. Donetsk (Ua) 5. Int. METALLURGY 2008 (www.expodon.dn.ua/2008/metallurgy)17./19.09. Jena 42. Metallographietagung Materialographie 2008 (www.dgm.de/metallographie)18./19.09. Aalen 16. Mg-Abnehmerseminar (www.efm-aalen.de)22.09. Neuss/D DIN-Seminar „Produkthaftungsrisiko im Stahlbereich“ (www.beuth.de/seminare)

22./25.09. Stuttgart 27. MOTEK Int. Fachmesse f. Montage- u. Handhabungstechnik (www.motek-messe.de)22./26.09. Aachen ICAA 11 – Int. Conference on Aluminium Alloys (www.dgm.de/icaa11)23./25.09. Essen ALUMINIUM 2008 – 7.Weltmesse mit Kongreß (www.aluminium2008.com)23./25.09. Luxembourg PROCEED 2008 – Zentraleurop. Fachmesse f. Zulieferung (www.proceedexpo.com)23./26.09. Dortmund QualiPro 2008 – Qualitätssicherung in der Produktion (www.qualipro-messe.de)24./26.09. Kielce (PL) METAL & NONFERMET (www.targikielce.pl)24./26.09. Kanton Cn) Asiamold25.09. Leoben 1.CT-Infotag für Gießer (Info: [email protected])

07./10.10. Wien VIENNA-TEC (www.messe.at)13./14.10. Nürnberg Leichtbau in Guss (www.hanser.de/guss)14./15.10. Berlin 3. Deutscher Maschinenbau-Gipfel (www.maschinenbau-gipfel.de)14./18.10. München MATERIALICA 2008 (www.materialica.de)16.10. Ismaning/D DIN-Seminar „InternationaleWerkstoffnormung“ (www.beuth.de/seminare)17.10. Ismaning/D DIN-Seminar „InternationaleWerkstoffnormung“ (www.beuth.de/seminare)

16./19.10. Türkei ANKIROS,ANNOFER u.TURKCAST19./22.10. Dallas (USA) 12thWorld Conf. on Investment Casting a. Equipment Expo ([email protected])20./22.10. LasVegas Keith Millis Symposium on Ductile Cast Iron – 60 Jahre GGG (www.ductile.org)23./24.10. Freiberg/Sa. 18. Ledebur-Kolloquium (Info: Prof.W.Tilch,Tel. +49 (0)3731 392853)28./30.10. Stuttgart parts2clean – Int. Leitmesse fürReinigung in der Produktion (www.parts2clean.de)05./06.11. München 6. Hochschul-Kupfersymposium (www.kupferinstitut.de/symposium)07./09.11. Sharm El-Sheik 7th Foundry Symposium ARABCAST 2008 (Info: [email protected])

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18./21.11. Basel (CH) Zuliefermesse Swisstech 2008 (www.swisstech2008.com) zusammen mit PRODEX –Fachmesse f.Werkzeugmaschinen u. Fertigungsmesstechnik (www.prodex.ch)

03./06.12. Frankfurt/M. EUROMOLD –Weltmesse fürWerkzeug- und Formenbau, Design und Produktentwicklung(www.euromold.com)

200910./11.02. Magdeburg Gießtechnik im Motorenbau23./26.03. Darmstadt 2nd Int. Conf. On Material a. Component Performance underVariable Amplitude Loading

(www.dvm-berlin.de)25./28.03. Budapest EECR STEEL 2009 „Energy Efficiency and CO2-Reduction in the Steel Industry“ (www.eecrsteel.com)07./09.04. Brno (CZ) Stainless 2009 a. 5th Int. Stainless Steel Congress07./10.04. LasVegas (USA) 113thMetalcasting Congress16./17.04. Shanghai (Cn) 4th Global Foundry Sourcing Conference (www.foundry-suppliers.com)20./24.04. Hannover Hannover Messe Industrie20./24.04. Detroit (USA) SAEWorld Congress 2009 – Society of Automotive Engineers22./24.04. Leoben 9. DGMTagung „Gefüge und Bruch“ (depmw.unileoben.ac.at)23./24.04. Linz a. d.Donau 53.Österreichische Gießereitagung22./25.04. Salzburg PROTEX Fachmesse f.Arbeitsschutz u. moderne Berufsbekleidung (www.protex-messe.at)14./15.05. Berlin Deutscher Gießereitag01.06. Brno (CZ) WFOTechnical Forum 2009 „History and Future of Castings“02./03.06. Brno 46th Czech Foundry Days withWFO-General Assembly and MEGI-Meeting23./25.06. Düsseldorf 3. Int. Fachmesse f.Gußprodukte mit 4.NEWCAST-Forum (www.newcast.com)23./25.06. Salzburg euroLITE Int. Fachmesse f. Leichtbaukonstruktion (www.euroLITE-expo.eu23./25.06. Salzburg euroSUPPLY 1.Int. Zuliefermesse f.Teile, Komponenten,Technologien (www.hundkmesse.de)28.06./01.07. Q1 Resort a. Spa (AUS) LMT2009 4th Int. Light MetalsTechnology Conference (www.lightmetals.org)20./22.10. Stuttgart parts2clean Int. Leitmesse f.Teilereinigung i.d. Produktion (www.parts2clean.de)26./29.10. Weimar 8th Int. Conf. on Mg-Alloys and their Applications

201020./23.03. Orlando (USA) CastExpo ’1012./16.04. Detroit (USA) SAEWorld Congress 2010 (Society of Automotive Engineers)03./07.05. Schaumburg (USA) 114th Metalcasting Congress04./06.05. Düsseldorf Aluminium Brazing – 6. Int. Kongreß (www.alu-verlag.de)30.08./02.09. Nürnberg MSE 2010 – Materials Science a. Engineering21./25.09. Stuttgart AMB 2010 (www.amb-messe.de)Oktober Hangzhou 69thWFCWorld Foundry Congress (www.founmdrynations.com und www.wfc2010.com)

201128.06./02.07. Düsseldorf GIFA,METEC,THERMPROCESS,NEWCAST

Wenn es sie nicht schon geben würde, manmüsste sie direkt erfinden: Die internationaleFachmesse für Gussprodukte, NEWCAST,schreibt nach zwei sehr gelungenenVeranstal-tungen ihre Erfolgsgeschichte weiter. Beein-flußt durch aktuelle Entwicklungen im Marktund dem Wunsch vieler Aussteller nach ei-nem engeren Messeturnus wird die nächsteNEWCAST schon vom 23. bis 25. Juni2009 ihreTore in Düsseldorf öffnen.

Neu im Verbund mit der NEWCAST ist derInnovation Park NEWPART für Schmiede-und Sinterteile und die Metals Plaza, ein Fo-rum für den Handel mit Rohstoffen- und Me-tallen sowie Logistik und Anarbeitung, die vonder METEC zur NEWCAST wandert.

Das beliebte, informative Rahmenprogrammbündelt sich im 4. NEWCAST Forum mitmessebegleitenden Seminaren und Kongres-sen. Die NEWCAST zeigt im kommendenJahr erstmals auch Werkstoffe und Verfahren,die eine ähnlich große Rolle wie der Guss imHalb- und Fertigteilprozess der Industrie spie-len. DieseThemen finden auf der NEWCASTeine Plattform mit entsprechender weltweiterRelevanz. Dabei soll sich die Messe in denkommenden Jahren zum umfassenden Markt-

forum für die Branchen Fahrzeugbau, Luft- und Raumfahrt, Bahn- undSchienenverkehr, Schiffsbau, Maschinen- und Anlagenbau, Bauwirtschaft,Elektrotechnik und Elektronik, Medizin und Engineering entwickeln undsich vor allem an Konstrukteure und Anwender von Guss- und Metall-teilen richten.Für interessierte Unternehmen besteht ab sofort die Möglichkeit, sichbei der Messe Düsseldorf für die NEWCAST 2009 anzumelden. Pro-jektleiter Friedrich Georg Kehrer: „Wir haben unsere Ausstellereinla-dungen gerade verschickt und freuen uns sehr, dass ein großes Interes-se seitens der Unternehmen besteht auf der NEWCAST auszustellen.“Kehrer und sein Messeteam erarbeiteten mit der sogenannten „Checkin“-Broschüre einen informativen Folder, der auf deutsch und englischdie Daten der NEWCAST zusammenfasst. Das „Check in“ enthält diewichtigsten Informationen zur Besucherbefragung der Messe Düssel-dorf – u.a. die Gesamtbeurteilung der Messe mit einem 96prozentigenZufriedenheitsgrad der Fachbesucher, eine Übersicht der wichtigstenAussteller der vergangenen NEWCAST sowie einen Überblick überdie Branchen, die sich auf der Messe in Düsseldorf präsentieren wer-den. Projektleiter Kehrer: „Wir laden die Aussteller auch herzlich zu un-seren Standinformationsgesprächen ein, bei denen wir vor allem die in-dividuellen Stand- und Gestaltungswünsche der Firmen besprechen.“Unternehmen, die sich für eineTeilnahme an der NEWCAST und demNEWPART Innovation Park interessieren, können sich direkt im Inter-net unter http://www.newcast.de/ anmelden.Für weitere Informationen stehen das Projektteam der NEWCAST mitMarkus Liedtke und Vivien Kotschedoff (Tel: 0049(0)211/4560-447/-478) gerne zurVerfügung.

Ausstellereinladungen für NEWCAST 2009 verschickt

Lautlos rollt die attraktive Limousine im neu-en dreiminütigen Video heran und kommtzum Stillstand. Dann dreht sich die Karosserielangsam und wird transparent. Stück für Stückleuchten in der dreidimensionalen Computer-animation nacheinander zahllose glänzendeGuss- und Metallteile von Antrieb, Fahrwerkund Karosserie auf. Mit einem Blick wirddeutlich, dass GF Automotive die wichtigstenBauteile aus Eisen, Aluminium und Magnesi-um eines Autos in hoherWertigkeit herstellt.Das Video hilft den Verkaufsleitern der ein-zelnen Gesellschaften von GF Automotive

sowie Key-Accountern, die 13 Produktions-werke mit ihrer Gieß- und Beratungs-kompetenz als Lösungsanbieter für dieAutomobilhersteller zu positionieren. „Wirsind viel mehr als eine Blaupausengießerei,je früher wir mit unseren Kunden bei Neu-entwicklungen ins Gespräch kommen, destobesser für beide Seiten“, erklärt HaraldWeber, Leiter Marketing&Kommunikationbei GF Automotive. Einerseits profitiert derKunde von der langjährigen Erfahrung, dieauch auf eigenen Werkstoff- und Verfah-rensentwicklungen beruht. „Andererseits

wird die Kundenbindung gestärkt und nichtmehr alles auf den Preis per Kilo reduziert“,betont Marketingleiter Weber den Vorteilfür GF.

Quelle: Georg Fischer GLOBE 1/08(März 2008) S. 8

Kontaktadresse:Alexandra Meier,Marketing&Kommunikation,Georg Fischer Automotive AG,8201 Schaffhausen/Schweiz, Mühlentalstrasse 65,Tel.: +41 (0)52 631 2118,Fax: +41 (0)52 631 2852,E-Mail: [email protected]

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Neben laufenden Modernisierungsmaßnah-men, diversen Erweiterungsinvestitionen undVerbesserung der betrieblichen Infrastrukturstehen besonders Maßnahmen für Umwelt-verbesserungen undVerbesserungen der Ar-beitsbedingungen imVordergrund.

Die zuletzt umgesetzte Investition umfassteEinhausungen für die beiden Elektrolichtbo-genöfen der Stahlgießerei zur verbessertenErfassung der beim Schmelzprozess sowiebei der Sekundärmetallurgie entstehendenStäube. Das Ziel dabei bestand darin, die beider alten Raucherfassung teilweise diffus indie Halle entweichenden Anteile an Staubund Rauch zur Gänze gerichtet zu erfassenund der Entstaubungsanlage zuzuführen.

Konstruktiv war das eine Herausforderung,da die Öfen nicht auf Hüttenflur, sondernerhöht auf einer Ofenbühne stehen undgleichzeitig zwischen dem alten Gießkranund den Elektroden wenig Platz vorhandenwar. Daher war es notwendig, zunächsteinen neuen Gießkran zu montieren undanschließend Lärm dämmende Paneelerund um die beiden Öfen auf einer Stahl-konstruktion anzubringen. Die Einhausungist derart ausgeführt, dass eine gerichteteStrömung der Stäube hin zu den Erfas-sungsstellen erzwungen wird. Die Steue-rung der Absaugmengen wird über ein aus9 Schiebern bestehendes System gewähr-leistet, welches eine optimale Abstimmungder Absaugmenge nach dem jeweiligen me-

tallurgischen Prozess der beiden Öfen er-laubt.Zusätzlich wurde in diesem Zuge auch dasFortluftrohrleitungssystem umfassend er-neuert und erweitert sowie an die neuenGegebenheiten angepasst. Dabei kam es zurNeudimensionierung der Rohrleitungen, derAnbindung der Einhausungen an das Rohlei-tungssystem. Ein Foto der neuen Situa-tion zeigt die Rückseite dieses Heftesder Giesserei Rundschau.

Kontaktadresse:Maschinenfabrik Liezen und Giesserei Ges.m.b.H.,8940 Liezen / A,Werkstraße 5,Tel.: +43 (0)3612 270 315,Fax: +43 (0)3612 270 592,E-Mail: [email protected], www.mfl.at

Aus den Betrieben

InInvevestitionenstitionen inin dasdas ElektrElektrostahlostahlwewerkrk derder MFL-GießerMFL-Gießereiei

SichtbarSichtbar gegemachtemachte BeratungskBeratungskompetenzompetenzMit dem virtuellenAuto veranschaulicht GFAutomotive sein Know-how als Lösungsanbieter.

NeueWege im Marketing: Mithilfe einer modernenVideoanimation präsentiert sich GF Automotive seinen Kunden.

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SAG Thixalloy® Components GmbH ist eineDivision der SAG Motion Group mit Sitz inLend. 1995 wurde das Unternehmen gegrün-det. Damals noch imVersuchsbetrieb, entwik-kelt und produziert die SAG Thixalloy®

Components heute innovative und komplexeProdukte für die Automobil-, Nutzfahrzeug-,bis hin zurTelekommunikationsindustrie.

Thixoforming –ZukunftsweisendesVerfahrenThixoforming ist ein äußerst junges Verfah-ren, da es erst seit ca. 30 Jahren eine Rollebei der Verarbeitung der Metalle und Metall-legierungen spielt. Die SAGThixalloy® Com-ponents verwendet dieses Umformverfah-ren, das die Vorteile des Schmiedens undGießens in sich vereinigt, nun schon seitüber 10 Jahren. Dabei werden die Alumini-um-Legierungen im halbfesten Zustand ver-arbeitet, um so eine Mikrostruktur zu erhal-ten. Beim Thixoforming wird die innereStruktur, die für die Fließfähigkeit des Materi-als bestimmend ist, verändert. So erhält manteilflüssiges Aluminium, das druckguss-ähnlichverarbeitet werden kann. Die Beschaffenheitkann am Ehesten mit einer Butter bei Raum-temperatur verglichen werden. Durch denZustand zwischen fest und flüssig lässt sich

das Material optimal verformen. Somit wirdeine Lunkerbildung nahezu ausgeschlossen.Netshape-Qualität, besondere Oberflächen-güte, druckdichte Schweißbarkeit, Kosten-vorteile, hohe Dehnung und Festigkeit sindnur einige der vielenVorteile.Intensive Forschungs- und Entwicklungsar-beiten machen die SAG Thixalloy® Compo-nents zum zukunftsweisenden und aufstre-benden Unternehmen. Nicht zuletzt deshalbschwören Kunden wie AUDI, DAIMLERCHRYSLER, ROLLS ROYCE,VOLVO u.a. aufdie qualitativ hochwertigen Produkte.

Diese reichen von Sicherheitsteilen (Gurt-umlenker, Heckklappenscharniere u.a.), überFormteile (z.B. Luftspeicherdeckel, Sensor-halter für Dieselmotoren u.a.), und Struktur-teile (Türknoten, Türpfosten u.a.) bis hin zuOberflächenteilen (Zylinderkopfhaube,Heckträger für Motorrad u.a.).

BeispielhafterWissensaustauschAls ambitioniertes Unternehmen engagiertsich die SAG Thixalloy® Components zu-dem für einen intensiven Informations- undErfahrungsaustausch mit verschiedenstenPartnern und Clustern.Am 24. April fand in Lend ein Clustertreffen„Neue Werkstoffe“ von Bayern Innovativstatt. Zahlreiche Repräsentanten und Akteu-re aus Wirtschaft und Wissenschaft warender Einladung von SAG Thixalloy® Compo-nents und Bayern Innovativ gefolgt und infor-mierten sich innerhalb eines attraktiven Rah-menprogramms über „Thixoforming vonAluminiumlegierungen“.

Kontaktadresse:Ansprechpartner und seit Februar 2008Geschäftsführer – Ing. Andreas Kraler,SAGThixalloy® Components GmbH,A-5651 Lend 25,Tel.: +43 (0)6416 6500 381;E-Mail: [email protected], www.sag.at

Konstruktionsforschung – Natur alsVorbildDurch den Einsatz bionischer Konstruktionsprinzipien möchte GF Automotive in Mettmann künftig eine Gewichts- u. Kostenreduktionseiner Gussteile um bis zu 20% erreichen.In der Bionik werden Gestaltungsregeln aus der Natur auf die Technik übertragen, um Prozesse oder Bauteile zu verbessern. GeorgFischer erforscht jetzt bionische Verfahren in einem gemeinsamen Projekt mit der sachs engineering gmbh in Engen und dem Institut fürangewandte Forschung in der Automatisierung IFA an der Hochschule Reutlingen anhand von 10 konkreten Gussteilen. Im Erfolgsfall könnteGeorg Fischer mittelfristig seine gesamte Produktpalette auf bionisch optimierte Bauteile umstellen. Das würdeTausendeTonnen Materialeinsparen, die Umwelt entlasten und wäre ein echterWettbewerbsvorteil.Quelle:Georg Fischer GLOBE 1/08 (März 2008) S. 8

SASAGG MotionMotion //ThixalloThixalloyy®® ComponentsComponentsVom Nischenplayer zum aufstrebenden Unternehmen

Spezialist imThixoforming

Die Salzburger Aluminium AG – internationaler Zulieferer der Fahr-zeugindustrie – gibt bekannt, dass Frau Mag. Waltraud Wöhrer vomAufsichtsrat zur Vorsitzenden des Vorstandes (CEO) ernannt wurde.Gemeinsam mit Frau Dr. Karin Exner-Wöhrer, CFO und Stellvertreterinder Vorstandsvorsitzenden, leitet sie nun die Salzburger Aluminium AG.Mag.Waltraud Wöhrer und Dr. Karin Exner sind seit vielen Jahren imVorstand der SAG.WaltraudWöhrer übernimmt die Konzernleitung.Karin Exner-Wöhrer ist verantwortlich für Finanz- und Rechnungswe-sen, Controlling, IT, Personal, Einkauf und die Beteiligungen.GD Josef Wöhrer – seit 1992 Vorstandsvorsitzender der SalzburgerAluminium AG – wurde am 19. Mai 2008 von den Gremien der SAGzum Aufsichtsratsvorsitzenden gewähltQuelle: Presseaussendung der SAG v. 10.6.2008 (www.sag.at)

WeWechselchsel imimVoVorstandsvrstandsvorsitzorsitz derder SASAGG

Ein Paradebeispiel für die Vorteile des Thixofor-ming ist das Heckklappenscharnier desVOLVO C70 Cabrio.Kostenvorteil durch Reduktion von 2 Prozess-schritten:– Kostenreduktion von 100 auf 69 %– Einsparung für den Kunden ca.€ 300.000 / Jahr.

Mag. WaltraudWöhrer Dr. Karin Exner-Wöhrer

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ProblemstellungQualitätssicherung ist ein wichtiger Bestand-teil der industriellen Produktion. Zeit- undKostengründe machen es erforderlich, dieQualitätssicherung immer mehr in den Pro-duktionsprozess zu integrieren.Die Frage, auf welche Art und Weise rascheine zuverlässige Aussage hinsichtlich derchemischen Zusammensetzung getroffenwerden kann, ist gerade im Flüssigmetallbe-reich noch nicht gelöst. Die bestehendenMessmethoden und -geräte analysieren nurfeste Proben, und dies nur nach entspre-chender Probenvorbereitung. Trotz weitge-hender Automatisierung der bestehendenSchmelz- und Gießprozesse bedeutet dies,dass einerseits nur punktuell gemessen wer-den kann und die Ergebnisse andererseitserst im Nachhinein verfügbar sind. Der Wegins Labor bzw. die nachträgliche Überprü-fung stellen bisher die einzigen Möglichkei-ten für die chemische Analyse dar.

Technologie/ LösungDie LIPS-Technologie (Laser induzierte Plas-ma Spektroskopie) kann einen Beitrag zurLösung der zuvor genannten Problemstellun-gen leisten. Dieses Laser-basierte Messprinzipist eine bewährteTechnologie, die auch unterden Namen LIBS („Laser-induced BreakdownSpectroscopy“) bzw. Laser-OES (Laser – Op-tical Emission Spectroscopy) bekannt ist.LIPS ermöglicht eine schnelle und berüh-rungslose Analyse von festen, flüssigen undgasförmigen Stoffen. Mit dieser universelleinsetzbaren Technologie lässt sich jede Artvon Oberfläche analysieren. In wenigen Se-kunden kann man damit die chemische Zu-sammensetzung eines Stoffes berührungslosbestimmen. Dies funktioniert auch über grö-ßere Entfernungen hinweg. LIPS kommt ambesten dort zum Einsatz, wo konventionelleLabormethoden keinen Zugang haben bzw.aufgrund des Kosten- und Zeitdruckes nichtanwendbar sind, d.h. vornehmlich in der Pro-zeßkontrolle vor Ort. Da keine Probenvor-bereitung notwendig ist und die Methodeeine „Fernerkennung“ möglich macht, istLIPS für eine Vielzahl von Überwachungs-und Klassifizierungsaufgaben interessant,nicht zuletzt auch aufgrund der geringenKosten pro Messung und der hohen Auto-matisierbarkeit des Systems.

MessprinzipDas Messprinzip (Abb. 1) basiert auf einemLaser, der kurze, intensive Lichtpulse von ei-nigen Nanosekunden Länge aussendet (indieser Zeit legt das Licht nur ca. 2 m zu-

rück!). Das Licht wird über eine Linse auf daszu untersuchende Material fokussiert, sodasses in gebündelter Form auf der Oberflächeauftrifft. Durch die hohen Leistungsdichtenvon etlichen GW/cm2 (Gigawatt pro cm2)werden einige Mikrogramm des Materials„verdampft“. Wegen der extrem hohenTemperatur handelt es sich dabei nicht umgewöhnlichen Dampf, sondernum ein Plasma aus hoch angereg-ten Atomen, Ionen und Elektro-nen.Dieses Plasma wiederum sendetLicht in bestimmten Frequenzenaus, die charakteristisch sind füreinzelne chemische Elemente –also eine Art „Fingerprint“ des zuuntersuchenden Materials dar-stellen. Ein solches typischesSpektrum wird mit einem Spek-trometer gemessen. Mittels mo-dernster mathematischer Algo-rithmen wird daraus die Zusam-mensetzung des Materials errech-net. So kann z.B. die Konzentrati-on der Hauptlegierungselemente (Si, Fe, Mn,Mg, Cu, Ti, Cr, Ni, Zn) als auch der Spuren-elemente Calcium (Ca), Natrium (Na),Strontium (Sr), Lithium (Li), Beryllium (Be),Bor (B),Vanadium (V), Gallium (Ga) und Zir-konium (Zr) – also die quantitative, chemi-sche Zusammensetzung – sekundenschnellund berührungslos bestimmt werden.

QuantalizerTTSS –Anwendung fürdie ProduktionskontrolleDie Produktionskontrolle ist ein essentiellerBestandteil jedes Aluminium-Schmelzbetrie-bes. Die chemische Analyse der Schmelzeerfolgt allerdings nach dem derzeitigen Standder Technik off-line, d.h. außerhalb des Pro-duktionsprozesses. Die optische Emissions-spektroskopie (z.B. Funkenspektrometer)bestimmt die chemische Zusammensetzungan festen Proben, die dem flüssigen Alumini-

um entnommen werden. Steigende Quali-tätsanforderungen, höhere Effizienz und Pro-duktivität, die Optimierung etablierter Pro-zesse und die Umweltgesetzgebung erhö-hen den Bedarf an einer kontinuierlichen in-line Prozessanalytik, d.h. der Möglichkeit ei-ner Qualitätskontrolle im Produktionsflussohne Probenentnahme.

Das System Quantalizer TS von INNSITEC mitder neu entwickelten Tauchsonde (Abb. 2)gewährleistet diese Automatisierung durcheine sekundenschnelle, direkte und reprä-sentative Analyse von flüssigen Metallen. Dasneue Konzept ermöglicht es, innerhalb derheißen Schmelze Bedingungen zu schaffen,die denen im Labor nahe kommen – unab-hängig von der Beschaffung der Oberfläche(Krätze, Salzschicht etc.), der Eintauchtiefeoder des Eintauchwinkels. Die analytischenKenndaten des vollautomatischen Schmel-zeanalyse-Systems sind damit vergleichbarmit denen von Standard-Laboranalysege-räten.

Das Prinzip beruht auf der Analyse einesFreistrahls aus Flüssigmetall mittels derschnellen und berührungslosen LIPS-Tech-nologie. Der Freistahl entsteht im Innerender Sonde durch Erzeugung einer Druckdif-

Firmennnachrichten

VoVonn derder FeFest-st- zurzur Flüssigmetall-AnalFlüssigmetall-AnalyseyseAutomatisierung der chemischen Material-Analyse

Abb. 1:Prinzip der Laser-induziertenPlasma Spektroskopie (LIPS-Technologie)

Abb. 2:Quantalizer zur Flüssigmetallanalyse

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Am 4. April 2008 wurde Foseco plc von derCookson Gruppe übernommen. Fosecowird in den keramischen Bereich der Grup-pe eingegliedert, der unter dem Namen Ve-suvius bekannt ist.

Foseco wird auch weiterhin, wie es in denvergangenen 75 Jahren der Fall war, denweltweiten Gießereimarkt bedienen; das An-gebot wird von jetzt an durch das VesuviusProduktportfolio für Gießereien ergänzt.

Dieser Zusammenschluss verbessert die Po-sition der Foseco bei der Schmelze- undMetallverarbeitung in den Bereichen Stahl,Gießerei und Nichteisen signifikant. Durchein breiter gefächertes Angebot an hoch-wertigen Lösungen erhalten unsere Kundenweltweit einen verbesserten Service. Zu-sätzlich entstehen durch den Zusammen-schluss auch verbesserte Ressourcen für dieTechnologieentwicklung.

Heinz Nelissen, Geschäftsführer FosecoGmbH: „Die Kombination der Foseco Res-sourcen mit denen der Vesuvius Organisa-

tion bildet die Grundlage des neuen Ge-schäftsbereichs Gießerei. So sind wir in derLage, unseren Kunden auf der einen Seiteein breiteres Produktspektrum anbieten zukönnen und auf der anderen Seite auchneueTechnologien einzuführen. Unverändertbleibt die Fokussierung auf unsere Kunden,die auch unser bisheriges Geschäft gekenn-zeichnet hat.“

ferenz (Unterdruck). Die eingeströmte undanalysierte Flüssigkeit wird in einem Intervallvon ca. 8 Sekunden zyklisch durch einenÜberdruck (Inertgas) aus der Sonde ent-leert. Die patentierte Technologie ermög-licht Analysen in sämtlichen Schmelzaggrega-ten, direkt in der flüssigen Schmelze. Bei ei-nem Messintervall von wenigen Sekundenkönnen sehr schnell sehr viele Analysen ge-macht werden. Der Schmelz- und Gießpro-zess wird damit zeitnah und kontinuierlichüberwacht. Der Analyseprozess läuft voll au-tomatisiert ab.

Prozesskontrolle in der Gießerei –Qualitätsbegleitende Messungen mittels LIPS

ALCAN Specialty Sheet (Singen) und INN-SITEC Laser Technologies haben gemeinsameineTestkampagne durchgeführt, um die An-wendung dieses neuen Systems zur in-lineProzesskontrolle von flüssigem Aluminiumwährend des Gießprozesses zu erproben. Inder Stranggießerei in Singen konnte dasQuantalizer in-line Messsystem die Vorzüge

einer kontinuierlichen Prozesskontrolle un-ter Beweis stellen. Die gute analytische Per-formance einerseits und die robuste Ausfüh-rung des Systems andererseits haben dazubeigetragen, dass der gesamte Verlauf desGießprozesses vom Aufschmelzen des Me-talls im Schmelzofen bis zur Gießmaschine 2Wochen lang an 19 Chargen mit insgesamtüber 10.000 Einzelmessungen mitverfolgtund die untersuchten Chargen lückenlos er-fasst werden konnten.Die Messungen mit dem Quantalizer habendie Anforderungen, die an die Prozesskon-trolle gestellt werden, erfüllt. Die qualitätsbe-gleitenden Messungen haben zum Teil er-wartete, zum Teil aber auch neue, interes-sante Erkenntnisse über das Lösungsverhal-ten einzelner Elemente, über die Homogeni-tät der Schmelze sowie über den Gießpro-zess selbst erbracht.Zusammenfassend lässt sich sagen, dass dieErgebnisse, die mit dem Quantalizer erzieltwurden, die Anforderungen und Erwartun-gen von ALCAN Specialty Sheet erfüllt ha-

ben. Die ständige Aufnahme und Auswer-tung von Messdaten machen die Vorgänge,die in der Schmelze während des Gießensablaufen, für die Gießer transparent. JedeVeränderung in der chemischen Zusammen-setzung der Schmelze kann in Echtzeit fest-gestellt und dingfest gemacht werden. Diesekontinuierliche Kontrolle ist mit anderenMitteln derzeit nicht durchführbar. Damit hatder Gießer nunmehr die Möglichkeit einer100% Kontrolle seiner Schmelze.

Kontaktadresse:INNSITEC LaserTechnologies GmbH, 4020 Linz /A, Hafenstraße 47-51Tel.: +43 (0)732 9015-5910 , Fax: 5919E-Mail: [email protected], www.innsitec.com

INNSITEC Laser Technologies GmbH ist ein jun-ges, als Spin-Off der Universität Linz 2002 gegrün-detes High-Tech-Unternehmen, das Messgeräteentwickelt und sich in den letzten Jahren intensivmit dem Thema der in-line Prozesskontrolle vonflüssigem Aluminium beschäftigt hat.

ÜbernahmeÜbernahme durdurchch CooksonCookson veverbesserrbessertt SerServicevice undund technischetechnische RessourRessourcencendesdes FoFosecoseco GießerGießereigeigeschäftseschäfts

Kontaktadresse:Foseco GmbH, 46325 Borken / D, Gelsenkirchener Str. 10, zH Herrn Martin ScheidtmannBrand Communication Manager, Europe,Tel.: +49 (0)2861 83 207, Mobil: +49 (0)171 9714 747www.foseco.com

Foseco GmbH, Borken / D

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Kürzlich hat Foseco die Erweiterung ihrereuropäischen Versuchsgießerei in Borken,Deutschland, abgeschlossen.

Diese Investition erweitert die bereits beste-henden Prüfmöglichkeiten in den BereichenSchmelzen, Formen und Gießen und erlaubtnun Tests von Produkten und Prozessen imindustriellen Maßstab, um die Produktent-wicklung zu unterstützen.

Planung und Bau der neuen 240 m2 großenAnlage wurden von der Foseco-internen In-genieurabteilung in Zusammenarbeit mit lo-kalen Firmen durchgeführt.

Der neue Doppel-Induktionsofen mit einerSchmelzkapazität von 0,5 und 1,0 Tonne er-gänzt den bereits existierenden kleineren In-duktionsofen und ermöglicht das Testen vonAluminium-, Eisen- und Stahlabgüssen unterrealistischen Gießereibedingungen.

Außerdem wurden die Anlagen zur Form-und Kernherstellung verbessert.

Heinz Nelissen,GeschäftsführerFoseco GmbH:„Foseco enga-giert sich beson-ders in den Be-reichen Innovati-on und Produkt-entwicklung, da-mit wir unserenKunden Lösun-gen zur Wert-steigerung ihrerErzeugnisse lie-fern können.Diese Investitionunterstreicht nochmals unsere Verpflichtunggegenüber den Gießereien, da sie unsereLeistungsfähigkeit im Bereich Forschung &Entwicklung weiter verbessert.“

Quelle: FOSECO-Pressemitteilung(GIESSEREI-Branche) vom 14.07.2008

Kontaktadresse:Foseco GmbH, 46325 Borken / D,Gelsenkirchener Str. 10,zH Herrn Martin Scheidtmann, BrandCommunication Manager, Europe,Tel.: +49 (0)2861 83 207,Mobil: +49 (0)171 9714 747, www.foseco.com

FOSECOFOSECO erwerweitereitertt eureuropäischeopäische GießerGießerei-Tei-Testanlaestanlagege

FOSECOFOSECO ininvevestierstiertt inin KaKapazitätserwpazitätserweiterungeiterung

FoFormenrrmenreinigungeinigung mitmitTrTrockockeneiseneis

Die Foseco Borken nahm kürzlich eine neueProduktionsanlage für hochdruckfeste exo-therme FEEDEX Speisereinsätze in Betrieb.Mit dieser wichtigen Investition wird die Pro-duktionskapazität um weitere 50% erhöht.Außerdem ermöglicht sie zusätzlicheVerbes-serungen bezüglich Produktqualität und Pro-duktionsflexibilität.Der steigende Einsatz von Hochdruckform-anlagen, die gestiegene Gussproduktion unddie immer weiter fortscheitende Entwick-lung von neuen Technologien in den führen-den Gießereien Europas haben zu einer er-höhten Nachfrage an hochdruckfesten exo-thermen Speisereinsätzen geführt.Heinz Nelissen, Geschäftsführer FosecoGmbH: „Starke Kundennachfrage, derZwang zu Produktivitätsverbesserungen so-wie erfolgreiche neue Produktentwicklun-gen, wie z.B. die Produktpalette der exother-men FEEDEX K Kompressorspeiser, habenzu einer extremen Nachfrage nach unserenProdukten geführt. Mit der Erweiterung der

Produktionskapazität stellen wir sicher, dassFoseco auch weiterhin die Marktführerschaftim Bereich Entwicklung von effektiven Spei-sersystemen behaupten wird.“

Quelle: FOSECO-Pressemitteilung(GIESSEREI-Branche) vom 04.08.2008

Kontaktadresse:Foseco GmbH, 46325 Borken / D, Gelsen-kirchener Str. 10, zH Herrn Martin Scheidtmann,Brand Communication Manager, EuropeTel.: +49 (0)2861 83 207Mobil: +49 (0)171 9714 747www.foseco.com

Viele Giessereien sind bereits vonden Vorteilen der Reinigung mit Tro-ckeneis überzeugt und setzen diesesnicht abrasive Verfahren erfolgreichzur Reinigung von Kokillen, Kernkäs-ten oder Druckgussformen ein.Teure

Stillstandszeiten werden vermiedenund die Qualität der Produkte mass-geblich beeinflusst.

Die ASCO KOHLENSÄURE AG aus Ro-manshorn in der Schweiz hat sich mit ihremASCOJET-Trockeneisstrahlsystem darauf

spezialisiert, die Trockeneisreinigung in Gies-sereibetrieben einzuführen und zu optimie-ren, indem sie individuelle Gesamtlösungenanbietet. Ihr jeweiliges Ziel ist eine konstanteQualitätssicherung und Prozesssicherheit imGiessereibetrieb.

Bild 1: Produktion von modernen FEEDEX Spei-sern bei Foseco in Borken

Bild 2: Foseco FEEDEX Speisersortiment

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Vorteile gegenüber herkömm-lichen ReinigungsmethodenDie Reinigung mit Trockeneis bietet folgendeVorteile gegenüber herkömmlichen Reini-gungsmethoden:

Nicht abrasivIm Gegensatz zu herkömmlichen Strahlme-thoden mit Sand oder Glasperlen ist das AS-COJET Trockeneisstrahlverfahren ein scho-nendes Reinigungsverfahren und wird alsnicht abrasiv bezeichnet. Die Oberflächender Formen werden also nicht beschädigtoder verändert.

Keine DemontageDas Trockeneisstrahlverfahren kann direktauf den eingebauten, heissen Formen (z.B.auf Kokillen) ausgeführt werden. Zudemwerden die Formen durch die Trockeneisrei-nigung kaum merklich abgekühlt, weshalb dieProduktion sofort nach der Reinigung wie-der aufgenommen und das Verfahren soleicht in den Arbeitsprozess integriert wer-den kann. So entfallen teure Produktionsstill-stände, und das ASCOJET Trockeneisstrahl-verfahren kann sehr leicht in den täglichenArbeitsprozess integriert werden und trägtso mit wenig Aufwand zur Qualitäts- undProzesssicherheit bei.

Keine Entsorgung des StrahlmittelsDas ASCOJET Trockeneisstrahlverfahren hin-terlässt nach der Reinigung kein Strahlmittel,da die Trockeneispellets sofort nach demAufprall auf der Oberfläche sublimieren. Soentfallen Zeit und Kosten für die Entsorgung.

TrockenDas ASCOJET Trockeneisstrahlverfahren isteine trockene Reinigungsmethode. So kön-nen auch empfindliche Objekte wie Schaltta-feln oder andere elektrische Komponentenmit Trockeneis schonend und trocken gerei-nigt werden.

UmweltfreundlichTrockeneis wird ausflüssigem CO2 herge-stellt, welches als Ne-benprodukt aus ande-ren Prozessen (z.B.bei der Amoniak-Pro-duktion oder anderenVerbrennungsprozes-sen) anfällt. In Indust-rieländern wird CO2deshalb nicht mehrseparat produziert,und die Verbrennungvon fossilen Brenn-stoffen zur CO2-Ge-winnung ist komplettverschwunden. Zu-dem werden bei derTrockeneisreinigung keinerlei Lösungsmitteloder sonstige Chemikalien benötigt, und esmuss danach auch kein Strahlmittel entsorgtwerden.

Vielseitig einsetzbarKokillen werden mit dem ASCOJET-Strahl-verfahren effizient gereinigt. Scharfe Kanten,speziell bei Schliessflächen, werden nicht ab-gerundet, womit eine Gratbildung vermie-den wird. Aber auch für Kernkästen, seiendies Hot- oder Coldboxen, ist die Trocken-eisreinigung ein schonendes und effizientesReinigungsverfahren. Auch bei Druckguss-formen lässt sich das Trennmittel ohne De-montage mit Trockeneis wegstrahlen. Dieseeffiziente Reinigungsmöglichkeit eröffnet so-

mit beim Druckguss ganz neue Möglichkei-ten beim Einsetzen von Trennmittel. Durcheine präventive Reinigung mit Trocken-eis wird die Oberflächenqualität der Guss-stücke erhöht.

DasVerfahrenIn einem Trockeneis-Pelletizer wird flüssigesCO2 unter kontrollierten Bedingungen ent-spannt, wobei Trockeneisschnee entsteht.Der tiefkalte Trockeneisschnee (ca. –79°C)wird durch eine entsprechende Extruder-platte zu Pellets gepresst. Die Trockeneispel-lets werden in das Trockeneisstrahlgerät ein-gefüllt und zur Strahlpistole befördert. Hierwerden sie mittels Druckluft auf eine Ge-schwindigkeit von bis zu 300 m/s beschleu-

Vorteile einer eigenenTrockeneisproduktionBessere und schnellere ReinigungsresultateJe frischer das Trockeneis, desto effizienter die Reinigung. Mit Trockeneis, das mehrereTage alt ist, kann die Reinigung mehr als doppelt so lange dauern als mit frisch produ-ziertemTrockeneis.

GeringererTrockeneisverbrauchDa die Reinigung mit frisch produziertemTrockeneis viel effizienter ist als mit solchem, dasschon mehrere Tage alt ist, reduziert sich der Trockeneisverbrauch erheblich. Da das Tro-ckeneis just in time produziert werden kann, entfällt auch eine lange Lagerungszeit. Soreduziert sich derTrockeneisverlust durch Sublimation auf ein Minimum.Aus diesen Grün-den reduziert eine eigeneTrockeneisproduktion IhrenTrockeneisbedarf um bis zu 50 %.

Geringerer logistischerAufwandMit einer eigenen Trockeneisproduktion müssen Sie sich nicht mehr darum kümmern,wann und wo Sie Ihr Trockeneis bestellen, wann es geliefert wird und wie lange Sie eslagern müssen. Sie können das Trockeneis genau dann und in der Menge produzieren,wie Sie es benötigen.

Mehr FlexibilitätSie können Ihr Trockeneis genau dann produzieren, wenn Sie es benötigen, und müssenauf keine Lieferung mehr warten. So kann die Reinigung sehr leicht in den täglichen Ar-beitsprozess integriert und z.B. als fixeTaktzeiten eingeplant werden.

Kürzere ProduktionsstillständeDa frisch produziertesTrockeneis die Reinigungszeit erheblich verkürzt, werden auch dieProduktionsstillstände massiv verkürzt.Alle diese Vorteile erhöhen die Qualität und Flexibilität im täglichen Arbeitsprozessund führen zu Kosteneinsparungen und höherer Produktivität.

So kompakt kann eine eigene Trockeneisproduk-tion sein:ASCO-Trockeneispelletizer A55P mit einer Pro-duktionskapazität von 55 kg /Std.

Reinigung einer heissen Kokille.

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Die laufend verschärften Vorschriften zurProdukthaftpflicht zwingen Automobilher-steller dazu, auch einzelne Bauteile lückenlosrückverfolgbar zu machen. Die Autobauerund ihre Zulieferer kommen nicht mehr um-hin, die exakten Daten wie Produktionsda-tum, Schicht, Giessdiagramm, Metalltempera-tur usw. von Gussteilen nachzuweisen. Amsichersten erfolgt dieser Nachweis, indemdie Daten auf das Gussteil geschrieben wer-den.

Bei jeder Druckgiessanlage von Bühler spei-chert die Prozesssteuerung dat@net diequalitätsbestimmenden Parameter zu jedemGiesszyklus direkt ab. Damit die Gussteileunverwechselbar diesen Parametern zuge-ordnet werden können, kann mit dem Prä-geapparat BuhlMark beispielsweise die dazu-gehörige Zyklusnummer auf dem Gussteileingeritzt oder gepunktet werden. Somitschliesst sich der Kreis für die lückenlose Tei-lerückverfolgbarkeit.

Ritzen oder PunktenEingehendeTests haben ergeben, dass Ritzenoder Punkten die einzigen Beschriftungsver-fahren sind, welche druckgusstauglich, wirt-schaftlich und auch nach nachträglichenOberflächenbearbeitungen noch lesbar sind.

Für das menschliche Auge ist die Klarschriftimmer noch die am besten lesbare Schrift.Sie kann gepunktet oder geritzt werden, wo-bei die geritzte Schrift eleganter und schnel-ler auf das Teil aufgebracht wird. Möchteman das Geschriebene maschinell zurückle-

sen, so hat sich die Datamatrix als prozesssi-cherer Code durchgesetzt, welcher auf dasTeil gepunktet wird. Soll der Text maschinellund von blossem Auge lesbar sein, schreibtman dann die Information doppelt auf dasTeil: Gepunktet als Datamatrix und geritzt inKlarschrift.

BuhlMark – sehr robust konstruiert, weil es derrauen und schmutzigen Druckgussumgebungstandhalten muss.

GesamtsystemDas Druckgiessteil wird nicht zwingend di-rekt nach der Entnahme aus der Druckgiess-maschine beschriftet. Der Entnahmeroboterlegt das Teil vielleicht vor der Beschriftungzuerst noch in ein Kühlgestell mit bis zu 20Kühlplätzen ab oder bringt es zuerst in eineEntgratpresse. Somit wird es umso wichtiger,dass die Zyklusnummer imVerbund „Druck-giessmaschine – Entnahmeroboter – Mar-kiergerät“ immer klar dem Gussteil zugeord-net werden kann. Das Bühler Lösungskon-

zept für die Teilemarkierung besteht deshalbaus der Druckgiessmaschine mit derdat@net-Steuerung, dem EntnahmeroboterBuhlRob und dem Markiergerät BuhlMark.Ohne eine Datenbusverbindung unter die-sen drei Komponenten kann keine lückenlo-seTeilerückverfolgbarkeit garantiert werden.

Einheitliche BedienphilosophieEin neues Peripheriegerät bedingt normaler-weise eine zusätzliche Schulung des Perso-nals. Nicht so mit dem Bühler Integrations-konzept, welches auch bei BuhlMark konse-quent umgesetzt wurde. Die komplette Be-dienung des Markiergeräts erfolgt über denBildschirm der Maschinensteuerung (HMI –Human Machine Interface) der Druckgiess-zelle mit derselben Bedienphilosophie. Somiterübrigt sich eine Schulung.

Neben der Zyklusnummer kann die Be-schriftung noch mit weiteren frei formatier-baren Werten wie Datum, Uhrzeit, Quali-tätsattribut oder aber freien Texten ergänztwerden. Das Zusammenstellen des komplet-ten Beschriftungstextes ist sehr flexibel ge-halten. Auch die Schriftgrösse, die Schriftartund die Position desTextes auf dem Gussteilkönnen direkt am HMI der Druckgiesszelleprogrammiert werden.

Auskünfte zu BuhlMark erteilt:Christian Eisenegger, Leiter Automation & Engi-neering Steuerung bei Bühler Druckguss in Uzwil,Tel. +41 71 955 38 00, F +41 71 955 25 88,E-mail: [email protected]

BuhlMarkBuhlMark prägtprägt diedie PrProduktdatenoduktdaten aufsaufs GussteilGussteil undundmachtmacht damitdamit jedesjedesTeTeilil eindeutigeindeutig rückvrückverferfolgbarolgbar..

nigt und auf die zu reinigenden Formen ge-schossen. Der beim Aufprall entstehendepunktuelle Thermoschock und die darauffolgenden Pellets bringen die Verunreinigungzum Abplatzen. Die Pellets gehen beim Auf-prall sofort in den gasförmigen Zustand

über und hinterlasseneine saubere und trok-kene Oberfläche.

IndividuelleGesamtlösungenASCO hat sich auf in-dividuelle Gesamtkon-zepte spezialisiert undschon zahlreiche Gie-ßereien bei der Opti-mierung der Tro-ckeneisreinigung bera-ten und begleitet. Eineindividuelle Lösungkann aus einem einzi-gen ASCOJET-Strahl-

gerät mit entsprechender Beratung undServicebetreuung bestehen. Weitergehen-de Gesamtkonzepte enthalten beispielswei-se Luftaufbereitungsanlagen, Trockeneisla-gercontainer, ASCOs Trockeneisliefer-Ser-vice oder den Aufbau einer eigenen

Trockeneisproduktion mit CO2-Lagertankund just-in-time CO2-Lieferungen, um sostets über qualitativ einwandfreies Tro-ckeneis und ein Maximum an Flexibilität zuverfügen (siehe Vorteile im Kasten). AuchSpezialprojekte, wie Automatisierung oderLärmschutzprojekte, gehören zu ASCOsAngebot. Das ASCOJET Strahlverfahren istnicht nur ein Reinigungsverfahren, sondernein Gesamtkonzept, bei dem Qualitätssi-cherung und Prozesssicherheit an obersterStelle stehen.

Kontaktadresse:ASCO KOHLENSÄURE AGCH-8590 Romanshorn, Industriestrasse 2www.ascojet.com

AnsprechpersonVerkauf Österreich:Markus Erne, Gebietsverkaufsleiter,Tel.: +41 466 80 80, [email protected]

Auch Kernkästen können sehr schonend mitTrockeneis gereinigt werden.

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Geboren in St. Johann i. Pg. besuchte Jo-hann Girardi die Volks- und Hauptschule inBischofshofen. Er lernte Chemielaborant imEisenwerk SulzauWerfen,Tenneck. Im zwei-ten Bildungsweg absolvierte er die HBLVAfür technische Chemie in der Rosenstein-gasse inWien XVII, welche er mit Auszeich-nung abschloss. Nach Absolvierung des Prä-senzdienstes und einem Jahr als Verfahrens-techniker bei der WasseraufbereitungsfirmaBran & Lübbe kehrte er ins Eisenwerk Sul-zau Werfen zurück und übernahm dort dieLeitung des Labors. Neben seiner Tätigkeitals Laborleiter arbeitete er in der Entwick-lung von Walzenwerkstoffen mit, insbeson-dere bei der Entwicklung des Kerneisen-werkstoffes „Sphäroguss“. Johann Girardibemühte sich viele Jahre um die Lehrlings-ausbildung für Chemielaboranten und warin der Prüfungskommission dieses Lehrbe-rufes tätig. Er ist auch Mitglied im UA fürchemische Prüfung der ASMET (EisenhütteÖsterreich).

Als gelernter Chemiker wurde Ing. Girardimit Inkrafttreten des Abfallwirtschaftsgeset-zes zum Abfallbeauftragten und in weitererFolge nach Abschluss der Umweltmanage-mentausbildung zum Umweltbeauftragtendes Unternehmens bestellt. Dank seinerBemühungen auf dem Gebiet des Umwelt-schutzes erhielt das Eisenwerk Sulzau Wer-fen 1989 den Umweltpreis der Österreichi-schen Industrie zugesprochen. Mehr als90% der produktionsspezifischen Abfällewie Altsand, Schlacken, Stäube usw. gehenheute nicht mehr auf Deponie, sondernwerden zu einem Sonderbeton weiter ver-arbeitet, der in der Bauindustrie Verwen-dung findet. Ing. Girardi arbeitet in dieserFunktion im Umweltausschuss des VÖI inSalzburg und im Umweltausschuss desFachverbandes der Österreichischen Gie-

ßereiindustrie mit. Er hat 2003 das Um-weltmanagementsystem nach ISO14001:1996 und 2005 nach ISO14001:2004 inderWalzengießerei ESW aufgebaut.

Seit Ing. Johann Girardi 1996 an der Do-nauuniversität Krems die Ausbildung zur Si-cherheitsfachkraft mit Auszeichnung absol-viert hat, bemüht er sich in seiner weiterenFunktion als Beauftragter für Arbeitssicher-heit und Gesundheitsschutz im Unterneh-men um die Senkung der Arbeitsunfälle.Durch gezielte Maßnahmen wie z.B. Unter-weisungen, SOS–Audits (Sauberkeit +Ordnung = Sicherheit), Seminare zum The-ma Arbeitssicherheit, konnte in den letztenJahren die Unfallrate um mehr als 50% ge-senkt werden. Im Projekt „Ge(h) mit bleibfit“ zur betrieblichen Gesundheitsförderung,das auch von der Salzburger Gebietskran-kenkasse mit unterstützt wird, kann er alsProjektleiter seine Erfahrungen aus Um-weltschutz und Arbeitssicherheit voll ein-bringen.

Im privaten Bereich ist Ing. Johann Girardiehrenamtlich in seiner Heimatpfarre tätig,wo er als Obmann des PKR für die Sicher-stellung der Pfarrfinanzen verantwortlich ist

und er sich darüber hinaus seit vielen Jah-ren für die Kinderbetreuung einsetzt. AlsVerwalter des Pfarrkindergartens konnte erzur 100-Jahrfeier ein neues 4gruppiges Kin-dergartengebäude mit Krabbelstube seinerBestimmung übergeben.

Ing. Johann Girardi ist seit 2002 Mitglied imVerein Österreichischer Gießereifachleute.

Dem Jubilar einherzliches Glückauf !

Neue MitgliederOrdentliche (Persönliche) MitgliederBudkewitsch, Peter, Geschäftsführer derObersteirischen Feinguss GmbH,8605 Kapfenberg,Werk-VI-Straße 56Privat: 8600 Oberaich, Boarnweg 8Stiegler, Josef, Mag., GeschäftsführenderGesellschafter der MWS Aluguss GmbH,6334 Schwoich, Egerbach 48Privat: 6330 Kufstein, LochererWeg 8a

FirmenmitgliederBÖHLER Edelstahl GmbH & Co KG,8605 Kapfenberg, Mariazellerstraße 25

PersonaliaWir gratulieren zum GeburtstagIng. Johann Girardi, 5500 Bischofshofen,Kinostraße 8, nachträglich zum 60. Ge-burtstag am 9.August 2008

Vereinsnachrichten

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Bücher und Medien

Legierungsentwicklungfür hochfestenAluminium-guß in Dauerformgieß-verfahren für Fahrwerks-anwendungen

Von Andreas G.R. Hen-nings, Dr.-Ing.-Dissertati-on D 82 (Diss. RWTHAachen), Band 56 aus derReihe Gießerei-Institut: For-schung, Entwicklung, Ergeb-nisse, Aachen 2008,Shaker Verlag GmbH,52018 Aachen/D, PF 1018 18, Tel.: +49 (0)2407

9596 0, Fax: 9596 9, E-Mail: [email protected],www.shaker.de, 184 Seiten, A5, broschiert,ISBN 978-3-8322-7299-9, Preis € 49,80.

Ziel dieser Forschungsarbeit war die Ent-wicklung einer neuen hochfesten Alumini-

um-Gußlegierung für Anwendungen in Dau-erformgießverfahren. Die Dissertation stellteine moderne, zeiteffiziente Methodik zurLegierungsentwicklung dar.

Hauptergebnis der Entwicklung ist eine neueniedrig Si-haltige AlSiMg-GusslegierungAlSi3Mg0,6 für Fahrwerksanwendungen,welche sich durch exzellente Gießeigen-schaften im Niederdruck-Gegendruckgieß-verfahren sowie durch gute Verarbeitbarkeitim Schwerkraft-Kokillenguß auszeichnet. Me-chanische Eigenschaften wärmebehandelterBauteile im CPC-Verfahren sind:

Zugfestigkeit >370 MPa, Streckgrenze >300MPa bei 11% Dehnung. Im Schwerkraft-Ko-

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killenguß liegen die Eigenschaften niedriger,stellen aber eine Verbesserung zu gängigenLegierungen wie AlSi7Mg und AlSi11Mg dar.Weiteres Potenzial ist durch Optimierungder Verarbeitung (z.B. Kornfeinung undWär-mebehandlung) und durch Zulegieren vonCr bzw. Cu und Ni für warmfeste Anwen-dungen gegeben. Solche Legierungsvariantenerscheinen auf Grund ihrerGießtechnischen und mechanischen Eigen-schaften attraktiv und reichen bereits an me-chanische kennwerte von Al-Knetlegierun-gen heran. Diese müssen jedoch noch wei-ter wissenschaftlich durchdrungen werdenund können nach der vorgestellten Metho-dik zur Legierungsentwicklung verbessertwerden.

Inhalt: Einleitung u. Motivation / Stand derTechnik: Verarbeitung von Al in Dauerform-gießverfahren; hochfeste wirtschaftliche Al-Legierungen / Konzeption der Legierungs-entwicklung: Anforderungen an Al-Gußbau-teile für das Fahrwerk; Strategie zur Entwick-lung einer hochfesten Al-Gußlegierung; Me-thodik der Legierungsentwicklung / Modifika-tion von AlSi-Legierungen und experimentel-le Untersuchung: Variation des Mg-Gehaltes;Einfluß des Fe-Gehaltes und Beeinflussung ei-senhaltiger Phasen durch Legierungsgehalt anMg, Sr, Mn, Cr, Co, Be sowie Wärmebehand-lung; Verringerung des Si-Gehaltes; Einflußweiterer Legierungsbestandteile auf die Le-gierung AlSi3Mg0,6 / Schlussfolgerungen undAusblick / Literaturverzeichnis / Zusammen-fassung und Abstract / Lebenslauf.

Druckguss aus NE-MetallenHerausgeber: VDD Ver-band Deutscher Druck-gießereien in Zusam-menarbeit mit dem Ver-ein Deutscher Gießerei-fachleute e. V., 64 S. mitzahlreichen Bildern undTabellen, A5, Broschur,überarbeitet und erwei-terte Auflage, März 2008.

Die vorliegende überarbeitete Fassung derRichtlinien für Druckguss aus NE-Metallen istin erster Linie für den Konstrukteur und denFertigungsingenieur bestimmt. Sie gibt einenÜberblick über die Möglichkeiten des tech-nisch und wirtschaftlich gleichermaßen vor-teilhaften Druckgießverfahrens und vermitteltKenntnisse über Faktoren, die bereits bei derEntwicklung und Formgebung von Druck-gussteilen zu beachten sind. Die gegebenentechnischen Anleitungen unterstützen dieTechniker vieler Industriezweige auf demWege zu einer funktionsgerechten, aber auchwerkstoff- und druckgießgerechten Konstruk-tion ihrer Bauelemente aus NE-Metallen.Wenn druckgießgerecht konstruiert wird,kann mit dem Druckgießverfahren die größt-mögliche Maßgenauigkeit und die besteOberflächenbeschaffenheit von allen Gieß-

verfahren erzielt werden. Im Interesse vonAuftraggeber und Gießer muss möglichst vordem Bau der Gießformen eine frühzeitigeund eingehende Abstimmung über die Ge-staltung des Gussteiles erfolgen, da nachträg-liche Änderungen an den Druckgießformenaus gehärtetem Warmarbeitsstahl nur sehrschwer möglich sind und hohe Kosten verur-sachen. Bei schwierigen, hoch beanspruchtenNeuentwicklungen kann es daher sinnvollsein, erste Prototypen aus Sandguss oderNiederdruck-Sandguss zu fertigen. Mit einereinfachen, leichter abwandelbaren und auchkostengünstigeren Modelleinrichtung ist esso möglich, eine wirtschaftliche Gestaltungdes als Druckgussteil geplanten Konstrukti-onselementes zu erreichen. Mit dem Nieder-druck-Sandgießverfahren können auch sehrgeringeWanddicken, die nahe an den Druck-guss heranreichen, erzeugt werden.Die Darstellungen dieser Druckguss-Richtlini-en sind angelehnt an die Abschnitte „Druck-gießverfahren“ und „Druckguss“ des im Gies-serei-Verlag, Düsseldorf, erschienenen Buches„Konstruieren mit Gusswerkstoffen“ sowiean weitere grundlegende Veröffentlichungenüber Druckguss, die im Kapitel 7 als weiter-führende Literatur angegeben sind.

Inhalt: Verfahren / Druckgusswerkstoffe /Gestaltung / Oberflächenbehandlung / Qua-lität / Hinweise zur Gussteilanfrage undWirtschaftlichkeit / weiterführende Literatur/ AnhangDie Broschüre kann vom Verband DeutscherDruckgießereien und dem GesamtverbandDeutscher Metallgießereien,40045 Düssel-dorf/D, Postfach 10 54 63, E-Mail: [email protected], Tel: +49(0)211 4796-0, Fax:+49(0)211 4796-409) bezogen werden.

DAS ÖSTERREICHISCHEAUSSENWIRTSCHAFTS-LEITBILDGlobalisierung gestalten – Erfolgdurch Offenheit und Innovation

Die vom Bundesministe-rium für Wirtschaft undArbeit (BMWA) von denStudienautoren Univ.-Prof. Dr. Karl Aiginger(WIFO u. WU Wien),Univ.-Prof. Mag. Dr. FritzBreuss (WU Wien) undUniv.-Prof. DDr. Michael

Landesmann (Wiener Institut f. internat.Wirtschaftsvergleiche WIIW und Joh. KeplerUniversität Linz) herausgegebene Broschüre,Format DIN A4, 354 Seiten, wurde zwischenSeptember 2007 und April 2008 in einempartizipatorischen Prozess unter Teilnahmealler relevanten Experten und Stakeholdererarbeitet.

Das Außenwirtschaftsleitbild formuliert 10Anforderungen an ein wettbewerbsfähigesÖsterreich:

Den Stellenwert von Bildung erhöhen /Zum technologischen Vorreiter aufsteigen /Drehscheibe Zentraleuropas werden / AufZukunftsmärkte setzen / Das Potential desDienstleistungssektors nutzen / Die Interna-tionalisierung von KMU`s vorantreiben / In-telligente Regulierung: Qualität erhöhen –Dichte reduzieren / Koordinationsprozesseeffizient einsetzen / Entwicklung und unter-nehmerische Verantwortung fördern / „Mar-ke Österreich“ aufbauen.

Aus dem Inhalt:Wirtschaftspolitische Analysen:Herausforderungen für Österreichs Außen-wirtschaft im nächsten Jahrzehnt / Die Zu-kunft Europas / Globale Entwicklungsten-denzen und wirtschaftspolitische Herausfor-derungen im nächsten JahrzehntBerichte der Arbeitsgruppen:AG Handeslpolitik / AG Finanzielles / AGStandortfragen / AG Internationalisierung /AG Nachhaltige Entwicklung / AG HumanRessources / AG Dienstleistungen / AGKommunikationBericht aus dem partizipativen ProzessVerzeichnis der MitarbeiterDie Broschüre kann kostenlos vom Service-Center des BM für Wirtschaft und Arbeit,1010Wien, Stubenring I ([email protected] Tel.: +43 (0)1 71100 5555) bezogenwerden.

The rapidly growing Marketof China`s Die CastingsKurzbericht über die Entwicklung desDruckgussmarktes in China. 2005 wurdenetwa 865.000 t produziert. Für 2010 wirdauf Grund der rasanten Entwicklung desVerbrauchermarktes ein Bedarf von rd. 1,8Mio t vorausgesagt.Im Anhang werden die 11 potentestenDruckgießereien des Landes in Kurzprofilenvorgestellt.CHINA FOUNDRY (in Englisch), vol. 4 No.2 May 2007, S. 162/167.Die Zeitschrift liegt am ÖsterreichischenGießerei-Institut in Leoben auf (E-Mail: [email protected]).

Schied’sAdressen-Taschenbuch –Ausgabe2007/2008/2009

eine FundgrubefürAdressen derGießereibrancheDas wieder neu überar-beitete „Schied’s Adres-sen-Taschenbuch“, Ausga-be 2007/2008“, ist einehervorragende Informati-onsquelle für alle, die in

der Gießereibranche oder in ihrem Umfeld,

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wie der Zulieferindustrie und dem Formen-bau, schnell geeignete Lieferquellen oder An-sprechpartner finden möchten. Durch diesinnvolle Gliederung ist das Buch für die Inter-essen unterschiedlicher Nutzergruppen glei-chermaßen geeignet. Es enthält Informationenüber etwa 1.000 Gießereien mit allen bekanntgewordenen Email- und Internetadressen,über 2.500 Personen aus dem Gießereibe-reich mit Privatanschrift, Kontaktangaben, Ge-burtstag und Firmenzugehörigkeit, über 800Produktionsverantwortliche auf Meisterebe-nen mit Firmenzugehörigkeit und Privatadres-se, über 500 Zuliefererfirmen mit nutzer-freundlichen Angaben, wie den Email- und In-ternet-Adressen, die zudem alphabetisch sor-tiert sind. Den Abschluss bildet ein 210 Seitenlanger Einkaufsführer für Erzeugnisse der Gie-ßerei-Zulieferindustrie.Die Informationen zu den einzelnen Betrie-ben sind sehr detailliert und umfassen prak-tisch alle wichtigen Angaben – von Produk-ten, Werkstoffen und Gewichtsbereichenüber die vorhandenen Anlagen und Qualifi-zierungen bis zur Monatskapazität und Zahlder Mitarbeiter. Besonders nützlich ist dieweitgehende namentliche Aufschlüsselungder Leitungsebenen nach Verantwortungsbe-reichen, so dass man sich schon bei der er-sten Kontaktaufnahme sofort an die richtigePerson wenden kann. Das Hauptverzeichnisder Gießereien ist zudem nach Postleitzahlengeordnet, so dass gleichzeitig eine schnellegeographische Zuordnung möglich ist.Die Hauptverzeichnisse werden durch meh-rere Querverweisdateien ergänzt, dieschnelle Zugriffe auch „aus verschiedenenRichtungen“ ermöglichen. Ein weiterer Vor-teil des „Schied’s Adressen-Taschenbuches“ist derVerzicht auf werkstoffliche oder ande-re fachspezifische Erwägungen, so dass dies-bezüglich keine Einschränkungen auftretenund ein hochgradig umfassendes Nachschla-gewerk der Gesamtbranche dem NutzerzurVerfügung gestellt werden kann.Das „Schied’s Adressen-Taschenbuch derdeutschen Gießereien, tätigen Mitarbeiter,Gießerei-Zulieferfirmen und Modellbaube-triebe“ in der 22. neu bearbeitete Auflage2007/2008 umfasst 1.250 Seiten. DasTaschenbuch im Format A 6 kostet 44,00 €

+Versandpauschale.Der Vertrieb erfolgt ausschließlich über denVerlag Erfahrungsaustausch GmbH, Postfach 1163, 68536 Heddesheim/D, Tel.: +49 (0)620341260; Fax: +49(0)6203 46370, E-Mail:[email protected] oder [email protected].

Profile of (the Polish)Foundry Research Institute`sActivities in Science andTechnology in theYears2006 / 2007Im Heft 5-6 / 2008 von Przeglad Odlewnict-wa (Foundry Journal of the Polish Foundry-

men`s Association), S. 286/300 geben dieProfessoren Dr.-Ing. J Sobczak und Dr.-Ing.A. Balinski einen umfassenden Einblick in dieForschungs- u. Entwicklungsaktivitäten derJahre 2006/2007 des Polnischen Gießerei-Forschungszentrums in Krakau. Der Beitragist in Englisch verfasst; 40 Abbildungen berei-chern den Informationsgehalt.Die Zeitschrift liegt am ÖsterreichischenGießerei-Institut in Leoben auf (E-Mail: [email protected]).

ProduktionsoptimierungWertschaffende sowiekundenorientierte Planung undSteuerung

Von Herbert Jodlbauer,FH Steyr / OÖAus der Reihe: SpringersKurzlehrbücher der Wirt-schaftswissenschaftenVerlag Springer Wien,New York, 2007, XI,343 S. 108 Abb., Geb.ISBN: 978-3-211-72752-2, Preis: € 39,95.

Der Wettbewerb stellt hohe Ansprüche:mehr Flexibilität, bessere Lieferzuverlässigkeitsowie Qualität und kürzere Lieferzeiten inVerbindung mit der Forderung nach höhe-ren Renditen und kontinuierlicher Wertstei-gerung. Der Autor bietet hier neue Ideenund Ansätze sowie optimierte Methoden,die auf mehr Kundenorientierung und höhe-reWertschaffung abzielen. Basierend auf sei-ner reichen Berufserfahrung gibt er praxiser-probte Anleitungen und Entscheidungshilfenfür die Auswahl des geeigneten Planungs-und Steuerungssystems. Zusätzlich erläuternzahlreiche praxisorientierte Beispiele sowievier ausführliche Fallstudien erfolgreichdurchgeführte Projekte.Das übersichtlich strukturierte Buch eignetsich nicht nur für Studenten der BereicheProduktion und Logistik, sondern auch füralle Praktiker in Produktionsbetrieben. Siekönnen mit Hilfe der genannten neuen Kon-zepte, Methoden undWerkzeuge sowohl dieEffektivität als auch die Effizienz verbessern.

Inhalt:Vorwort / Produktionssysteme / Lo-gistische Grundgesetze / Lagermodelle undBestandsmanagement / Planen und Steuern/ Auswahl, Auslegung und Optimierung /Fallstudien / Anhang / Literaturverzeichnis /Stichwortverzeichnis.

Der Autor: Prof. (FH) Dipl.-Ing. Dr. Her-bert Jodlbauer, geb. 1965, studierte Techni-sche Mathematik und Maschinenbau. Da-nach war er Projektleiter bei der HILTI AGin Liechtenstein. Anschließend baute er imZuge der Geschäftsführung der FAZATSteyr GmbH die Fachhochschul-Studiengän-ge in Steyr mit den Schwerpunkten Produk-tion, Logistik und Management auf. Zur Zeitleitet er die beiden Studiengänge Produktion

und Management sowie Operations Ma-nagement.Darüber hinaus betreibt Jodlbauer seit 1995das Beratungsunternehmen TechTransfer mitden Schwerpunkten Produktionsoptimie-rung, Planung und Steuerung.

ÖSTERREICHS INDUSTRIEKENNZAHLEN 2008

Herausgeber: Bundesspar-te Industrie der Wirt-schaftskammer Öster-reich, Wien, Mai 2008,48 Seiten, http://wko.at/in-dustrieDie Bundessparte Indu-strie hat in diesem Heftaus den unterschiedlichs-ten statistischen Erhe-

bungen, wie aus der volkswirtschaftlichen Ge-samtrechnung, der Außenhandels- und derKonjunkturstatistik im produzierenden Bereich,ergänzt mit Daten desWIFO und des Haupt-verbandes der Sozialversicherungsträger, diewesentlichsten industrierelevanten Daten undFakten für die Industriebetriebe erarbeitet.Eine wertvolle Hilfestellung bei der Vorberei-tung industriepolitischer Entscheidungen.

Austrian CooperativeResearch –Jahresbericht 2007

Jahresbericht des Dach-verbandes der Kooperati-ven Forschungseinrich-tungen der österreichi-schen Wirtschaft, zu de-nen auch das Österrei-chische Gießerei-InstitutÖGI zählt. Mit ACR-Kennzahlen und einer

ACR-Mitgliederliste sowie Beispielen aus derF&E-Tätigkeit der Mitgliedsinstitute.Format 16 x 23 cm, 80 Seiten, im Eigenver-lag der ACR, Wien im Mai 2008. Abgabekostenlos.

Kontaktadresse: ACR – Austrian Coope-rative Research, A – 1090 Wien, Haus derForschung, Sensengasse 1-3, Tel.: +43 (0)12198573, Fax: +43 (0)1 2198573 13, E-Mail:[email protected], www.acr.at

FortyYears ofVermicularCast Iron Development inChinaDie von Prof. Han-quan QIU und Mr.Zheng-de CHEN durchgeführte Literatur-auswertung „40 Jahre Entwicklung von GGVin China“ gibt einen umfassenden Einblick indas umfangreiche chinesische Fachschrifttumdieses Zeitraumes. Die Literaturschau stützt

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sich auf 332 Publikationen und gibt einenÜberblick über folgendeThemen:Einführung zur GGV Entwicklung in China /Herstellungsmethoden und Behandlungsmit-tel / Zusammenhang zwischen Mikrogefügeund Werkstoffeigenschaften / Die Primärkri-stallisation von GGV / Wärmebehandlung /Weitere Eigenschaften wie Bearbeitbarkeit,Schweißbarkeit, Oberflächenbehandlung,Dämpfungseigenschaften / Qualitätskontrol-le / Typische Anwendungsgebiete für GGV /Legierungsmöglichkeiten / Schlussfolgerun-gen / Literaturzitate.

CHINA FOUNDRY (in Englisch), vol. 4 No.2 May 2007, S. 91/98, No. 3 August 2007,S. 175/181 u. No. 4 Nov. 2007, S. 261/269.Die Zeitschrift liegt am ÖsterreichischenGießerei-Institut in Leoben auf (E-Mail:[email protected]).

Recent Development ofDuctile Cast Iron ProductionTechnology in ChinaProf. Qizhou CAI und BokangWEI geben anHand von 35 ausgewerteten Literaturstellen

einen Einblick in die jüngsten Entwicklungenauf dem Gebiet des Gusseisens mit Kugel-grafit in China:Entwicklung von GGG im Gusszustand /Wärmebehandlung von GGG und ADI /Neue Herstellverfahren von GGG / Zusam-menfassung / Literatur.CHINA FOUNDRY (in Englisch), vol. 5 No.2 May 2008, S. 82/91.

Die Zeitschrift liegt am ÖsterreichischenGießerei-Institut in Leoben auf (E-Mail: [email protected]).

Hans Joachim Laempe tödlich verunglücktHHaannss JJooaacchhiimm LLaaeemmppee ist am 15.April 2008 bei einem Flugzeugabsturz ums Leben gekommen.

Der 59jährige Laempe war Gründer, Geschäftsführer und Miteigentümer der Laempe & MössnerGmbH mit zweiWerken in Schopfheim und Meitzendorf. Die Firma stellt Kernschießanlagen für Gieße-reien her. Er hatte das Unternehmen 1977 gegründet und sich mit seinen innovativen Ideen schnell amMarkt etabliert. Laempe fühlte sich besonders dem Schutz der Umwelt verpflichtet. So erfand er bereits1994 die „weiße Gießerei“, die Recycling statt Entsorgung in der Gießerei einführte. 2002 folgte einneues umweltfreundliches Binderverfahren, das er zusammen mit dem Chemiker Bernd Kuhs entwickel-te. Dafür erhielten beide im Jahre 2002 den Innovationspreis des Landes Baden-Württemberg.

Auf der Suche nach einem weiteren Produktionsstandort hatte Joachim Laempe kurz nach derWieder-vereinigung in Sachsen-Anhalt zunächst eine bestehende Firma übernommen und ihre Mitarbeiter wei-ter beschäftigt. 1997 baute er dann eine 10.000 qm große neue Halle nahe Magdeburg „auf die grüneWiese“. Diesen Standort für Fertigung, Montage und Ausbildung hat er auch in schwierigen Jahren kon-tinuierlich erweitert, während er im Stammwerk in Schopfheim Planung, Forschung, Entwicklung undVerkauf konzentrierte.

Mit Werner Mössner fand Laempe 2005 einen Partner, der seinem kreativen Erfindungsgeist Raum gab und seinem Verkaufstalent denRücken stärkte.

Im Juni 2006 wurde die Laempe & Mössner GmbH von der Landesregierung als „Unternehmen des Monats in Sachsen-Anhalt“ geehrt.

Für die Zukunft hatte der Schopfheimer Unternehmer ganz konkrete Pläne. Nach der überaus erfolgreichen Messeteilnahme an derGIFA 2007, deren Präsident er war, wollte er sich auf die Konstruktion von neuen Maschinen und denVerkauf konzentrieren. Er hatte ei-nenTechnischen Leiter verpflichtet, der ihn imTagesgeschäft entlasten sollte.

WOWORLDRLDTECHNICALTECHNICAL FORFORUMUM 20092009derWorld Foundrymen OrganizationWFO

1. bis 3. Juni 2009, BrnoWie bereits in Heft 1/2-2008, S. 22, der Giesserei Rundschau angekündigt wurde, findet dasWTF 2009 in der Zeit von 1. bis 3. Juni 2009 inBrünn / CZ zusammen mit den 46. Czech Foundry Days und der ersten World PhD Conference statt.

Als Organisator hat die Czech Foundrymen Society nun in einem

2nnddCall for active Participationzur aktivenTeilnahme amVortragsprogramm und an der Ausstellung eingeladen.DasWTF 2009 steht unter dem Motto „FutureTrends in making Castings“.Jedes WFO-Mitgliedsland ist eingeladen, bis zu zwei Vortragsmeldungen einzureichen, wobei Beiträge zu nachstehenden Themenerwünscht sind:Allgemeine Entwicklungstendenzen am Gießereisektor / Gießerei-Technologien / Gusslegierungen, Komposite / Gießerei-Einrichtungen /Formsand-Mischungen / Simultaneous Engineering / Simulation / Rapid Prototyping / Energie-Einsparung / Umweltschutzaspekte / „Goinggreen“Technologien / Ausbildung u.a.NachstehendeTermine für Einreichungen bzw.Anmeldungen sind einzuhalten:

Vorträge: Kurzfassungen 31. Oktober 2008KompletterText 31. Jänner 2009

Poster: Kurzbeschreibung 31. Oktober 2008Werbeeinschaltungen im DIN A5 Format 31. Jänner 2009Ausstellungsteilnahme 31. Jänner 2009

Nähere Informationen enthält dieWebsite www.wtf2009.cz.

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Giesserei 7 8 2008 - Proguss Austria · Bitte besuchen Sie uns auf der Metal in Kielce-Polen vom 24. 9. bis 26. 9. 2008, Pavillon B, Stand B93