AT500508A1

AT500508A1 - HIGH-STRENGTH ABRASIVELY SINTERED ALUMINUM ALLOYING AND PRODUCTION METHOD THEREFOR

Info

Publication number: AT500508A1
Application number: AT0117705A
Authority: AT
Original assignee: Hitachi Powdered Metals
Priority date: 2004-07-14
Filing date: 2005-07-13
Publication date: 2006-01-15
Also published as: DE102005032544A1; AT500508B1; US20060013719A1; DE102005032544B4

Description

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HITACHI POWDERED METALS CO., LTD. CHIBA/JAPANHITACHI POWDERED METALS CO., LTD. CHIBA / JAPAN

ABRIEBSRESISTENTE GESINTERTE ALUMINIUMLEGIERUNG MIT HOHER STÄRKE UNDABRASIVE RESISTANT SINTERED ALUMINUM ALLOY WITH HIGH STRENGTH AND

HERSTELLUNGSVERFAHREN HIERFÜRMANUFACTURING PROCESS THEREFOR

BESCHREIB UN GDESCRIPTION

Hintergrund der ErfindungBackground of the invention

Gebiet der ErfindungField of the invention

Diese Erfindung betrifft eine abriebsresistente gesinterte Aluminium-legierung mit hoher Stärke, die für verschiedene Arten von Gleitteilen wie VerbindungsStäbe, Kolben und dgl. geeignet ist, und ein Verfahren zu deren Herstellung. Mehr spezifisch betrifft diese Erfindung eine abriebsresistente gesinterte Aluminiumlegierung mit hoher Stärke, die bezüglich der Zugfestigkeit und Dehnung ebenso wie der Abriebsresistenz verbessert ist, und ein Herstellungsverfahren hierfür.This invention relates to an abrasion-resistant, high-strength sintered aluminum alloy suitable for various types of sliding members such as connecting rods, pistons and the like, and a method for producing the same. More specifically, this invention relates to an abrasion-resistant high-strength sintered aluminum alloy improved in tensile strength and elongation as well as abrasion resistance, and a production method thereof.

Stand der TechnikState of the art

Für gesinterte Aluminiumteile, die unter Verwendung eines pulvermetallurgischen Verfahrens hergestellt sind, gibt es in den letzten Jahren ein zunehmendes Bedürfnis, weil sie nicht nur leichtgewichtig sind, sondern ebenfalls bevorzugte Eigenschaften aufweisen können, die mit Gußmaterialien nicht erhalten werden können, wie Stärke, Abriebsresistenz und dgl. Spezifisch wird bei einer bearbeiteten Legierung, die eine große Menge an Silicium enthält, nur eine Legierung mit einer metallographischen Struktur erhalten, bei der die primären Siliciumkörner grob sind. Im Gegensatz dazu wurde bei einer gesinterten Aluminiumlegierung erreicht, eine gesinterte Aluminiumlegierung mit einer metallographischen Struktur zu erhalten, bei der die Al-Si-Legierungsphase mit feinen primären Siliciumkörnern, die darin dispergiert sind, und die Aluminium-Festlösungsphase ohne primäre Siliciumkörner in Punkten dispergiert sind, und die eine ausgezeichnete Stärke und Abriebsresistenz aufweist (vgl. die Publikationen der japanischen offengelegten Patentanmeldungen JPA-H04-365382, JPA-H07-197168, JPA-H07-197163 und JPA-H07-224341). Diese gesinterten Aluminiumlegierungen haben eine ausgezeichnete Abriebsresistenz. Jedoch haben sie eine Stärke in • ♦♦For sintered aluminum parts made using a powder metallurgy process, there is an increasing demand in recent years, because they are not only lightweight, but also may have preferable properties that can not be obtained with casting materials, such as strength, abrasion resistance and Specifically, in a processed alloy containing a large amount of silicon, only an alloy having a metallographic structure in which the primary silicon grains are coarse is obtained. In contrast, in a sintered aluminum alloy, it has been achieved to obtain a sintered aluminum alloy having a metallographic structure in which the Al-Si alloy phase having fine primary silicon grains dispersed therein and the aluminum solid solution phase without primary silicon grains are dispersed in dots , and which has excellent strength and abrasion resistance (see Japanese Patent Application Laid-Open Nos. JPA-H04-365382, JPA-H07-197168, JPA-H07-197163 and JPA-H07-224341). These sintered aluminum alloys have excellent abrasion resistance. However, they have a strength in • ♦♦

·· ·· • · # · • · • · • · ♦ ···· ···· einem Ausmaß von 360 MPa oder ähnlich, selbst wenn mit diesen eine Formgebung und Wärmebehandlung durchgeführt wird; und deren Anwendung ist beschränkt und eine gesinterte Aluminiumlegierung mit einer höheren Stärke soll daher erzeugt werden.······································································································································ At a level of 360 MPa or so, even if shaping and heat treatment are performed therewith and their application is limited and a sintered aluminum alloy with a higher strength should therefore be produced.

Kurz gesagt ist dies kein solches Material, das ein hohes Ausmaß an Eigenschaften bezüglich der Zugfestigkeit und der Dehnung aufweist.In short, this is not such a material that has a high degree of tensile strength and elongation properties.

Kurze Zusammenfassung der ErfindungBrief summary of the invention

Angesichts der obigen Probleme ist es daher ein Ziel dieser Erfindung, eine neue gesinterte Aluminiumlegierung mit einer Abriebsresistenz und gleichzeitig einer höheren Zugfestigkeit und hohen Dehnung und ein Verfahren zur Herstellung dieser anzugeben.In view of the above problems, therefore, it is an object of this invention to provide a novel sintered aluminum alloy having abrasion resistance and at the same time higher tensile strength and high elongation, and a process for producing the same.

Es ist ebenfalls ein Ziel dieser Erfindung, ein Herstellungsverfahren für eine gesinterte Aluminiumlegierung anzugeben, worin der Zinkgehalt der gesinterten Aluminiumlegierung nach dem Sintern nicht fluktuiert, unter Erhalt einer konstanten mechanischen Stärke und zum Realisieren einer stabilen Massenproduktion davon.It is also an object of this invention to provide a sintered aluminum alloy production method wherein the zinc content of the sintered aluminum alloy does not fluctuate after sintering to obtain a constant mechanical strength and to realize a stable mass production thereof.

Zum Erreichen dieser Ziele umfaßt eine abriebsresistente gesinterte Aluminiumlegierung mit hoher Stärke gemäß einem Aspekt dieser Erfindung, bezogen auf die Masse: 3,0 bis 10 % Zink; 0,5 bis 5,0 % Magnesium; 0,5 bis 5,0 % Kupfer; 0,1 bis 10 % harte. Teilchen; eine unvermeidbare Menge an Verunreinigungen und Aluminium mit einer metallographischen Struktur, umfassend: eine Aluminiumlegierungsmatrix, in der die harten Teilchen dispergiert sind; und eine intermetallische Verbindungsphase, die verteilt in der Aluminiumlegierungsmatrix ausgefällt ist.To achieve these objects, an abrasion-resistant, high-strength sintered aluminum alloy according to one aspect of this invention, by mass, comprises: 3.0 to 10% zinc; 0.5 to 5.0% magnesium; 0.5 to 5.0% copper; 0.1 to 10% hard. particles; an unavoidable amount of impurities and aluminum having a metallographic structure comprising: an aluminum alloy matrix in which the hard particles are dispersed; and an intermetallic compound phase precipitated distributed in the aluminum alloy matrix.

Ein Verfahren zur Herstellung einer abriebsresist^hten gesinterten Aluminiumlegierung mit hoher Stärke gemäß einem Aspekt der Erfindung umfaßt: die Herstellung eines Ausgangsmaterialpulvers, umfassend, bezogen auf die Masse: 3,0 bis 10 % Zink; 0,5 bis 5,0 % Magnesium; 0,5 bis 5,0 % Kupfer; 0,1 bis 10 % harte Teilchen; eine unvermeidbare Menge an Verunreinigungen und Rest Aluminium durch Verwendung von: einem Aluminiumpulver mit einer Teilchengröße von 140 μπι oder weniger; einem Pulver für die harten Teilchen mit einer Teilchengröße von 113 μπι oder weniger; und eine Kombination von einfachen Metallpulvern, Kombination von binären Legierungspulvern oder eine Kombination eines einfachen Metallpulvers und eines binären Legierungspulvers, umfassend Zink, Magnesium und Kuppler und mit einer Teilchengröße von 74 μπι oder weniger; Pressen des Ausgangsmaterialpulvers in einer Düse bei einem Kompaktierdruck von 200 MPa oder mehr zur Bildung eines Kompaktes mit einer vorbestimmten Form; Sintern desA process for producing an abrasion-resistant high-strength sintered aluminum alloy according to one aspect of the invention comprises: preparing a raw material powder comprising, by mass: 3.0 to 10% zinc; 0.5 to 5.0% magnesium; 0.5 to 5.0% copper; 0.1 to 10% hard particles; an unavoidable amount of impurities and balance of aluminum by using: an aluminum powder having a particle size of 140 μπι or less; a powder for the hard particles having a particle size of 113 μπι or less; and a combination of simple metal powders, combination of binary alloy powders or a combination of a simple metal powder and a binary alloy powder comprising zinc, magnesium and coupler and having a particle size of 74 μπι or less; Pressing the raw material powder in a die at a compacting pressure of 200 MPa or more to form a compact having a predetermined shape; Sintering the

Kompaktes in einer nicht-oxidierenden Atmosphäre, so daß der Kompakt von 400°C bis zu einer Sintertemperatur von 590 bis 610°C bei einer Temperaturerhöhungsrate von 10°C pro Minute oder mehr erwärmt wird und die Sintertemperatur 10 Minuten oder länger gehalten wird, bevor der Sinterkompakt auf Raumtemperatur gekühlt wird; und Durchführen einer Wärmebehandlung mit dem Kompakt nach dem Sintern, umfassend: Erwärmen des Kompaktes bei einer Temperatur von 460 bis 490°C und Abschrecken mit Wasser, um so eine Präzipitationsphase in der Aluminiumbasis des Kompaktes aufzulösen, zur Erzeugung der festen Lösung; und Halten der Temperatur in einem Bereich von 110 bis 200°C für 2 bis 28 Stunden zur Erzeugung einer Präzipitationsphase von der festen Lösung.Compact in a non-oxidizing atmosphere so that the compact is heated from 400 ° C to a sintering temperature of 590 to 610 ° C at a temperature raising rate of 10 ° C per minute or more and the sintering temperature is maintained for 10 minutes or more before the sinter compact is cooled to room temperature; and carrying out a heat treatment with the compact after sintering, comprising: heating the compact at a temperature of 460 to 490 ° C and quenching with water so as to dissolve a precipitation phase in the aluminum base of the compact to produce the solid solution; and maintaining the temperature in a range of 110 to 200 ° C for 2 to 28 hours to produce a precipitation phase of the solid solution.

Ein Verfahren zur Herstellung einer abriebsresistenten gesinterten Aluminiumlegierung mit hoher Stärke gemäß einem anderen Aspekt dieser Erfindung umfaßt: Herstellung eines Ausgangsmaterialpulvers, umfassend, bezogen auf die Masse: 3,0 bis 10 % Zink; 0,5 bis 5,0 % Magnesium; 0,5 bis 5,0 % Kupfer; 0,1 bis 10 % harte Teilchen; eine unvermeidbare Menge an Verunreinigungen und Rest Aluminium, durch Verwendung von: einem einfachen Aluminiumpulver von wenigstens 15 Massen% des Ausgangsmaterialpulvers; einem Aluminiumlegierungspulver mit dem gesamten an Zink, das das Ausgangsmaterialpulver enthält; und einem Pulver für die harten Teilchen bei 0,1 bis 10 Massen! des Ausgangsmaterialpulvers; Pressen des Ausgangsmaterialpulvers in einer Düse bei einem Kompaktierdruck von 200 MPa oder mehr zur Bildung eines Kompaktes mit einer vorbestimmten Form; Sintern des Kompaktes in einer nicht-oxidierenden Atmosphäre bei einer Sintertemperatur von 580 bis 610°C für 10 Minuten oder mehr vor dem Kühlen des gesinterten Kompaktes auf Raumtemperatur; und Durchführen einer Wärmebehandlung mit dem Kompakt nach dem Sintern, umfassend: Erwärmen des Kompaktes bei einer Temperatur von 460 bis 490°C und Abschrecken mit Wasser, um so eine Präzipitationsphase in der Aluminiumbasis des Kompaktes aufzulösen, zur Erzeugung einer festen Lösung; und Halten der Temperatur in einem Bereich von 110 bis 200eC für 2 bis 28 Stunden zur Erzeugung einer Präzipitationsphase von der festen Lösung.A method for producing an abrasion-resistant high-strength sintered aluminum alloy according to another aspect of this invention comprises: preparing a raw material powder comprising, by mass: 3.0 to 10% zinc; 0.5 to 5.0% magnesium; 0.5 to 5.0% copper; 0.1 to 10% hard particles; an unavoidable amount of impurities and balance of aluminum, by using: a simple aluminum powder of at least 15 mass% of the starting material powder; an aluminum alloy powder containing all of zinc containing the raw material powder; and a powder for the hard particles at 0.1 to 10 masses! the starting material powder; Pressing the raw material powder in a die at a compacting pressure of 200 MPa or more to form a compact having a predetermined shape; Sintering the compact in a non-oxidizing atmosphere at a sintering temperature of 580 to 610 ° C for 10 minutes or more before cooling the sintered compact to room temperature; and performing a heat treatment with the compact after sintering, comprising: heating the compact at a temperature of 460 to 490 ° C and quenching with water so as to dissolve a precipitation phase in the aluminum base of the compact to produce a solid solution; and maintaining the temperature in a range of 110 to 200eC for 2 to 28 hours to produce a precipitation phase of the solid solution.

Entsprechend der obigen Konstruktion hat die gesinterte Aluminiumlegierung dieser Erfindung eine ausgezeichnete hohe Zugfestigkeit und Dehnung ebenso wie eine hohe Abriebsresistenz. Bei dem Herstellungsverfahren einer gesinterten Aluminiumlegierung dieser Erfindung werden die Zugfestigkeit und Dehnung besonders für die abriebsresistenten gesinterten Aluminiumlegierungen verbessert, wodurch die Anwendung für verschiedene • ·· • · · • · 4 · • · · ·· *·· • · · · · ·· · · · · • · · • · ·According to the above construction, the sintered aluminum alloy of this invention has excellent high tensile strength and elongation as well as high abrasion resistance. In the method of producing a sintered aluminum alloy of this invention, the tensile strength and elongation are improved particularly for the abrasion-resistant sintered aluminum alloys, whereby the use for various purposes is improved. · · · · · · · · · · ·

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Arten von Gleitteilen ermöglicht wird, die in Fahrzeugen verwendet werden, und um verschiedene Gleitteile mit kleinem Gewicht zu realisieren.Types of sliding parts is used, which are used in vehicles, and to realize different sliding parts with a small weight.

Die Merkmale und Vorteile des Herstellungsverfahrens dieser Erfindung bezüglich des Standes der Technik werden aufgrund der nachfolgenden Beschreibung der bevorzugten Merkmale dieser Erfindung besser verstanden.The features and advantages of the prior art manufacturing method of this invention will be better understood from the following description of the preferred features of this invention.

Detaillierte Beschreibung der ErfindungDetailed description of the invention

Die Erfinder dieser Erfindung haben in den japanischen Patentanmeldungen 2003-345001 und 2004-2069547 ein Herstellungsverfahren für eine Aluminiumlegierung mit einer Zusammensetzung von ASM (American Society for Metals) 7xxx-Serie, die als Extra-Super-Duralumin bekannt ist, durch ein pulvermetallurgisches Verfahren vorgeschlagen und entwickelt. Bei dieser Anmeldung wird eine abriebsresistente gesinterte Aluminiumlegierung mit gleichzeitig hoher Stärke erhalten, basierend auf der obigen gesinterten Legierung, und zwar durch die Zugabe von harten Teilchen zu der Zusammensetzung. Darüber hinaus wird das Herstellungsverfahren weiterhin verbessert, zur Verhinderung der Verdampfung von Zink und der Variation des Zinkgehaltes durch Einfügen der gesamten Menge an Zink in der Form der Aluminiumlegierung und zur Verhinderung der Verminderung der Kompressionsfähigkeit der Ausgangsmaterialpulvermischung durch Verwendung von zumindest 15 Massen% eines einfachen Aluminiumpulvers in Kombination mit dem Aluminiumlegierungspulver als Ausgangsmaterialpulver.The inventors of this invention have in Japanese Patent Applications 2003-345001 and 2004-2069547 a production method of an aluminum alloy having a composition of ASM (American Society for Metals) 7xxx series known as extra super duralumin by a powder metallurgy method proposed and developed. In this application, an abrasion-resistant sintered aluminum alloy having the same high strength is obtained based on the above sintered alloy by adding hard particles to the composition. In addition, the production process is further improved for preventing the evaporation of zinc and the variation of the zinc content by incorporating the whole amount of zinc in the form of the aluminum alloy and preventing the lowering of the compressibility of the raw material powder mixture by using at least 15 mass% of a simple aluminum powder in combination with the aluminum alloy powder as the raw material powder.

Nachfolgend werden die Merkmale dieser Erfindung beschrieben, wobei jede Komponente und jeder Schritt des Herstellungsverfahrens detailliert erläutert werden. Es ist zu beachten, daß in der Beschreibung dieser Erfindung Al, Zn, Mg und dgl. Symbole der verwendeten Elemente darstellen und daß der Ausdruck ''Aluminiumteile" als Teile auf Aluminiumbasis oder Teile, die sich hauptsächlich aus Aluminium zusammensetzen und möglicherweise kleine Mengen an anderen Elementen enthalten, verstanden werden sollte. Darüber hinaus bedeutet die "Sintertemperatur" die maximale Temperatur, bei der Kompakt gesintert wird, und die Sinterzeit bedeutet die Zeitperiode während der die Temperatur im Bereich der Sintertemperatur ist. (1) Ausgangsmaterialpulver-MischschrittThe features of this invention will now be described, with each component and step of the manufacturing process being explained in detail. It should be noted that in the description of this invention, Al, Zn, Mg, and the like are symbols of the elements used, and that the expression " aluminum parts " as aluminum-based parts or parts composed mainly of aluminum and possibly containing small amounts of other elements should be understood. In addition, the " sintering temperature " the maximum temperature at which compact is sintered, and the sintering time means the period of time during which the temperature is in the range of the sintering temperature. (1) Raw material powder mixing step

Bei diesem Schritt wird eine Ausgangsmaterialpulvermischung, die kompaktiert werden soll, durch Mischen des jeweiligen gepulverten Ausgangsmaterialien, deren Details nachfolgend beschrieben werden, hergestellt. • »c · • #3 · • · • ···· mm • · « · · (l)-l Bestandteile der Zusammensetzung <Zink>In this step, a raw material powder mixture to be compacted is prepared by mixing the respective powdered starting materials, the details of which are described below. Ingredients < Zinc > > > >

Zink zusammen mit Magnesium wird in der Aluminiummatrix in der Form von MgZn2 (η-Phase) oder Al2Mg3Zn3 (T-Phase) ausgefällt, damit die Stärke erhöht wird. Wenn die Temperatur zum Sintern erhöht wird, wird Zink geschmolzen, unter Erhalt einer Flüssigphase, und diese benetzt die Oberfläche der Aluminiumteilchen zum Eliminieren der Oxidschicht darauf, und wird in die Aluminiummatrix diffundiert, so daß es ebenfalls zur Beschleunigung der Bindung der Aluminiumteichen, die von der Diffusion von diesen resultieren, aneinander aufgrund einer solchen Diffusion von Zink agiert. Wenn der Gehalt von Zn unterhalb von 3 Massen! ist, ist es schwierig, die oben beschriebenen Wirkungen ausreichend zu entfalten, mit dem Ergebnis, daß die Wirkung zur Vergrößerung der Stärke schlecht wird. Wenn auf der anderen Seite der Gehalt mehr als 10 Massen! ist, wird die Menge an Zn in der Sintermasse oder die Menge einer eutektischen flüssigen Phase auf Zn-Basis übermäßig groß, mit dem Ergebnis, daß es unmöglich wird, die Form des Kompaktes aufrechtzuerhalten. Darüber hinaus verbleibt der Anteil, wenn Zn übermäßig ist oder die Diffusion von Zn in die Al-Basis unzureichend ist, in der Form einer Zn-reichen Phase. Weiterhin verflüchtigt sich Zn von der Innenseite der Legierung und kontaminiert folglich das Innere des Ofens und wird darauf niedergeschlagen. Demzufolge ist der Gehalt an Zn bevorzugt im Bereich von 3 bis 10 Massen!. <Magnesium>Zinc together with magnesium is precipitated in the aluminum matrix in the form of MgZn2 (η-phase) or Al2Mg3Zn3 (T-phase) to increase the strength. When the temperature for sintering is increased, zinc is melted to give a liquid phase, and this wets the surface of the aluminum particles for eliminating the oxide layer thereon, and is diffused into the aluminum matrix, so that it also accelerates the binding of the aluminum particles of the diffusion of these results in one another acting due to such diffusion of zinc. If the content of Zn below 3 masses! is, it is difficult to sufficiently develop the effects described above, with the result that the effect of increasing the strength becomes poor. If, on the other hand, the salary is more than 10 masses! is, the amount of Zn in the sintered mass or the amount of a Zn-based eutectic liquid phase becomes excessively large, with the result that it becomes impossible to maintain the shape of the compact. Moreover, when Zn is excessive or the diffusion of Zn into the Al base is insufficient, the content remains in the form of a Zn-rich phase. Further, Zn volatilizes from the inside of the alloy and thus contaminates the interior of the furnace and is deposited thereon. Accordingly, the content of Zn is preferably in the range of 3 to 10 masses! &Lt; Magnesium >

Magnesium bildet die oben beschriebene Präzipitationsverbindung zusammen mit Zink, um so zur Erhöhung der Stärke beizutragen. Ebenso hat Mg einen niedrigen Schmelzpunkt, und wenn die Temperatur zur Durchführung des Sinterns erhöht wird, erzeugt es eine flüssige Phase zum Eliminieren der Oxidschicht zur Beschleunigung des Fortschrittes des Sinterns. Wenn der Gehalt von Mg unterhalb von 0,5 Massen! ist, macht dies die oben beschriebene Wirkung schlecht, und wenn er mehr als 5,0 Massen! beträgt, erhöht dies die Menge der flüssigen Phase, so daß sie übermäßig groß wird, was dazu führt, daß es unmöglich wird, die Form des Kompaktes aufrechtzuerhalten. Demzufolge ist der Gehalt an Mg bevorzugt im Bereich von 0,5 bis 5,0 Massen!. <Kupfer>Magnesium forms the above-described precipitating compound together with zinc so as to contribute to the increase of the starch. Also, Mg has a low melting point, and when the temperature for carrying out sintering is increased, it generates a liquid phase for eliminating the oxide layer to accelerate the progress of sintering. If the content of Mg below 0.5 mass! is, this makes the effect described above bad, and if it is more than 5.0 masses! is, this increases the amount of the liquid phase, so that it becomes excessively large, resulting in that it becomes impossible to maintain the shape of the compact. Accordingly, the content of Mg is preferably in the range of 0.5 to 5.0 mass%. &Lt; copper >

Kupfer ist in der Aluminiummatrix aufgelöst, zur Bildung einer festen Lösung und zum Ausfällen einer Verbindung aus CuAl2 (Θ-Phase), wodurch zur Erhöhung der Stärke beigetragen wird. Es erzeugt ebenfalls eine flüssige •6 • ·» Μ ·· · · · « • · · • · · ··· ··· • · 9 999 9999 9||9Copper is dissolved in the aluminum matrix to form a solid solution and precipitate a compound of CuAl2 (Θ-phase), thereby contributing to the increase in strength. It also produces liquid • 9 999 9999 9 || 9

Phase beim Durchführen des Sinterschrittes und beschleunigt den Fortschritt des Sinterns. Angesichts des Gehaltes von Cu wird seine Wirkung nicht ausreichend erzielt, wenn er weniger als 0,5 Massen% ist, und wenn er 0,5 Massen% übersteigt, bildet Kupfer eine nicht notwendige Cu-Zn-Legierungsphase mit Zink, die in großem Ausmaß entlang der Korngrenze ausgefällt wird, wodurch eine Verminderung der Stärke und der Dehnung verursacht wird. Daher ist die Menge an Cu bevorzugt im Bereich von 0,5 bis 5,0 Massen%. <Harte Teilchen>Phase in performing the sintering step and accelerates the progress of sintering. In view of the content of Cu, its effect is not sufficiently obtained when it is less than 0.5 mass%, and when it exceeds 0.5 mass%, copper forms an unnecessary Cu-Zn alloy phase with zinc, to a large extent along the grain boundary, causing a reduction in strength and elongation. Therefore, the amount of Cu is preferably in the range of 0.5 to 5.0 mass%. < Hard Particles >

Die metallographische Struktur der Aluminiumlegierungsmatrix, die sich aus den oben beschriebenen Komponenten zusammensetzt, die keine harten Teilchen aufweist, entfaltet ausgezeichnete mechanische Eigenschaften, die gleich wie die allgemeinen Stahlmaterialien sind, so daß die Zugfestigkeit 500 MPa oder mehr und die Dehnung 4 % oder mehr ist, wenn die Bedingungen zum Kompaktieren, Sintern, Schmieden und Wärmebehandlung angemessen ausgewählt werden.The metallographic structure of the aluminum alloy matrix composed of the above-described components not having hard particles exhibits excellent mechanical properties equal to the general steel materials, so that the tensile strength is 500 MPa or more and the elongation is 4% or more when the conditions for compacting, sintering, forging and heat treatment are appropriately selected.

Im allgemeinen führt die Einfügung einer harten Phase in eine Legierungsmatrix zur Verminderung der Stärke und Dehnung der Legierung.In general, the incorporation of a hard phase into an alloy matrix leads to a reduction in the strength and elongation of the alloy.

Weil die Aluminiumlegierungsmatrix als Basis zu einer Legierung mit den oben beschriebenen Elementen zur Verleihung der Stärke gebildet wird, werden eine extrem hohe Stärke und Dehnung im Vergleich zu den konventionellen abriebsresistenten gesinterten Aluminium-Silicium-Legierungen möglicherweise neben einer geringen Verminderung der Stärke und Dehnung durch die Zugabe der harten Teilchen entfaltet. In dieser Erfindung ist es darüber hinaus vorteilhaft, daß die Art und Menge der dispergierten harten Teilchen leicht entsprechend den Gleiteigenschaften (insbesondere dem Gleitgegenteil) geändert werden können. Spezifisch sind die harten Teilchen, die in der konventionellen abriebsresistenten, gesinterten Aluminium-Silicium-Legierung dispergiert sind, primäre Siliciumkristalle, und dies neigt zur Erhöhung des Friktionskoeffizienten, wenn das Gleitgegenteil aus eisenhaltigem Material erzeugt ist, und zwar aufgrund der Affinität zwischen Eisen und Silicium. Im Gegensatz dazu ist es bei der erfindungsgemäßen gesinterten Aluminiumlegierung möglich, den Friktionskoeffizienten zu reduzieren und die Abriebsresistenz zu erhöhen, indem eine Art von harten Teilchen mit niedriger Affinität für Eisen wie Chromborid oder dgl. ausgewählt wird. Die harten Teilchen, die erfindungsgemäß verwendet werden können, umfassen Siliciumcarbid, Chromborid, Borcarbid und dgl.Because the aluminum alloy matrix is formed as a base to an alloy having the starch imparting elements described above, extremely high strength and elongation compared to the conventional abrasion resistant aluminum-silicon sintered alloys, possibly besides a small reduction in the strength and elongation by the Addition of hard particles unfolded. Moreover, in this invention, it is advantageous that the kind and amount of the dispersed hard particles can be easily changed according to the sliding properties (especially, the slip-against part). Specifically, the hard particles dispersed in the conventional abrasion-resistant sintered aluminum-silicon alloy are primary silicon crystals, and this tends to increase the friction coefficient when the sliding part is made of iron-containing material due to the affinity between iron and silicon , In contrast, in the sintered aluminum alloy of the present invention, it is possible to reduce the friction coefficient and to increase the abrasion resistance by selecting a kind of low-affinity hard particles for iron such as chromium boride or the like. The hard particles which can be used in the present invention include silicon carbide, chromium boride, boron carbide and the like.

Wenn der Gehalt der harten Teilchen in der gesinterten Aluminium-legierung 0,1 Massen! oder mehr ist, wird die Wirkung zur Verbesserung der Abriebsresistenz hervorgehoben und wenn er mehr als 10 Massen! ist, werden die Stärke und Dehnung beachtlich vermindert. Daher ist der Gehalt der harten Teilchen bevorzugt im Bereich von 0,1 bis 10 Massen!. Wenn die Härte der harten Teilchen unzureichend ist, verursachen die harten Teilchen selbst ein plastisches Fließen, was zu einer Verminderung der Abriebsresistenz führt. Demzufolge ist die Vickershärte der harten Teilchen bevorzugt 600 Hv oder mehr und mehr bevorzugt 1000 Hv oder mehr, insbesondere wenn ein Al-Zn-Legierungspulver als Ausgangsmaterial verwendet wird. <Sn, Bi, In>When the content of the hard particles in the sintered aluminum alloy 0.1 mass! or more, the effect of improving the abrasion resistance is emphasized and if it has more than 10 masses! is, the strength and elongation are considerably reduced. Therefore, the content of the hard particles is preferably in the range of 0.1 to 10 mass%. When the hardness of the hard particles is insufficient, the hard particles themselves cause plastic flow, leading to a reduction in abrasion resistance. Accordingly, the Vickers hardness of the hard particles is preferably 600 Hv or more, and more preferably 1000 Hv or more, especially when an Al-Zn alloy powder is used as the starting material. < Sn, Bi, In >

Zinn, Wismut und Indium haben einen niedrigen Schmelzpunkt und erzeugen eine flüssige Phase in der Sintermasse. Als Ergebnis benetzten sie die Oberfläche der Aluminiumteilchen und eliminieren die Oxidschicht von der Oberfläche der Aluminiumteilchen zur Beschleunigung des Fortschrittes des Sinterns zwischen den Al-Pulverteilchen ohne Lösung in Aluminium. Zusätzlich verursacht aufgrund der Oberflächenspannung der flüssigen Phase die flüssigen Phasen eine Schrumpfung, was zur Verdichtung der resultierenden Masse beiträgt. Daher ist es bevorzugt, wenn die obigen Elemente als Sinterhilfsstoff zusammen mit den oben beschriebenen Elementen Zn, Mg und Cu verwendet werden. Wenn die Länge der Zeitdauer, während der die Flüssigphase existiert, erhöht wird, läuft die Verdichtung, die der flüssigen Phase zuzuschreiben ist, weiterhin ab. Wenn die flüssige Phase bei einer frühen Stufe des Sinterschrittes erzeugt wird, so daß die flüssige Phase während nahezu des vollständigen Schrittes des Sinterns existiert, wird die Verdichtungswirkung groß. In dieser Hinsicht sind Sn (Schmelzpunkt: 232°C), Bi (Schmelzpunkt: 271°C) und In (Schmelzpunkt: 155,4°C) sehr geeignet, weil sie einen niedrigen Schmelzpunkt haben und in der Hauptkomponente Al kaum aufgelöst werden. Darüber hinaus bedeckt die flüssige Phase dieser niedrigschmelzenden Metallkomponenten die Oberfläche des einfachen Zinkpulvers oder des Zinklegierungspulvers, unter Verhinderung der Verdampfung von Zink und Fluktuation des Zinkgehaltes in der resultierenden Sinterlegierung.Tin, bismuth and indium have a low melting point and produce a liquid phase in the sintered mass. As a result, they wet the surface of the aluminum particles and eliminate the oxide layer from the surface of the aluminum particles to accelerate the progress of sintering between the Al powder particles without dissolving in aluminum. In addition, due to the surface tension of the liquid phase, the liquid phase causes shrinkage, which contributes to densification of the resulting mass. Therefore, it is preferable that the above elements are used as a sintering aid together with the above-described elements Zn, Mg and Cu. As the length of time that the liquid phase exists increases, the compaction attributable to the liquid phase continues to decrease. When the liquid phase is generated at an early stage of the sintering step so that the liquid phase exists during almost the complete step of sintering, the compaction effect becomes large. In this respect, Sn (melting point: 232 ° C), Bi (melting point: 271 ° C) and In (melting point: 155.4 ° C) are very suitable because they have a low melting point and are hardly dissolved in the main component Al. Moreover, the liquid phase of these low-melting metal components covers the surface of the simple zinc powder or the zinc alloy powder, preventing the evaporation of zinc and fluctuation of the zinc content in the resulting sintered alloy.

Sn, Bi und In, die als Sinterhilfsmittel verwendet werden, können in der Form eines einfachen Metallpulvers verwendet werden. Wenn diese Elemente als Hauptkomponenten verwendet werden und eine eutektische Verbindung bilden, die die Produktion einer eutektischen Flüssigphase mit diesen Hauptkomponenten verursacht, ist deren Schmelzpunkt viel niedriger als bei der einzelnen Substanz. Daher ist die Erzeugung dieser eutektischen Verbindung weiterhin bevorzugt. Diese eutektische Flüssigphase kann eine sein, die durch Kombination der Hauptkomponente (Sn, Bi, In) und eines anderen Elementes erzeugt wird, oder kann eine sein, die durch Kombination der Hauptkomponente und einer intermetallischen Verbindung erzeugt ist, die die Hauptkomponente und ein anderes Metall umfaßt. Ebenfalls gibt es eine Verbindung aufgrund einer eutektischen Reaktion, die in einem Teil der monotaktischen Verbindungen gefunden werden kann, und es ist ebenfalls möglich, eine solche monotaktische Verbindung zu verwenden, die die Produktion einer eutektischen Flüssigphase verursacht, die Sn, Bi oder In umfaßt. Als Elemente, die die eutektische Flüssigphase bilden, wie die mit Sn gibt es Ag, Au, Ce, Cu, La, Li, Mg, Pb, Pt, TI, Zn und dgl. Als Elemente, die die eutektische Flüssigphase wie die mit Bi bilden, gibt es Ag, Au, Ca, Cd, Ce, Co, Cu, Ga, K, Li, Mg, Mn, Na, Pb, Rh, S, Se, Sn, Te, TI, Zn und dgl. Als Elemente, die eine solche eutektische Flüssigphase wie oben beschrieben mit In bilden, gibt es Ag, Au, Ca, Cd. Cu, Ga, Sb, Te, Zn und dgl. Obwohl diese jeweiligen Gruppen der Elemente ein Beispiel eines einfachen zweielementaren oder binären Systems sind, kann die gleiche Wirkung selbst in einem Fall eines dreielementaren oder ternären Systems, eines vierelementaren oder quaternären Systems oder eines mehrelementaren Systems erhalten werden, solange die resultierende eutektische Flüssigphase gleichermaßen Sn, Bi oder In als Hauptkomponente aufweist und eine Zusammensetzung hat, die die Produktion einer eutektischen Flüssigphase verursacht, die die Hauptkomponente enthält. Angesichts Pb und Cd der obigen Elemente ist es bevorzugt, auf deren Verwendung angesichts der Toxizität zu verzichten, obwohl diese Elemente ebenfalls die Produktion einer eutektischen Flüssigphase mit Sn, Bi oder In verursachen.Sn, Bi and In, which are used as sintering aids, can be used in the form of a simple metal powder. When these elements are used as main components and form a eutectic compound causing production of a eutectic liquid phase with these main components, their melting point is much lower than that of the single substance. Therefore, the generation of this eutectic compound is still preferred. This eutectic liquid phase may be one generated by combining the main component (Sn, Bi, In) and another element, or may be one generated by combining the main component and an intermetallic compound having the main component and another metal includes. Also, there is a compound due to a eutectic reaction which can be found in a part of the monotactic compounds, and it is also possible to use such a monotactic compound which causes the production of a liquid eutectic phase comprising Sn, Bi or In. As elements constituting the eutectic liquid phase, such as those with Sn, there are Ag, Au, Ce, Cu, La, Li, Mg, Pb, Pt, Tl, Zn, and the like. As the elements, the eutectic liquid phase such as Bi There are Ag, Au, Ca, Cd, Ce, Co, Cu, Ga, K, Li, Mg, Mn, Na, Pb, Rh, S, Se, Sn, Te, Tl, Zn and the like as elements , which form such a eutectic liquid phase as described above with In, there are Ag, Au, Ca, Cd. Cu, Ga, Sb, Te, Zn and the like. Although these respective groups of elements are an example of a simple two-elemental or binary system, the same effect can be obtained even in a case of a three-elemental or ternary system, a four-elementary or quaternary system or a multi-elemental system System as long as the resulting eutectic liquid phase likewise has Sn, Bi or In as a main component and has a composition causing the production of a eutectic liquid phase containing the main component. In view of Pb and Cd of the above elements, it is preferable to dispense with their use in view of the toxicity, though these elements also cause the production of a liquid eutectic phase with Sn, Bi or In.

Wenn der oben beschriebene Standpunkt ebenfalls berücksichtigt wird, kann als multielementares System der eutektischen Legierung, die Sn, Bi oder In als Hauptkomponente enthält, eine bleifreie Lötmasse bevorzugt verwendet werden, deren Entwicklung in den letzten Jahren gefördert wurde. Als bleifreie Lötmasse können Massen des Sn-Zn-Systems, Sn-Bi-Systems, Sn-Zn-Bi-Systems, Sn-Ag-Bi-Systems oder dgl. angegeben werden, und bleifreie Lötmassen, hergestellt durch Zugabe einer kleiner Menge eines Metallele-mentes wie In, Cu, Ni, Sb, Ga, Ge oder dgl. zu dem obigen System wurden ebenfalls vorgeschlagen. Ein Teil von diesen wurde tatsächlich praktisch verwendet, und es ist bevorzugt, solche bleifreien Lötmassen zu verwenden, die kommerziell erhältlich sind, weil diese leicht zu erhalten sind. • · • · • · • · t · • ···· ···· • ·When the above-described point of view is also taken into consideration, as a multielemental system of the eutectic alloy containing Sn, Bi or In as a main component, a lead-free solder whose development has been promoted in recent years can be preferably used. As the lead-free solder, masses of the Sn-Zn system, Sn-Bi system, Sn-Zn-Bi system, Sn-Ag-Bi system or the like can be given, and lead-free solder materials prepared by adding a small amount of one Metal elements such as In, Cu, Ni, Sb, Ga, Ge or the like to the above system have also been proposed. A part of these has actually been put to practical use, and it is preferable to use those unleaded solder materials that are commercially available because they are easy to obtain. • • • • • • • • • • • ···· ···· •

Der Sinterhilfsstoff entfaltet bei Zugabe von 0,01 Massen! oder mehr eine beachtliche Verdichtungswirkung. Wenn er in einer großen Menge verwendet wird, werden Sn, Bi und In als Korngrenze ausgefällt, wodurch die Verminderung der Stärke verursacht wird, weil sie nicht mit Al aufgelöst werden. Daher sollte deren Verwendung auf 0,5 Massen! oder weniger maximal beschränkt werden. Die Zugabe in einer Menge von 0,5 Massen! oder mehr führt dazu, daß die Verminderung der Stärke aufgrund der Ausfällung von Sn, Bi und In an der Korngrenzfläche größer wird als bei der oben beschriebenen Wirkung der Verdichtung aufgrund der Schrumpfung der Flüssigphase, was zu einer weiteren Verminderung der Stärke führt. (l)-2 Form des Pulvers A. Verwendung eines einfachen Zinkpulvers οThe sintering aid unfolds with the addition of 0.01 mass! or more a considerable compaction effect. When used in a large amount, Sn, Bi and In are precipitated as a grain boundary, causing the decrease in the strength because they are not dissolved with Al. Therefore, their use on 0.5 masses! or less are limited to a maximum. The addition in an amount of 0.5 mass! or more causes the decrease in the strength due to the precipitation of Sn, Bi and In at the grain interface to be greater than the above-described effect of compaction due to the shrinkage of the liquid phase, resulting in a further reduction of the starch. (l) -2 Form of the powder A. Use of a simple zinc powder ο

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Im Hinblick auf die oben beschriebenen Elemente Zn, Mg und Cu tritt keine Unannehmlichkeit auf, wenn diese zum Zinkpulver gegeben werden, wenn sie als einfaches Elementpulver, Legierungspulver von zwei oder mehreren Arten dieser Elemente oder als Pulvermischung von diesen eingesetzt werden. Damit die oben beschriebenen Elemente gleichmäßig in der Basis agieren, ist es jedoch notwendig, die jeweiligen Bestandteilselemente gleichmäßig in der Matrix zu dispergieren. Aus diesem Grund wird empfohlen, daß solche Bestandteilselemente, die später beschrieben werden, in der Form von feinen Pulvern zugegeben werden, deren Teilchengröße 200 mesh (74 pm) oder weniger ist. Wenn sie so zugegeben werden, wird das einfache Elementpulver oder das Legierungspulver geschmolzen, wenn die Temperatur während des Sinterns erhöht wird, und ändert sich zu einer flüssigen Phase, zum Benetzen der Oberfläche des Aluminiumpulvers, um die Oxidschicht darauf zu eliminieren. Sie werden dann in die Aluminiummatrix diffundiert und beschleunigen zusätzlich die Bindung zwischen den Aluminiumpulverteilchen aufgrund einer solchen Diffusion. Wenn die Teilchengröße des einfachen Elementpulver oder der Legierungspulver 200 mesh übersteigt, tritt eine lokale Segregation auf, unter Inhibition der gleichmäßigen Diffusion der Komponenten.With respect to the above-described elements Zn, Mg and Cu, there is no inconvenience when added to the zinc powder when used as a simple element powder, alloy powder of two or more types of these elements or as a powder mixture thereof. However, in order for the elements described above to act uniformly in the base, it is necessary to uniformly disperse the respective constituent elements in the matrix. For this reason, it is recommended that those constituent elements to be described later be added in the form of fine powders whose particle size is 200 mesh (74 pm) or less. When so added, the simple element powder or alloy powder is melted as the temperature is raised during sintering, and changes to a liquid phase to wet the surface of the aluminum powder to eliminate the oxide layer thereon. They are then diffused into the aluminum matrix and additionally accelerate the bonding between the aluminum powder particles due to such diffusion. When the particle size of the simple element powder or the alloy powder exceeds 200 mesh, local segregation occurs to inhibit the uniform diffusion of the components.

Wenn im Gegensatz dazu das einfache Aluminiumpulver ebenfalls so fein wie oben ist, wird die Fließfähigkeit der Ausgangsmaterialpulvermischung vermindert. Bezüglich des Aluminiumpulvers ist es daher bevorzugt, diese in einer größeren Teilchengröße als die Pulver für die oben beschriebenen Elemente einzusetzen. Wenn die Teilchengröße 100 mesh (140 pm) übersteigt, diffundieren die oben beschriebenen Komponenten schwierig in den Aluminiumteilchen, was zur Segregation führt. * · • · ··· ··· · • ···· ···· • · B. Verwendung von Aluminiumlegierungspulver mit der gesamten Menge anIn contrast, when the simple aluminum powder is also as fine as above, the flowability of the raw material powder mixture is lowered. With respect to the aluminum powder, therefore, it is preferable to use them in a larger particle size than the powders for the above-described elements. When the particle size exceeds 100 mesh (140 pm), the above-described components are difficult to diffuse in the aluminum particles, resulting in segregation. B. Using aluminum alloy powder with the entire amount of

Zinkzinc

Zink ist ein Element, das bei hoher Temperatur sich verflüchtigen kann. Wenn daher Zink in der Form eines Aluminiumlegierungspulvers zugegeben wird, indem die gesamte Menge an Zn mit Aluminium vorhanden ist, wird die Menge an Zn, das durch die Verflüchtigung von Zn verbleibt, stabiler als in dem Fall, wenn Zn als einfaches Zinkpulver zugegeben wird. Als Ergebnis wird das Ausmaß der Fluktuation unter den Produkten klein.Zinc is an element that can volatilize at high temperature. Therefore, when zinc in the form of an aluminum alloy powder is added by containing the whole amount of Zn with aluminum, the amount of Zn remaining by the volatilization of Zn becomes more stable than in the case where Zn is added as a simple zinc powder. As a result, the degree of fluctuation among the products becomes small.

Die Einfügung von Zn verursacht jedoch eine Härtung in dem Aluminiumlegierungspulver unter Verminderung des Kompressionsvermögens des Pulvers. Wenn Zn mit der gesamten Menge an Aluminium zur Legierung gebildet wird, vermindert sich daher das Kompress ionsvermögen des Ausgangsmaterialpulvers. Daher ist es notwendig, die Verwendung des Aluminiumlegierungspulvers mit Zink auf nur einen Teil des gesamten Pulvers für Aluminium zu beschränken und weiches Aluminiumpulver in das Aluminiumlegierungspulver zu mischen, indem die gesamte Menge an Zn eingebracht ist, um das Kompressionsvermögen des Ausgangsmaterialpulvers zu erhöhen. Zum ausreichenden Erzielen dieses Zwecks muß die Menge des verwendeten einfachen Aluminiumpulvers notwendigerweise auf 15 Massen! des gesamten Ausgangsmaterialpulvers oder mehr eingestellt werden.However, the inclusion of Zn causes hardening in the aluminum alloy powder to lower the compressibility of the powder. Therefore, when Zn is formed with the whole amount of aluminum to the alloy, the compressibility of the raw material powder decreases. Therefore, it is necessary to restrict the use of the aluminum alloy powder with zinc to only a part of the total powder for aluminum and to mix soft aluminum powder into the aluminum alloy powder by incorporating the entire amount of Zn to increase the compressibility of the raw material powder. To sufficiently achieve this purpose, the amount of simple aluminum powder used must necessarily be 15 masses! the total starting material powder or more can be adjusted.

Wenn bei dem Aluminiumlegierungspulver, das Zn umfaßt, dieses eine Zusammensetzung hat, daß die Produktion einer Al-Zn-Flüssigphase bei niedriger Temperatur verursacht wird, kann sich Zn von dieser Al-Zn-Flüssigphase verflüchtigen. Daher ist es bevorzugt, daß das Aluminiumlegierungspulver eine Zusammensetzung aufweist, daß die Produktion der Al-Zn-Flüssigphase bei einer möglichst hohen Temperatur verursacht wird, d.h. nur bei einer Temperatur der Endstufe des Sinterschritts. Wenn ein Aluminiumlegierungspulver mit einer großen Menge an Zn verwendet wird, verursacht dies darüber hinaus die verhältnismäßige Erhöhung der Menge eines einfachen Aluminiumpulvers mit dem Ergebnis, daß Zn, das in der gesinterten Aluminiumlegierungsmatrix dispergiert ist, nicht gleichmäßig sein kann. Dies verursacht das Auftreten der Fluktuation bei den Werten der erhaltenen mechanischen Eigenschaften. Angesichts dessen ist es bevorzugt, daß der Gehalt an Zn in dem Aluminiumlegierungspulver 30 Massen% oder weniger ist. Wenn auf der anderen Seite der Zn-Gehalt in dem Aluminiumlegierungspulver unterhalb von 10 Massen! fällt, wird der Unterschied der Zinkkonzentration von dem einfachen Aluminiumpulver klein mit dem Ergebnis, daß Zn die Schwierigkeit aufweist, diffundiert zu werden und eine gleich- • f • · ♦ · ··· · • · • ···· ···· mäßige Diffusion im Gegenteil unterdrückt wird. Demzufolge ist es bevorzugt, daß der Gehalt an Zn in dem Aluminiumlegierungspulver im Bereich von etwa 10 bis 30 Massen! liegt. C. Formen von Mg und CuWhen the aluminum alloy powder comprising Zn has a composition causing the production of an Al-Zn liquid phase at a low temperature, Zn may volatilize from this Al-Zn liquid phase. Therefore, it is preferable that the aluminum alloy powder has a composition that causes the production of the Al-Zn liquid phase at as high a temperature as possible, that is, a high temperature. only at a temperature of the final stage of the sintering step. In addition, when an aluminum alloy powder having a large amount of Zn is used, it causes a proportionate increase in the amount of a simple aluminum powder, with the result that Zn dispersed in the aluminum alloy sintered matrix can not be uniform. This causes the occurrence of the fluctuation in the values of the obtained mechanical properties. In view of this, it is preferable that the content of Zn in the aluminum alloy powder is 30 mass% or less. If, on the other hand, the Zn content in the aluminum alloy powder is below 10 masses! falls, the difference of the zinc concentration from the simple aluminum powder becomes small with the result that Zn has the difficulty of being diffused, and an equal amount of •. on the contrary, moderate diffusion is suppressed. Accordingly, it is preferable that the content of Zn in the aluminum alloy powder is in the range of about 10 to 30 mass%! lies. C. Forms of Mg and Cu

Die Verwendung des Aluminiumlegierungspulvers mit einer Zusammensetzung, mit der die Produktion der Al-Zn-Flüssigphase nur bei einer hohen Temperatur verursacht wird, ist zur Verhinderung der Verflüchtigung von Zink bevorzugt, aber ist wegen der gleichmäßigen Diffusion der Komponenten nachteilig. Cu und Mg werden zusammen mit Zn verwendet, um die gleichmäßige Diffusion von Zn in die oben beschriebene Matrix zu ermöglichen. Cu und Mg verursachen in dem Verfahren, bei dem die Temperatur während des Sinterns erhöht wird, die Produktion einer Cu-Zn-Flüssigphase oder Mg-Zn-Flüssig-phase zusammen mit Zn-Pulver oder Zn in dem Aluminiumlegierungspulver.The use of the aluminum alloy powder having a composition causing the production of the Al-Zn liquid phase only at a high temperature is preferable for preventing the volatilization of zinc, but is disadvantageous because of the uniform diffusion of the components. Cu and Mg are used together with Zn to allow uniform diffusion of Zn into the matrix described above. Cu and Mg, in the method of raising the temperature during sintering, cause the production of a Cu-Zn liquid phase or Mg-Zn liquid phase together with Zn powder or Zn in the aluminum alloy powder.

Diese Flüssigphasen werden unmittelbar durch Absorption ihrer Komponenten in dem Aluminiumpulver oder Aluminiumlegierungspulver verfestigt, und die Verflüssigung und Verfestigung werden wiederholt, so daß die Gleichmäßigkeit der Komponenten schnell abläuft. Darüber hinaus wird die Flüssigphase zu diesem Zeitpunkt so schnell verfestigt, daß keine Probleme mit der Verflüchtigung von Zn auftreten. Die Elemente Cu und Mg, die jeweils die oben beschriebene Wirkung haben, können in der Form eines einfachen Metallpulvers, eines Legierungspulvers von beiden Elementen oder eines Legierungspulvers mit Aluminium zugegeben werden, und kein Hindernis tritt in irgendeinem der obigen Fälle auf. Wenn das Aluminiumlegierungspulver mit Zn gleichzeitig Cu bei einem Gehalt von 10 Massen! oder weniger enthält, werden die oben beschriebenen Wirkungen deutlicher. Wenn die Menge an Cu, das zu dem Aluminiumlegierungspulver gegeben wird, 10 Massen! des Aluminiumpulvers übersteigt, verschiebt sich die Temperatur, bei der Cu eine flüssige Phase zusammen mit Zn erzeugt, zu der Hochtemperaturseite, und die Zugabe von mehr als 10 Massen! ist somit angesichts der gleichmäßigen Diffusion der Komponenten nachteilig. D. Formen von Sn, Bi und InThese liquid phases are immediately solidified by absorbing their components in the aluminum powder or aluminum alloy powder, and the liquefaction and solidification are repeated so that the uniformity of the components is fast. In addition, the liquid phase is solidified at this time so fast that no problems with the volatilization of Zn occur. The elements Cu and Mg each having the above-described effect may be added in the form of a simple metal powder, an alloy powder of both elements or an alloy powder with aluminum, and no obstacle occurs in any of the above cases. If the aluminum alloy powder with Zn at the same time Cu at a content of 10 mass! or less, the effects described above become more apparent. When the amount of Cu added to the aluminum alloy powder is 10 masses! exceeds the aluminum powder, the temperature at which Cu produces a liquid phase together with Zn shifts to the high-temperature side, and the addition of more than 10 masses! is thus disadvantageous in view of the uniform diffusion of the components. D. Shapes of Sn, Bi and In

Wenn Sn, Bi oder In als Sinterhilfsmittel verwendet werden, können sie in der Form eines einfachen Metallpulvers, eutektischen Legierungspulvers oder monotektischen Legierungspulvers zugegeben werden, das die Erzeugung einer eutektischen Flüssigphase mit diesen Hauptkomponenten verursacht. E. Gepulvertes Material für harte TeilchenWhen Sn, Bi or In are used as a sintering aid, they may be added in the form of a simple metal powder, eutectic alloy powder or monotectic alloy powder which causes generation of a eutectic liquid phase with these main components. E. Powdered material for hard particles

Als Mittel zum Dispergieren der harten Teilchen in die Aluminiumlegierungsmatrix ist es angemessen, ein gepulvertes Material für die harten Teilchen zuzugeben. Wenn das gepulverte Material mit der Hauptkomponente der Matrix, Al, reagiert, wird es schwierig, die Menge und den Bereich der Teilchengröße der in der Aluminiumlegierungsmatrix nach dem Sintern dispergierten harten Teilchen zu steuern. Dabei ist es bevorzugt, daß das zugegebene Pulver als harte Teilchen aus einem Material erzeugt ist, das nicht mit Aluminium reagiert. Für die oben beschriebenen harten Teilchen sind Siliciumcarbid, Chromborid, Borcarbid und dgl. bevorzugte Materialien, weil sie extrem hart sind und mit Aluminium nicht reagieren. Weil die Aluminiumlegierungsmatrix etwas weich ist, sind die harten Teilchen, die von einem Pulver aus extrem hartem Material stammen, in der Aluminiumlegierungsmatrix während des Gleitvorgangs eingebettet, um so den Abrieb des Gleitgegenteils zu unterdrücken, und gleichzeitig unterdrücken sie den plastischen Fluß der Aluminiumlegierungsmatrix, wodurch zur Verbesserung der Abriebsresistenz beigetragen wird. Selbst wenn sie einmal von der Aluminiumlegierungsmatrix während des Gleitvorgangs abfallen, werden sie erneut in die weiche Aluminiumlegierungsmatrix eingebettet, so daß die Wirkung zur Verhinderung des plastischen Flusses der Matrix wiederholt entfaltet wird. (l)-3 Größe des PulversAs means for dispersing the hard particles into the aluminum alloy matrix, it is appropriate to add a powdered material for the hard particles. When the powdered material reacts with the major component of the matrix, Al, it becomes difficult to control the amount and range of particle size of the hard particles dispersed in the aluminum alloy matrix after sintering. It is preferred that the added powder is produced as hard particles of a material which does not react with aluminum. For the hard particles described above, silicon carbide, chromium boride, boron carbide and the like are preferred materials because they are extremely hard and do not react with aluminum. Because the aluminum alloy matrix is somewhat soft, the hard particles derived from a powder of extremely hard material are embedded in the aluminum alloy matrix during the sliding operation so as to suppress the abrasion of the sliding part and at the same time suppress the plastic flow of the aluminum alloy matrix contributed to the improvement of abrasion resistance. Even if they once fall off the aluminum alloy matrix during the sliding operation, they are re-embedded in the soft aluminum alloy matrix, so that the effect of preventing the plastic flow of the matrix is repeatedly exhibited. (l) -3 size of the powder

Damit die jeweiligen Bestandteilselemente ihre Rollen gleichzeitig in der Matrix entfalten, ist es notwendig, diese Bestandteilselemente in der Matrix gleichmäßig zu diffundieren. Zu diesem Zweck ist es bevorzugt, daß jedes dieser Bestandteilselemente in der Form von feinem Pulver zugegeben wird, dessen Teilchengröße 74 μπι (200 mesh) oder weniger ist (d.h. 200 mesh Minus-Sieb oder Pulver mit einer Teilchengröße, die durch ein Kammsieb mit 200 mesh hindurchgeht) mit Ausnahme des einfachen Aluminiumpulvers. Das einfache Metallpulver oder Legierungspulver wird, wenn die Temperatur während des Sinterns erhöht wird, geschmolzen, unter Erhalt einer flüssigen Phase, die die Oberfläche des Aluminiumpulvers zum Eliminieren der Oxidschicht benetzt und die in die Aluminiummatrix diffundiert wird, und um gleichzeitig die Bindung zwischen den Aluminiumpulverteilchen aufgrund der Diffusion zu beschleunigen. Wenn die Teilchengröße des einfachen Metallpulvers oder Legierungspulvers 200 mesh übersteigt, erfolgt eine lokale Segregation, und eine gleichmäßige Diffusion der Bestandteilselemente erfolgt nicht. • ···· ····In order for the respective constituent elements to deploy their roles simultaneously in the matrix, it is necessary to evenly diffuse these constituent elements in the matrix. For this purpose, it is preferred that each of these constituent elements be added in the form of fine powder whose particle size is 74 μπι (200 mesh) or less (ie 200 mesh minus sieve or powder having a particle size passing through a 200 mesh sieve) mesh passes) with the exception of the simple aluminum powder. The simple metal powder or alloy powder, when the temperature is raised during sintering, is melted to obtain a liquid phase which wets the surface of the aluminum powder to eliminate the oxide layer and which is diffused into the aluminum matrix, and at the same time bond between the aluminum powder particles due to the diffusion accelerate. When the particle size of the simple metal powder or alloy powder exceeds 200 mesh, local segregation occurs and uniform diffusion of constituent elements does not occur. • ···· ····

Wenn das Aluminiumpulver ebenfalls ein feines Pulver ist, wird jedoch die Fließfähigkeit des Ausgangsmaterialpulvers schlecht. Daher ist es geeignet, ein Pulver für Aluminium zu verwenden, dessen Teilchengröße größer ist als die des oben beschriebenen jeweiligen Bestandteilselementpulvers. Spezifisch ist es bevorzugt, ein Pulver für Aluminium zu verwenden, dessen Teilchengröße 140 μχα (100 mesh) oder weniger ist (d.h. 100 mesh Minus-Sieb oder Pulver, dessen Teilchen eine Größe haben, die durch ein Sieb mit 100 mesh hindurchgehen). Wenn die Größe von 100 mesh überschritten wird, hat jedes Bestandteilselement die Schwierigkeit, zur Mitte des Pulvers zu diffundieren, und die Komponente wird segregiert.However, if the aluminum powder is also a fine powder, the flowability of the raw material powder becomes poor. Therefore, it is suitable to use a powder for aluminum whose particle size is larger than that of the respective constituent element powder described above. Specifically, it is preferred to use a powder for aluminum whose particle size is 140 μχα (100 mesh) or less (i.e., 100 mesh minus sieve or powder whose particles have a size passing through a 100 mesh sieve). When the size of 100 mesh is exceeded, each constituent element has the difficulty of diffusing to the center of the powder and the component is segregated.

Daher sollte dies vermieden werden.Therefore, this should be avoided.

Weil das gepulverte Material für die harten Teilchen nahezu nicht mit der Matrix reagiert, ist es in die Aluminiumlegierungsmatrix zu dispergieren und nach Zugabe zu lassen. Demzufolge kann die Größe des Ausgangspulvers, das für harte Teilchen verwendet wird, als die der harten Teilchen, die in der Aluminiumlegierungsmatrix dispergiert sind, bestimmt werden. Die Teilchengröße der harten Teilchen, die in der Aluminiumlegierungsmatrix dispergiert sind, ist bevorzugt 1 bis 100 pro im Durchschnitt. Wenn die harten Teilchen kleiner als 1 μια sind, fließen sie leicht mit der Matrix, wenn die Matrix plastisch fließt, und es ist daher schwierig, den plastischen Fluß der Matrix zu vermeiden. Wenn die harten Teilchen größer sind als 100 μιη, wird ein Abrieb leicht auf dem Gleitgegenteil während des Gleitvorganges in Abhängigkeit von den Gleitbedingungen verursacht. Zum gleichmäßigen Dispergieren der harten Teilchen mit einer mittleren Teilchengröße im oben erwähnten Bereich in der Aluminiumlegierungsmatrix wird bevorzugt ein Pulver aus einem Material, das mit Aluminium nicht reagiert, mit einer Größe von 113 μια (125 mesh) oder weniger (d.h. 125 mesh Minus-Sieb oder Pulver, dessen Teilchen eine Größe haben, die durch ein Sieb mit 125 mesh hindurchgehen) verwendet. (2) KompaktierschrittBecause the powdered material for the hard particles almost does not react with the matrix, it is to be dispersed into the aluminum alloy matrix and left to be added. As a result, the size of the starting powder used for hard particles can be determined as that of the hard particles dispersed in the aluminum alloy matrix. The particle size of the hard particles dispersed in the aluminum alloy matrix is preferably 1 to 100% on average. If the hard particles are smaller than 1 μm, they easily flow with the matrix as the matrix flows plastically, and it is therefore difficult to avoid the plastic flow of the matrix. When the hard particles are larger than 100 μm, abrasion is easily caused on the sliding part during the sliding operation depending on the sliding conditions. For uniformly dispersing the hard particles having an average particle size in the above-mentioned range in the aluminum alloy matrix, a powder of a material that does not react with aluminum is preferably 125 mesh or less (ie, 125 mesh minus sieve) or powder whose particles have a size passing through a 125 mesh screen). (2) compacting step

In diesem Schritt wird das Ausgangsmaterialpulver, hergestellt von dem oben beschriebenen Ausgangsmaterialpulver-Mischschritt in eine Düse mit einer vorbestimmten Konfiguration gefüllt, und das Pulver wird dann zu einem Kompakt durch Kompression unter einem Kompaktierdruck von 200 MPa oder mehr geformt. Als Ergebnis wird ein Kompakt mit einem Dichteverhältnis von 90 % oder mehr erhalten. Wenn der Kompaktierdruck unterhalb von 200 MPa ist, wird die Dichte des Kompaktes niedrig und selbst nachdem der Kompakt durch den anschließenden Sinterschritt und Formgebungsschritt geleitet ist, verbleiben Poren mit 2 Vol.-% oder mehr. Dies führt dazu, daß keine hohe Stärke und Dehnung verliehen werden. Ein solches unzureichendes Kompaktieren ist ebenfalls aus dem Grund nicht bevorzugt, daß die Dimensionsänderung während des Sinterns groß wird. Je höher der Kompaktier-druck ist, um so höher wird die Dichte des erhaltenen Kompaktes. Daher ist ein hoher Kompaktierdruck bevorzugt. Wenn der Kompaktierdruck 400 MPa oder mehr ist, wird ein Kompakt erhalten, dessen Dichteverhältnis 95 % oder mehr ist, und dies ist geeignet. Darüber hinaus verursacht ein Kompaktierdruck von mehr als 500 MPa leicht die Adhäsion des Aluminiumpulvers zur Düse und dies ist daher unerwünscht. (3) SinterschrittIn this step, the raw material powder prepared by the above-described raw material powder mixing step is filled in a nozzle having a predetermined configuration, and the powder is then compactly molded by compression under a compacting pressure of 200 MPa or more. As a result, a compact having a density ratio of 90% or more is obtained. When the compacting pressure is below 200 MPa, the density of the compact becomes low, and even after the compact is passed through the subsequent sintering step and molding step, pores remain at 2 vol% or more. This results in that no high strength and elongation are given. Such insufficient compacting is also not preferable for the reason that the dimensional change during sintering becomes large. The higher the compacting pressure, the higher the density of the compact obtained. Therefore, a high compaction pressure is preferred. When the compacting pressure is 400 MPa or more, a compact whose density ratio is 95% or more is obtained, and this is suitable. In addition, a compaction pressure of more than 500 MPa easily causes the adhesion of the aluminum powder to the nozzle, and therefore, it is undesirable. (3) sintering step

Wenn eine große Menge der oben erwähnten relevanten Flüssigphase während des Sinterns erzeugt wird, wird die Menge der Schrumpfung der gesinterten Masse groß mit dem Ergebnis, daß die Dimensionspräzision schlecht wird. Weil Zink, das als Bestandteil enthalten ist, ein Element mit niedrigem Schmelzpunkt ist und daher während des Sinterschrittes leicht zu verflüchtigen ist, ist die Menge an Zink, das in der Basis aufgelöst ist, zur Erzeugung der festen Lösung, durch die Verflüchtigung reduziert, was dazu führt, daß kein gewünschter Wert der Stärke und Dehnung erzielt wird. Gleichzeitig kontaminiert Zink die Sinteratmosphäre und in einigen Fällen wird es innerhalb des Ofens niedergeschlagen, wodurch das Problem mit der Arbeitsumgebung verursacht wird. Zur Vermeidung solcher nachteiligen Wirkungen ist es dann bei Verwendung eines einfachen Zinkpulvers empfehlenswert, daß die Erhöhung der Temperatur bis zur Sintertemperatur bei hoher Rate durchgeführt wird.When a large amount of the above-mentioned relevant liquid phase is generated during sintering, the amount of shrinkage of the sintered mass becomes large, with the result that the dimensional precision becomes poor. Because zinc contained as an ingredient is a low melting point element and therefore is easy to volatilize during the sintering step, the amount of zinc dissolved in the base to produce the solid solution is reduced by the volatilization, which This results in that no desired value of the strength and elongation is achieved. At the same time, zinc contaminates the sintering atmosphere and in some cases it is deposited inside the furnace, causing the problem with the working environment. To avoid such adverse effects, it is then advisable, when using a simple zinc powder, that the elevation of the temperature up to the sintering temperature is carried out at a high rate.

Beim Sintern des im oben beschriebenen Kompaktierschritts erhaltenen Kompaktes wird es daher empfohlen, während der Temperaturerhöhung von Raumtemperatur auf Sintertemperatur das Erwärmen in dem Temperaturbereich von wenigstens 400°C, was in der Nähe des Schmelzpunktes von Zink ist, bis zur Sintertemperatur schnell bei einer Temperaturerhöhungsrate von 10°C pro Minute oder mehr durchzuführen, um die Verflüchtigung der entsprechenden Bestandteilselemente zu unterdrücken. Darüber hinaus wird das Sintern des Kompaktes durch Erwärmen des Kompaktes bei einer Sintertemperatur von 580 bis 610°C (unter Verwendung des Aluminiumlegierungspulvers mit Zink) oder 590 bis 610°C (ohne Zn-haltiges Aluminiumlegierungspulver) für eine Sinterzeit von 10 Minuten oder mehr entwickelt, während die übermäßige Verminderung der Dimensionspräzision aufgrund der Erzeugung einer Flüssigphase unterdrückt und eine gleichmäßige Diffusion der Bestandteilselemente • · ♦ · ♦ ♦ ·· · ♦ • t·· ···· «··· erreicht wird. Wenn die Temperaturerhöhungsrate zum Erhöhen auf Sintertemperatur niedriger als 10°C pro Minute ist, wird das Problem bezüglich der Verflüchtigung von Zink beachtlich. Wenn die Sintertemperatur 610°C übersteigt, werden die Probleme bezüglich der Verflüchtigung von Zink und Überschrumpfung aufgrund der flüssigen Phase beachtlich und in diesem Fall wachsen die Kristallkörner ebenfalls und werden groß, wodurch eine Verminderung der Stärke verursacht wird. Es ist für die gleichmäßige Bildung der festen Lösung mit den jeweiligen Bestandteilseleraenten in der Al-Basis notwendig, daß die Sintertemperatur auf 580°C (unter Verwendung von (Zn-haltigem Al-Legierungspulver), 590°C (ohne Verwendung von Zn-haltigem Al-Legierungspulver) oder mehr eingestellt wird und daß diese Sinterzeit 10 min oder mehr ist. Wenn die Sinterbedingungen außerhalb dieser Bereiche fallen, wird die Diffusion der jeweiligen Bestandteile in die Al-Basis unzureichend, wodurch ein Verminderung der Stärke resultiert.When sintering the compact obtained in the above-described compacting step, therefore, it is recommended that, during the temperature elevation from room temperature to sintering temperature, heating in the temperature range of at least 400 ° C, which is near the melting point of zinc, to the sintering temperature quickly at a temperature elevation rate of 10 ° C per minute or more to suppress the volatilization of the corresponding constituent elements. Moreover, sintering of the compact is developed by heating the compact at a sintering temperature of 580 to 610 ° C (using the aluminum alloy powder with zinc) or 590 to 610 ° C (excluding Zn-containing aluminum alloy powder) for a sintering time of 10 minutes or more while suppressing the excessive diminution of dimensional precision due to generation of a liquid phase and achieving uniform diffusion of constituent elements. If the temperature increase rate for raising to sintering temperature is lower than 10 ° C per minute, the problem of volatilization of zinc becomes remarkable. When the sintering temperature exceeds 610 ° C, the problems of the volatilization of zinc and the shrinkage due to the liquid phase become remarkable, and in this case, the crystal grains also grow and become large, causing a decrease in the strength. It is necessary for the uniform formation of the solid solution with the respective constituent elements in the Al base that the sintering temperature be 580 ° C (using (Zn-containing Al alloy powder), 590 ° C (without using Zn-containing Al alloy powder) or more, and that this sintering time is 10 minutes or more When the sintering conditions fall outside these ranges, the diffusion of the respective components into the Al base becomes insufficient, resulting in a decrease in the strength.

Durch das oben beschriebene Sintern werden die jeweiligen Bestandteile jeweils in dem Zustand gehalten, daß sie in der Matrix aufgelöst sind. Der gesinterte Kompakt wird dann gekühlt und die Kühlrate ist besser hoch, obwohl dies nicht besonders beschränkt ist. Wenn die Kühlrate niedrig ist, läuft insbesondere bei dem Hochtemperaturbereich (450°C oder mehr) die Erhöhung der Größe der Kristallkörner ab. Zusätzlich fällt die Komponente, die im Verlaufe der Kühlung übersättigt ist, manchmal entlang der Korngrenzfläche aus, wodurch eine Verminderung der Stärke und Dehnung verursacht wird. Ebenso absorbiert der Bereich, bei dem die übersättigte Komponente ausgefällt ist, manchmal in der Matrix durch Durchführen einer anschließenden Wärmebehandlung (Lösungsbehandlung), unter Erzeugung von Poren, die die Verschlechterung der Stärke und Dehnung verursachen. Daher ist es besser, im Hochtemperaturbereich bei einer möglichst hohen Rate zu kühlen. Insbesondere ist es im Temperaturbereich von 450°C oder mehr bevorzugt, daß der gesinterte Kompakt bei einer Rate von -10°C/min gekühlt wird.By the above-described sintering, the respective components are each kept in the state that they are dissolved in the matrix. The sintered compact is then cooled and the cooling rate is better, although not particularly limited. When the cooling rate is low, especially in the high-temperature region (450 ° C or more), the increase in the size of the crystal grains proceeds. In addition, the component which is supersaturated in the course of cooling sometimes precipitates along the grain interface causing a reduction in strength and elongation. Also, the region where the supersaturated component precipitates sometimes absorbs in the matrix by performing a subsequent heat treatment (solution treatment) to form pores causing the deterioration of the strength and elongation. Therefore, it is better to cool in the high temperature range at the highest possible rate. In particular, in the temperature range of 450 ° C or more, it is preferable that the sintered compact is cooled at a rate of -10 ° C / min.

Bezüglich der Sinteratmosphäre ist eine nicht-oxidierende geeignet. Unter den verschiedenen nicht-oxidierenden Gasen ist eine Atmosphäre aus Stickstoffgas, bei dem der Taupunkt -40°C oder weniger ist, am meisten geeignet. Der Taupunkt ist ein Indikator, der die Menge an Wasser in der Gasatmosphäre anzeigt, und eine große Menge an Wasser, was im wesentlichen eine große Menge an Sauerstoff bedeutet, behindert den Fortschritt des Sintervorgangs, weil Al eine Bindung mit Sauerstoff eingehen kann, unter Verhinderung der Verdichtung der Masse. Weil Stickstoffgas ebenfalls 1¾ ··· ··· ·· • · · ♦ • · • · • · ···· ···· ·· kostengünstig und sicher im Vergleich zu anderen nicht-oxidierenden Gasen ist, ist die Stickstoffgasatmosphäre, deren Taupunkt wie oben spezifiziert ist, bevorzugt.With respect to the sintering atmosphere, a non-oxidizing one is suitable. Among the various non-oxidizing gases, an atmosphere of nitrogen gas in which the dew point is -40 ° C or lower is most suitable. The dew point is an indicator indicating the amount of water in the gas atmosphere, and a large amount of water, which is substantially a large amount of oxygen, hinders the progress of the sintering process because Al can form a bond with oxygen with prevention the compression of the mass. Because nitrogen gas is also 1¾ ··· ··· ··········································································································································································································································· Dew point as specified above is preferred.

Entsprechend dem obigen Sintern werden die Bestandteilselemente gleichmäßig in der Al-Matrix aufgelöst, unter Erhalt einer festen Lösung durch Flüssigphasensintern, und ein gesinterter Kompakt, bei dem das Dichteverhältnis 90 % oder mehr ist und die Poren geschlossene Poren sind, wird möglicherweise erhalten. (4) Wärmebehandlungsschritt (T6-Behandlung) Ο ΟAccording to the above sintering, the constituent elements are uniformly dissolved in the Al matrix to give a solid solution by liquid phase sintering, and a sintered compact in which the density ratio is 90% or more and the pores are closed pores may be obtained. (4) Heat treatment step (T6 treatment) Ο Ο

Der Wärmebehandlungsschritt (T6-Behandlung entsprechend der Regulierung von JIS H 0001) bei dem Herstellungsverfahren dieser Erfindung umfaßt eine Lösungsbehandlung und eine Alterungs-Ausfällbehandlung. Bei der Lösungsbehandlung wird eine Präzipitationsphase in der Al-Basis gleichmäßig in der Al-Basis zur Bildung einer festen Lösung durch Erwärmen bei einer Temperatur von 460 bis 490°C aufgelöst, und die resultierende Masse wird dann mit Wasser abgeschreckt, unter Erhalt einer übersättigten festen . Lösung. Bei der Alterungs-Ausfällbehandlung wird die resultierende Masse nach der Lösungsbehandlung bei einer Temperatur von 110 bis 200°C 2 bis 28 Stunden gehalten, zum Ausfällen der übersättigten festen Lösung und Bildung der Präzipitationsphase, die in der Al-Basis dispergiert ist. Wenn die Temperatur für die Lösungsbehandlung unterhalb von 460°C ist, bilden die ausgefällten Komponenten insgesamt nicht gleichmäßig eine feste Lösung in der Al-Matrix. Wenn auf der anderen Seite die Temperatur 490°C übersteigt, wird, obwohl diese Wirkung sich nahezu nicht ändert, eine Flüssigphase bei einer Temperatur von mehr als 500°C erzeugt, unter Erzeugung von Poren. Angesichts der Alterungsbehandlung wird, wenn die Temperatur unterhalb von 110°C ist oder die Behandlungszeit 2 Stunden nicht erreicht, eine ausreichende Menge der ausgefällten Verbindung nicht erhalten, wohingegen dann, wenn die Temperatur 200°C oder die Behandlungszeit 28 Stunden übersteigt, die ausgefällte Verbindung wächst und übermäßig groß wird, was zur Verminderung der Stärke führt. Die Zeitdauer der Alterungsbehandlung ist ungefähr 2 bis 28 Stunden. Die Temperatur und die Zeitdauer können geeignet innerhalb der oben beschriebenen Bereiche entsprechend der erforderlichen Eigenschaft eingestellt werden. Durch Durchführen der oben beschriebenen Wärmebehandlung wird die metallographische Struktur, bei der intermetallische Verbindungen wie MgZn2 (η-Phase), Al2Mg3Zn3 (T-Phase), CuA12 (Θ-Phase) ausgefällt und in der Aluminiumlegierungsmatrix dispergiert sind, gebildet, unter Erzielung der Verbesserung der mechanischen Eigenschaften.The heat treatment step (T6 treatment according to the regulation of JIS H0001) in the production process of this invention comprises a solution treatment and an aging precipitation treatment. In the solution treatment, a precipitation phase in the Al base is uniformly dissolved in the Al base to form a solid solution by heating at a temperature of 460 to 490 ° C, and the resulting mass is then quenched with water to give a supersaturated solid , Solution. In the aging precipitation treatment, the resulting mass after the solution treatment is maintained at a temperature of 110 to 200 ° C for 2 to 28 hours to precipitate the supersaturated solid solution and form the precipitation phase dispersed in the Al base. When the temperature for the solution treatment is below 460 ° C, the precipitated components do not uniformly form a solid solution in the Al matrix as a whole. On the other hand, when the temperature exceeds 490 ° C, although this effect is almost unchanged, a liquid phase is generated at a temperature of more than 500 ° C to generate pores. In view of the aging treatment, when the temperature is below 110 ° C or the treatment time does not reach 2 hours, a sufficient amount of the precipitated compound is not obtained, whereas when the temperature exceeds 200 ° C or the treatment time exceeds 28 hours, the precipitated compound grows and becomes excessively large, which leads to the reduction of strength. The duration of the aging treatment is about 2 to 28 hours. The temperature and the time period can be suitably set within the above-described ranges according to the required property. By performing the above-described heat treatment, the metallographic structure in which intermetallic compounds such as MgZn 2 (η-phase), Al 2 Mg 3 Zn 3 (T-phase), CuA 12 (Θ-phase) are precipitated and dispersed in the aluminum alloy matrix is formed to obtain the improvement the mechanical properties.

Die abriebsresistente gesinterte Aluminiumlegierung mit hoher Stärke, die durch die oben beschriebenen Schritte erhalten wird, wird so definiert, daß das Dichteverhältnis 90 % oder mehr ist und sie eine solche ausgezeichnete Eigenschaft entfaltet wie eine Zugfestigkeit von 450 MPa ebenso wie eine Dehnung und Abriebsresistenz, die gleich wie bei dem konventionellen Material sind. Darüber hinaus ist es möglich, weiterhin die mechanische Eigenschaft durch einen zusätzlichen Schritt zum Durchführen eines Formgebungsschrittes zwischen dem Sinterschritt und dem Wärmebehandlungsschritt durchzüführen. (5) Formgebungsschritt unter Verursachung eines plastischen Flusses unter DruckThe high-strength abrasion-resistant sintered aluminum alloy obtained by the above-described steps is defined such that the density ratio is 90% or more and exhibits such excellent characteristic as a tensile strength of 450 MPa as well as elongation and abrasion resistance same as with the conventional material. Moreover, it is possible to further propagate the mechanical property through an additional step of performing a shaping step between the sintering step and the heat treatment step. (5) Shaping step causing plastic flow under pressure

Bei diesem Schritt können gesinterte geformte Aluminiumteile mit hoher Zugfestigkeit und hoher Dehnung erhalten werden, indem die gesinterte Masse, erhalten durch die oben beschriebenen Schritte, vor der Wärmebehandlung und mit einem Dichteverhältnis von 90 % einem Kaltformgebungsschritt, bei dem sie bei Raumtemperatur bei einem Anstauchverhältnis von 3 bis 40 % geformt werden, oder einem Heißformgebungsschritt unterworfen werden, bei dem sie bei einer Temperatur von 100-450°C bei einem Anstauchverhältnis von 3 bis 70 % geformt werden, unter Erhalt eines gesinterten, geformten Aluminiumteils mit einem erhöhten Dichteverhältnis von 98 % oder mehr. Das resultierende Teil hat eine hohe Zugfestigkeit und Dehnung.In this step, sintered shaped aluminum parts having high tensile strength and high elongation can be obtained by subjecting the sintered mass, obtained by the above-described steps before heat treatment and at a density ratio of 90%, to a cold forming step at room temperature at an upset ratio of 3 to 40%, or subjected to a hot-forming step of being molded at a temperature of 100-450 ° C at an upsetting ratio of 3 to 70% to obtain a sintered, formed aluminum part having an increased density ratio of 98% or more. The resulting part has a high tensile strength and elongation.

Im allgemeinen ist es bekannt, die Dichte durch Durchführung der Formgebungsbehandlung zu erhöhen. Bei einem porösen Material führt jedoch das einfache Erhöhen der Dichte nur dazu, daß die Poren geschlossen werden und keine metallische Bindung an den Porenwänden gebildet wird. Als Ergebnis treten während der Formgebung Risse in der Oberfläche des Materials auf oder die Poren verbleiben als Mängel innerhalb des Produktes, wodurch nicht die Stärke und Dehnung vergrößert werden. Für den Erhalt eines hohen Ausmaßes an Stärke und Dehnung ist es daher notwendig, nicht nur die Poren zu schließen, sondern ebenfalls eine metallische Bindung 2U bilden. Um diese metallische Bindung zu erhalten, wird im allgemeinen die Formgebung durch zweifach unterteilte Unterschritte durchgeführt, wobei einer davon ein Unterschritt zur Durchführung der Verdichtung des relevanten Materials und der andere Schritt ein Deformierungsunterschritt für den Erhalt einer metallischen Verbindung durch Deformieren des verdichteten Materials ist. ·« • • • ·· • * * * • · 15 • • • · • · • • • · • • • « • ·· • · · ··· • M ···· «M·In general, it is known to increase the density by carrying out the molding treatment. With a porous material, however, simply increasing the density merely results in the pores being closed and no metallic bond being formed on the pore walls. As a result, cracks occur in the surface of the material during molding, or the voids remain as defects within the product, thereby not increasing the strength and elongation. To obtain a high degree of strength and elongation, therefore, it is necessary not only to close the pores, but also to form a metallic bond 2U. In order to obtain this metallic bond, molding is generally performed by two-divided sub-steps, one of which is a sub-step for carrying out the densification of the relevant material and the other step is a deforming sub-step for obtaining a metallic compound by deforming the compacted material. · · · · · · · · · · · · · · · · · · · · · · · · · · · · · · · · · · · · · · · · · · · · · ·

Erfindungsgemäß wird für den Erhalt einer metallischen Bindung eine Technik zum Durchführen des Anstauchschmiedens angewandt, die das Auferlegen eines Drucks von oben und unten auf das gesinterte poröse Material, das wie oben erhalten wurde, zum Komprimieren in der Richtung der Höhe zum Schließen der Poren und ebenfalls zum Deformieren des komprimierten Materials in Richtung zum Raum, der an der lateralen Seite des Materials vorgesehen ist, zum Verursachen eines plastischen Flusses des Materials in der Richtung, die die Richtung kreuzt, in der der Druck auferlegt wird, umfaßt, wodurch erzwungenermaßen die Materialbindung der ursprünglichen Porenbereiche gebildet wird (d.h. des Bereiches, bei dem die Pore geschlossen ist, obwohl keine metallische Bindung erfolgt), während die metallische Bindung in diesen Porenbereichen gebildet wird. Demzufolge umfaßt der Formgebungsschritt dieser Erfindung einen einzelnen Vorgang, bei dem die Arbeiten der zwei Unterschritte, die konventionell durchgeführt werden, vermischt werden. Im Zusammenhang mit dem Anstauchformgeben wird das Anstauchverhältnis als Verhältnis des Unterschiedes der Druckrichtung zwischen den Dimensionen vor und nach dem Formgeben des Materials in bezug auf die Dimension vor dem Formgeben des Materials bestimmt. Hier ist zu bemerken, daß die Wichtigkeit des Formgebungsschrittes dieser Erfindung darin besteht, den lateralen plastischen Fluß des Materials unter Druck zu verursachen. Wenn die oben beschriebene Anstauchdeformation die Hauptarbeit des Vorgangs des Formgebungsschrittes ist, ist dies akzeptabel und keine Behinderung existiert, selbst wenn der Vorgang des Formgebungsschrittes ebenfalls lokal oder partiell als Vorwärts- oder Rückwärtsextrusion auf dem Material abläuft. Denn der Formgebungsvorgang gemäß dieser Erfindung kann eine Technik enthalten, bei dem das Material lokal extrudiert wird. Darüber hinaus kann der Arbeitsvorgang, bei dem die Fläche des Materials mit Hilfe einer Düse reduziert wird, wie das Formgeben mit Vorwärts- und Rückwärtsextrusion und dgl. ebenfalls in dem Vorgang des Formgebungsschrittes enthalten sein, weil das Unterdrucksetzen bei diesem Vorgang in radialer Richtung arbeitet und die Richtung, in der das Material deformiert wird, entlang der Extrusionrichtung oder eine Richtung ist, die die Preß-richtungen bei rechten Winkeln schneidet. Daher ist die obige Arbeitstechnik ebenfalls im Umfang dieser Erfindung enthalten. Durch Durchführen des obigen Formgebungsvorgangs zum Komprimieren und plastischen Materialfluß, wie oben beschrieben, ist es ebenfalls möglich, zusätzlich zu der oben beschriebenen Wirkung eine Wirkung zu erhalten, die die Kristallkörner, die während des Sinterns gewachsen sind, fein macht, ebenso wie dasAccording to the invention, in order to obtain a metallic bond, a technique of performing upset forging is employed, which involves applying pressure from above and below to the sintered porous material obtained as above to compress in the direction of height to close the pores and also for deforming the compressed material towards the space provided on the lateral side of the material, for causing a plastic flow of the material in the direction crossing the direction in which the pressure is imposed, thereby forcibly binding the material original pore areas is formed (ie the area where the pore is closed, although no metallic bond takes place), while the metallic bond is formed in these pore areas. Accordingly, the molding step of this invention involves a single operation in which the operations of the two sub-steps, which are conventionally performed, are mixed. In connection with the chamfer molding, the chamfering ratio is determined as the ratio of the difference in printing direction between the dimensions before and after the molding of the material with respect to the dimension before molding the material. Here it should be noted that the importance of the shaping step of this invention is to cause the lateral plastic flow of the material under pressure. If the anvil deformation described above is the main work of the forming step operation, it is acceptable and no hindrance exists even if the process of the forming step also occurs locally or partially as forward or backward extrusion on the material. For the forming operation according to this invention may include a technique in which the material is extruded locally. Moreover, the operation in which the area of the material is reduced by means of a nozzle, such as molding with forward and backward extrusion and the like, may also be included in the process of the molding step, because the pressurization in this process works in the radial direction and the direction in which the material is deformed is along the extrusion direction or a direction that intersects the pressing directions at right angles. Therefore, the above working technique is also included within the scope of this invention. By carrying out the above molding operation for compressing and plastic material flow as described above, it is also possible to obtain, in addition to the effect described above, an effect which finishes the crystal grains grown during sintering, as well as the

Präzipitat zu brechen, wodurch die Stärke und Dehnung mehr vergrößert werden.Precipitate to break, whereby the strength and elongation are more increased.

Beim Kaltschmieden ist es notwendig, so zu schmieden, daß das Anstauchverhältnis 3 bis 40 % ist. Wenn das Anstauchverhältnis weniger als 3 % ist, tritt eine Deformation nur lokal auf, wenn der Durchmesser nach dem Schmieden gleich oder größer im Vergleich zu dem vor dem Schmieden ist, mit dem Ergebnis, daß die Menge der restlichen Poren erhöht wird, wodurch die Stärke und die Dehnung nicht vergrößert werden. Wenn das Schmieden mit einer Düse, deren Durchmesser klein ist, erfolgt, wie ein Vorwärtsextrusionsschmieden, ist ein Anstauchverhältnis von 3 % oder mehr aus dem oben genannten Grund erforderlich. Wenn das Anstauchverhältnis 10 % oder mehr ist, kann das Dichteverhältnis der geschmiedeten Masse leicht auf 98 % oder mehr eingestellt werden. Daher' ist dieses Einstellen bevorzugt. Wenn auf der anderen Seite das Anstauchverhältnis 40 % übersteigt, kann eine Rißbildung an der geschmiedeten Masse auftreten. Beim Durchführen des Kaltschmiedevorgangs erhöhen sich, wenn das Anstauchschmieden so durchgeführt wird, daß die terminalen Endbereiche des Materials, das sich lateral während des Schmiedens ausgedehnt hat, in vollem Kontakt mit der Innenwand der Düse bei der Beendigung des Schmiedevorgangs gelangen, die Präzision der Dimension und die Form der Produkte und Mängel verbleiben nur schwierig an der äußersten Oberfläche. Daher ist eine solche Art des Anstauchschmiedens bevorzugt.When cold forging, it is necessary to forge so that the upset ratio is 3 to 40%. If the staking ratio is less than 3%, deformation will only occur locally if the diameter after forging is equal to or greater than that before forging, with the result that the amount of residual pores is increased, thereby increasing the strength and the elongation can not be increased. If the forging is done with a nozzle whose diameter is small, such as forward extrusion forging, an upsetting ratio of 3% or more is required for the reason mentioned above. When the staking ratio is 10% or more, the forged mass density ratio can be easily set to 98% or more. Therefore, this setting is preferred. On the other hand, if the upset ratio exceeds 40%, cracking of the forged mass may occur. When performing the cold forging operation, when the upset forging is performed so that the terminal end portions of the material that has laterally expanded during forging come into full contact with the inner wall of the die at the completion of the forging, the precision of the dimension and the shape of the products and defects are difficult to remain on the outermost surface. Therefore, such a type of Anstauchschmiedens is preferred.

Beim Heißschmieden ist, wenn das Erwärmen des Materials (gesinterte Masse) innerhalb eines Bereiches von 100 bis 450°C, bevorzugt 200 bis 400°C, erfolgt, das Schmieden bei einem Anstauchverhältnis innerhalb eines Bereichs von 3 bis zu 70 % erlaubt. Wenn die Heiztemperatur für das Material (gesinterte Masse) unterhalb von 100°C liegt, wird nahezu keine nützliche Änderung im Vergleich zu dem Kaltschmieden erzielt. D.h. das Deformationsvermögen des Materials ist noch schlecht und es ist daher schwierig, das Anstauchverhältnis zu erhöhen. Wenn die Erwärmungstemperatur des Materials (gesinterte Masse) 200°C oder mehr ist, wird das Material weich und das Deformationsvermögen erhöht sich. Demzufolge ist es möglich, den Schmiededruck zum Durchführen des Heißschmiedens bei einem gewünschten Wert für das Anstauchverhältnis zu vermindern. Daher ist ein solcher Temperaturbereich bevorzugt. Wenn auf der anderen Seite die Erwärmungstemperatur 450°C übersteigt, tritt die Adhäsion zwischen der Düse und dem Material (Sintermasse) beachtlich auf. Daher muß die obere Grenze auf 450°C maximal und bevorzugt 400°C eingestellt werden. Selbst in dem oben beschriebenen geeigneten Temperaturbereich können Schmiederisse auftreten, wenn das Anstauchverhältnis 70 % übersteigt. Ebenso haben beim Heißschmieden Mängel die Schwierigkeit, auf der obersten Oberfläche zu verbleiben, wenn das Anstauchschmieden so durchgeführt wird, daß die terminalen Endbereiche des Materials, das sich während des Schmiedens lateral ausdehnte, mit der Innenwand der Düse beim Beendigen des Schmiedevorgangs in Kontakt gelangen. Daher ist eine solche Art des Anstauchmiedens bevorzugt.In hot forging, when the heating of the material (sintered mass) is within a range of 100 to 450 ° C, preferably 200 to 400 ° C, forging is allowed at an upsetting ratio within a range of 3 to 70%. When the heating temperature for the material (sintered mass) is below 100 ° C, almost no useful change is achieved as compared with the cold forging. That the deformability of the material is still poor and it is therefore difficult to increase the upsetting ratio. When the heating temperature of the material (sintered mass) is 200 ° C or more, the material softens and the deformability increases. As a result, it is possible to reduce the forging pressure for performing the hot forging at a desired value for the upset ratio. Therefore, such a temperature range is preferable. On the other hand, if the heating temperature exceeds 450 ° C, the adhesion between the nozzle and the material (sintered mass) remarkably occurs. Therefore, the upper limit must be set to 450 ° C maximum, and preferably 400 ° C. Even in the above-described suitable temperature range, clogging can occur when the creep rate exceeds 70%. Also, in hot forging, defects have difficulty remaining on the uppermost surface when the upset forging is made so that the terminal end portions of the material which laterally expanded during forging contact the inner wall of the nozzle at the completion of the forging operation. Therefore, such a type of upset forging is preferred.

Die abriebsresistente gesinterte und geschmiedete Aluminiumlegierung mit hoher Stärke, die durch das oben beschriebene Verfahren erhalten ist, hat, wie aufgrund der folgenden Beispiele ersichtlich ist, ein Dichteverhältnis von 98 % oder mehr und' ist dahingehend verbessert, daß sie eine Zugfestigkeit von 500 MPa oder mehr und eine Dehnung von 2 % oder mehr hat. Daher entfaltet sie hohe mechanische Eigenschaften, die von dem konventionellen Material nicht erwartet werden können, ebenso wie ausgezeichnete Abriebsresistenz.The abrasion-resistant high-strength sintered and forged aluminum alloy obtained by the above-described method has a density ratio of 98% or more as apparent from the following examples, and is improved to have a tensile strength of 500 MPa or more more and has an elongation of 2% or more. Therefore, it exhibits high mechanical properties that can not be expected from the conventional material, as well as excellent abrasion resistance.

Beispiele (Beispiel 1) Für jedes Beispiel wurden der Ausgangsmaterialpulver-Mischschritt, der Kompaktierschritt, Sinterschritt, Schmiedeschritt und Wärmebehandlungsschritt aufeinanderfolgend durchgeführt, zur Herstellung und Auswertung von fünf Arten von Proben aus gesinterter Aluminiumlegierung mit einer Gesamtzusammensetzung gemäß Tabelle 2. Spezifisch wurden bei dem Ausgangsmaterialpulver-Mischschritt ein Aluminiumpulver mit einer Teilchengröße von 100 mesh "Minus-Sieb", Zinkpulver, Magnesiumpulver, Kupferpulver, Zinnpulver, Wismutpulver, Indiumpulver, bleifreies Lötpulver mit 8 Massen! Zinn, 3 Massen! Bi und Rest Sn, die jeweils eine Teilchengröße von 250 mesh Minus-Sieb aufwiesen; Siliciumcarbidpulver, Chromboridpulver und Borcarbidpulver, die jeweils eine Teilchengröße von 125 mesh Minus-Sieb aufwiesen, hergestellt, zur Erzeugung eines Ausgangsmaterialpulvers durch Vermischen und Mischen dieser Pulver entsprechend dem mit dem Mischungsverhältnis gemäß Tabelle 1.Examples (Example 1) For each example, the raw material powder mixing step, the compacting step, sintering step, forging step and heat treatment step were sequentially carried out to prepare and evaluate five kinds of sintered aluminum alloy samples having a total composition shown in Table 2. Specifically, starting material powder was used. Mixing Step Aluminum powder having a particle size of 100 mesh " minus screen ", zinc powder, magnesium powder, copper powder, tin powder, bismuth powder, indium powder, lead-free solder powder with 8 masses! Tin, 3 masses! Bi and residue Sn, each having a particle size of 250 mesh minus sieve; Silicon carbide powder, chromium boride powder and boron carbide powder, each having a particle size of 125 mesh minus sieve, prepared to produce a raw material powder by mixing and mixing these powders according to the mixing ratio shown in Table 1.

Beim Kompaktierschritt wurde nach Einstellen des Kompaktierdruckes auf 300 MPa das Ausgangsmaterialpulver zu Kompakten mit Säulenform mit Dimensionen von φ40 mm x 28 mm zum Messen der mechanischen Eigenschaft gebildet. Beim Sinterschritt wurde der Kompakt in einer Stickstoffgas-atmosphäre durch Erhöhen der Heiztemperatur innerhalb eines Bereiches von 400°C bis zur Sintertemperatur von 600°C bei einer Temperaturerhöhungsrate • « ·* ··· ·In the compacting step, after adjusting the compacting pressure to 300 MPa, the raw material powder was formed into columnar compacts having dimensions of φ40 mm × 28 mm for measuring the mechanical property. In the sintering step, the compact was heated in a nitrogen gas atmosphere by raising the heating temperature within a range of 400 ° C to the sintering temperature of 600 ° C at a temperature elevation rate.

• IM ··«· MM von 10°C/min erwärmt und durch Halten bei der Sintertemperatur 20 Minuten gesintert. Danach wurden der Kompakt von der Sintertemperatur auf 450°C bei einer Kühlrate von -20°C/min gekühlt. Beim Schmiedeschritt wurde der somit erhaltene gesinterte Kompakt bei 400°C erwärmt und in eine Düse mit der gleichen Temperatur gegeben, zur Durchführung des Heißschmiedens bei einem Anstauchverhältnis von 40 %. Bei dem Wärmebehandlungsschritt wurde der geschmiedete Kompakt bei 470°C zur Durchführung der Lösungsbehandlung erwärmt und wurde dann bei 130°C 24 Stunden gehalten, zur Durchführung der Alterungs-Ausfällbehandlung.Heated at 10 ° C / min and sintered by holding at the sintering temperature for 20 minutes. Thereafter, the compact was cooled from the sintering temperature to 450 ° C at a cooling rate of -20 ° C / min. In the forging step, the sintered compact thus obtained was heated at 400 ° C and placed in a nozzle at the same temperature to perform hot forging at a staggering ratio of 40%. In the heat treatment step, the forged compact was heated at 470 ° C to conduct the solution treatment and was then held at 130 ° C for 24 hours to carry out the aging precipitation treatment.

Als konventionelles Material wurden Aluminiumpulver und Aluminium-Silicium-Legierungspulver mit 20 Massen! Si und Rest Al die jeweils eine Teilchengröße von 100 mesh Minus-Sieb aufwiesen, Nickelpulver, Kupfer-Nickel-Legierungspulver mit 4 Massen! Ni und Rest Cu und Aluminium-Magnesium-Legierungspulver mit 50 Massen! Mg und Rest Aluminium, die jeweils eine Teilchengröße von 250 mesh Minus-Sieb aufwiesen, hergestellt, zur Erzeugung eines Ausgangsmaterialpulvers durch Mischen und Vermischen dieser Pulver entsprechend dem Mischverhältnis gemäß Tabelle 1. Beim Kompaktierschritt wurde der Kompaktierdruck auf 200 MPa eingestellt und beim Sinterschritt wurde der Kompakt in einer Stickstoffgasatmosphäre durch Erhöhen der Heiztemperatur innerhalb eines Bereiches von 400°C bis zur Sintertemperatur von 550°C bei einer Temperaturerhöhungsrate von 10®C/min erwärmt, und die Sintertemperatur wurde 20 Minuten vor dem Kühlen von der Sintertemperatur auf 450°C bei einer Kühlrate von -20°C/min gehalten. Bei dem Schmiedeschritt waren die Heiztemperaturen des gesinterten Kompaktes und der Düse 450°C und das Anstauchverhältnis war 40 %. Bei dem Wärmebehandlungsschritt war die Temperatur für die Lösungsbehandlung 470°C und das Alterungsausfällen wurde bei 130°C 24 Stunden durchgeführt, zur Erzeugung einer Legierung, die in dem Dokument von JPA-H07-224341 beschrieben ist.As a conventional material, aluminum powder and aluminum-silicon alloy powder having 20 masses! Si and balance Al each having a particle size of 100 mesh minus sieve, nickel powder, copper-nickel alloy powder with 4 masses! Ni and balance Cu and aluminum-magnesium alloy powder with 50 masses! Mg and the balance of aluminum, each having a particle size of 250 mesh minus sieve, prepared to produce a raw material powder by mixing and mixing these powders according to the mixing ratio shown in Table 1. In the compacting step, the compacting pressure was set to 200 MPa and in the sintering step Compactly heated in a nitrogen gas atmosphere by raising the heating temperature within a range of 400 ° C to the sintering temperature of 550 ° C at a temperature elevation rate of 10 ° C / min, and the sintering temperature became 450 ° C 20 minutes before cooling from the sintering temperature maintained a cooling rate of -20 ° C / min. In the forging step, the heating temperatures of the sintered compact and the die were 450 ° C and the staking ratio was 40%. In the heat treatment step, the temperature for the solution treatment was 470 ° C and the aging precipitation was carried out at 130 ° C for 24 hours to produce an alloy described in the document of JPA-H07-224341.

Bei der Herstellung einer jeden Probe wurde das Dichteverhältnis für jeden Grünkompakt nach dem Kompaktierschritt, dem gesinterten Kompakt nach dem Sinterschritt und dem geschmiedeten Kompakt nach dem Schmiedeschritt gemessen. Die Ergebnisse sind in Tabelle 3 gezeigt. Für die Auswertung der erhaltenen Proben A01 bis A34 wurden fünf Säulenstücke mit φ40 mm x 28 mm zu einem Zugteststück verarbeitet und der Zugtest wurde mit diesen zum Messen der Zugfestigkeit und Dehnung durchgeführt. Das Ergebnis ist als Durchschnittswert in Tabelle 3 gezeigt. Die anderen beiden säulenförmigen Stücke wurden jeweils zur einem Abriebsteststück mit einer Säulenform von ·· · i : η • · ♦In the preparation of each sample, the density ratio was measured for each green compact after the compacting step, the sintered compact after the sintering step, and the forged compact after the forging step. The results are shown in Table 3. For the evaluation of the obtained samples A01 to A34, five column pieces of φ40 mm x 28 mm were processed into a tensile test piece, and the tensile test was conducted therewith to measure the tensile strength and elongation. The result is shown as an average in Table 3. The other two columnar pieces each became an abrasion test piece having a columnar shape of ··· i: η · · ♦

φ7,98 nun χ 20 mm geschnitten, ein Gleittest wurde mit diesen auf einer Stift-auf-Scheibe-Abriebsresistenztestmaschine bei einer Gleitgeschwindigkeit von 5 m/s 30 min durchgeführt, wobei ein Gegenteil aus S45C wärmebehandeltem Material unter konstanter Beladung und Zufuhr eines Maschinenöls verwendet wurden. Wenn eine drastische Änderung des dynamischen Friktionskoeffizienten während des Gleittests nicht beobachtet wurde, wurde das Teststück durch ein anderes ersetzt und die Beladung wurde jedes Mal um 5 MPa erhöht. Die Beladung, bei der eine drastische Erhöhung des dynamischen Friktionskoeffizienten beobachtet wurde, wurde als Belegungsdruck (kritischer Tragedruck) bestimmt. Die Ergebnisse sind in Tabelle 3 zusammengefaßt. o ·· · • ·· ·· • · # · · t • Φ ft • · · ·· ft ··· ·««· ···· Ο * ·23Μ ♦ 9Γ · • · · • · · I« ··· ··# ρ φ > Η 3 Γ—1 rH f—t rH rH iH rH rH t—1 rH tH rH I—I rH rH rH rH «—1 rH rH CN k kl kl •k •k •k k. •k k k. k. k. k. k. k. k k. k. 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If a drastic change in the dynamic friction coefficient during the slip test was not observed, the test piece was replaced with another and the load was increased by 5 MPa each time. The load at which a drastic increase in the dynamic friction coefficient was observed was determined as the covering pressure (critical bearing pressure). The results are summarized in Table 3. o ·················································································································. ··· ·· # ρ φ > Η 3 Γ-1 rH f-t rH rH iH rH rH t-1 rH tH rH I-rH rH rH rH «-1 rH rH CN k kl kl • k • k • k k. • k k k. k. k. k. k. k. k k. k. 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Tabelle 2 (Fortsetzung) rH rH rH rH rH rH rH rH o 01 05 rH n 1> rH rH rH 09 103 CJ O o O O o O O O o O O o o o O O o ° o CD μ CD T3 c < -P c c c c C- c C c c ö c c c c c c C -H < cn cn cn n cn cn cn cn cn cn cn cn CO cn cn H cn m Cn 2 dP dP O o o o o O o o o o o o o o o O O O in k k k «t k k k k k k k k k k k k k k 01 in m in in in m in in in in in in in in in in m in o co l w c iO CD s Λ o tr> rH dP c •H 3 CD r- N Eh rH +> k dl 0) o cn P +s u cj cj u cj υ CJ CJ υ u cj CJ CJ CJ CJ U u CJ 1 c Sh P vT •ςτ d 01 <0 ta < PQ ft m m ro ω « ft ω n m m m m m ft ft cq o fO dP CO 3 N 1 +j e cn <d (O k (D dP o 3 in m in O o LH m m in in in in in in n in in in in o rH CN m Γ'* rH rH rH rH rH rH rH rH rH rH rH rH rH rH rH < in in in in in in in in in in in m m m in m in n ·* tat ·>. k k k k k k. k k k k k k k k (N (N <N CN CN CN CN CN (N CN CN CN CN CN CN CN CN CN Ö in in in in in in m in in in in n in η in m in rH *. k k < k •k k k k k k k k k in in in in in in in in in in LH m in in in in in in P μ μ μ μ μ μ μ μ μ μ μ μ μ μ μ μ μ H CO 01 (0 co CO CO CO (0 CO CO (0 CO (0 tfl CO CO CO CO < CD CD CD 0) CD CD CD 01 CD fl) fl) 0) fl) fl) fl) fl) 0) 0) ft PS ft ft ft ft ft ft ft ft ft ft ft ft ft ft ft « CD Λ • σ» ID o '—1 CN •D co n ID Γ- ID 00 o\ ID o rH CN CO 0 Sh rH O IN (N (N O CN CN CN CN CN O <N CN O co co CO CO U S < < < < < < < c < < < < < < < < < < ft • ·Table 2 (continued) rH rH rH rH rH rH rH rH o 01 05 rH n 1 > rH rH rH 09 103 CJ O o O O o O o o O o o o O O o o CD μ CD T3 c < -P c c c C c c C c c c c c c C -H < cn cn cn cn cn cn cn cn cn cn CO cn cn H cn m Cn 2 dP dP o oooo O ooooooooo OOO in kkk «tkkkkkkkkkkkkkk 01 in m in in m in in in in in in in m in o co lwc OK CD s Λ o tr > rH dP c • H 3 CD r- N Eh rH + > k dl 0) o cn P + s u cj cj u cj υ CJ CJ υ u cj CJ CJ CJ CJ U u CJ 1 c Sh P vT • ς τ d 01 <0 ta < PQ ft mm ro ω "ft ω nmmmm ft ft cq o fO dP CO 3 N 1 + per cn <d (O k (D dP o 3 in m in O o LH mm in in in in n in in in in oRH CN m Γ '* rH rH rH rH rH rH rH rH rH rH rH rH rH <in in in in in in in in in in mm in m in n · * tat · & kkkkk k kkkkkkkk (N (N <N CN CN CN CN CN (CN CN CN CN CN CN CN CN CN Ö in in in in in m in in n in η in m in rH * .kk <k • kkkkkkkkk in in in in in in in in in in μ in μ μ μ μ μ μ μ μ μ μ μ μ μ μ μ μ CO 01 (0 co CO CO CO (0 CO CO (0 CO (0 COF CO CO CO <CD CD CD 0) CD CD CD 01 CD fl) fl) 0) fl) fl) fl) fl) 0) 0) ft PS ft ft ft ft ft ft ft ft ft ft ft «CD Λ • σ» ID o '-1 CN • D co ID n ID 00 o \ ID o rH CN CO 0 Sh rH O IN (N (NO CN CN CN CN CN <N CN O co co CO CO US < &Lt; &Lt; &Lt; &Lt; &Lt; &Lt; c < &Lt; &Lt; &Lt; &Lt; &Lt; &Lt; &Lt; &Lt; &Lt; ft • ·

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Tabelle 3 (Fortsetzung) sich Bemerkungen P P Q) P Λ 0 (1) rH p υ tn P <D > σ c 3 c Λ Q) Q — Belegungsdruck, MPa 35 40 40 30 1 40 45 50 30 40 40 40 40 30 40 40 40 40 50 σ> Auswertun Dehnung % 00 CO in ro CN vo T-H co o in co CN CO 00 CO iD CN o CO CN CO in CO o CO CO fH in co CO CO 00 CO CO co in CN Zugfestigkeit, MPa 508 520 503 498 472 520 525 525 470 515 520 520 500 470 520 523 512 521 1 360 P <D P ‘ Q) -P Ό X φ IC e i' Λ 0 99,4 99,3 99,5 99,4 99,4 99,3 99,4 99,3 99,3 99,3 99,3 99,3 99,3 99,3 99,3 99,3 99,3 99,3 99,8 <te in U X, (fl tt) o c -P H P 0) P P r! p <u ρ λ; ÜJ IC P ft c e P o 94,9 96,5 96,2 95,8 92,1 96,5 96,3 97,2 90,4 96,0 96,5 96,5 m < VO OS 94,4 96,5 96,5 96,5 96,5 o co P n u ‘H (fl « Φ CJ o -P 3rün- oiupal 92,5 92,5 92,5 92,6 92,7 92,5 91,8 93,2 92,5 92,5 92,5 92,5 92,5 92,5 92,5 92,5 92,5 92,5 85,0 X Probe Nr. Al 9 90V 1 A2 0 A21 A2 2 90V A23 A2 4 A2 5 A2 6 A2 7 A06 j A28 σ> CN < A06 o co < A3 1 A3 2 A3 3Table 3 (continued) Comments P P Q) P Λ 0 (1) rH p υ tn P < D > σ c 3 c Λ Q) Q - coating pressure, MPa 35 40 40 30 1 40 45 50 30 40 40 40 40 30 40 40 40 40 50 σ > Evaluate elongation% 00 CO in ro CN of TH coo in co CN CO 00 CO iD CN o CO CN CO in CO o CO CO fH in CO CO CO CO CO in CN Tensile strength, MPa 508 520 503 498 472 520 525 525 470 515 520 520 500 470 520 523 512 521 1 360 P <DP 'Q) -P Ό X φ IC ei Λ 0 99.4 99.3 99.5 99.4 99.4 99.3 99, 4 99.3 99.3 99.3 99.3 99.3 99.3 99.3 99.3 99.3 99.3 99.3 99.8 < in UX, (fltt) oc -PHP 0) PP r! p < u ρ λ; ______________________________________ P 94.9 96.5 96.2 95.8 92.1 96.5 96.3 97.2 90.4 96.0 96.5 96.5 m < VO OS 94.4 96.5 96.5 96.5 96.5 o co P nu 'H (fl CJ o -P 3rün- oiupal 92.5 92.5 92.5 92.6 92.7 92 , 5 91.8 93.2 92.5 92.5 92.5 92.5 92.5 92.5 92.5 92.5 92.5 92.5 85.0 X Sample No. Al 9 90V 1 A2 0 A21 A2 2 90V A23 A2 4 A2 5 A2 6 A2 7 A06 j A28 σ> CN <A06 o co <A3 1 A3 2 A3 3

Beim Vergleich der Proben der Nummern A01-A08 wird die Wirkung der harten Teilchen mit der Zugabemenge untersucht. Aufgrund der Ergebnisse ist zu verstehen, daß die Probe Nr. A01, die keine harten Teilchen enthält, eine hohe Zugfestigkeit und Dehnung entfaltet, daß aber der Belegungsdruck klein ist, was bedeutet, daß das Material eine niedrige Abriebsresistenz aufweist. Selbst bei einem solchen Material kann die Abriebsresistenz durch die harten Teile bei einer Menge von 0,1 Massen! oder mehr verbessert werden, so daß der Belegungsdruck sich auf 30 MPa oder mehr erhöht, während der Abfall der Zugfestigkeit auf ein kleines Ausmaß unterdrückt werden kann. Insbesondere führt die Zugabe von 1,0 Massen! oder mehr zu einer hohen Abriebsresistenz. Auf der anderen Seite neigt die Dehnung zur geringen Verminderung, wenn die Menge der harten Teilchen sich erhöht, aber es ist noch möglich, eine ausreichende Dehnung zu entfalten, und zwar mit einer Menge von 10 Massen! oder mehr der harten Teilchen. Wenn die Menge der harten Teilchen 10 Massen! übersteigt, wird die Verminderung der Dehnung beachtlich und die Abriebsmenge des Gegenteils erhöht sich gleichzeitig. Aufgrund dessen wird bestätigt, daß dann, wenn die Menge der harten Teilchen im Bereich von 0,1 bis 10 Massen! liegt, eine hohe Zugfestigkeit und hohe Dehnung entfaltet werden, während die Abriebsresistenz verbessert wird, was zum Erhalt einer abriebsresistenten, gesinterten Aluminiumlegierung mit höherer Zugfestigkeit als bei der abriebsresistenten gesinterten Aluminiumlegierung der Probe A33 führt, die eine konventionelle Aluminium-Silicium-Legierung ist. Es wird ebenfalls gefunden, daß die Wirkung zur Verbesserung der Abriebsresistenz besonders groß ist, wenn die Menge der harten Teilchen im Bereich von 1,0 bis 10 Massen! liegt.Comparing the samples of the numbers A01-A08, the effect of the hard particles with the addition amount is examined. From the results, it is understood that the sample No. A01 containing no hard particles exhibits high tensile strength and elongation, but that the coating pressure is small, which means that the material has a low abrasion resistance. Even with such a material, the abrasion resistance by the hard parts at a rate of 0.1 mass! or more, so that the coating pressure increases to 30 MPa or more, while the drop of the tensile strength can be suppressed to a small extent. In particular, the addition of 1.0 masses! or more to a high abrasion resistance. On the other hand, when the amount of the hard particles increases, the elongation tends to be little reduced, but it is still possible to develop a sufficient elongation in an amount of 10 masses! or more of the hard particles. If the amount of hard particles 10 masses! exceeds, the reduction in elongation becomes remarkable and the abrasion amount of the opposite increases at the same time. Because of this, it is confirmed that when the amount of the hard particles is in the range of 0.1 to 10 masses! high tensile strength and high elongation are exhibited while the abrasion resistance is improved, resulting in obtaining an abrasion-resistant sintered aluminum alloy having higher tensile strength than the abrasion-resistant sintered aluminum alloy of Sample A33, which is a conventional aluminum-silicon alloy. It is also found that the effect to improve the abrasion resistance is particularly large when the amount of hard particles in the range of 1.0 to 10 masses! lies.

Beim Vergleich der Probe A06 mit den Proben A09-A12 wird die Wirkung von Zink mit der Zugabemenge untersucht. Aufgrund der Ergebnisse ist zu verstehen, daß die Menge der intermetallischen Verbindung, die in der Aluminiumlegierungsmatrix niedergeschlagen ist, in der Probe A09 mit 2.0 Massen! Zink so gering ist, daß die Zugfestigkeit klein ist obwohl die Dehnung groß ist. Darüber hinaus ist ihr Belegungsdruck niedrig obwohl die harten Teilchen mit 5,0 Massen! zugegeben sind. Mit einem Zinkgehalt von 3.0 Massen! werden, obwohl die Dehnung durch die Erhöhung der Menge der intermetallischen Zinkverbindung, die in der Aluminiumlegierungsmatrix ausgefällt ist, vermindert wird, die Zugfähigkeit und der Belegungsdruck durch die Wirkung dieser erhöhten Menge der intermetallischen Verbindung und die Wirkung der erhöhten Dichte der Sintermasse erhöht, die durch die erhöhte Menge der Zn-Flüssigphase und/oder eutektischen Phase von Zn und • ·Comparing sample A06 with samples A09-A12, the effect of zinc on the amount added is examined. From the results, it can be understood that the amount of intermetallic compound deposited in the aluminum alloy matrix in the 2.0 mass sample A09! Zinc is so low that the tensile strength is small although the elongation is large. In addition, their coverage pressure is low though the hard particles with 5.0 masses! are added. With a zinc content of 3.0 masses! For example, although the elongation is reduced by increasing the amount of the intermetallic zinc compound precipitated in the aluminum alloy matrix, the tensile strength and the covering pressure are increased by the effect of this increased amount of the intermetallic compound and the effect of the increased density of the sintered mass produced by the increased amount of Zn liquid phase and / or eutectic phase of Zn and

3(J • • • • · • • • • • • • · • ·· ·· • · · · · · • · · • · · • · · ··· ···· ···« einem anderen Element verursacht wird. Wenn die Menge der ausgefällten intermetallischen Zinkverbindung übermäßig ist, wird die Stärke ziemlich erniedrigt, so daß die Zugfestigkeit und der Belegungsdruck bei den Peaks an der Probe A06 mit 5,5 Massen% Zn zu sein scheinen und dann bei der Probe All sich vermindern, die 10 Massen! Zn enthält. Darüber hinaus wurde bei der Probe A12, bei der der Zn-Gehalt 10 Massen! übersteigt, festgestellt, daß der Sinterkompakt geschmolzen wurde, wobei eine übermäßige Menge an zinkhaltiger flüssiger Phase während des Sinterns erzeugt wurde, was zum Streichen des anschließenden Schmiedeschrittes, der Wärmebehandlung und der Tests führt. Aufgrund dessen kann bestätigt werden, daß der Zinkgehalt von 3,0 bis 10 Massen! für die Verbesserung der Zugfestigkeit und des Belegungsdruckes effektiv ist.3 (J) •••••••••••••••••••••••••••••••••••••••••••••••••••••••••••••••••••••••••••••••••••••••••••••••••••••••••••••••••••••••••••••••••••••••••••••••••••••••••••••••••••••••••••••••••••••••••••••••••••••••••••• When the amount of the precipitated zinc intermetallic compound is excessive, the strength is rather lowered, so that the tensile strength and the coating pressure at the peaks on the sample A06 appear to be 5.5 mass% Zn and then the sample All In addition, in the sample A12 in which the Zn content exceeds 10 mass%, it was found that the sinter compact was melted to produce an excessive amount of the zinciferous liquid phase during sintering, As a result, it can be confirmed that the zinc content of 3.0 to 10 mass% is effective for the improvement of the tensile strength and the coating pressure ,

Beim Vergleich der Probe A06 mit den Proben Al3 bis Al 7 wird die Wirkung von Magnesium bei der Zugabemenge untersucht. Aufgrund der Ergebnisse ist zu verstehen, daß die Menge der intermetallischen Verbindung, die in der Aluminiumlegierungsmatrix in der Probe Al3 mit 0,1 Massen! Mg ausgefällt ist, so gering ist, daß die Zugfestigkeit klein ist, obwohl die Dehnung groß ist. Darüber hinaus ist der Belegungsdruck niedrig obwohl harte Teilchen mit 5,0 Massen! zugegeben sind. Bei einem Magnesiumgehalt von 0,5 Massen! oder mehr werden, obwohl die Dehnung durch die Erhöhung der Menge der intermetallischen Verbindung vermindert wird, die in der Aluminiumlegierungsmatrix ausgefällt ist, die Zugfestigkeit und der Belegungsdruck durch die Wirkung dieser erhöhten Menge der intermetallischen Verbindung und die Wirkung der erhöhten Dichte der Sintermasse erhöht, die durch die erhöhte Menge der Mg-Flüssigphase und/oder eutektischen Phase von Mg und einem anderen Element verursacht wird. Wenn die Menge der ausgefällten intermetallischen Verbindung übermäßig ist, wird die Stärke ziemlich beeinträchtigt, so daß die Zugfestigkeit und der Belegungsdruck bei den Peaks an der Probe A06 mit 2,5 Massen! Mg zu sein scheinen und dann sich zur Probe Al6 mit 5 Massen! Mg vermindern. Darüber hinaus wurde bei der Probe A17, bei der der Mg-Gehalt 5,0 Massen! übersteigt, festgestellt, daß der Sinterkompakt mit der übermäßigen Menge der zinkhaltigen flüssigen Phase, die während des Sinterns erzeugt wurde, deformiert wurde, was zum Streichen des anschließenden Schmiedeschrittes, der Wärmebehandlung und der Versuche führt. Aufgrund dessen kann bestätigt werden, daß der Magnesiumgehalt von 0,5 bis 5,0 Massen! bei der Verbesserung der Zugfestigkeit und des Belegungsdruckes wirksam ist.Comparing sample A06 with samples Al3 through Al7, the effect of magnesium on the amount added is examined. From the results it can be understood that the amount of intermetallic compound present in the aluminum alloy matrix in the Al3 sample of 0.1 mass! Mg is precipitated, so small that the tensile strength is small, although the elongation is large. In addition, the coverage pressure is low though hard particles with 5.0 masses! are added. At a magnesium content of 0.5 mass! or more, although the elongation is decreased by increasing the amount of the intermetallic compound precipitated in the aluminum alloy matrix, the tensile strength and the covering pressure are increased by the effect of this increased amount of the intermetallic compound and the effect of the increased density of the sintered mass is caused by the increased amount of Mg liquid phase and / or eutectic phase of Mg and another element. When the amount of the precipitated intermetallic compound is excessive, the strength is quite deteriorated, so that the tensile strength and the coating pressure at the peaks on the sample A06 of 2.5 masses! Mg and then to the sample Al6 with 5 masses! Reduce Mg. In addition, sample A17 was found to have 5.0 Mg! It has been found that the sintered compact is deformed with the excessive amount of the zinc-containing liquid phase generated during sintering, resulting in the deletion of the subsequent forging step, the heat treatment and the experiments. Because of this, it can be confirmed that the magnesium content of 0.5 to 5.0 mass! is effective in improving the tensile strength and the covering pressure.

Beim Vergleich der Probe A06 mit den Proben A18-A22 wird die Wirkung von Kupfer bei der Zugabemenge untersucht. Aufgrund der Ergebnisse ist zu verstehen, daß die Menge der intermetallischen Verbindung, die in der Aluminiumlegierungsmatrix in der Probe A18 mit 0,1 Massen! Cu ausgefallt ist, so gering ist, daß die Zugfähigkeit klein ist, obwohl die Dehnung groß ist. Darüber hinaus ist der Belegungsdruck niedrig obwohl die harten Teilchen mit 5,0 Massen! zugegeben sind; Bei einem Kupfergehalt von 0,5 Massen! oder mehr werden, obwohl die Dehnung durch die Erhöhung der Menge der intermetallischen Verbindung reduziert wird, die in der Aluminiumlegierungsmatrix ausgefällt ist, die Zugfestigkeit und der Belegungsdruck durch die Wirkung dieser erhöhten Menge der intermetallischen Verbindung und die Wirkung der erhöhten Dichte der Sintermasse erhöht, die durch die erhöhte Menge der Cu-Flüssigphase und/oder eutektischen Phase von Cu und anderen Elementen verursacht wird. Wenn die Menge der ausgefällten intermetallischen Verbindung übermäßig ist, wird die Stärke ziemlich beschädigt, so daß die Zugfestigkeit und der Belegungsdruck bei Peaks an der Probe A06 mit 1,5 Massen! Cu zu sein scheinen und dann bei der Probe A21 mit 5,0 Massen! Cu sich vermindern. Darüber hinaus wurde bei der Probe A22 festgestellt, bei der der Cu-Gehalt 5,0 Massen! übersteigt, daß der Sinterkompakt mit der übermäßigen Menge der zinkhaltigen Flüssigphase, die während des Sinterns erzeugt wurde, deformiert wurde, was zum Streichen des anschließenden Schmiedeschrittes, der Wärmebehandlung und der Versuche führte. Aufgrund dessen kann bestätigt werden, daß der Kupfergehalt von 0,5 bis 5,0 Massen! bei der Verbesserung der Zugfestigkeit und des Belegungsdruckes wirksam ist.Comparing sample A06 with samples A18-A22, the effect of copper on the addition amount is examined. From the results it can be understood that the amount of intermetallic compound present in the aluminum alloy matrix in sample A18 is 0.1 mass! Cu is precipitated, so small that the tensile is small, although the elongation is large. In addition, the coverage pressure is low though the hard particles with 5.0 masses! are added; At a copper content of 0.5 masses! or more, although the elongation is reduced by increasing the amount of the intermetallic compound precipitated in the aluminum alloy matrix, the tensile strength and the covering pressure are increased by the effect of this increased amount of the intermetallic compound and the effect of the increased density of the sintered mass caused by the increased amount of Cu liquid phase and / or eutectic phase of Cu and other elements. If the amount of precipitated intermetallic compound is excessive, the starch is rather damaged, so that the tensile strength and the coating pressure at peaks on the sample A06 with 1.5 masses! Cu appear and then at sample A21 with 5.0 masses! Cu diminish itself. In addition, it was found in the sample A22, in which the Cu content 5.0 mass! exceeds that the sinter compact was deformed with the excessive amount of the zinciferous liquid phase generated during sintering, which led to cancellation of the subsequent forging step, the heat treatment and the experiments. Because of this, it can be confirmed that the copper content of 0.5 to 5.0 masses! is effective in improving the tensile strength and the covering pressure.

Beim Vergleich der Probe A06 mit den Proben A23 und A24 gemäß Tabelle 1-3 wird die Wirkung der harten Teilchen mit deren Art untersucht. Aufgrund der Ergebnisse ist zu verstehen, daß eine ausreichende Abriebsresistenz (Belegungsdruck) möglicherweise erreicht wird, selbst wenn die Art der harten Teilchen von Borcarbid in Siliciumcarbid oder Chromborid geändert wird. Es wurde festgestellt, daß insbesondere dann, wenn Chromborid verwendet wird, es möglich ist, eine ausgezeichnete abriebsresistente gesinterte Aluminiumlegierung zur Verfügung zu stellen, die nicht nur eine höhere Zugfestigkeit als die abriebsresistente gesinterter Aluminiumlegierung (Probe A33) vom konventionellen Aluminium-Silicium-Typ aufweist, sondern ebenfalls einen gleichen Belegungsdruck hat.Comparing the sample A06 with the samples A23 and A24 shown in Table 1-3, the effect of the hard particles is examined with their kind. From the results, it is understood that sufficient abrasion resistance (coating pressure) may be achieved even if the kind of the hard particles is changed from boron carbide to silicon carbide or chromium boride. It has been found that, in particular, when chromium boride is used, it is possible to provide an excellent abrasion resistant sintered aluminum alloy which not only has higher tensile strength than the conventional aluminum-silicon type abrasion resistant sintered aluminum alloy (Sample A33) , but also has a same occupancy pressure.

Beim Vergleich der Probe A06 mit den Proben A25-A29 in den Tabellen 1-3 wird die Wirkung des niederschmelzenden Metallpulvers auf die Zugabe- ·· ♦ ♦ · ··: 35 : • · • · • · · ··· ···· ···· menge untersucht. Aufgrund der Ergebnisse ist zu verstehen, daß eine ausreichende Zugfestigkeit, Dehnung und Belegungsdruck erzielt werden, selbst wenn das niederschmelzende Metallpulver nicht zugegeben wird, und daß insbesondere die Zugfestigkeit und Dehnung höher sind als die bei der abriebsresistenten, gesinterten Aluminiumlegierung (Probe A33) vom konventionellen Aluminium-Silicium-Typ. Darüber hinaus ist ebenfalls zu verstehen, daß diese Eigenschaften verbessert werden, indem 0,01 bis 0,5 Massen?, eines niedrigschmelzenden Metallpulvers zu der abriebsresistenten, gesinterten Aluminiumlegierung dieser Erfindung gegeben wird. Wenn diese Zugabe 0,5 Massen% übersteigt, fällt das niedrigschmelzende Metall in der Korngrenzfläche der Aluminiumlegierungsmatrix aus und die obigen Eigenschaften verschlechtern sich. Aufgrund dessen kann bestätigt werden, daß obwohl keine Zugabe des niedrigschmelzenden Metallpulvers erlaubt ist, dessen Zugabe mit 0,01 bis 0,5 Massen?; effektiv ist zur Verbesserung der Zugfestigkeit, Dehnung und des Belegungsdruckes.Comparing Sample A06 with Samples A25-A29 in Tables 1-3, the effect of the low melting metal powder on the addition of the metal oxide is indicated by the following: ··········································································: · ···· quantity examined. From the results, it is understood that sufficient tensile strength, elongation and coating pressure are obtained even when the low-melting metal powder is not added, and in particular, the tensile strength and elongation are higher than those in the abrasion-resistant sintered aluminum alloy (sample A33) from the conventional one aluminum-silicon type. In addition, it should also be understood that these properties are improved by adding 0.01 to 0.5 mass% of a low-melting metal powder to the abrasion-resistant sintered aluminum alloy of this invention. When this addition exceeds 0.5 mass%, the low-melting metal in the grain boundary of the aluminum alloy matrix precipitates and the above properties deteriorate. Because of this, it can be confirmed that although no addition of the low-melting metal powder is allowed, its addition is allowed to be 0.01 to 0.5 mass%; is effective for improving the tensile strength, elongation and the covering pressure.

Im Vergleich der Probe A06 mit den Proben A30-A32 in den Tabellen 1 bis 3 wurde die Wirkung des niedrigschmelzenden Metallpulvers mit der Art davon untersucht. Aufgrund der Ergebnisse ist zu verstehen, daß selbst wenn die Art des niedrigschmelzenden Metallpulvers von Zinn in Wismut, Indium oder eutektischen Verbindungen davon (bleifreie Lötmasse) geändert wird, die gleiche Verbesserungswirkung wie bei Zinn bezüglich der Zugfestigkeit, Dehnung und Belegungsdruck erhalten werden kann. (Beispiel 2)Comparing the sample A06 with the samples A30-A32 in Tables 1 to 3, the effect of the low-melting metal powder with the kind thereof was examined. From the results, it is understood that even if the kind of the low-melting metal powder is changed from tin to bismuth, indium or eutectic compounds thereof (lead-free solder), the same improvement effect as tin in terms of tensile strength, elongation and coating pressure can be obtained. (Example 2)

Bei diesem Beispiel wurden unter Verwendung des Ausgangsmaterialpulvers, hergestellt in Beispiel 1 und des gleichen Mischungsverhältnis für die Probe A03 5,5 Massen?; Zinkpulver; 2,5 Massen? Magnesiumpulver, 1,5 Massen? Kupferpulver; 5 Massen? Borcarbidpulver; 0,1 Massen? Zinnpulver; und Rest Aluminiumpulver, gesinterte Aluminiumlegierungsproben durch Durchführen des gleichen Vorgangs von Beispiel 1 hergestellt mit der Ausnahme, daß der Kompaktierdruck, die Sinterbedingungen (Temperaturerhöhungsrate im Bereich von 400°C zur Sintertemperatur, Sintertemperatur und Zeit) und die Schmiedebedingungen (Erwärraungstemperaturen des Sinterkompaktes und Schmiededüse; Anstauchverhältnis) wie in Tabelle 4 gezeigt geändert wurden. Im Hinblick auf alle diese Proben wurde die gleiche Auswertung wie bei Beispiel 1 durchgeführt. Die Ergebnisse sind in Tabelle 5 gezeigt. I« · · · 33 Μ ·· ♦ · · · • ♦ • ·In this example, using the starting material powder prepared in Example 1 and the same mixing ratio for Sample A03, 5.5 mass%; Zinc powder; 2.5 masses? Magnesium powder, 1.5 masses? Copper powder; 5 masses? boron carbide powder; 0.1 masses? tin powder; and balance aluminum powder, aluminum alloy sintered samples prepared by carrying out the same operation of Example 1 except that the compacting pressure, sintering conditions (temperature increasing rate in the range of 400 ° C to sintering temperature, sintering temperature and time) and forging conditions (heating temperatures of the sintered compact and forging die; Anstauchverhältnis) as shown in Table 4 were changed. With regard to all these samples, the same evaluation as in Example 1 was carried out. The results are shown in Table 5. I «· · · 33 Μ ·· ♦ · · · • ♦ • ·

Tabelle 4Table 4

Probe Nr. Kompak- tieren Sintern Schmieden Druck MPa Erhöhungs rate °C/min Sinter-temp. °C Sinter zeit min Temp. °C Anstauch verhält nis % A3 4 100 10 600 20 400 40 A3 5 200 10 600 20 400 40 A06 300 10 600 20 400 40 A3 6 400 10 600 20 400 40 A3 7 300 10 600 20 400 40 A3 8 300 5 600 20 400 40 A06 300 10 600 20 400 40 A3 9 300 15 600 20 400 40 A40 300 20 600 20 400 40 A41 300 10 580 20 400 40 A4 2 300 10 590 20 400 40 A06 300 10 600 20 400 40 A4 3 300 10 610 20 400 40 A4 4 300 10 620 20 400 40 A4 5 300 10 600 0 400 40 A4 6 300 10 600 10 400 40 A06 300 10 600 20 400 40 A4 7 300 10 600 30 400 40 A4 8 300 10 600 40 400 40 A49 300 10 600 20 - - A50 300 10 600 20 Rt. 3 A51 300 10 600 20 Rt. 10 A52 300 10 600 20 Rt. 20 A53 300 10 600 20 Rt. 40 A54 300 10 600 20 Rt. 45 A53 300 10 600 20 Rt. 40 A55 300 10 600 20 100 40 A56 300 10 600 20 150 40 A57 300 10 600 20 200 40 A58 300 10 600 20 300 40 Μ Μ : 3¾ 9 · · 4 • « • · • ·Sample No. Compacting Sintering Forging Pressure MPa Rise rate ° C / min Sintering temp. ° C Sintering time min Temp. ° C Stroke ratio% A3 4 100 10 600 20 400 40 A3 5 200 10 600 20 400 40 A06 300 10 600 20 400 40 A3 6 400 10 600 20 400 40 A3 7 300 10 600 20 400 40 A3 8 300 5 600 20 400 40 A06 300 10 600 20 400 40 A3 9 300 15 600 20 400 40 A40 300 20 600 20 400 40 A41 300 10 580 20 400 40 A4 2 300 10 590 20 400 40 A06 300 10 600 20 400 40 A4 3 300 10 610 20 400 40 A4 4 300 10 620 20 400 40 A4 5 300 10 600 0 400 40 A4 6 300 10 600 10 400 40 A06 300 10 600 20 400 40 A4 7 300 10 600 30 400 40 A4 8 300 10 600 40 400 40 A49 300 10 600 20 - - A50 300 10 600 20 Rt. 3 A51 300 10 600 20 Rt. 10 A52 300 10 600 20 Rt. 20 A53 300 10 600 20 Rt. 40 A54 300 10 600 20 Rt. 45 A53 300 10 600 20 Rt. 40 A55 300 10 600 20 100 40 A56 300 10 600 20 150 40 A57 300 10 600 20 200 40 A58 300 10 600 20 300 40 Μ Μ: 3¾ 9 · · 4 • «• · · ·

Tabelle 4 (Fortsetzung)Table 4 (continued)

Probe Nr. Kompak- tieren Sintern Schmieden Druck MPa Erhöhungs rate °C/min Sinter-temp. °C Sinter zeit min Temp. °c Anstauch verhält nis % A06 300 10 600 20 400 40 A59 300 10 600 20 450 40 A60 300 10 600 20 500 40 A61 300 10 600 20 400 3 A62 300 10 600 20 400 10 A63 300 10 600 20 400 20 A06 300 10 600 20 400 40 A64 300 10 600 20 400 70 A65 300 10 600 20 400 80 A66 200 10 550 60 - - A3 3 200 10 550 60 450 40 οSample No. Compacting Sintering Forging Pressure MPa Rise rate ° C / min Sintering temp. ° C Sintering time min Temp. ° c Stroke ratio% A06 300 10 600 20 400 40 A59 300 10 600 20 450 40 A60 300 10 600 20 500 40 A61 300 10 600 20 400 3 A62 300 10 600 20 400 10 A63 300 10 600 20 400 20 A06 300 10 600 20 400 40 A64 300 10 600 20 400 70 A65 300 10 600 20 400 80 A66 200 10 550 60 - - A3 3 200 10 550 60 450 40 ο

Ο • · • • • »1 *35· • · • · • • • ·» · * • • • · · • · • · • « • · · M·· • ·Ο · · 1 1 1 1 1 1 1 1 1 1 1 1 1 1 1 1 1 1 1 1 1 1 1 1 1 1 1 1 1 1 1 1 1 1 1 1 1 1 1

Tabelle Bemerkungen Deformation der Sintermasse Düsenverschleiß Schmelzen der Sintermasse Auswertung Belegungs druck MPa 1 40 40 40 l 30 40 40 40 25 35 40 40 1 25 40 40 40 Dehnung % 1 in ro in CO r—f m 1 00 tH in ro ΓΟ ro ro KD ΓΜ ro m ro rH ro 1 CM ro UO rO ro ro Zugfestig keit MPa 1 520 520 520 1 473 520 510 523 410 482 50 515 1 410 512 520 515 Dichteverhältnis % Geschmiedeter Kompakt 1 99,3 ro w 99,3 1 98,8 99,3 99,2 99,3 99,3 99,3 99,3 99,3 1 99,3 99,3 99,3 99,3 Gesinterter Kompakt 1 96,5 96,5 00 «I r* 1 95,0 96,5 j 96,2 96,8 o 00 00 96,2 96,5 96,8 1 95,5 96,1 96,5 ro OS Grün kompakt 90,5 -1 CM σ\ ! 92,5 1_ 94,2 1 92,5 92,5 92,5 92,5 92,5 92,5 92,5 92,5 92,5 92,5 92,5 1 92,5 92,5 Probe Nr. A34 A3 5 9 0V A3 6 A3 7 A3 8 A0 6 A3 9 o < A4 1 A4 2 A0 6 A4 3 A4 4 A4 5 A4 6 A06 A4 7Table Remarks Deformation of the sintered mass Nozzle wear Melting of the sintered mass Evaluation Loading pressure MPa 1 40 40 40 l 30 40 40 40 25 35 40 40 1 25 40 40 40 Elongation% 1 in ro in CO r-fm 1 00 tH in ro ro ro KD M ro m ro ro ro 1 CM ro U ro ro ro Tensile strength MPa 1 520 520 520 1 473 520 510 523 410 482 50 515 1 410 512 520 515 Density ratio% Forged compact 1 99.3 ro w 99.3 1 98, 8 99.3 99.2 99.3 99.3 99.3 99.3 99.3 1 99.3 99.3 99.3 99.3 Sintered compact 1 96.5 96.5 00 «I r * 1 95.0 96.5 j 96.2 96.8 o 00 00 96.2 96.5 96.8 1 95.5 96.1 96.5 ro OS Green compact 90.5 -1 CM σ \! 92.5 1_ 94.2 1 92.5 92.5 92.5 92.5 92.5 92.5 92.5 92.5 92.5 92.5 92.5 1 92.5 92.5 Sample No A34 A3 5 9 0V A3 6 A3 7 A3 8 A0 6 A3 9 o < A4 1 A4 2 A0 6 A4 3 A4 4 A4 5 A4 6 A06 A4 7

36 O o36 o. O

Tabelle 5 (Fortsetzung) Bemerkungen Reißen Adhäsion am Stempel Auswertung Belegungs druck MPa 40 20 35 40 40 40 1 40 40 40 40 40 40 40 40 40 40 Dehnung % CM CO i—l 1—1 CM r—< CN 1—1 CO 1-1 1 CO «·. i—1 VO CM CO CM CO "vT CO lO CO 1X) CO 1 00 CM CO CM CO Zugfestig keit MPa 521 450 O 00 483 00 00 3* 495 1 495 505 510 522 520 520 523 1 485 492 518 1 Dichteverhältnis % Geschmiedeter Kompakt 99,3 1 99,3 99,3 99,4 99,3 1 99,3 99,3 99,3 99,3 99,3 99,3 99,3 99,3 99,3 99,3 99,3 Gesinterter Kompakt 96,8 96,5 96,5 96,5 96,5 96,5 96,5 96,5 96,5 96,5 96,5 96,5 96,5 96,5 LT) uo 96,5 96,5 96,5 Grün kompakt 92,5 92,5 92,5 92,5 92,5 92,5 92,5 92,5 92,5 92,5 92,5 92,5 92,5 92,5 92,5 92,5 92,5 92,5 Probe Nr. A4 8 A4 9 A50 A51 A52 A53 A5 4 A53 A55 A5 6 A57 A58 A06 A59 A60 A61 A62 A63Tear Adhesion on Stamp Evaluation Loading MPa 40 20 35 40 40 40 1 40 40 40 40 40 40 40 40 40 40 Elongation% CM CO i-l 1-1 CM r- < CN 1-1 CO 1-1 1 CO «·. i-1 VO CM CO CM CO " vT CO 10 CO 1X) CO 1 00 CM CO CM CO Tensile strength MPa 521 450 O 00 483 00 00 3 * 495 1 495 505 510 522 520 520 523 1 485 492 518 1 Density ratio % Forged Compact 99.3 1 99.3 99.3 99.4 99.3 1 99.3 99.3 99.3 99.3 99.3 99.3 99.3 99.3 99.3 99.3 99.3 Sintered compact 96.8 96.5 96.5 96.5 96.5 96.5 96.5 96.5 96.5 96.5 96.5 96.5 96.5 96.5 LT) uo 96.5 96.5 96.5 Green compact 92.5 92.5 92.5 92.5 92.5 92.5 92.5 92.5 92.5 92.5 92.5 92.5 92.5 92.5 92.5 92.5 92.5 92.5 Sample No. A4 8 A4 9 A50 A51 A52 A53 A5 4 A53 A55 A5 6 A57 A58 A06 A59 A60 A61 A62 A63

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Tabelle 5 (Fortsetzung) Bemerkungen Reißen Legierung gemäß JP-A-H7-224341 Legierung gemäß JP-A-H7-224341 Auswertung Belegungs druck MPa 40 40 1 20 50 Dehnung % in «» co Γ0 PO 1 CO r—1 in ΓΝ Zugfestig keit MPa 520 511 1 300 360 Dichteverhältnis % Geschmiedeter Kompakt 99,3 99,3 1 1 99,8 Gesinterter Kompakt L_i 96,5 96,5 96,5 o Γ- 00 o Γ ΟΟ 1 Grünkompakt 92,5 92,5 92,5 85,0 85,0 Probe Nr. A06 A64 A65 A6 6 A3 3 • · : 3j • · «I · • · « ··· · · ·· ·Remarks cracking alloy according to JP-A-H7-224341 alloy according to JP-A-H7-224341 evaluation coating pressure MPa 40 40 1 20 50 elongation% in «» co Γ0 PO 1 CO r-1 in ΓΝ tensile strength MPa 520 511 1 300 360 Density ratio% Forged compact 99.3 99.3 1 1 99.8 Sintered compact L_i 96.5 96.5 96.5 o Γ- 00 o Γ ΟΟ 1 Green compact 92.5 92.5 92 , 5 85.0 85.0 Sample No. A06 A64 A65 A6 6 A3 3 • ·: 3j • · «« · · · «··· · · ·· ·

Beim Vergleich der Probe A06 mit den Nrn. A34-A37 in Tabellen 4 und 5 wird die Wirkung des Kompaktierdruckes untersucht. Aufgrund der Ergebnisse ist zu verstehen, daß ein Kompaktierdruck in einem Bereich von 200 bis 400 MPa eine Grünkompaktprobe mit hohem Dichteverhältnis ergibt, was zu einer gesinterten Aluminiumlegierung mit hoher Zugfestigkeit und hoher Dehnung durch das Verfahren der Sinter-Schmiede-Wärmebehandlung führt. Im Gegensatz dazu hat der Grünkompakt der Probe A34, bei dem der Kompaktierdruck weniger als 20Ö MPa ist, eine niedrige Dichte, und die gesinterte Masse davon verursachte somit eine Deformation durch eine große Schrumpfung aufgrund der Erzeugung der Flüssigphase, was zum Streichen des anschließenden Schmiedeschrittes, der Wärmebehandlung und der Versuche führte. Auf der anderen Seite trat bei dem Grünkompakt der Probe A37, bei dem der Kompaktierdruck 400 MPa übersteigt, die Adhäsion (Düsenverschleiß) des Sinterkompaktes an der Düse auf, wenn der Kompakt aus der Düse herausgenommen wurde, was ebenso zum Streichen des anschließenden Schmiedeschrittes, der Wärmebehandlung und der Versuche führte. Aufgrund dessen wird bestätigt, daß das Kompaktieren notwendigerweise bei einem Kompaktierdruck von 200 bis 400 MPa durchgeführt wird.Comparing Sample A06 to Nos. A34-A37 in Tables 4 and 5, the effect of compaction pressure is examined. From the results, it is understood that a compacting pressure in a range of 200 to 400 MPa gives a green compact sample having a high density ratio, resulting in a sintered aluminum alloy having high tensile strength and high elongation by the sintered forge heat treatment method. In contrast, the green compact of Sample A34, where the compacting pressure is less than 20 ° MPa, has a low density, and the sintered mass thereof thus causes deformation by a large shrinkage due to the generation of the liquid phase, resulting in the painting of the subsequent forging step, the heat treatment and the experiments led. On the other hand, in the green compact of the sample A37 in which the compacting pressure exceeds 400 MPa, the adhesion (nozzle wear) of the sintered compact to the nozzle occurred when the compact was taken out of the nozzle, as well as for painting the subsequent forging step Heat treatment and the experiments led. Due to this, it is confirmed that compaction is necessarily performed at a compacting pressure of 200 to 400 MPa.

Beim Vergleich der Probe A06 mit den Nrn. A38-A40 in den Tabellen 4 und 5 wird die Wirkung der Temperaturerhöhungsrate im Bereich von 400°C bis zur Sintertemperatur untersucht. Aufgrund der Ergebnisse ist zu verstehen, daß bei der Probe A38, bei der die Temperaturerhöhungsrate weniger als 10°C/min ist, die Zn-Komponente sich von dem Kompakt während des Sinterns verflüchtigt und die Menge der Ausfällphase sich vermindert, was zur Verschlechterung der Zugfestigkeit, Dehnung und Destillierungsdruckes führt. Auf der anderen Seite wird bei den Proben, bei denen die Temperaturerhöhungsrate 10°C oder mehr ist, beobachtet, daß diese jeweils ein hohes Ausmaß der Zugfestigkeit, Dehnung und Belegungsdruckes entfalten. Aufgrund dessen wird bestätigt, daß die Temperaturerhöhungsrate in den Bereich von 400°C bis zur Sintertemperatur notwendigerweise 10°C/min ist.Comparing Sample A06 with Nos. A38-A40 in Tables 4 and 5, the effect of the temperature elevation rate in the range of 400 ° C to the sintering temperature is examined. From the results, it is understood that in the sample A38 in which the temperature increase rate is less than 10 ° C / min, the Zn component volatilizes from the compact during sintering and the amount of the precipitation phase decreases, resulting in the deterioration of the Tensile strength, elongation and distillation pressure leads. On the other hand, in the samples in which the temperature elevation rate is 10 ° C or more, it is observed that they each exhibit a high degree of tensile strength, elongation and coating pressure. Due to this, it is confirmed that the temperature elevation rate in the range of 400 ° C to the sintering temperature is necessarily 10 ° C / min.

Beim Vergleich der Probe A06 mit den Nrn. A41-A44 in den Tabellen 4 und 5 wird die Wirkung der Sintertemperatur untersucht. Aufgrund der Ergebnisse ist zu verstehen, daß bei den Proben, bei denen die Sintertemperatur innerhalb des Bereiches von 590 bis 610°C liegt, die Probe hohe Ausmaße der Zugfestigkeit, Dehnung und Belegungsdruckes entfaltet. Im Gegensatz dazu werden bei der Probe A41, bei der die Sintertemperatur niedriger als 590°C ist, sowohl die Zugfestigkeit als auch die Dehnung vermindert. Der Grund hierfür wird darin gesehen, daß das Bestandteilselement, das in der FormComparing Sample A06 with Nos. A41-A44 in Tables 4 and 5, the effect of the sintering temperature is examined. From the results, it is understood that for samples in which the sintering temperature is within the range of 590 to 610 ° C, the sample exhibits high levels of tensile strength, elongation and coating pressure. In contrast, in Sample A41 where the sintering temperature is lower than 590 ° C, both the tensile strength and the elongation are lowered. The reason for this is considered to be that the constituent element which is in the mold

·· · ·· · · · · • · · • · · • · · „ Κ· ···· ···· eines einfachen Metallpulvers zugegeben ist, nicht vollständig in der Al-Basis aufgelöst ist und eine feste Lösung bildet, die lokal segregiert verbleibt, mit dem Ergebnis, daß die jeweilige Probe einen kleinen Wert der mechanischen Eigenschaft aufweist. Im Gegensatz dazu tritt bei der Probe A44, bei die Sintertemperatur mehr als 610°C ist, das Schmelzen des Sinterkompaktes aufgrund der übermäßig erzeugten flüssigen Phase auf. Der anschließende Test für die Auswertung wurde daher gestrichen. Aufgrund dessen wird bestätigt, daß die Sintertemperatur nicht notwendigerweise im Bereich von 590 bis 610°C liegt.Is added to a simple metal powder, is not completely dissolved in the Al base, and forms a solid solution, which remains locally segregated, with the result that the particular sample has a small mechanical property value. In contrast, in Sample A44 where the sintering temperature is more than 610 ° C, the melting of the sinter compact due to the excessively generated liquid phase occurs. The subsequent test for the evaluation was therefore deleted. Due to this, it is confirmed that the sintering temperature is not necessarily in the range of 590 to 610 ° C.

Beim Vergleich der Probe A06 mit den Nr. A45-A48 in den Tabellen 4 und 5 wird die Wirkung der Sinterzeit untersucht. Aufgrund der Ergebnisse ist zu verstehen, daß bei der Probe A45, bei der die Sinterzeit weniger als 10 Minuten ist, niedrige Werte bezüglich der Festigkeit, Dehnung und Belegungsdruck erzielt werden. Der Grund besteht vermutlich darin, daß dann, wenn die Sinterzeit kurz ist, der Bestandteil nicht ausreichend in der Al-Basis aufgelöst ist und eine feste Lösung bildet, die lokal segregiert verbleibt, mit dem Ergebnis, daß die jeweilige Probe einen kleinen Wert der mechanischen Eigenschaften hat. Auf der anderen Seite ist bei den Proben, bei denen die Sinterzeit 10 Minuten oder mehr beträgt, der Bestandteil gleichmäßig in der Al-Basis aufgelöst, zur Bildung einer festen Lösung. Daher entfalten die jeweiligen Proben hohe Werte der Zugfestigkeit, Dehnung und Belegungsdruckes. Selbst wenn die Sinterzeit 30 Minuten übersteigt, werden diese Eigenschaften nicht sehr verändert. Daher ist das Einstellen der Sinterzeit auf 30 Minuten oder weniger ausreichend.Comparing Sample A06 with No. A45-A48 in Tables 4 and 5, the effect of the sintering time is examined. From the results, it is understood that in the sample A45 where the sintering time is less than 10 minutes, low values of strength, elongation and coating pressure are obtained. The reason is presumably that when the sintering time is short, the component is not sufficiently dissolved in the Al base and forms a solid solution remaining locally segregated, with the result that the respective sample has a small mechanical value Has properties. On the other hand, in the samples in which the sintering time is 10 minutes or more, the component is uniformly dissolved in the Al base to form a solid solution. Therefore, the respective samples exhibit high values of tensile strength, elongation and coating pressure. Even if the sintering time exceeds 30 minutes, these properties are not changed much. Therefore, setting the sintering time to 30 minutes or less is sufficient.

Beim Vergleich der Proben A4 9-A66 in den Tabellen 4 und 5 werden die Wirkung, ob das Schmieden durchgeführt wird oder nicht und die Wirkungen der Schmiedetemperatur und des Anstauchverhältnisses untersucht.When comparing the samples A4 9-A66 in Tables 4 and 5, the effect of whether or not the forging is carried out and the effects of the forging temperature and the upset ratio are examined.

Durch Vergleich der Probe A49, die die abriebsresistente, gesinterte Aluminiumlegierung in der vorliegenden Erfindung ist, mit der Probe A66, die eine wasserresistente, gesinterte Aluminiumlegierung vom konventionellen Aluminium-Silicium-Typ ist, bei denen jeweils das Schmieden nicht durchgeführt wird, haben die Dehnung und der Belegungsdruck jeweils bei beiden Proben den gleichen Wert. Angesichts der Zugfestigkeit wird bestätigt, daß die Probe A49 dieser Erfindung ausgezeichnet ist und einen höheren Wert als die konventionelle Probe entfaltet.By comparing the sample A49 which is the abrasion resistant sintered aluminum alloy in the present invention with the sample A66 which is a water resistant sintered aluminum alloy of the conventional aluminum-silicon type in which each forging is not performed, the elongation and the coating pressure in each case the same value for both samples. In view of the tensile strength, it is confirmed that Sample A49 of this invention is excellent and exhibits a higher value than the conventional sample.

Beim Vergleich mit der Probe A49, bei der das Schmieden nicht durchgeführt ist, sind die Proben A50-65 (mit Ausnahme solcher, bei denen der Auswertungstest wegen der Unangemessenheit gestrichen wurde), bei denen dasWhen compared with sample A49, where the forging is not performed, samples A50-65 (except those in which the evaluation test was canceled for inadequacy) are those

Schmieden durchgeführt wurde, bezüglich der Zugfestigkeit, Dehnung und des Belegungsdruckes verbessert. Daher wurde die Wirkung der Durchführung des Schmiedeschrittes bestätigt.Forging was improved in terms of tensile strength, elongation and coating pressure improved. Therefore, the effect of carrying out the forging step was confirmed.

Nachfolgend werden die Schmiedebedingungen untersucht. Beim Vergleich der Proben A49-A54 wird festgestellt, daß dann, wenn das Anstauchverhältnis im Bereich von 3 bis 40 % beim Kaltschmieden ist, die Verbesserungswirkung bezüglich der Zugfestigkeit, Dehnung und des Belegungsdrucks gesehen werden kann. Wenn im Gegensatz dazu das Anstauchverhältnis 40 % übersteigt wie bei der Probe der Nr. A54, treten Risse in der Probe aufgrund des Schmiedens auf. Der Auswertungstest der Probe wurde daher gestrichen.The forging conditions are examined below. When comparing Samples A49-A54, it is found that when the swaging ratio is in the range of 3 to 40% in the cold forging, the effect of improving tensile strength, elongation and coating pressure can be seen. Conversely, if the swaging ratio exceeds 40% as in the specimen of No. A54, cracks in the specimen due to forging occur. The evaluation test of the sample was therefore canceled.

Beim Vergleich der Probe A35 (Kaltschmieden) mit den Nrn. A06 und A55-A60 wird ebenfalls verstanden, daß beim Heißschmieden mit Änderung der Temperaturen der Sintermasse und der Schmiededüse die Zugfestigkeit eventuell verbessert wird, während die Dehnung deutlich verbessert wird. Dies ist der Tatsache zuzuschreiben, daß, obwohl beim Kaltschmieden Haarrisse leicht innerhalb der Probe verbleiben, mit anschließender Verminderung der Dehnung, das Durchführen des Heißschmiedens des Materials mit der eingestellten Erhitzungstemperatur von 100°C oder mehr die Haarrisse entfernt. Wenn auf der anderen Seite die Schmiedetemperatur 450°C übersteigt, tritt eine Adhäsion (Düsenverschleiß) des Sinterkompaktes bei der Düse auf. Daher wurde der Test in einem solchen Fall gestrichen.When comparing Sample A35 (Cold Forging) with Nos. A06 and A55-A60, it is also understood that in hot forging with change in sintering composition and forging die temperatures, the tensile strength may be improved while the elongation is significantly improved. This is attributable to the fact that, although in cold forging hairline cracks easily remain within the sample, with subsequent reduction in elongation, performing the hot forging of the material at the set heating temperature of 100 ° C or more removes the hairline cracks. On the other hand, if the forging temperature exceeds 450 ° C, adhesion (nozzle wear) of the sintered compact occurs at the nozzle. Therefore, the test was canceled in such a case.

Beim Vergleich der Probe A06 und der Proben A61-A65 wird verstanden, daß selbst dann, wenn das Anstauchverhältnis innerhalb eines breiten Bereiches von 3 bis 70 % angewandt wird, die Wirkung der Verbesserung bezüglich der Zugfestigkeit, Dehnung und Belegungsdruckes gesehen werden kann. Wenn auf der anderen Seite das Anstauchverhältnis 70 % wie bei der Probe A65 übersteigt, verursacht das Schmieden Risse in der Probe. Daher wurde der Test in einem solchen Fall gestrichen.When comparing the sample A06 and the samples A61-A65, it is understood that even if the staking ratio is applied within a wide range of 3 to 70%, the effect of the improvement in the tensile strength, elongation and coating pressure can be seen. On the other hand, if the upset ratio exceeds 70% as in the A65 sample, the forging causes cracks in the sample. Therefore, the test was canceled in such a case.

Wie oben beschrieben wird bestätigt, daß die Verbesserungswirkung bezüglich der Zugfestigkeit, Dehnung und des Belegungsdruckes erhalten wird, indem nach dem Sinterschritt entweder der Kaltschmiedeschritt, bei dem der Sinterkompakt bei Raumtemperatur und einem Anstauchverhältnis von 3 bis 40 % geschmiedet wird, oder der Heißschmiedeschritt hinzugefügt wird, bei dem der Sinterkompakt bei einer Temperatur von 100 bis 450°C und einem Anstauchverhältnis von 3 bis 70 % geschmiedet wird. (Beispiel 3)As described above, it is confirmed that the tensile strength, elongation and coating pressure improving effect are obtained by adding, after the sintering step, either the cold forging step in which the sinter compact is forged at room temperature and an upset ratio of 3 to 40%, or the hot forging step in which the sintered compact is forged at a temperature of 100 to 450 ° C and an upsetting ratio of 3 to 70%. (Example 3)

Bei diesem Beispiel erfolgte ein Vergleich zwischen dem Fall, bei dem Zink in der Form von Aluminiumlegierungspulver eingefügt ist (B01) und demIn this example, a comparison was made between the case where zinc is incorporated in the form of aluminum alloy powder (B01) and the

Fall, bei dem dies in der Form eines einfachen Zinkpulvers vorliegt (B02). Spezifisch wurden in dem Ausgangsmaterialpulver-Mischschritt für BOI Aluminiumpulver mit einer Teilchengröße von 100 mesh Minus-Sieb; Aluminiumlegierungspulver mit 12 Massen% Zn; Borcarbidpulver mit einer Teilchengröße von 125 mesh Minus-Sieb als Pulver für die harten Teilchen; Zinkpulver, Magnesiumpulver, Kupferpulver und Zinnpulver, die jeweils eine Teilchengröße von 250 mesh Minus-Sieb aufwiesen, hergestellt, zur Herstellung eines Ausgangsmaterialpulvers mit einer GesamtZusammensetzung von Zn: 5,5 %, Mg: 2,5 %, Cu: 1,5 %, Sn: 0,1 %, harten Teilchen (Borcarbid): 5,0 % und Rest Al und unvermeidbaren Verunreinigungen, indem diese Pulver zusammen entsprechend dem in Tabelle 6 gezeigten Mischungsverhältnis vermischt und gemischt wurden.Case where this is in the form of a simple zinc powder (B02). Specifically, in the raw material powder mixing step for BOI, aluminum powder having a particle size of 100 mesh became minus sieve; Aluminum alloy powder with 12 mass% Zn; Boron carbide powder having a particle size of 125 mesh minus sieve as powder for the hard particles; Zinc powder, magnesium powder, copper powder and tin powder, each having a particle size of 250 mesh minus sieve, prepared to prepare a starting material powder having a total composition of Zn: 5.5%, Mg: 2.5%, Cu: 1.5% , Sn: 0.1%, hard particles (boron carbide): 5.0% and balance Al and unavoidable impurities by mixing and mixing these powders together according to the mixing ratio shown in Table 6.

Beim Kompaktierschritt wurde durch Einstellen des Kompaktierdruckes auf 300 MPa das Ausgangsmaterialpulver zu Kompakten mit Säulenform mit Dimensionen von φ4 0 mm x 28 mm gebildet. Beim Sinterschritt wurde der Kompakt in einer Stickstoffgasatmosphäre erwärmt, indem die E'rwärmungs-temperatur innerhalb eines Bereiches von 400°C bis zur Sintertemperatur von 600°C bei einer Temperaturerhöhungsrate von 10°C/min erhöht wurde, und wurde gesintert, indem er bei der Sintertemperatur 20 Minuten gehalten wurde. Danach wurde der Kompakt von der Sintertemperatur auf 450°C bei einer Kühlrate von -20°C/min gekühlt. Beim Schmiedeschritt wurde der somit erhaltene Sinterkompakt bei 400°C erwärmt und in eine Düse mit der gleichen Temperatur gegeben, zur Durchführung des Heißschmiedens bei einem Anstauchverhältnis von 40 %. Bei dem Wärmebehandlungsschritt wurde geschmiedete Kompakt bei 470°C erwärmt, zur Durchführung der Lösungsbehandlung, und wurde dann bei 130°C 24 Stunden gehalten, zur Durchführung der Alterungs-ausfällbehandlung.In the compacting step, by adjusting the compacting pressure to 300 MPa, the raw material powder was formed into columnar compacts having dimensions of φ4 0 mm × 28 mm. In the sintering step, the compact was heated in a nitrogen gas atmosphere by raising the heating temperature within a range of 400 ° C to the sintering temperature of 600 ° C at a temperature elevation rate of 10 ° C / min, and was sintered by heating the sintering temperature was maintained for 20 minutes. Thereafter, the compact was cooled from the sintering temperature to 450 ° C at a cooling rate of -20 ° C / min. In the forging step, the sintered compact thus obtained was heated at 400 ° C and placed in a die at the same temperature to carry out the hot forging at an upset ratio of 40%. At the heat treatment step, forged compact was heated at 470 ° C to conduct the solution treatment, and was then held at 130 ° C for 24 hours to perform the aging precipitation treatment.

Zur Auswertung der jeweiligen erhaltenen Proben B01 und B02 wurden fünf säulenförmige Stücke mit φ40 mm x 28 mm zu einem Zugteststück verarbeitet und der Zugtest wurde durchgeführt, zum Messen der Zugfestigkeit und Dehnung. Das Ergebnis ist als Durchschnittswert und als Wert 3 σ in Tabelle 7 gezeigt. Darüber hinaus werden zwei andere säulenförmige Stücke jeweils zu einem Abriebteststück mit einer Säulenform von φ7,98 mm x 20 mm geschnitten, und ein Gleittest wurde mit diesen auf einer Stift-auf-Tisch-Abriebsresistenz-Testmaschine bei einer Gleitgeschwindigkeit von 5 m/s für 30 min durchgeführt, indem ein Gegenteil aus S45C wärmebehandeltem Material unter konstanter Beladung und Zuführung eines Maschinenöls verwendet wurde. Wenn eine drastische Änderung des dynamischen Friktionskoeffizienten während des Gleittestes beobachtet wurde, wurde das Teststück durch ein anderes ersetzt und die Beladung um 5 MPa jedes Mal erhöht. Die Beladung, bei der eine drastische Erhöhung des dynamischen Friktionskoeffizienten beobachtet wurde, wurde als Belegungsdruck (kritischer Tragedruck) bestimmt. Die Ergebnisse sind in Tabelle 7 gezeigt. Bei der Herstellung einer jeden Probe wurde das Dichteverhältnis für den Grünkompakt nach dem Kompaktierschritt, den Sinterkompakt nach dem Sinterschritt und den geschmiedeten Kompakt nach dem Schmiedeschritt gemessen. Die Ergebnisse sind in Tabelle 7 gezeigt. Es wird festgestellt, daß die Bedingungen bei der Kompaktier- bis zur Alterungsausfällbehandlung für die Probe B02 gleich sind wie für die Probe A06.For evaluation of the respective samples B01 and B02 obtained, five φ40 mm x 28 mm columnar pieces were processed into a tensile test piece, and the tensile test was conducted to measure the tensile strength and elongation. The result is shown as an average value and as a value 3 σ in Table 7. In addition, two other columnar pieces were each cut into a wear test piece having a pillar shape of φ7.98 mm × 20 mm, and a sliding test was performed on a pin-on-table abrasion resistance test machine at a sliding speed of 5 m / sec 30 minutes using an inverse of S45C heat treated material under constant load and supplying a machine oil. If a drastic change in the dynamic friction coefficient during the slip test was observed, the test piece was replaced with another and the load was increased by 5 MPa each time. The load at which a drastic increase in the dynamic friction coefficient was observed was determined as the covering pressure (critical bearing pressure). The results are shown in Table 7. In the preparation of each sample, the density ratio for the green compact after the compacting step, the sintered compact after the sintering step and the forged compact after the forging step were measured. The results are shown in Table 7. It is noted that the conditions for the compaction to aging precipitation treatment for the sample B02 are the same as for the sample A06.

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Aufgrund der Ergebnisse der Tabellen 6 und 7 wird bestätigt, daß die Zugfestigkeit etwas höher wird und die Fluktuation bezüglich der Zugfestigkeit besonders auf einen kleinen Wertebereich unterdrückt werden kann, wenn Zn in der Form des Legierungspulvers mit Al (Probe BOI) zugegeben wird, im Vergleich zu dem Fall, wenn Zn in der Form eines einfachen Komponentepulvers zugegeben wird (Probe B02). Darüber hinaus wird die Dehnung ebenfalls verbessert und die Fluktuation wird auf einen kleinen Bereich unterdrückt. Dies wird als Wirkung dessen angesehen, daß die Verflüchtigung von Zink verhindert wird, indem die Zink-Komponente, die leicht verflüchtigt wird, in die Legierungsform gegeben wird, und der Zinkgehalt in der Probe fluktuiert somit nicht. Im Gegensatz dazu wird ein äquivalenter Wert für den Belegungsdruck erhalten. Bei diesem Beispiel wird bestätigt, daß die Verbesserung und Unterdrückung der Fluktuation der Zugfestigkeit und der Dehnung erreicht werden können, ohne daß eine Verminderung des Belegungsdruckes erhalten wird, indem Zink in die Legierungsform gegeben wird. (Beispiel 4) οFrom the results of Tables 6 and 7, it is confirmed that the tensile strength becomes slightly higher and the fluctuation in tensile strength can be suppressed particularly to a small value range when Zn in the form of the alloy powder with Al (Sample BOI) is added to the case when Zn is added in the form of a simple component powder (Sample B02). In addition, the elongation is also improved and the fluctuation is suppressed to a small range. This is considered to be an effect of preventing the volatilization of zinc by adding the zinc component, which is easily volatilized, to the alloy form, and thus the zinc content in the sample does not fluctuate. In contrast, an equivalent value for the population pressure is obtained. In this example, it is confirmed that the improvement and suppression of the fluctuation of the tensile strength and the elongation can be achieved without obtaining a reduction in the coating pressure by adding zinc to the alloy mold. (Example 4) ο

In dem Ausgangsmaterialpulver-Mischschritt werden Aluminiumpulver mit einer Teilchengröße von 100 mesh Minus-Sieb; Aluminiumlegierungspulver der Zusammensetzung gemäß Tabelle 8; Magnesiumpulver, Kupferpulver und Zinnpulver als niedrigschmelzende Metallpulver, die jeweils eine Teilchengröße von 250 mesh Minus-Sieb aufwiesen; und Borcarbidpulver mit einer Teilchengröße von 125 mesh Minus-Sieb als Pulver für die harten Teilchen hergestellt, zur Erzeugung eines Ausgangsmaterialpulvers, indem diese Pulver zusammen entsprechend dem Mischverhältnis gemäß Tabelle 8 vermischt und gemischt wurden. Unter Verwendung dieser Ausgangsmaterialpulver wurden der Kompaktierschritt, Sinterschritt, Schmiedeschritt und Wärmebehandlungs-schritt unter den gleichen Bedingungen wie bei Beispiel 3 durchgeführt, zur Herstellung einer Probe mit der Zusammensetzung gemäß Tabelle 9.In the raw material powder mixing step, aluminum powders having a particle size of 100 mesh are minus sieve; Aluminum alloy powder of the composition according to Table 8; Magnesium powder, copper powder and tin powder as low-melting metal powders each having a particle size of 250 mesh minus sieve; and boron carbide powder having a particle size of 125 mesh minus sieve as a powder for the hard particles, for producing a raw material powder by mixing and mixing these powders together according to the mixing ratio shown in Table 8. Using these raw material powders, the compacting step, sintering step, forging step and heat treatment step were carried out under the same conditions as in Example 3 to prepare a sample having the composition shown in Table 9.

In der Herstellung der Probe wurde das Dichteverhältnis für den Grünkompakt nach dem Kompaktierschritt, dem Sinterkompakt nach dem Sinterschritt und dem geschmiedeten Kompakt nach dem Schmiedeschritt gemessen und die Messung der Zugfestigkeit, Dehnung und des Belegungsdruckes (kritischer Tragedruck) wurde ebenfalls durchgeführt, und die Ergebnisse sind in Tabelle 10 gezeigt. 4t ΟIn the preparation of the sample, the density ratio for the green compact after the compacting step, the sinter compact after the sintering step and the forged compact after the forging step were measured, and the measurement of tensile strength, elongation and coating pressure (critical bearing pressure) was also conducted, and the results are shown in Table 10. 4t Ο

II

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Tabelle 10 Bemerkungen starke Deformation beim Sintern starke Deformation beim Sintern Auswertung Belegungs druck MPa 1 40 40 40 40 30 35 40 40 40 40 40 30 40 40 Deh nung % 1 1 o (N (N o o *·. o r- o o o m ro o Γ0 o IN σ\ ο 00 m Ο γ-Η Zugfestig keit MPa 1 i 510 514 525 501 475 510 520 525 515 507 500 240 515 507 Dichteverhältnis % Geschmie deter Kompakt 1 99,0 j 99,0 99,0 99,0 99,3 99,0 99,0 99,0 99,0 99,0 99,0 99,0 Ο σ\ 99,0 Gesin terter i Kompakt 1 1 92,0 92,0 93,0 93,0 93,0 o 00 00 91,0 93,0 93,0 93,0 92,0 90,0 91,0 Ο ο Grün kompakt o <N r- 76,0 o o 00 83,0 85,0 87,0 90,0 74,0 o o 00 85,0 56,0 o CO 00 o o σ\ Ο (Ν <7\ Ο η* 00 86,0 Probe NR. B03 B04 B05 B06 B01 B0 7 B08 B0 9 B10 B01 Bll Bl 2 B13 Β14 Β15 Β16Table 10 Remarks strong deformation during sintering strong deformation during sintering Evaluation Loading pressure MPa 1 40 40 40 40 30 35 40 40 40 40 40 30 40 40 Elongation% 1 1 o (N (N oo * o. O o o o ro ro o Tensile strength MPa 1 i 510 514 525 501 475 510 520 525 515 507 500 240 515 507 Density ratio% Weighted compact 1 99.0 j 99.0 99.0 99.0 99.3 99.0 99.0 99.0 99.0 99.0 99.0 99.0 Ο σ \ 99.0 Sealed i Compact 1 1 92.0 92.0 93.0 93.0 93, 0 o 00 00 91.0 93.0 93.0 93.0 92.0 90.0 91.0 Ο ο Green compact o <N r- 76.0 oo 00 83.0 85.0 87.0 90 , 0 74.0 oo 00 85.0 56.0 o CO 00 oo σ \ Ο (Ν <7 \ Ο η * 00 86.0 Sample No. B03 B04 B05 B06 B01 B0 7 B08 B0 9 B10 B01 Bll Bl 2 B13 Β14 Β15 Β16

Beim Vergleich der Proben BOI und B03-B08 in den Tabellen 8 bis 10 wird die Wirkung der Menge des zugegebenen Aluminiumpulvers untersucht. In den Proben B03 und B04, bei denen die Menge des zugegebenen Aluminiumpulvers weniger als 15 Massen! ist, wird als Ergebnis der Tatsache, daß die Menge an Zn in der gesamten Zusammensetzung des Ausgangsmaterials übermäßig groß ist, wenn sie 10 Massen! übersteigt, der Sinterkompakt aufgrund der Flüssigphase, die vom Inneren des Aluminiumlegierungspulvers auftritt, stark deformiert. Die anschließenden Schritte wurden daher gestrichen. Wenn auf der anderen Seite die Menge des zugegebenen Aluminiumpulvers mehr als 15 Massen! ist, wird es möglich, ohne Auftreten einer Deformation der Sintermasse zu sintern und die Probe entfaltet ein hohes Ausmaß an Zugfestigkeit, Dehnung und Belegungsdruck. Aufgrund dieser Ergebnisse wird bestätigt, daß dann, wenn Zn insgesamt in der Form des Aluminiumlegierungs-pulvers zugegeben wird, es notwendig ist, gleichmäßig das Aluminiumpulver mit 15 Massen! oder mehr zu verwenden. Wenn die Menge des zugegebenen Aluminiumpulvers 15 Massen! übersteigt, neigt die jeweilige Probe ebenfalls dazu, vergrößerte Werte der Zugfestigkeit und Dehnung zu haben, wenn sich die Menge des Aluminiumpulvers erhöht. Wenn die Menge an Zn in der Gesamtzusammensetzung des Ausgangsmaterialpulvers 5,5 Massen! (Probe BOI) übersteigt, neigt die Zugfestigkeit im Gegensatz dazu zur Verminderung. In der Probe B08, bei der die Menge an Zn in der Gesamtzusammensetzung des Ausgangsmaterialpulvers niedriger als 3 Massen! ist, wird mit dem Ergebnis, daß die Menge an Zink gering ist, die Verminderung der Zugfestigkeit und des Belegungsdruckes in der jeweiligen Probe beobachtet.Comparing the samples BOI and B03-B08 in Tables 8 to 10, the effect of the amount of the added aluminum powder is examined. In Samples B03 and B04, where the amount of added aluminum powder is less than 15 masses! is as a result of the fact that the amount of Zn in the entire composition of the starting material is excessively large when they are 10 mass! exceeds, the sintered compact due to the liquid phase, which occurs from the interior of the aluminum alloy powder, greatly deformed. The subsequent steps were therefore deleted. If, on the other hand, the amount of added aluminum powder is more than 15 masses! is, it becomes possible to sinter without occurrence of deformation of the sintered mass and the sample exhibits a high degree of tensile strength, elongation and coating pressure. From these results, it is confirmed that when Zn is added as a whole in the form of the aluminum alloy powder, it is necessary to uniformly mix the aluminum powder with 15 mass! or more to use. If the amount of added aluminum powder 15 mass! Also, when the amount of aluminum powder increases, the respective sample also tends to have increased values of tensile strength and elongation. When the amount of Zn in the total composition of the starting material powder is 5.5 mass! On the contrary, in the sample (BOI), the tensile strength tends to decrease. In the sample B08, in which the amount of Zn in the total composition of the raw material powder is lower than 3 masses! With the result that the amount of zinc is small, the reduction of the tensile strength and the coating pressure in each sample is observed.

Beim Vergleich der Proben BOI und B09 bis B14 in den Tabellen 8 bis 10 wird die Wirkung des Gehaltes von Zn in den Aluminiumlegierungspulver untersucht. Bei diesen Vergleichen wurde die Menge an Zn in der Gesamtzusammensetzung des Ausgangsmaterialpulvers in jeder Probe auf einen fixierten Wert eingestellt. Aufgrund der Ergebnisse dieser Proben wird festgestellt, daß in der Probe B09, bei der der Gehalt an Zn in dem Aluminiumlegierungspulver weniger als 10 Massen! ist, das Produkt einen hohen Wert der Zugfestigkeit entfaltet, während der Dehnungswert davon klein oder 0,7 ! ist. Wenn auf der anderen Seite der Gehalt an Zn in dem Aluminiumlegierungspulver 10 Massen! oder mehr ist, wird festgestellt, daß nicht nur die jeweilige Probe einen hohen Zugfestigkeitswert entfaltet, sonder der Wert der Dehnung wird ebenfalls erhöht. Wenn der Gehalt an Zn in dem Aluminiumlegierungspulver 30 Massen! übersteigt, werden sowohl die Verminderung der Zugfestigkeit als auch die Verminderung der Dehnung : 89 ·· ·· • · · < beobachtet (Probe B14). Bei dem Belegungsdruck wird ein bevorzugter Wert erhalten, wenn der Gehalt an Zn in dem Aluminiumlegierungspulver im Bereich von 10 bis 30 Massen% liegt, aber die Verminderung des Belegungsdruckes wird beobachtet, wenn der Gehalt an Zn in dem Aluminiumlegierungspulver 30 Massen% übersteigt. Demzufolge wird bestätigt, daß dann, wenn die Menge an Zn in dem Aluminiumlegierungspulver im Bereich von 10 bis 30 Massen% liegt, die jeweilige Probe hohe Werte der Zugfestigkeit, Dehnung und des Belegungsdruckes entfaltet. οComparing the samples BOI and B09 to B14 in Tables 8 to 10, the effect of the content of Zn in the aluminum alloy powder is examined. In these comparisons, the amount of Zn in the whole composition of the raw material powder in each sample was set at a fixed value. From the results of these samples, it is found that in the sample B09, where the content of Zn in the aluminum alloy powder is less than 10 mass%! is, the product unfolds a high value of tensile strength while the elongation value thereof is small or 0.7! is. On the other hand, if the content of Zn in the aluminum alloy powder is 10 masses! or more, it is determined that not only the respective sample exhibits a high tensile value, but the value of elongation is also increased. When the content of Zn in the aluminum alloy powder is 30 masses! exceeds both the reduction of the tensile strength and the reduction of the elongation: 89 ···· · · · < observed (sample B14). In the coating pressure, a preferable value is obtained when the content of Zn in the aluminum alloy powder is in the range of 10 to 30% by mass, but the reduction in the coating pressure is observed when the content of Zn in the aluminum alloy powder exceeds 30% by mass. Accordingly, it is confirmed that, when the amount of Zn in the aluminum alloy powder is in the range of 10 to 30 mass%, the respective sample exhibits high values of tensile strength, elongation and coating pressure. ο

In dem optimalen Bereich des Zn-Gehaltes in dem Aluminiumlegierungspulver, der wie oben bestätigt ist, kann der untere Grenzwert von Zn in der Gesamtzusammensetzung des Ausgangsmaterialpulvers und der obere Grenzwert davon durch die Probe B15 und die Probe Bl6 untersucht werden. Als Ergebnis wird bestätigt, daß dann, wenn die Menge an Zn im Bereich von 3 bis 10 Massen! in der Gesamtzusammensetzung des Ausgangsmaterialpulvers ist, die jeweiligen Proben hohe Zugfestigkeit, hohe Dehnung unter hohen Belegungsdruck mit der oben beschriebenen Wirkung entfalten. (Beispiel 5)In the optimum range of Zn content in the aluminum alloy powder confirmed above, the lower limit of Zn in the total composition of the raw material powder and the upper limit thereof can be examined by the sample B15 and the sample Bl6. As a result, it is confirmed that when the amount of Zn is in the range of 3 to 10 masses! in the overall composition of the raw material powder, the respective samples exhibit high tensile strength, high elongation under high coating pressure with the effect described above. (Example 5)

Beispiel 5 ist ein Ausführungsbeispiel, bei dem die Überprüfung der Mengen an zugegebenem Mg und Cu und die Formen des zugegebenen Mg und Cu durchgeführt wurde. Bei diesem Beispiel waren das Aluminiumpulver, Aluminiumlegierungspulver, Magnesiumpulver, Kupferpulver, Zinnpulver und Borcarbidpulver, die bei Beispiel 3 verwendet wurden, die zusammen gemischt waren, die Aluminiumlegierungspulver mit jeweils der Zusammensetzung, die in Tabelle 11 gezeigt ist, und mit einer Teilchengröße von 100 mesh Minus-Sieb und das Aluminium-Magnesium-Legierungspulver, worin der Mg-Gehalt 50 Massen! war, wobei der Rest Al und unvermeidbare Verunreinigungen waren, und die Teilchengröße war 250 mesh Minus-Sieb. Der Mischungsanteil ist in Tabelle 11 gezeigt, und die Ausgangsmaterialpulver mit der GesamtZusammensetzung gemäß Tabelle 12 wurden hergestellt. Unter Verwendung dieser Ausgangsmaterialpulver wurden der Kompaktierschritt, Sinterschritt, Schmiedeschritt, Wärmebehandlungsschritt und Teststück-Verarbeitungsschritt unter den gleichen Bedingungen wie in Beispiel 3 durchgeführt. Bei den Proben B-17 bis B-32, die oben erhalten wurden, wurden die Dichteverhältnisse bei jedem Schritt ebenso wie die mechanischen Eigenschaften, nämlich die Zugfestigkeit, Dehnung und Belegungsdruck gemessen und die Ergebnisse sind in Tabelle 13 zusammen mit dem Meßergebnis (Durchschnittswert) der Probe B01 bei Beispiel 3 gezeigt. ο • · : 5 c£ • · • · ·· ««« • · ·· ·· ······ • · t · • · * · • · · *··· ··· ···· ···· ··Example 5 is an embodiment in which the verification of the amounts of Mg and Cu added and the forms of the Mg and Cu added were carried out. In this example, the aluminum powder, aluminum alloy powder, magnesium powder, copper powder, tin powder and boron carbide powder used in Example 3 blended together were the aluminum alloy powders each having the composition shown in Table 11 and having a particle size of 100 mesh Minus sieve and the aluminum-magnesium alloy powder, wherein the Mg content 50 mass! with the remainder being Al and unavoidable impurities, and the particle size was 250 mesh minus sieve. The mixing ratio is shown in Table 11, and the raw material powders having the total composition shown in Table 12 were prepared. Using these raw material powders, the compacting step, sintering step, forging step, heat treatment step and test piece processing step were carried out under the same conditions as in Example 3. For the samples B-17 to B-32 obtained above, the density ratios at each step were measured as well as the mechanical properties, namely the tensile strength, elongation and coating pressure, and the results are shown in Table 13 together with the measurement result (average value). Sample B01 in Example 3 is shown. ο •:: 5 c • · • · · · · • • • • • • • • • • • • • • • · · • • • · · · · · ···· ··

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Tabelle 13 Bemerkungen Sintermasse deformiert stark Sintermasse deformiert stark Auswertung Belegungs druck MPa in (N in ro Ο Ο Ο Ο I in CN o ro σ Ο ιη ro I ο Ο Ο ιη ΓΟ in ro Deh nung % o rH 00 Γ—1 ο ro ο 00 ΓΟ ΙΟ γΗ I 00 ro 00 ro o ·. Ο CN (Ν «"Η 1 «—ι (Ν ο ΓΟ CN ΓΟ 00 ι—Η Γ'- ο Zugfestig keit MPa o 00 ro o σ ο ι—Ι m ιη (Ν ιη ο cn ιη ιη ο ιη I o o in σ in CN in Ο ι—1 ιη ♦Μ Ο ιη I 00 ι-ί m •Η ΓΟ ιη Ο CN ιη ιη ο ιη ο ιη Dichteverhältnis % Geschmie deter Kompakt o ·*. σι σ o σ σ ο σ σ ο σι σ ο σ σ> ο σ σ I o C\ o h. <J\ σ o σ σ ο σ» σ» ο σι σι I ο σ σι ο σι σι ο σ σ ο σ» σ\ ο σ σ Gesin terter Kompakt o 00 00 ο ο σ ο ο σ ο ro σ ο ΓΟ ΟΝ ο CN 00 I o rH σ o CN σ ο ro σ ο ΓΟ σ ο ro σι 1 ο τΗ σ ο ro σι ο ΓΟ σ ο rH cn ο 00 00 Grün kompakt o io 00 ο m 00 ο ιη 00 ο ιη 00 Ο ιη 00 85,0 Ο 00 o m 00 o in CO ο in co ο 00 ο rH 00 ο ΓΟ C0 ο *3* 00 85,0 ο ιη 00 ο κ ητ 00 ο 00 Probe NR. B17 -1 00 r—1 PQ σ τΗ (Ώ τ—1 ο CQ Β20 1-1 CN CQ CN CN m n CN ffl CN CQ rH ο ω ιη CN CQ 10 (Ν CQ CN οα 00 CN CQ σ CN CQ ο ΓΟ CQ r—1 ro CQ CN ro CQTable 13 Remarks sintered mass deforms strongly sintered mass deforms strongly Evaluation Occupancy pressure MPa in (N in ro Ο Ο Ο Ο I in CN o ro σ Ο ιη ro I ο Ο Ο ιη ΓΟ in ro Strain% o rH 00 Γ-1 ο ro ο 00 ΓΟ ΙΟ γΗ I 00 ro 00 ro o · Ο CN (Ν «Η 1« -ι (Ν ο ΓΟ CN ΓΟ 00 ι-Η Γ'- ο Tensile strength MPa o 00 ro o σ ο ι- Ι m ιη (Ν ιη ο cn ιη ιη ο ιη Io ο in σ in CN in Ο ι-1 ιη ♦ Μ Ο ιη I 00 ι-ί m • Η ΓΟ ιη Ο CN ιη ιη ο ιη ο ιη density ratio% Geschmie determined Kompakt o · *. Σι σ o σ σ ο σ σ ο σι σ ο σ σ g σ σ σ I o C \ o h. &Lt; J \ σ o σ σ ο σ »σ» ο σι σι I ο σ σι ο σι σι ο σ σ ο σ »σ \ ο σ σ Seated compact o 00 00 ο ο σ ο ο σ ο ro σ ο ΓΟ ΟΝ ο CN 00 I o rH σ o CN σ ο ro σ ο ΓΟ σ ο ro σι 1 ο τΗ σ ο ro σι ο ΓΟ σ ο rH cn ο 00 00 green compact o io 00 ο m 00 ο ιη 00 ο ιη 00 Ο ιη 00 85,0 Ο 00 om 00 o in CO ο in co ο 00 ο rH 00 ο ΓΟ C0 ο * 3 * 00 85,0 ο ιη 00 ο κ ητ 00 ο 00 Sample No. B17 -1 00 r -1 PQ σ τΗ (Ώ τ-1 ο CQ Β20 1-1 CN CQ CN CN mn CN ffl CN CQ rH ο ω ιη CN CQ 10 (Ν CQ CN ο α 00 CN CQ σ CN CQ ο ΓΟ CQ r-1 ro CQ CN ro CQ

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Beim Vergleich der Proben BOI, B117-B19, B21 und B22 in den Tabellen 11 bis 13 wird die Wirkung der Menge des Mg-Pulvers, das in der Form eines einfachen Metallpulvers zugegeben wird, untersucht. Aufgrund der Ergebnisse wird festgestellt, daß dann, wenn Mg nicht zugegeben wird (Probe B17), wenn die Flüssigphase, die Mg sonst bilden würde, nicht auftritt, die Zugfestigkeit, Dehnung und Belegungsdruck vermindert werden. Im Gegensatz dazu werden, wenn Mg in der Form eines einfachem Metallpulvers zugegeben wird, die Zugfestigkeit, Dehnung und Belegungsdruck erhöht, wenn die Menge an Mg 0,5 Massen! oder mehr ist. Bei der Probe B22, bei der die Menge an Mg 5 Massen! übersteigt, wird die Menge der auftretenden flüssigen Phase übermäßig groß, mit dem Ergebnis, daß der Sinterkompakt deformiert. Aufgrund dieser Punkte wird bestätigt, daß angesichts der Menge an Mg in der Gesamtzusammensetzung des Ausgangsmaterialpulvers die Wirkung der Verstärkung der Zugfestigkeit, Dehnung und des Belegungsdruckes auftritt, wenn die Menge an Mg im Bereich von 0,5 bis 5 Massen! liegt.Comparing samples BOI, B117-B19, B21 and B22 in Tables 11 to 13, the effect of the amount of Mg powder added in the form of a simple metal powder is examined. From the results, it is found that if Mg is not added (Sample B17), if the liquid phase, which would otherwise form Mg, does not occur, the tensile strength, elongation and coating pressure are lowered. In contrast, when Mg is added in the form of a simple metal powder, the tensile strength, elongation and coating pressure are increased when the amount of Mg is 0.5 mass! or more. For sample B22, where the amount of Mg is 5 masses! exceeds, the amount of the liquid phase occurring becomes excessively large, with the result that the sintered compact deforms. From these points, it is confirmed that in view of the amount of Mg in the whole composition of the raw material powder, the effect of increasing the tensile strength, elongation and coating pressure occurs when the amount of Mg in the range of 0.5 to 5 masses! lies.

Die Probe B20 ist ein Beispiel, bei dem Mg in der Form des Aluminium-Magnesium-Legierungspulvers zugegeben wird. Beim Vergleich mit der Probe BOI wird festgestellt, daß dann, wenn die Menge an Mg gleich in der Gesamtzusammensetzung des Ausgangspulvers ist, äquivalente Werte der Zugfestigkeit, Dehnung und des Belegungsdruckes erhalten werden, selbst wenn Mg in der Form des Aluminium-Magnesium-Legierungspulvers zugegeben wird.The sample B20 is an example in which Mg in the form of the aluminum-magnesium alloy powder is added. When compared with the sample BOI, it is found that when the amount of Mg is equal to the total composition of the starting powder, equivalent values of tensile strength, elongation and coating pressure are obtained even when Mg is added in the form of the aluminum-magnesium alloy powder becomes.

Durch Vergleich der Proben BOI und B23-B27 in Tabellen 11 bis 13 wird die Wirkung der Menge an Cu-Pulver, das in der Form eines einfachen Metallpulvers zugegeben wird, untersucht. Aufgrund der Ergebnisse wird festgestellt, daß dann, wenn Cu nicht zugegeben wird (Probe B23), worin die flüssige Phase, die Cu sonst ausfällen würde, nicht auftritt sowohl die Zugfestigkeit als auch der Belegungsdruck einen niedrigen Wert aufweisen.By comparing the samples BOI and B23-B27 in Tables 11 to 13, the effect of the amount of Cu powder added in the form of a simple metal powder is examined. From the results, it is found that when Cu is not added (Sample B23), in which the liquid phase that would otherwise precipitate Cu does not occur, both the tensile strength and the lay-up pressure are low.

Im Gegensatz dazu werden dann, wenn Cu in der Form eines einfachem Metallpulvers zugegeben wird, die Zugfestigkeit und der Belegungsdruck erhöht, wenn die Cu-Menge 0,5 Massen! oder mehr ist. Wenn die Probe B27, worin die Menge an Cu 5 Massen! übersteigt, wird die Menge der austretenden flüssigen Phase übermäßig groß mit dem Ergebnis, daß der Sinterkompakt deformiert wird. Auf der anderen Seite neigt die Dehnung zur Verminderung, wenn die Menge an Cu sich erhöht, wird aber möglicherweise bei 1,0 ! oder mehr gehalten, wenn die Menge an Cu im Bereich von bis zu 5 Massen! beträgt. Aufgrund dessen wird bestätigt, daß angesichts der Menge an Cu in der Gesamtzusammensetzung des Ausgangsmaterialpulvers die Wirkung vorliegt, daß die Zugfestigkeit und der Bewegungsdruck erhöht werden, wenn die Menge an • Μ ·· ·· · ·· *· 54 • » t »In contrast, when Cu is added in the form of a simple metal powder, the tensile strength and the covering pressure are increased when the amount of Cu is 0.5 mass! or more. When sample B27, in which the amount of Cu 5 masses! exceeds, the amount of the exiting liquid phase is excessively large, with the result that the sintered compact is deformed. On the other hand, the elongation tends to decrease as the amount of Cu increases, but possibly at 1.0! or more held when the amount of Cu in the range of up to 5 masses! is. Due to this, it is confirmed that in view of the amount of Cu in the whole composition of the raw material powder, there is an effect that the tensile strength and the moving pressure are increased when the amount of • Μ ·· ······· · 54 · »t»

Cu im Bereich von 0,5 bis 5 Massen% ist, und die Menge an Cu in diesem Bereich ist bevorzugt, weil ein ausreichender Wert der Dehnung erhältlich ist. ΟCu is in the range of 0.5 to 5 mass%, and the amount of Cu in this range is preferable because a sufficient value of the elongation is obtainable. Ο

Durch Vergleich der Proben B28-B32 in den Tabelle 11 bis 13 wird die Wirkung der Menge an Cu untersucht, wenn Cu in der Form eines Aluminiumlegierungspulvers zugegeben wird, das Zn darin enthält. In diesem Fall wird dann, wenn Cu in der Form eines einfachen Metallpulvers zugegeben wird, die Verstärkung der Zugfestigkeit und des Belegungsdruckes im Vergleich zu dem Produkt beobachtet, wenn Cu überhaupt nicht zugegeben (Probe B23). Angesichts der Menge an Cu in der Gesamtzusammensetzung des Ausgangsmaterialpulvers wird festgestellt, daß selbst dann, wenn sie innerhalb des Bereiches von 0,5 bis 5 Massen% fällt, was oben bestätigt wurde, wenn die Menge an Cu in dem Aluminiumlegierungspulver 10 Massen% übersteigt, die Zugfestigkeit und Dehnung vermindert werden. Aufgrund dieses Ergebnisses wird weiterhin bestätigt, daß dann, wenn Cu in der Form zugegeben wird, in der es in das Aluminiumlegierungspulver, das Zn darin enthält, legiert wird, die Obergrenze an Cu in der Legierung 10 Massen% sein muß. (Beispiel 6)By comparing the samples B28-B32 in Tables 11 to 13, the effect of the amount of Cu is examined when Cu is added in the form of an aluminum alloy powder containing Zn therein. In this case, when Cu is added in the form of a simple metal powder, the reinforcement of the tensile strength and the coating pressure is observed in comparison with the product, if Cu is not added at all (sample B23). In view of the amount of Cu in the total composition of the raw material powder, it is found that even if it falls within the range of 0.5 to 5 mass%, as confirmed above, if the amount of Cu in the aluminum alloy powder exceeds 10 mass%, the tensile strength and elongation are reduced. From this result, it is further confirmed that when Cu is added in the form in which it is alloyed in the aluminum alloy powder containing Zn therein, the upper limit of Cu in the alloy must be 10 mass%. (Example 6)

Beispiel 6 ist ein Ausführungsbeispiel, bei dem die Prüfung bezüglich der Menge der harten Teilchen und der Art davon durchgeführt wurde.Example 6 is an embodiment in which the test was performed on the amount of the hard particles and the kind thereof.

Zusammen mit dem Aluminiumpulver, Aluminiumlegierungspulver, Magnesiumpulver, Kupferpulver, Zinnpulver und Borcarbidpulver von Beispiel 3 wurden das Lithiumcarbidpulver und Chromboridpulver mit jeweils einer Teilchengröße von 125 mesh Minus-Sieb verwendet. Diese Pulver wurden zusammen mit dem Anteil zum Mischen gemäß Tabelle 14 vermischt, zur Herstellung von Ausgangsmaterialpulvern mit jeweils einer Gesamtzusammensetzung gemäß Tabelle 15. Unter Verwendung dieser Ausgangsmaterialpulver wurden der Kompkatierschritt, Sinterschritt, Schmiedeschritt, Wärmebehandlungsschritt und Teststück-Verarbeitungsschritt unter den gleichen Bedingungen wie bei Beispiel 3 durchgeführt, unter Erhalt der Produkte der Proben B33-B42. Bei den erhaltenen Proben wurde die Messung der Dichteverhältnisse bei jedem Schritt ebenso wie der Zugfestigkeit, Dehnung und des Belegungsdruckes durchgeführt, und die Ergebnisse sind in Tabelle 16 zusammen mit dem Meßergebnis (Durchschnittswert) der Probe BOI von Beispiel 3 gezeigt.Together with the aluminum powder, aluminum alloy powder, magnesium powder, copper powder, tin powder and boron carbide powder of Example 3, the lithium carbide powder and chromium chloride powder each having a particle size of 125 mesh minus sieve were used. These powders were mixed together with the mixing portion according to Table 14 to prepare starting material powders each having a total composition shown in Table 15. Using these starting material powders, the compatting step, sintering step, forging step, heat treatment step and test piece processing step were carried out under the same conditions as in Example 3, to obtain the products of samples B33-B42. In the obtained samples, measurement of density ratios at each step as well as tensile strength, elongation and coating pressure were conducted, and the results are shown in Table 16 together with the measurement result (average value) of Sample BOI of Example 3.

Als konventionelles Material wurden Aluminiumpulver und Aluminium-Silicium-Legierungspulver mit 20 Massen! Si und Rest Al, die jeweils eine Teilchengröße von 100 mesh Minus-Sieb aufwiesen; Nickelpulver, Kupfer-Nickel-Legierungspulver, umfassend 4 Massen! Ni und Rest Cu, und Aluminium- 55As a conventional material, aluminum powder and aluminum-silicon alloy powder having 20 masses! Si and balance Al each having a particle size of 100 mesh minus sieve; Nickel powder, copper-nickel alloy powder, comprising 4 masses! Ni and balance Cu, and aluminum 55

·· ♦ ··· • · • ♦· ·« ·· · · · ···········································

Magnesium-Legierungspulver, umfassend 50 Massen% Mg und Rest Aluminium, die jeweils eine Teilchengröße von 250 mesh Minus-Sieb hatten, hergestellt, unter Erhalt eines Ausgangsmaterialpulvers durch Mischen und Vermischen dieser Pulver entsprechend dem Mischverhältnis gemäß Tabelle 6. Bei dem Kompaktierschritt wurde der Kompaktierdruck auf 200 MPa eingestellt und beim Sinterschritt wurde der Kompakt in einer Stickstoffgasatmosphäre durch Erhöhen der Erwärmungstemperatur innerhalb eines Bereiches von 400°C bis zur Sintertemperatur von 550°C bei einer Temperaturerhöhungsrate von 10°C/min erwärmt, und die Sintertemperatur wurde 60 Minuten vor dem Kühlen von der Sintertemperatur auf 450°C bei einer Kühlrate von -20°C/min gehalten. Beim Schmiedeschritt waren die Erwärmungstemperatur des gesinterten Kompaktes und der Düse 450°C und das Anstauchverhältnis war 40 %. Beim Wärmebehandlungsschritt war die Temperatur für die Lösungsbehandlung 470°C, und die Alterungsausfällung wurde bei 130°C für 24 Stunden durchgeführt, zur Erzeugung einer Legierung, die in dem Dokument JP-A-H07-224341 offenbart ist. Für diese Probe (B43) wurde die Messung des Dichteverhältnisses nach jedem Schritt ebenso wie der mechanischen Eigenschaften, nämlich der Zugfestigkeit, Dehnung und des Belegungsdruckes durchgeführt. Diese Ergebnisse sind in Tabelle 16 gezeigt. 56 Ο ο • · • · • • φ • ·· Μ • · • · • · • · • • • • · · • • • • · · • · · · · « * · · • · · • · · ··· ···· ···« ΙΩ α) X) rH rH ιΗ rH τΗ ιΗ rH ιΗ «Η *Η 1-Η 3 φ Ν rH α) β χ; υ 10 Öi Ρ Φ > γΗ Ο Ο Ο Ο Ο Ο Ο Ο Ο Ο Ο Ο £ CU rH Ρ Ρ Ρ Ρ Ρ Ρ Ρ Ρ Ρ Ρ Ρ Ρ Η φ φ φ φ φ φ φ φ φ φ φ φ (Ö > > > > > > > > > > > > 4J Ρ Ρ rH γΗ Γ—1 γΗ Γ—I Η rH rH γΗ Γ—1 Γ—1 γΗ ΙΩ Φ Ρ 3 3 3 3 3 3 3 3 3 3 3 3 0) X) 2 < CU Ρ Ρ Ρ Ρ Ρ Ρ Ρ Ρ Ρ Ρ Ρ Ρ α) 3 £ £ β 3 3 3 3 3 3 £ £ 2 ρ Ρ Ρ Ρ Ρ Ρ Ρ Ρ Ρ Ρ Ρ Ρ Ρ φ ί> ιη γΗ 3 Ο rH ιη Ο ιη ο m ο Ο ο ο £ * 0) _ 12 Ρ Ο Ο ο I—t <Ν ιη θ' ιη ιη ιη Μ £ < Λ £ (υ - m ρ£ Ü Ρ Ρ Ρ Ρ Ρ Ρ Ρ Ρ Ρ Ρ Ρ Ρ φ όΡ 3 φ φ φ Φ φ φ φ φ φ φ φ fÖ > > > > > > > > > > > φ ίΗ r*H Γ—1 rH γΗ •Η rH γΗ Η Η Η γΗ Ρ 3 3 3 3 3 3 £ 3 3 3 3 Ρ I CN Ρ μ Φ > Η < Ρ 1 U Ρ 1 U Ρ 1 U Ρ 1 υ Ρ 1 CJ Ρ 1 υ Ρ 1 υ Ρ 1 υ Ρ 1 U Ρ 1 U Ρ 1 U φ > r-1 3 κΤ Ή Η όΡ Ρ Ρ Ρ Ρ) ρ Ρ Ρ Ρ Ρ Ρ Ρ Ρ CJ Ρ ι 3 α) CT tn S Ui Ο (0 μ m s 0) ι 1 ►> in ιη ιη ιη ιη ιη ιη ιη ιη ιη ιη ιη π 3 Η ** <c •Η υ £ τΗ ιΗ τΗ τΗ ιΗ ιΗ γΗ «Η τΗ «Η ιΗ τΗ 3 Ρ Ρ 1—1 :cö όΡ Λ Μ Φ Ρ > W 1 Φ ί> m ιη m ιη ιη ιη ιη ιη ιη ιη ιη ιη Ρ tJ» £ S Η £ (Ν CN (Ν (Ν 04 04 04 οι OJ 04 οι 04 φ > 3 Ρ4 Η Λ 3 υ Ρ (Ω 1 -Η •Η S 2 ο ο Ο Ο Ο Ο Ο ο ο ο ο Ο C κ tS3 CN CN CN (Ν 04 04 04 04 04 ΟΙ 04 04 ρ τΗ t-H ιΗ rH ι—1 ι—1 ιΗ rH γΗ «Η rH ιΗ φ > dp γΗ 3 ιη α η* ιω σ Ρ Ρ Ρ Ρ Ρ Ρ Ρ Ρ ρ Ρ Ρ Ρ ·· )—1 Ui ω ω 10 (Q ω (Ω U) Ui (Ω (Ω (Ω μ < φ φ φ φ φ φ φ φ φ φ φ φ φ φ ρ Ρ Ρ Ρ Ρ Ρ Ρ Ρ Ρ Ρ Ρ Ρ > •Η £ θ’ φ Ρ Ρ I Si- f—I < Ρ Ρ Ρ Ρ Ρ Ρ „P Ρ Ρ Ρ Ρ Ρ Ο (0 ΙΩ U (0 Ui W Ui m C0 Ui ΙΩ Ui 04 φ φ φ φ φ φ φ φ φ φ φ φ 1 Ρ ρ α Ρ Ρ Ρ Ρ Ρ Ρ Ρ Ρ Ρ γΗ < Ρ φ Ο Ο Ο Ο Ο Ο Ο Ο Ο Ο Ο Ο > *» ·» * h. 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In the compacting step, the compacting pressure became was set to 200 MPa, and in the sintering step, the compact was heated in a nitrogen gas atmosphere by raising the heating temperature within a range of 400 ° C to the sintering temperature of 550 ° C at a temperature elevation rate of 10 ° C / min, and the sintering temperature became 60 minutes before Cooling kept from the sintering temperature to 450 ° C at a cooling rate of -20 ° C / min. In the forging step, the heating temperature of the sintered compact and the die was 450 ° C and the staking ratio was 40%. In the heat treatment step, the temperature for the solution treatment was 470 ° C, and the aging precipitation was carried out at 130 ° C for 24 hours to produce an alloy disclosed in JP-A-H07-224341. For this sample (B43), the measurement of the density ratio after each step was carried out as well as the mechanical properties, namely, tensile strength, elongation and coating pressure. These results are shown in Table 16. 56 Ο ο · • • · · · · · · · · · · · · · · · · · · · · · · · · · · · · · · · · · · ·. ······ ··· «ΙΩ α) X) rH rH ιΗ rH τΗ ιΗ rH ιΗ« Η * Η 1-Η 3 φ Ν rH α) β χ; υ 10 i Φ > γΗ Ο Ο Ο Ο Ο Ο Ο Ο Ο Ο Ο Ο £ CU rH Ρ Ρ Ρ Ρ Ρ Ρ Ρ Ρ Ρ Ρ Ρ Ρ Η φ φ φ φ φ φ φ φ φ φ φ φ (Ö > > > & gt & Ρ rH γΗ Γ-1 γΗ Γ-I Η rH rH γΗ Γ-1 Γ-1 γΗ ΙΩ Φ Ρ 3 3 3 3 3 3 3 3 3 3 3 0) X) 2 < CU Ρ Ρ Ρ Ρ Ρ Ρ Ρ Ρ Ρ Ρ Ρ))))))))))))))))) ί ί 3 ί ί ί ί ί 3 3 3 3.) 3 3 ί ί ί ί ί ί 3 3 3 3 3. ιη γΗ 3 Ο rH ιη Ο ιη ο m ο Ο ο ο £ 0 0) _ 12 Ρ Ο Ο ο I-t <Ν ιη θ 'ιη ιη ιη Μ £ < Λ £ (υ - m ρ £ Ρ Ρ Ρ Ρ Ρ Ρ Ρ Ρ Ρ Ρ φ όΡ όΡ όΡ 3 φ φ φ Φ φ φ φ φ φ φ φ f > > > > > > > > 3 3 * r * H Γ-1 rH γΗ • Η rH γΗ Η Η Η γΗ Ρ 3 3 3 3 3 3 £ 3 3 3 3 Ρ I CN Ρ μ Φ> Η <Ρ 1 U Ρ 1 U Ρ 1 U Ρ 1 υ Ρ 1 CJ Ρ 1 υ Ρ 1 υ Ρ 1 υ Ρ 1 U Ρ 1 U Ρ 1 U φ> r-1 3 κΤ Ή Η όΡ Ρ Ρ Ρ Ρ) ρ Ρ Ρ Ρ Ρ Ρ Ρ CJ Ρ ι 3 α) CT tn S Ui Ο (0 μ ms 0) ι 1 ► > lt ιη ιη ιη ιη ιη ιη ιη ιη ιη ιη ιη π 3 Η ** & c • Η υ £ τΗ ιΗ τΗ τΗ ιΗ ιΗ γΗ "Η τΗ" Η ιΗ τΗ 3 Ρ Ρ 1-1: CÖ όΡ Λ Μ Φ Ρ > > W 1 Φ ί > m ιη m ιη ιη ιη ιη ιη ιη ιη ιη ιη Ρ tJ »£ S Η £ (Ν CN (Ν (Ν 04 04 04 οι OJ 04 οι 04 φ> 3 Ρ4 Η Λ 3 υ Ρ (Ω 1 -Η • Η S 2 ο ο Ο Ο Ο ο ο ο ο ο ο C κ tS3 CN CN CN (Ν 04 04 04 04 04 ΟΙ 04 04 ρ τΗ tH ιΗ rH ι-1 ι-1 ιΗ rH γΗ Η rH ιΗ φ g dp γΗ 3 ιη α η * ιω σ Ρ Ρ Ρ Ρ Ρ Ρ Ρ ρ Ρ Ρ Ρ ··) -1 Ui ω ω 10 (Q ω (Ω U) Ui (Ω (Ω (Ω μ <φ φ φ φ φ φ φ φ φ φ φ φ φ φ ρ Ρ Ρ Ρ Ρ Ρ Ρ Ρ Ρ Ρ Ρ Ρ> • Η 'S S S S S S S S S S S S S S S S S S S S S S S S S S S S S S S S S S. 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Tabelle 16 Bemerkungen großer Abrieb beim Gegenteil Auswertung Belegungs druck MPa 1 20 30 35 40 40 40 40 35 30 40 45 50 50 Deh nung % O'TI 1_ io 00 t—1 6,0 in o rH vo i—l 00 o o kO in o in CN Zugfestig keit MPa 560 1 550 545 540 530 525 508 501 485 525 535 548 360 Dichteverhältnis % Geschmie deter Kompakt 99,0 99,0 99,0 99,0 99,0 99,0 99,0 99,0 99,0 99,0 99,0 99,0 99,0 Gesin terter Kompakt 93,0 93,0 9 I 93,0 93,0 93,0 93,0 93,0 o CN σ» 91,0 93,0 93,0 93,0 o 00 Grün kompakt o 00 00 86,0 o LO 00 o LO 00 85,0 85,0 85,0 o 00 82,0 o in 00 o m 00 o in 00 o in 00 Probe NR. _J B33 B34 -1 B35 B36 B37 B01 B38 B39 B40 B01 B41 B42 B43 59 59 « ·· ·· ·· ·· > · · ♦ • · • · ·· ··♦ ···# ··Table 16 Remarks Large abrasion on the contrary Evaluation Loading pressure MPa 1 20 30 35 40 40 40 40 35 30 40 45 50 50 Elongation% O'TI 1_o00 t-1 6.0 in o rH vo i-l 00 oo kO in o in CN Tensile strength MPa 560 1 550 545 540 530 525 508 501 485 525 535 548 360 Density ratio% Weighted compact 99.0 99.0 99.0 99.0 99.0 99.0 99.0 99.0 99.0 99.0 99.0 99.0 99.0 Sealed compact 93.0 93.0 9 I 93.0 93.0 93.0 93.0 93.0 o CN σ »91.0 93, 0 93.0 93.0 o 00 Green compact o 00 00 86.0 o LO 00 o LO 00 85.0 85.0 85.0 o 00 82.0 o in 00 om 00 o in 00 o in 00 Sample NR , _J B33 B34 -1 B35 B36 B37 B01 B38 B39 B40 B01 B41 B42 B43 59 59 «···· ···· > · · · · · · · ·································

Beim Vergleich der Proben BOI und B33-B40 der Tabellen 15 bis 16 wird die Wirkung der Menge der harten Teilchen untersucht. Aufgrund der Ergebnisse ist zu verstehen, daß die Probe B33, die keine harten Teilchen enthält, eine hohe Zugfestigkeit und Dehnung entfaltet, daß aber der Belegungsdruck klein ist, was bedeutet, daß das Material eine niedrige Abriebsresistenz hat. Selbst in einem solchen Material kann die Abriebsresistenz durch die harten Teilchen bei einer Menge von 0,1 Massen! oder mehr verbessert werden, so daß der Belegungsdruck erhöht wird, während der Abfall der Zugfestigkeit in kleinem Ausmaß unterdrückt wird. Insbesondere schafft die Zugabe von 1,0 Massen! oder mehr eine hohe Abriebsresistenz.Comparing samples BOI and B33-B40 of Tables 15 to 16, the effect of the amount of hard particles is examined. From the results, it is understood that the sample B33 containing no hard particles exhibits high tensile strength and elongation, but the coating pressure is small, which means that the material has a low abrasion resistance. Even in such a material, the abrasion resistance by the hard particles at a rate of 0.1 mass! or more, so that the coating pressure is increased while suppressing the drop of the tensile strength to a small extent. In particular, the addition of 1.0 masses! or more a high abrasion resistance.

Auf der anderen Seite neigt die Dehnung zur leichten Verminderung, wenn sich die Menge der harten Teilchen erhöht, aber es ist noch möglich, eine ausreichende Dehnung von 1 % oder mehr mit einer Menge von 10 Massen! oder weniger der harten Teilchen zu erzielen. Wenn die Menge der harten Teilchen 10 Massen! übersteigt (Probe B40), wird die Verminderung der Dehnung beachtlich und fällt unterhalb von 1 ! und es wurde gleichzeitig beobachtet, daß die Abriebsmenge des Gegenteils erhöht ist. Aufgrund dessen wird bestätigt, daß dann, wenn die Menge der harten Teilchen im Bereich von 0,1 bis 10 Massen! liegt, eine hohe Zugfestigkeit und hohe Dehnung entfaltet werden, während die Abriebsresistenz verbessert wird, was zum Erhalt abriebsresistenten gesinterten Aluminiumlegierung mit höherer Zugfestigkeit als bei der abriebsresistenten gesinterten Aluminiumlegierung der Probe B43 führt, die eine konventionelle Aluminium-Silicium-Legierung ist. Es wird ebenfalls festgestellt, daß die Wirkung zur Verbesserung der Abriebsresistenz besonders groß ist, wenn die Menge der harten Teilchen im Bereich von 1,0 bis 10 Massen! liegt.On the other hand, when the amount of hard particles increases, the elongation tends to slightly decrease, but it is still possible to have a sufficient elongation of 1% or more in an amount of 10 masses! or less of the hard particles. If the amount of hard particles 10 masses! exceeds (Sample B40), the reduction in elongation becomes remarkable and falls below 1! and at the same time, it was observed that the amount of abrasion of the contrary is increased. Because of this, it is confirmed that when the amount of the hard particles is in the range of 0.1 to 10 masses! high tensile strength and high elongation are exhibited while the abrasion resistance is improved, resulting in obtaining abrasion-resistant sintered aluminum alloy having higher tensile strength than the abrasion-resistant sintered aluminum alloy of Sample B43, which is a conventional aluminum-silicon alloy. It is also found that the effect of improving the abrasion resistance is particularly large when the amount of hard particles in the range of 1.0 to 10 masses! lies.

Beim Vergleich der Proben B01, B41 und B42 in den Tabellen 14 bis 16 wird die Wirkung der Art der harten Teilchen untersucht. Aufgrund der Ergebnisse ist zu verstehen, daß eine ausreichende Abriebsresistenz (Belegungsdruck) erzielt wird, selbst wenn die Art der harten Teilchen von Borcarbid zu Siliciumcarbid oder Chromborid geändert wird. Es wurde ebenfalls festgestellt, daß insbesondere dann, wenn Chromborid verwendet wird, es möglich ist, eine ausgezeichnete abriebsresistente gesinterte Aluminiumlegierung zu erhalten, die nicht nur eine höhere Zugfestigkeit als die abriebsresistente gesinterte Aluminiumlegierung (Probe B43) vom konventionellen Aluminium-Silicium-Typ entfaltet, sondern ebenfalls einen äquivalenten Wert des Belegungsdruckes. 60 60Comparing the samples B01, B41 and B42 in Tables 14 to 16, the effect of the kind of the hard particles is examined. From the results, it is understood that sufficient abrasion resistance (coating pressure) is achieved even when the kind of hard particles is changed from boron carbide to silicon carbide or chromium boride. It has also been found that, in particular, when chromium boride is used, it is possible to obtain an excellent abrasion resistant sintered aluminum alloy which not only exhibits higher tensile strength than the conventional aluminum-silicon type abrasion resistant sintered aluminum alloy (Sample B43), but also an equivalent value of the occupancy pressure. 60 60

♦ ·· • · (Beispiel 7)♦ ··· · (Example 7)

Beispiel 7 ist ein Ausführungsbeispiel, worin die Prüfung der Mengen des Sinterhilfspulvers und der Art davon erfolgte. Zusammen mit dem Aluminiumpulver, Aluminiumlegierungspulver, Magnesiumpulver, Kupferpulver, Borcarbidpulver und Zinnpulver von Beispiel 3 wurden das Wismutpulver, Indiumpulver und das bleifreie Lötpulver mit jeweils einer Teilchengröße von 200 mesh Minus-Sieb verwendet, und das bleifreie Lötpulver hatte eine Zusammensetzung, worin der Gehalt von Zn 8 Massen% und die Menge an Bi 3 Massen% war, wobei der Rest Sn und unvermeidbare Verunreinigungen sind. Diese Pulver wurden zusammen in dem Anteil zum Mischen gemäß Tabelle 17 vermischt, zur Herstellung von Ausgangsmaterialpulvern mit der Gesamtzusammensetzung gemäß Tabelle 17. Unter Verwendung dieser Ausgangsmaterialpulver wurden der Kompaktiertschritt, Sinterschritt, Schmiedeschritt, Wärmebehandlungsschritt und Teststück-Verarbeitungsschritt und der den gleichen Bedingungen wie bei Beispiel 3 durchgeführt, unter Erhalt der Produkte der Proben B44 bis B51. Mit den erhaltenen Proben erfolgte die Messung der Dichteverhältnisse bei jedem Schritt ebenso wie der Zugfestigkeit, Dehnung und des Belegungsdruckes, und die Ergebnisse sind in Tabelle 19 zusammen mit dem Meßergebnis (Durchschnittswert) der Probe BOI von Beispiel 3 gezeigt. oExample 7 is an embodiment wherein the inspection of the amounts of the sintering aid powder and the kind thereof was carried out. Together with the aluminum powder, aluminum alloy powder, magnesium powder, copper powder, boron carbide powder and tin powder of Example 3 were the bismuth powder, indium and lead-free solder powder each having a particle size of 200 mesh minus sieve used, and the lead-free solder powder had a composition, wherein the content of Zn was 8 mass% and the amount of Bi was 3 mass%, with the balance Sn and unavoidable impurities. These powders were blended together in the proportion for mixing according to Table 17 to prepare starting material powders having the total composition shown in Table 17. Using these starting material powders, the compacting step, sintering step, forging step, heat treatment step and test piece processing step and the same conditions as in Example 3, to obtain the products of samples B44 to B51. With the samples obtained, the density ratios at each step were measured as well as the tensile strength, elongation and coating pressure, and the results are shown in Table 19 together with the measurement result (average value) of Sample BOI of Example 3. O

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Mischungsverhältnis Massen% ' Niedrigschmelzendes Metallpulver 1 0,01 0,05 rH O in o Γ"- o rH o rH o rH o rH o 44 Ul < 1 1-1 dl > rH 3 PU 1 e cp Ui d) > rH 3 PU 3 cp Ui d) > f—i 3 PU 1 c CP Uj d) > rH 3 PU 1 3 CP Ui dl > rH 3 CU 1 3 CP Ui dl > r—I 3 CU 1 3 CP Ui dl > rH 3 Pi 1 *H (P Ui 01 > rH 3 0H c H Sn-8Zn- 4Bi-Pulver Pulver aus harten Teilchen o LO O m o in o in o in o in o in O in O η o in 44 Ul < M dl > pH 3 PU 1 u pq M d) > rH 3 PU 1 o PQ Ul di > rH 3 PU 1 u PQ Ul tu > r—1 3 PU 1 u 3* CP Ul dl > f—1 3 CU 1 u •3* PQ ui dl > rH 3 CU 1 u CQ Ul di > rH 3 Pi 1 u 'S* PQ Ul di > rH 3 PU 1 u 3* CQ ui di > rH 3 Pi 1 u PQ Ul 0) > rH 3 PU 1 u CQ 1-1 i ® 3 H PU LO rH in rH in tH in rH η rH io rH in rH LO rH in rH in rH 1-1 i ® 01 H S ^ PU in CN in ΓΝ in (N in CN in CN in CN LO CN in CN n CN in CN Al-Legierungspulver c NJ o CN rH O CN rH O (N rH o CN rH o CN rH O CN rH O CN rH O CN rH o CN rH O CN rH rH C 4-> CO 0) PP -P CO 0) Pi +j CO d) PP 4-1 <0 d) pp 4-> CO dl pp 44 10 dl PP 44 CO 01 pp 44 CO di PP 44 CO 01 PP 44 CO 01 PP 44 CO dl DP 44 CO dl PP 4-1 CO d) PP 4-> CO dl PP 44 CO dl PP 44 CO dl OP 44 CO dl pp 44 CO dl pp 44 CO dl PP 44 CO dl PP 1-1 1 φ H > < 3 PU o in o in O n o in o in o in o in o η o in o in Probe Nr. CQ in CQ m I—1 o CQ CQ 00 CQ rH O CQ rp CQ o m CQ rH in CQ 1 62 ·· ♦ ·· Μ • · · • · • · *·* ···· ···· Ο ΟMixing ratio mass% 'Low-melting metal powder 1 0.01 0.05 rH O in o Γ " - o rH o rH o rH o rH o 44 Ul < 1 1-1 dl > rH 3 PU 1 e cp Ui d) > rH 3 PU 3 cp U d) > f-i 3 PU 1 c CP Uj d) > rH 3 PU 1 3 CP Ui dl > rH 3 CU 1 3 CP Ui dl > r -I 3 CU 1 3 CP Ui dl > rH 3 Pi 1 * H (P Ui 01> rH 3 0H c H Sn-8Zn-4Bi powder Powder of hard particles o LO O mo in o in o in o in O in O η o in 44 Ul < M dl> pH 3 PU 1 u pq M d) > rH 3 PU 1 o PQ Ul di > rH 3 PU 1 u PQ Ul tu > r-1 3 PU 1 u 3 * CP Ul dl > f-1 3 CU 1 u • 3 * PQ ui dl > rH 3 CU 1 u CQ Ul di > rH 3 Pi 1 u 'S * PQ Ul di > rH 3 PU 1 u 3 * CQ ui di > rH 3 Pi 1 u PQ Ul 0) > rH 3 PU 1 u CQ 1-1 i ® 3 H PU LO rH in rH in tH in rH η rH io rH in rH LO rH in rH in rH 1-1 i ® 01 HS ^ PU in CN in ΓΝ in (N CN CN CN CN CN CN CN CN CN Al alloy powder c NJ o CN rH O CN rH O (N rH o CN rH o CN rH O CN rH O CN rH O CN rH o CN rH O CN rH rH C 4-> CO 0) PP -PCO 0) Pi + j CO d) PP 4-1 <0 d) pp 4-> CO dl pp 44 10 dl PP 44 CO 01 pp 44 CO di PP 44 CO 01 PP 44 CO 01 PP 44 CO dl DP 44 CO dl PP 4-1 CO d) PP 4- > CO dl PP 44 CO dl PP 44 CO dl OP 44 CO dl pp 44 CO dl pp 44 CO dl PP 44 CO dl PP 1-1 1 φ H > &Lt; 3 PU o in o in O no in o in o in o in o in o in sample no. CQ in CQ m I-1 o CQ CQ 00 CQ rH O CQ rp CQ om CQ rH in CQ 1 62 ·· ♦ ·· Μ • · · · · · · · * * * ···· ···· Ο Ο

0) Λ ΙΟ Et α) Λ ο n & Niedrigschmelzendes Metallpulver 1 o o rH O 1—1 o 0,5 r- o rH o i—1 o rH o 0,09 0,003 Art I Sn Sn Sn Sn Sn Sn Bi In Sn Bi ο o o o o o O o O o c tu LO in in in in in in m m in Λ υ ι—1 •Η tu Η tu -Ρ Μ tö -Ρ U υ u u u α u u u u Ε Μ <3 m m CQ co CQ CQ CQ CQ CQ CQ 3 in LO in m in in in in in in υ ιΗ 1—1 r-l rH «H *H rH rH rH rH in m in in m in in in in in *>. V •k k. k. «k k, k. (N (N ΓΝ (N (N <N (N CN (N (N in m in in in in m m in w w k. ·* k. w w k. m m m in in in in m in in +> -P +> +) +j +j -P P -P -P 1—1 in ω co co (Ω CO co co co CO < tu tu tu tu 0) (U tu tu tu tu 05 05 05 Oh CQ Oh Oh Oh Oh 05 in i£> rH r- CO f-H o\ o rH S-I o o in in ζ CQ CQ CQ CQ CQ CQ CQ CQ CQ CQ 63 • · • ·« Μ ·· · · t · • · · • t · • · · ·♦· ···« ···« 00) Λ ΙΟ Et α) Λ ο n & Low Melting Metal Powder 1 oo rH O 1-1 o 0,5 r- o rH oi-1 o rH o 0,09 0,003 Type I Sn Sn Sn Sn Sn Sn Bi In Sn Bi ooooo O o O c tu LO in in in in in mm in Λ υ ι-1 • Η tu Η tu -Ρ Μ tö-Ρ u υ u uuu u uuuu Ε Μ <3 mm CQ co CQ CQ CQ CQ CQ CQ 3 in LO in m in in in in in υ ιΗ 1-1 rl rH H H * H rH rH rH r in m in m in in in in * >. V • k k. k. «K k, k. (N (N ΓΝ (N (N <N (N CN (N (N in m in in in mm in ww k. * * K. Ww k. Mmm in in in m in in +> -P + > +) + j + j -PP -P -P 1-1 in ω co co (Ω CO co co co CO <tu tu tu tu 0) (U tu tu tu tu 05 05 05 Oh CQ Oh Oh Oh Oh 05 in £ H H---f f f f f o o o o o o o o o o o t t t t t t t t t t t t t t t t t t t t t t t t t t t t t t · · · · · · · ··· «···« 0

• · • « • · • · Tabelle 19 Bemerkungen Auswertung Belegungs druck MPa 35 40 40 40 40 30 40 40 40 40 Deh nung % r—1 Γ0 VO cn o o rH Γ0 ro CN o CN 00 m o Zugfestig keit MPa 501 520 525 525 515 495 525 528 o (N in 528 Dichteverhältnis % Geschmie deter Kompakt 0'66 99,0 99,0 99,0 99,0 99,0 99,0 99,0 99,0 99,0 Gesin terter Kompakt 90,0 93,0 93,0 93,0 93,0 93,0 93,0 93,0 93,0 93,0 Grün kompakt 85,0 85,0 85,0 85,0 o in 00 o V in 00 85,0 o in 00 o in 00 o in 00 Probe NR. B4 5 B46 B01 B47 B48 B01 B4 9 B50 B51 64 • · • · tTable 19 Remarks Evaluation Loading pressure MPa 35 40 40 40 40 30 40 40 40 40 Elongation% r-1 Γ0 VO cn oo rH Γ0 ro CN o CN 00 mo Tensile strength MPa 501 520 525 525 515 495 525 528 o (N in 528 Density ratio% Weighted compact 0'66 99.0 99.0 99.0 99.0 99.0 99.0 99.0 99.0 99.0 Sealed compact 90.0 93.0 93.0 93.0 93.0 93.0 93.0 93.0 93.0 93.0 Green compact 85.0 85.0 85.0 85.0 o in 00 o V in 00 85, 0 o in 00 o in 00 o in 00 Sample No. B4 5 B46 B01 B47 B48 B01 B4 9 B50 B51 64 • · • · t

Μ I • · ··· ··· ···· ·«··• I ····· ··· ···· · · ··

Beim Vergleich der Proben BOI und B44-48 der Tabellen 17 bis 19 wurde die Wirkung der Menge des niedrigschmelzenden Metallpulvers untersucht. Im Vergleich zu dem Produkt (Probe B44), bei dem kein niedrigschmelzendes Metall zugegeben wird, wird festgestellt, daß dann, wenn das niedrigschmelzende Metall zugegeben wird, die Zugfestigkeit, Dehnung und Bewegungsdruck verbessert werden. Es wird ebenfalls festgestellt, daß bezüglich der Zugabemenge die Wirkung davon beobachtet wird, wenn sie im Bereich von 0,01 bis 0,5 Massen% liegt; und die Wirkung ist am höchsten, wenn die Zugabemenge im Bereich von 0,05 bis 0,1 Massen! liegt. Wenn die Zugabemenge davon 0,5 Massen! übersteigt, ist die Verminderung der Dehnung außerordentlich, gleichzeitig begleitet von einer Verminderung des Belegungsdruckes. Demzufolge wird bestätigt, daß bezüglich der Zugabe des niedrigschmelzenden Metallpulvers die Wirkung der Verbesserung der mechanischen Eigenschaften verursacht wird, wenn diese Zugabe im Bereich von 0,01 bis 0,5 Massen! liegt.When comparing the samples BOI and B44-48 of Tables 17 to 19, the effect of the amount of the low-melting metal powder was examined. As compared with the product (Sample B44) in which no low-melting metal is added, it is found that when the low-melting metal is added, the tensile strength, elongation and moving pressure are improved. It is also found that the effect of it is observed in the addition amount when it is in the range of 0.01 to 0.5 mass%; and the effect is highest when the addition amount in the range of 0.05 to 0.1 mass! lies. If the addition amount of it 0.5 mass! The reduction in elongation is extraordinary, accompanied at the same time by a reduction in the occupying pressure. Accordingly, it is confirmed that the addition of the low-melting metal powder causes the effect of improving the mechanical properties when this addition is in the range of 0.01 to 0.5 mass%! lies.

Beim Vergleich der Proben B01 und B49-B51 gemäß den Tabellen 17 bis 19, worin die Art des niedrigschmelzenden Metallpulvers geändert wird, wird die Wirkung der Art des niedrigschmelzenden Metallpulvers untersucht. Aufgrund dieser Ergebnisse wird bestätigt, daß die gleiche Wirkung wie oben beschrieben erhalten wird, selbst wenn das Wismutpulver, Indiumpulver oder bleifreie Lötpulver anstelle von Zinnpulver verwendet wird. (Beispiel 8)Comparing the samples B01 and B49-B51 shown in Tables 17 to 19, wherein the kind of the low-melting metal powder is changed, the effect of the kind of the low-melting metal powder is examined. From these results, it is confirmed that the same effect as described above is obtained even when the bismuth powder, indium powder or lead-free solder powder is used instead of tin powder. (Example 8)

Beispiel 8 ist ein Ausführungsbeispiel, bei dem die Untersuchung durchgeführt wird, wenn der Kompaktierdruck als Kompaktierbedingung geändert wird oder wenn die Sintertemperatur und die Sinterzeit als Sinterbedingung geändert wird.Example 8 is an embodiment in which the inspection is performed when the compacting pressure is changed as a compacting condition or when the sintering temperature and the sintering time are changed as the sintering condition.

Unter Verwendung des Ausgangsmaterialpulvers, das durch Verwendung von Al ximiniumpulver, Aluminiumlegierungspulver, Magnesiumpulver, Kupferpulver und Zinnpulver und durch Einstellen der gleichen Bestandteilszusammensetzung wie Beispiel 3 hergestellt wurde, wurden der Kompaktier-schritt und Sinterschritt unter Verwendung des Kompaktierdrucks, der Sintertemperatur und der Sinterzeit gemäß Tabelle 20 durchgeführt. Unter den gleichen Bedingungen wie bei Beispiel 3 wurden der Schmiedeschritt, Wärmebehandlungsschritt und Teststück-Verarbeitungsschritt durchgeführt. Im Hinblick auf jedes erhaltene Produkt erfolgte die Messung des Dichteverhältnisses bei jedem Schritt und der Zugfestigkeit, Dehnung und des Belegungsdruckes. Die Ergebnisse sind in Tabelle 21 zusammen mit dem Ergebnis (Durchschnittswert) von Probe B01 bei Beispiel 3 gezeigt. ···♦·♦# ·1 65 • Φ· ·· ·Using the raw material powder prepared by using aluminum powder, aluminum alloy powder, magnesium powder, copper powder and tin powder and adjusting the same constituent composition as Example 3, the compacting step and sintering step were performed using the compacting pressure, sintering temperature and sintering time shown in Table 20 performed. Under the same conditions as in Example 3, the forging step, heat treatment step and test piece processing step were carried out. With respect to each product obtained, the measurement of the density ratio at each step and the tensile strength, elongation and coating pressure were made. The results are shown in Table 21 together with the result (average value) of Sample B01 in Example 3. ··· ♦ · ♦ # · 1 65 • Φ ··· ·

Tabelle 20Table 20

Probe Nr. Kompaktieren Sintern Druck MPa Sinterzeit °C Sinterdauer min B52 100 600 20 B53 200 600 20 BOI 300 600 20 B54 400 600 20 B55 500 600 20 B56 300 550 20 B67 300 580 20 BOI 300 600 20 B58 300 610 20 B59 300 620 20 B60 300 - 0 B61 300 600 10 BOI 300 600 20 B62 300 600 30 B63 300 600 40 ¢6 • · ΟSample No. Compacting Sintering Pressure MPa Sintering time ° C Sintering time min B52 100 600 20 B53 200 600 20 BOI 300 600 20 B54 400 600 20 B55 500 600 20 B56 300 550 20 B67 300 580 20 BOI 300 600 20 B58 300 610 20 B59 300 620 20 B60 300 - 0 B61 300 600 10 BOI 300 600 20 B62 300 600 30 B63 300 600 40 ¢ 6 • · Ο

• * * · • · · · · Tabelle 21 Bemerkungen starke Deformation beim Sintern Düsenverschleiß Schmelzen der Sintermasse Auswertung Belegungs druck MPa 1 o ο Ο «5* I Ο ΓΜ ιη η Ο <3* Ο ΈΡ 1 Ο ΓΜ Ο <3< Ο Ο <3* Ο rr Deh nung % 1 00 ro ο ΓΜ I Ο Γ—I ιο ΓΜ ο ΓΜ Γ0 1 ΓΜ Γ—1 ΓΜ Γ0 ο *> ** 00 ΓΟ *sD ΓΟ Zugfestig keit MPa 1 P-« CM in ιη ΓΜ ιη Ο ΓΟ ιη I ιη ιΗ Ο ΓΜ ιη ιη ΓΜ ιη ιη ΓΜ ιη 1 00 γΗ Ο ΓΜ ιη ιη ΓΜ ιη Ό ΓΜ ιη ιη ΓΜ ιη Dichteverhältnis % ----1 Geschmie deter Kompakt 1 Ö σ\ ο σ> σ ο σ σ> I Ο σ\ σ\ ο σ\ σ> ο σ\ σ\ ο σ\ <Τ\ 1 ο σ\ σ\ ο σ\ ο σ σ\ ο σ σ ο σ σ Gesin terter Kompakt 1 ο ο σ» ο C0 σ ο ΓΟ σ 1 ο ιο 00 ο ΓΜ <0Ί ο γο σ» ο ΓΟ <Γ> 1 ο Γ—1 σ\ ο ΓΜ σ ο ΓΟ θ\ ο γο σι ο <3* σ Grün kompakt o in r-' ο η 00 ο ιη C0 ο ιη C0 ο «*, ΙΟ 00 ο ιη 00 Ο ιη 00 ο ιη 00 ο ιη 00 ο in 00 ο ιη 00 ο ιη 00 ο ιη 00 ο ιη 00 ο ιη 00 Probe NR. B52 Β53 Β0 1 ιη CQ Β55 Β56 Γ'-' ιη CQ Β0 1 Β58 Β59 Β60 Β61 Β0 1 Β62 Β63 • · · · · ·· ·| ♦ · · · · · · · t I · · ♦ ·67· · · · · ♦ · ♦ · · · · ♦ · · · · · · ·· ··· ··· ··· ···· ····Table 21 Remarks severe deformation during sintering Nozzle wear Melting of the sintered mass Evaluation Loading pressure MPa 1 o ο Ο 5 5 * I Ο ΓΜ ηη η Ο <3 * Ο ΈΡ 1 Ο ΓΜ Ο < 3 <; Ο Ο < 3 * rrr expansion% 1 00 ro ο ΓΜ I Ο Γ-I ιο ΓΜ ο ΓΜ Γ0 1 ΓΜ Γ-1 ΓΜ Γ0 ο * > ** 00 * ΓΟ sD ΓΟ Tensile ness MPa 1 P- «CM in ιη ΓΜ ιη Ο ΓΟ ιη I ιη ιΗ Ο ΓΜ ιη ιη ΓΜ ιη ιη ΓΜ ιη 1 00 γΗ Ο ΓΜ ιη ιη ΓΜ ιη Ό ΓΜ ιη ιη ΓΜ ιη density ratio % ---- 1 mixed compact 1 Ö σ \ ο σ > σ ο σ σ > I Ο σ \ σ \ ο σ \ σ > ο σ \ σ \ ο σ \ <Τ \ 1 ο σ \ σ \ ο σ \ ο σ σ \ ο σ σ ο σ σ Sided compact 1 ο ο σ »ο C0 σ ο ΓΟ σ 1 ο οοο 00 ο ΓΜ < 0Ί ο γο σ »ο ΓΟ < Γ > 1 ο Γ-1 σ \ ο ΓΜ σ ο ΓΟ θ \ ο γο σι ο <3 * σ green compact o in r- 'ο η 00 ο ιη C0 ο ιη C0 ο «*, ΙΟ 00 ο ιη 00 Ο ιη 00 ο ιη 00 ο ιη 00 ο in 00 ο ιη 00 ο ιη 00 ο ιη 00 ο ιη 00 ο ιη 00 sample NR. B52 Β53 Β0 1 ιη CQ Β55 Β56 Γ'- 'ιη CQ Β0 1 Β58 Β59 Β60 Β61 Β0 1 Β62 Β63 • · · · · · · · · ♦ · · · · · · · · · · · · · · · · · · · · · · · · · · · · · · · · · · ········································································· ···

Aufgrund der Ergebnisse der Proben BOI und B52-B55 in den Tabelle 20 und 21 wird festgestellt, daß dann, wenn der Kompaktierdruck im Bereich von 200 bis 400 MPa ist, eine kompaktierte Kompaktprobe ein Dichteverhältnis von 80 % oder mehr hat und daß durch Durchleiten durch den Sinter-Schmiede-Wärmebehandlungsschritt das Produkt der jeweiligen Probe ein hohes Ausmaß der Zugfestigkeit und hohe Werte der Dehnung und des Belegungsdruckes entfaltet. Bei der Probe B52, bei der der Kompaktierdruck unterhalb von 200 MPa ist, ist die Menge der Schrumpfung aufgrund des Auftretens der flüssigen Phase groß, weil die Dichte des Grünkompaktes niedrig ist. Dies verursachte den Verlust der Form. Als Ergebnis davon wurden der anschließende Schmiede- und Wärmebehandlungsschritt gestrichen und der jeweilige Test wurde ebenfalls gestoppt. Auf der anderen Seite tritt, wenn der Kompaktierdruck 400 MPa übersteigt (bei der Probe B55) ein Düsenverschleiß auf, wodurch der anschießende Sinterschritt und die Schritte danach gestrichen wurden und der Test unterbrochen wurde.From the results of the samples BOI and B52-B55 in Tables 20 and 21, it is found that when the compacting pressure is in the range of 200 to 400 MPa, a compacted compact sample has a density ratio of 80% or more and that by passing through For example, in the sintering-forging heat treatment step, the product of each sample exhibits a high degree of tensile strength and high values of elongation and coating pressure. In the sample B52 where the compacting pressure is below 200 MPa, the amount of shrinkage due to the occurrence of the liquid phase is large because the density of the green compact is low. This caused the loss of form. As a result, the subsequent forging and heat treatment steps were canceled and the respective test was also stopped. On the other hand, when the compacting pressure exceeds 400 MPa (in the sample B55), nozzle wear occurs, whereby the subsequent sintering step and the steps thereafter are canceled and the test is interrupted.

Beim Vergleich der Proben B01 und B56-B59 der Tabellen 20 und 21 wird die Wirkung der Sintertemperatur untersucht. Aufgrund dieser Ergebnisse wird festgestellt, daß die Proben B01, B67 und B58, worin die Sintertemperatur im Bereich von 580 bis 610°C ist, ein hohes Ausmaß der Zugfestigkeit und einen hohen Dehnungswert entfalten. Bei der Probe B56, bei der die Sintertemperatur niedriger als 580°C ist, sind auf der anderen Seite sowohl die Zugfestigkeit als auch die Dehnung verschlechtert. Vermutlich ist das Bestandteilselement nicht vollständig der Al-Basis zur Bildung einer festen Lösung aufgelöst und verbleibt lokal segregiert, mit dem Ergebnis, daß die mechanischen Eigenschaften sich auf einen niedrigen Wert verschlechtern. Im Gegensatz dazu wird bei der Probe B59, bei der die Sintertemperatur höher als 610°C ist, der Sinterkompakt beim Schmelzen deformiert, weil die Menge der flüssigen Phase übermäßig auftritt. Der anschließende Test wurde daher gestrichen.Comparing samples B01 and B56-B59 of Tables 20 and 21, the effect of the sintering temperature is examined. From these results, it is found that the samples B01, B67 and B58, in which the sintering temperature is in the range of 580 to 610 ° C, exhibit a high degree of tensile strength and a high elongation value. On Sample B56, where the sintering temperature is lower than 580 ° C, on the other hand, both the tensile strength and the elongation are deteriorated. Presumably, the constituent element is not completely dissolved in the Al base to form a solid solution and remains locally segregated, with the result that the mechanical properties deteriorate to a low level. In contrast, in the sample B59 in which the sintering temperature is higher than 610 ° C, the sintered compact is deformed upon melting because the amount of the liquid phase excessively occurs. The subsequent test was therefore canceled.

Beim Vergleich der Proben BOI und B60-B63 der Tabellen 20 und 21 wird die Wirkung der Sinterzeit untersucht. Aufgrund der Ergebnisse wird festgestellt, daß bei der Probe B60, bei der die Sinterzeit kürzer als 10 Minuten ist, die Zugfestigkeit und Dehnung verschlechtert werden. Es wird überlegt, daß das Bestandteilselement nicht ausreichend in der Al-Basis zur Bildung der festen Lösung gelöst ist und lokal segregiert verbleibt, mit dem Ergebnis, daß die mechanischen Eigenschaften einen niedrigen Wert einnehmen. Im Gegensatz dazu ist bei den Proben BOI und B61-B63, bei denen die Länge der Sinterzeit länger als 10 Minuten ist, derComparing samples BOI and B60-B63 of Tables 20 and 21, the effect of the sintering time is examined. From the results, it is found that in the sample B60 in which the sintering time is shorter than 10 minutes, the tensile strength and elongation are deteriorated. It is considered that the constituent element is not sufficiently dissolved in the Al base to form the solid solution and remains locally segregated, with the result that the mechanical properties take a low value. In contrast, in the samples BOI and B61-B63, in which the length of the sintering time is longer than 10 minutes, the

Bestandteil gleichmäßig in der Al-Basis zur Bildung einer festen Lösung aufgelöst, wodurch das relevante Produkt ein hohes Ausmaß der mechanischen Eigenschaft entfaltet, während die Zugfestigkeit 500 MPa oder mehr ist, und die Dehnung 3 % übersteigt. Hier ist zu beachten, daß dann, wenn die Sinterzeit 30 Minuten übersteigt, die mechanische Eigenschaft, die das Produkt entfaltet, keine Änderung aufweist. Daher kann eine Sinterzeit von 30 min oder weniger als ausreichend angesehen werden. (Beispiel 9)Component uniformly dissolved in the Al base to form a solid solution, whereby the relevant product exhibits a high degree of mechanical property while the tensile strength is 500 MPa or more, and the elongation exceeds 3%. Here it should be noted that when the sintering time exceeds 30 minutes, the mechanical property exhibited by the product has no change. Therefore, a sintering time of 30 minutes or less may be considered sufficient. (Example 9)

Bei Beispiel 9 wurde der Vorgang von Beispiel 3 unter den gleichen Bedingungen für die Probenproduktion wie bei Beispiel 3 wiederholt, mit der Ausnahme, daß die Schmiedebedingungen wie in Tabelle 22 gezeigt geändert wurden, zur Herstellung der Produktproben B-53 bis B-69, unter Verwendung des Aluminiumpulvers, Aluminiumlegierungspulvers, Magnesiumpulvers, Kupfer^ pulvers und des Zinnpulvers, die für die Probe BOI bei Beispiel 3 verwendet wurden, und unter Herstellung der Ausgangsmaterialpulver, die auf die gleiche Bestandteilszusammensetzung wie bei Beispiel 3 eingestellt waren. Bei jedem dieser Proben wurden das Dichteverhältnis nach Durchführung eines jeden Schrittes ebenso wie die Zugfestigkeit, Dehnung und Belegungsdruck gemessen, und die Ergebnisse sind in Tabelle 22 zusammen mit den Meßergebnissen bezüglich Probe BOI in Beispiel 3 gezeigt. In Tabelle 22 bedeutet bei der Spalte "Schmiedetemperatur" der Ausdruck "Rt. (Raumtemperatur)" den Fall des Kaltschmiedens und beim Heißschmieden ist die Erhitzungstemperatur für eine Sinterkompaktprobe als Material zum Schmieden dargestellt. Die Probe B64 wird zum Vergleich mit einer Probe aus einem konventionellen Material hergestellt, die dem Material der offengelegten japanischen Patentveröffentlichung JP-A-H04-365832, bei dem kein Schmieden durchgeführt wurde, ähnlich ist.In Example 9, the procedure of Example 3 was repeated under the same conditions for the sample production as in Example 3 except that the forging conditions were changed as shown in Table 22 to prepare the product samples B-53 to B-69 Use of the aluminum powder, aluminum alloy powder, magnesium powder, copper powder and tin powder used for Sample BOI in Example 3, and to prepare the raw material powders adjusted to the same constituent composition as Example 3. For each of these samples, the density ratio after each step was measured, as well as the tensile strength, elongation and coating pressure, and the results are shown in Table 22 together with the measurement results on Sample BOI in Example 3. In Table 22, at the column "forging temperature " the term " Rt. (Room temperature) " In the case of cold forging and hot forging, the heating temperature for a sintered compact sample is shown as a material for forging. The sample B64 is prepared for comparison with a sample of a conventional material similar to the material of Japanese Laid-Open Patent Publication JP-A-H04-365832 in which no forging was performed.

Tabelle 22Table 22

Probe Schmieden Nr. Schmiedetemperatur °C Anstauchverhältnis % B64 - - B65 Rt. 3 B66 Rt. 10 B67 Rt. 20 B68 Rt. 40 B69 Rt. 45 B68 Rt. 40 B70 100 40 B71 150 40 B72 200 40 B73 300 40 BOI 400 40 B74 450 40 B75 500 40 B76 400 3 B77 400 10 B78 400 20 BOI 400 40 B79 400 70 B80 400 80 : 70: o • ··· · «··! Tabelle 2 3 Bemerkungen Schmiederisse treten auf Düsenadhäsion beim Schmieden Auswertung Belegungs druck MPa in 1—1 20 25 1 1- 25 30 1 30 35 40 40 I 40 40 40 1 40 40 1 Deh nung % in o vo o 00 o 00 o i—1 1 rH rH σ\ T-H CO <N CO o o o. ΓΜ CO 1 CT\ rH Γ0 CO Zugfestig keit MPa 405 475 480 480 485 1 485 510 515 520 525 525 526 1 520 522 Dichteverhältnis % Geschmie deter Kompakt 99,0 99,0 99,0 99,0 99,0 1 o <y\ 99,0 99,0 99,0 99,0 99,0 99,0 1 99,0 99,0 Gesin terter Kompakt o co σ\ 93,0 o Γ0 σ> o ro 93,0 93,0 93,0 93,0 93,0 93,0 93,0 93,0 93,0 93,0 93,0 93,0 Grün kompakt 85,0 -i o in 00 85,0 o m 00 O m 00 85,0 85,0 o m 00 o in 00 o in 00 o in 00 o in 00 85,0 o in 00 85,0 o in 00 Probe NR. B64 B65 B66 B67 B68 B69 B68 B70 B71 B72 B73 B01 B74 B75 B76 B77 •71 ··· · · · · ···· ΟSample forging No. Forging temperature ° C Inching ratio% B64 - - B65 Rt. 3 B66 Rt. 10 B67 Rt. 20 B68 Rt. 40 B69 Rt. 45 B68 Rt. 40 B70 100 40 B71 150 40 B72 200 40 B73 300 40 BOI 400 40 B74 450 40 B75 500 40 B76 400 3 B77 400 10 B78 400 20 BOI 400 40 B79 400 70 B80 400 80: 70: o • ··· · «··! Table 2 3 Remarks Foreshortening occurs Nozzle adhesion during forging Evaluation Loading pressure MPa in 1-1 20 25 1 1- 25 30 1 30 35 40 40 I 40 40 40 1 40 40 1 Expansion% in o vo o 00 o 00 oi 1 1 rH rH σ \ TH CO <N CO oo o. ΓΜ CO 1 CT \ rH Γ0 CO Tensile strength MPa 405 475 480 480 485 1 485 510 515 520 525 525 526 1 520 522 Density ratio% Rated compact 99.0 99.0 99.0 99.0 99.0 1 o <y \ 99.0 99.0 99.0 99.0 99.0 99.0 1 99.0 99.0 Seated compact o co σ \ 93.0 o Γ0 σ > o ro 93.0 93.0 93.0 93.0 93.0 93.0 93.0 93.0 93.0 93.0 93.0 93.0 Green compact 85.0 -io in 00 85.0 om 00 O m 00 85.0 85.0 om 00 o in 00 o in 00 o in 00 o in 00 85.0 o in 00 85.0 o in 00 Sample NR. B64 B65 B66 B67 B68 B69 B68 B70 B71 B72 B73 B01 B74 B75 B76 B77 • 71 ··· ··· ····· Ο

23 (Fortsetzung) Bemerkungen Ungleichmäßiges Schmieden und Risse Auswertung Belegungs druck MPa 40 40 40 1 Deh nung % m o CM 1 Zugfestig keit MPa 1 525 525 524 1 Dichteverhältnis % Geschmie deter Kompakt 99,0 99,0 99,0 1 Gesin terter Kompakt 93,0 93,0 93,0 93,0 Grün kompakt o in 00 85,0 85,0 o LH 00 Probe NR. B78 B01 B79 B80 ·· •72 • · ···· ··♦·23 (Continuation) Comments Uneven forging and cracking Evaluation Loading pressure MPa 40 40 40 1 Elongation% mo CM 1 Tensile strength MPa 1 525 525 524 1 Density ratio% Weighted compact 99.0 99.0 99.0 1 Seated compact 93 , 93.0 93.0 93.0 green compact o in 00 85.0 85.0 o LH 00 sample NR. B78 B01 B79 B80 ·· • 72 • ····· ·· ♦ ·

Beim Vergleich der Proben B64-B69 in den Tabellen 22 und 23 wird die Wirkung des Anstauchverhältnisses untersucht, das verursacht wird, wenn ein Kaltschmieden bei Raumtemperatur erfolgt. Aufgrund dieser Ergebnisse wird festgestellt, daß beim Kaltschmieden die Probe hohe Werte der Zugfestigkeit, Dehnung und des Belegungsdruckes hat, wenn das Anstauchverhältnis auf einen Bereich von 3 bis 40 eingestellt wird. Im Gegensatz dazu treten Risse in der Probe aufgrund des Schmiedens auf, wenn das Anstauchverhältnis 40 % übersteigt (Probe B69). Die Durchführung des Tests in diesem Fall wurde gestrichen.Comparing samples B64-B69 in Tables 22 and 23, the effect of upsizing ratio caused when cold forging at room temperature is examined. From these results, it is found that in cold forging, the specimen has high values of tensile strength, elongation and coating pressure when the staking ratio is set in a range of 3 to 40. In contrast, cracks in the sample due to forging occur when the upset ratio exceeds 40% (Sample B69). The conduct of the test in this case has been canceled.

Die Wirkung der Erhitzungstemperatur, wenn das Heißschmieden durchgeführt wird, wird durch Vergleich der Proben B68 (Kaltschmieden), BOI und B70-B75 in den Tabellen 22 und 23 untersucht, worin die Erhitzungstemperatur für den Sinterkompakt geändert wird. Aufgrund dieser Ergebnisse wird festgestellt, daß die Werte der Zugfestigkeit, Dehnung und des Belegungsdruckes durch Übergang zum Heißschmieden verbessert werden. Dies ist der Tatsache zuzuschreiben, daß obwohl beim Kaltschmieden Haarrisse geringfügig innerhalb der Probe verbleiben, mit anschließender Verminderung der Dehnung, das Durchführen des Heißschmiedens mit dem Material, bei dem die Erhitzungstemperatur auf 100°C oder mehr eingestellt ist, die Haarrisse entfernt. Wenn auf der anderen Seite die Schmiedetemperatur 400°C übersteigt, tritt eine Adhäsion (Düsenabnutzung) des Sinterkompaktes an der Düse auf. Der anschließende Test in einem solchen Fall wurde daher gestrichen.The effect of the heating temperature when the hot forging is carried out is examined by comparing the samples B68 (cold forging), BOI and B70-B75 in Tables 22 and 23, in which the heating temperature for the sintered compact is changed. From these results, it is found that the values of tensile strength, elongation and coating pressure are improved by transition to hot forging. This is attributable to the fact that although in cold forging, hairline cracks remain slightly within the sample, with subsequent reduction in elongation, performing hot forging with the material having the heating temperature set at 100 ° C or more, the hairline cracks are removed. On the other hand, if the forging temperature exceeds 400 ° C, adhesion (nozzle wear) of the sinter compact occurs at the nozzle. The subsequent test in such a case was therefore deleted.

Beim Vergleich der Proben 65 bis 69 in Tabelle 18 wird die Wirkung des Anstauchverhältnisses in dem Fall untersucht, bei dem ein Heißschmieden erfolgt. Aufgrund dieser Ergebnisse wird festgestellt, daß beim Heißschmieden die Proben hohe Werte der Zugfestigkeit und des Belegungsdruckes und einen hohen Wert der Dehnung haben, selbst wenn das Anstauchverhältnis auf einen weiten Bereich von 3 bis 70 % erstreckt wird. Wenn das Anstauchverhältnis 70 % (Probe B80) übersteigt, verursacht das Schmieden das Auftreten von Rissen bei den Proben. Der anschließende Test wurde in einem solchen Fall daher gestrichen.Comparing Samples 65 through 69 in Table 18, the effect of the upset ratio is examined in the case where hot forging occurs. From these results, it is found that in hot forging, the samples have high values of tensile strength and coating pressure and a high value of elongation even when the staking ratio is extended to a wide range of 3 to 70%. If the upset ratio exceeds 70% (Sample B80), forging causes the occurrence of cracks in the samples. The subsequent test was therefore canceled in such a case.

Es ist zu verstehen, daß diese Erfindung keineswegs auf die obigen Ausführungsbeispiele beschränkt ist und daß viele Änderungen durchgeführt werden können, ohne den Umfang der Erfindung zu verlassen, der durch die beigefügten Ansprüche definiert wird.It is to be understood that this invention is in no way limited to the above embodiments and that many changes can be made without departing from the scope of the invention as defined by the appended claims.

Claims

φφ φφ φφ φ φφ φφφφ · φ · φφ · φφφφφφφφφφφφφφφφφφφφφφφφφφφφφφφφφφφφφφφΦ WHAT IS CLAIMED IS: 1. Α wear-resistant sintered aluminum alloy having high strength, comprising, by mass: 3.0 to 10% zinc; 0.5 5 to 5.0% magnesium; 0.5 to 5.0% copper; 0.1 to 10% hard particles; to inevitable amount of impurities; and aluminum, and having a metallographic structure comprising: an aluminum alloy matrix; and an intermetallic compound phase is dispersedly dispersed in the aluminum alloy matrix.

2. The wear-resistant sintered aluminum alloy of claim 1, wherein the particles have a mean particle size of 1 to 100 microns. 15

3. The wear-resistant sintered aluminum alloy of Claim 1, in which the hard particles are composed of a material having a Vickers hardness of 600 Hv or more and having substantially no reactivity with aluminum. 20

The abrasion resistant sintered aluminum alloy according to claim 1, wherein the hard particles are composed of at least one material selected from the group consisting of silicon carbide, chromium boride and boron carbide, and the intermetallic compound phase comprises at least one selected from the group consisting of MgZn 2, A 1 Mg 3 Znj and CuA 2. The abrasion resistant sintered aluminum alloy of claim 1, further comprising at least one reagent selected from the group consisting of tin, bismuth, indium, and both a eutectic compound and a monotactic compound, each being at least one element of tin, bismuth and indium as the main component, wherein the content of the reagent in the abrasion-resistant sintered aluminum alloy is 0.01 to 0.5 mass%. 6. A process for producing a high-strength, abrasion-resistant, sintered aluminum alloy comprising: POSSIBLE Preparation of a raw material powder comprising, by mass, 3.0 to 10% zinc, 0.5 to 5.0% magnesium, 0.5 to 5.0% of copper, 0.1 to 10% of hard particles, unavoidable amount of impurities, and balance of aluminum by using an aluminum powder having a particle size of 140 μιη or less, a powder for the hard particles, having a particle size of 113 μπι or less and a combination of simple metal powders, combination of binary alloy powders and combination of a simple metal powder and a binary alloy powder comprising zinc, magnesium and copper and having a particle size of 74 μm or less; Pressing the raw material powder in a nozzle at a compacting pressure of 200 MPa or more to form a compact having a predetermined shape; Sintering the compact in a non-oxidizing atmosphere, heating the compact from 400 ° C to a sintering temperature of 590 to 610 ° C at a temperature elevation rate of 10 ° C / min or more and maintaining the sintering temperature for 10 minutes or more before Cooling the sinter compact to room temperature; and performing a heat treatment with the compact after sintering, comprising: heating the compact at a temperature of 460 to 490 ° C and quenching with water so as to dissolve a precipitation phase in the aluminum base of the compact to produce a solid solution; and maintaining the temperature in a range of 110 to 200 ° C for 3 to 28 hours to produce a precipitation phase of the solid solution. The manufacturing method according to claim 6, further comprising before the heat treatment: performing cold forging or hot forging with the sinter compact, wherein the cold forging comprises pressurizing the sinter compact at room temperature with an upset ratio in a range of 3 to 40% and hot forging pressurizing the sinter compact a temperature of 100 to 450 ° C with an upsetting ratio in a range of 3 to 70%. A production method according to claim 6, wherein the hard particles are composed of a material having a Vickers hardness of 600 Hv or more and have substantially no reactivity with aluminum. 9. The manufacturing method according to claim 6, wherein the hard particles are composed of at least one material selected from the group consisting of silicon carbide, chromium boride and boron carbide. 10. The process of claim 6, further comprising prior to pressurizing: adding at least one reagent to the source powder selected from the group consisting of consisting of tin, bismuth, indium and both a eutectic compound and a monotactic compound each comprising at least one of tin, bismuth and indium as the main component, wherein the content of the reagent is 0.01 to 0.5 mass%! as the total amount of the reagent and the raw material powder. A production method according to claim 6, wherein the non-oxidizing atmosphere in sintering is a nitrogen gas atmosphere having a dew point of -40 ° C or less. A process for producing a high-strength, wear-resistant, sintered aluminum alloy, comprising: preparing a raw material powder comprising, by mass, 3.0 to 10% zinc, 0.5 to 5.0% magnesium, 0.5 to 5.0 % Copper, 0.1 to 10% hard particles, unavoidable amount of impurities, and balance aluminum by using: a simple aluminum powder with at least 15 masses! the raw material powder, an aluminum alloy powder containing all the zinc containing the raw material powder; and a powder for the hard particles with 0.1 to 10 masses! the starting material powder; Pressing the raw material powder in a nozzle at a compacting pressure of 200 MPa or more to form a compact having a predetermined shape; Sintering the compact in a non-oxidizing atmosphere at a sintering temperature of 580 to 610 ° C for 10 minutes or more before cooling the sinter compact to room temperature; and carrying out a heat treatment with the compact after sintering, comprising: heating the compact at a temperature of 460 to 490 ° C and quenching with water so as to dissolve a precipitation phase in the aluminum base of the compact to produce a solid solution; and maintaining the temperature in a range of 110 to 200 ° C for 2 to 28 hours to produce a precipitation phase of the solid solution. 13. The manufacturing method according to claim 12, further comprising before the heat treatment: performing cold forging or hot forging with the sinter compact, wherein the cold forging comprises pressurizing the sinter compact at room temperature with an upsetting ratio in a range from 3 to 5 ♦ t »· · :: 7¾ 40% and the hot forging comprises pressurizing the sinter compact at a temperature of 100 to 450 ° C with an upsetting ratio in the range of 3 to 70%. The production method according to claim 12, wherein the aluminum alloy powder has a composition comprising 10 to 30 masses! Zinc, an unavoidable amount of impurities and residual aluminum.

4. The wear-resistant sintered aluminum alloy of claim 1, at least one selected material from the group of silicon carbides, chromium boride and boron carbide, and at least one selected from the group consisting of Mg2n2, Al2Mg3Zn3 and CUAI2.

5. The wear-resistant sintered aluminum alloy of claim 1, further comprising at least one of which is selected from the group consisting of tin, bismuth, indium and both of an eutectic compound and a monotactic compound element of tin, bismuth and indium as a main component, and the content of the sintered aluminum alloy is 35 0.01 to 0.5 mass%. 58240 70 0 ·· ········ ······ ··········································

6. A method of manufacturing a wear-resistant sintered aluminum alloy having high strength, comprising: preparing a raw material powder comprising, by mass: 3.0 to 10% zinc; 0.5 to 5.0% magnesium; 0.5 to 5.0% 5 copper; 0.1 to 10% hard particles; inevitable amount of impurities; and the balance aluminum, by using: an aluminum powder having a particle size of 140 microns of less; a powder for the hard particles, having a particle size of 113 microns or less; 10 powders, combination of binary alloy powders and combination of a simple metal powder and a binary alloy powder, containing zinc, magnesium and copper and having a particle size of 74 microns or less; Pressing the raw material powder in a at the 15 compacting pressure of 200 MPa or more to form a compact having a sintering the compact in a non-oxidizing atmosphere in such a manner as to heat the compact from 400 degrees C to a sintering temperature of 590 to 610 degrees C at to 20 temperature-elevating rate of 10 degrees C / min or more and keep the sintering temperature for 10 minutes or more, before cooling the sintered compact to a room temperature; and subjecting the compact to the sintering, to heat. The process of controlling the compact at a temperature of from 460 to 490 degrees C and water quenching, as it were to dissolve a precipitation phase; and keeping the temperature within a range of 110 to 200 degrees C for 3 to 28 30 hours to produce a precipitation phase from the solid solution.

7. The manufacturing method of Claim 6, p.a., the subject of the heat treatment, p. • · »· · · · · · · · · · · · · · · ·················································································. MM IN Sintered compact at a room temperature with an upsetting ratio of between 3 to 40%, and the hot forgoing present pressing at a temperature of 100 to 450 degrees 3 to 70%.

8. The manufacturing method of claim 6, which is composed of a material having a Vickers hardness of 600 Hv or more and having substantially no reactivity with aluminum.

9. The manufacturing method of claim 6, the chromium boride and boron carbide.

10. The manufacturing method of Claim 6, further comprising, before the pressing, adding to the raw material powder at least one reagent, which is selected from the group consisting of: both of which comprise at least one element of tin, bismuth and indium as a main component, at the content of the reagent being 0.01 to 0.5% by mass in the 25 total of the reagent and the raw material powder.

11. The manufacturing method of claim 6, wherein the non-oxidizing atmosphere at the sintering is a nitrogen gas atmosphere having a dew point of -40 degrees C or less. 30

By mass: 3.0 to 10% zinc; 0.5 to 5.0% magnesium; 0.5 to 5.0% 35 copper; 0.1 to 10% hard particles; inevitable amount of impurities; and the balance aluminum, by using: a simple 72 • ················································································································································································································ 9 9009 999 aluminum powder of at least 15 mass% of the raw material powder; aluminum alloy powder containing the whole of zinc; and a powder for the hard particle at 0.1 to 10 mass% of the raw 5 material powder; pressing the raw material powder in a at the compacting pressure of 200 MPa or more to form a compact having a sintering the compact in a non-oxidizing atmosphere at a sintering temperature of 580 to 610 degrees C for 10 minutes or more, before cooling the sintered compact to a room temperature; and subjecting the compact to the sintering, to heat treatment, to heat the compact at a temperature 15 of 460 to 490 degrees C and water quenching so as to dissolve a precipitation phase in the aluminum base of the compact to produce solid solution; and keeping the temperature within a range of 110 to 200 degrees C for 2 to 28 hours to produce a precipitation phase from the solid 20 solution.

13. The manufacturing method of claim 12, further comprising the heat treatment, subjecting the sintered compact to cold forging or 25 hot forging, the cold forging. Compressive pressure at a temperature of 100 to 450 degrees Celsius at a temperature of 100 to 450 degrees from 3 to 70%.

14. The manufacturing method of claim 12, to the extent of impurities and the 35 balance aluminum. 73 5 •••••••••••••••••••••••••••••••••••••••••••••••••••••••••••••••••••••••••••••••••••••••••••••••••••••••••••••••••••••••••••••••••••••••••••••••••••••••••••••••••••••••••••••••••••••••••••••••••••••••••••••••••• • «·» ···· ···

15. A manufacturing method according to claim 12, wherein in the production, the aluminum alloy powder 10 masses! or less copper.

15. The manufacturing method of claim 12, in which the aluminum alloy powder contains 10% by mass or less of copper. 16. The manufacturing method of Claim 12, in which the particles are composed of a material having a Vickers hardness of 1000 or more and having substantially no reactivity with aluminum. 17. The manufacturing method of claim 12, chromium boride and boron carbide. 18. The manufacturing method of Claim 12, further comprising, before the pressing, adding to the raw material powder at least one reagent, which is selected from the group of the same name of which at least one element of tin, bismuth and indium as a main component, at the content of the reagent being 0.01 to 0.5% by mass in the total amount of the reagent and the raw material powder. 19. The manufacturing method of claim 12, microns or less, and the aluminum powder has a particle size of 140 microns or less, a powder for the hard particles has a particle size of 113 microns or less, and The particle size of 74 microns or less is used for magnesium and copper. 20. The manufacturing method of Claim 12, the non-oxidizing atmosphere at the sintering of a nitrogen gas atmosphere having a dew point of -40 degrees C or less. Innsbruck, 12 July 2005 For the Applicant: The Representatives

74 ··· · m mm mm · · 7 > 9 · mm · mm ······································································································································································································································································· : 3.0 to 10% zinc; 0.5 to 5.0% magnesium; 0.5 to 5.0% copper; 0.1 to 10% hard particles; an unavoidable amount of impurities, and aluminum

and a metallographic structure comprising: an aluminum alloy matrix in which hard particles are dispersed; and an intermetallic compound phase precipitated in the aluminum alloy matrix. 2. Abrasion-resistant sintered aluminum alloy according to claim 1, wherein the hard particles have an average particle size of 1 to 100 μπι. An abrasion-resistant sintered aluminum alloy according to claim 1, wherein the hard particles are composed of a material having a Vickers hardness of 600 Hv or more and have substantially no reactivity with aluminum.

A production method according to claim 12, wherein the hard particles are composed of a material having a Vickers hardness of 1000 Hv or more and have substantially no reactivity with aluminum.

17. The manufacturing method according to claim 12, wherein the hard particles are composed of at least one material selected from the group consisting of silicon carbide, chromium boride and boron carbide.

The manufacturing method according to claim 12, further comprising before pressurizing: adding at least one reagent to the raw material powder selected from the group consisting of tin, bismuth, indium, and both a eutectic compound and a monotactic compound each comprising at least one element of tin, bismuth and indium as the main component, wherein the content of the reagent is 0.01 to 0.5 mass%! as the total amount of the reagent and the raw material powder.

The production method according to claim 12, wherein in the production, the aluminum powder and the aluminum alloy powder have a particle size of 140 pm or less, a powder for the hard particles has a particle size of 113 pm or less, and the production further comprises the use of at least one powder having a particle size of Particle size of 74 pm or less for magnesium and copper.

A production method according to claim 12, wherein the non-oxidizing atmosphere in sintering is a nitrogen gas atmosphere having a dew point of -40 ° C or less. SUBSEQUENT