DE102005032544A1

DE102005032544A1 - Abriebsresistente gesinterte Aluminiumlegierung mit hoher Stärke und Herstellungsverfahren hierfür

Info

Publication number: DE102005032544A1
Application number: DE102005032544A
Authority: DE
Inventors: Junichi Matsudo Ichikawa; Kenzo Matsudo Morita
Original assignee: Hitachi Powdered Metals Co Ltd
Current assignee: Resonac Corp
Priority date: 2004-07-14
Filing date: 2005-07-12
Publication date: 2006-02-16
Anticipated expiration: 2025-07-13
Also published as: AT500508B1; US20060013719A1; AT500508A1; DE102005032544B4

Abstract

Offenbart ist eine abriebsresistente gesinterte Aluminiumlegierung mit hoher Stärke und ein Herstellungsverfahren hierfür. Die gesinterte Aluminiumlegierung umfaßt, bezogen auf die Masse: 3,0-10% Zink, 0,5-5,0% Magnesium, 0,5-5,0% Kupfer, 0,1-10% harte Teilchen, Verunreinigungen und Aluminium. Die metallographische Struktur hat eine Aluminiumlegierungsmatrix, in der die harten Teilchen dispergiert sind; und eine intermetallische Verbindungsphase ist dispergiert in der Aluminiumlegierungsmatrix ausgefällt. Unter Verwendung eines Aluminiumpulvers, eines Pulvers aus harten Teilchen und anderer Pulver wird ein Kompakt geformt und bei 580-610 DEG C gesintert, dann gekühlt und einer Wärmebehandlung bei einer Temperatur von 460-490 DEG C unterworfen, einschließlich einem Abschrecken mit Wasser und Altern bei 110-200 DEG C.

Description

Hintergrund der Erfindung
Gebiet der Erfindung
Diese Erfindung betrifft eine abriebsresistente gesinterte Aluminiumlegierung 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.

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 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.

Kurz gesagt ist dies kein solches Material, das ein hohes Ausmaß an Eigenschaften bezüglich der Zugfestigkeit und der Dehnung aufweist.

Kurze Zusammenfassung der Erfindung

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.

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.

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.

Ein Verfahren zur Herstellung einer abriebsresistenten 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 μm oder weniger; einem Pulver für die harten Teilchen mit einer Teilchengröße von 113 μm 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 μm 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 des 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.

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 200°C für 2 bis 28 Stunden zur Erzeugung einer Präzipitationsphase von der festen Lösung.

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 Arten von Gleitteilen ermöglicht wird, die in Fahrzeugen verwendet werden, und um verschiedene Gleitteile mit kleinem Gewicht zu realisieren.

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.

Detaillierte Beschreibung der Erfindung

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.

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-Mischschritt

Bei diesem Schritt wird eine Ausgangsmaterialpulvermischung, die kompaktiert werden soll, durch Mischen des jeweiligen gepulverten Ausgangsmaterialien, deren Details nachfolgend beschrieben werden, hergestellt.

(1)-1 Bestandteile der Zusammensetzung

<Zink>

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 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 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 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%.

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.

Im allgemeinen führt die Einfügung einer harten Phase in eine Legierungsmatrix zur Verminderung der Stärke und Dehnung der Legierung. 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.

Wenn der Gehalt der harten Teilchen in der gesinterten Aluminiumlegierung 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>

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.

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, Tl, 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, Tl, 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.

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 Metallelementes 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.

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.

(1)-2 Form des Pulvers

A. Verwendung eines einfachen Zinkpulvers

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 μm) 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.

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 μm) übersteigt, diffundieren die oben beschriebenen Komponenten schwierig in den Aluminiumteilchen, was zur Segregation führt.

B. Verwendung von Aluminiumlegierungspulver mit der gesamten Menge an Zink

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.

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 Kompressionsvermögen 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.

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 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 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-Flüssigphase zusammen mit Zn-Pulver oder Zn in dem Aluminiumlegierungspulver. 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 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 Teilchen

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.

(1)-3 Größe des Pulvers

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 μm (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 auf grund 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.

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 μm (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. Daher sollte dies vermieden werden.

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 μm im Durchschnitt. wenn die harten Teilchen kleiner als 1 μm 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 μm, 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 μm (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) Kompaktierschritt

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 Kompaktierdruck 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) Sinterschritt

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.

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 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 Bestandteilselementen 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.

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.

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 kostengünstig und sicher im Vergleich zu anderen nicht-oxidierenden Gasen ist, ist die Stickstoffgasatmosphäre, deren Taupunkt wie oben spezifiziert ist, bevorzugt.

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)

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), CuAl₂ (θ-Phase) ausgefällt und in der Aluminiumlegierungsmatrix dispergiert sind, gebildet, unter Erzielung der Verbesserung der mechanischen Eigenschaften.

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 durchzuführen.

(5) Formgebungsschritt unter Verursachung eines plastischen Flusses unter Druck

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.

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 zu 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.

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 Preßrichtungen 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 das Präzipitat zu brechen, wodurch die Stärke und Dehnung mehr vergrößert werden.

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.

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.

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.

(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.
Beim Kompaktierschritt wurde nach Einstellen des Kompaktierdruckes auf 300 MPa das Ausgangsmaterialpulver zu Kompakten mit Säulenform mit Dimensionen von ⏀40 mm × 28 mm zum Messen der mechanischen Eigenschaft gebildet. Beim Sinterschritt wurde der Kompakt in einer Stickstoffgasatmosphäre durch Erhöhen der Heiztemperatur innerhalb eines Bereiches von 400°C bis zur Sintertemperatur von 600°C bei einer Temperaturerhöhungsrate 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.
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.
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 ⏀40 mm × 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 ⏀7,98 mm × 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.
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.
Beim Vergleich der Probe A06 mit den Proben A09-Al2 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 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 A11 sich vermindern, die 10 Massen% Zn enthält. Darüber hinaus wurde bei der Probe Al2, 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.
Beim Vergleich der Probe A06 mit den Proben A13 bis A17 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 A13 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 A16 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.
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 ausgefällt 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.
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.
Beim Vergleich der Probe A06 mit den Proben A25-A29 in den Tabellen 1-3 wird die Wirkung des niederschmelzenden Metallpulvers auf die Zugabe 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.
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)
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 (Erwärmungstemperaturen 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. Tabelle 4
Tabelle 4 (Fortsetzung)
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 200 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.
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.
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 Form 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.
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.
Beim Vergleich der Proben A49-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.
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.
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 das Schmieden durchgeführt wurde, bezüglich der Zugfestigkeit, Dehnung und des Belegungsdruckes verbessert. Daher wurde die Wirkung der Durchführung des Schmiedeschrittes bestätigt.
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.
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.
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.
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)
Bei diesem Beispiel erfolgte ein Vergleich zwischen dem Fall, bei dem Zink in der Form von Aluminiumlegierungspulver eingefügt ist (B01) und dem Fall, bei dem dies in der Form eines einfachen Zinkpulvers vorliegt (B02). Spezifisch wurden in dem Ausgangsmaterialpulver-Mischschritt für B01 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.
Beim Kompaktierschritt wurde durch Einstellen des Kompaktierdruckes auf 300 MPa das Ausgangsmaterialpulver zu Kompakten mit Säulenform mit Dimensionen von ⏀40 mm × 28 mm gebildet. Beim Sinterschritt wurde der Kompakt in einer Stickstoffgasatmosphäre erwärmt, indem die Erwärmungstemperatur 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 Alterungsausfällbehandlung.
Zur Auswertung der jeweiligen erhaltenen Proben B01 und B02 wurden fünf säulenförmige Stücke mit ⏀40 mm × 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 ⏀7,98 mm × 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.
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 B01) 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)
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 Wärmebehandlungsschritt unter den gleichen Bedingungen wie bei Beispiel 3 durchgeführt, zur Herstellung einer Probe mit der Zusammensetzung gemäß Tabelle 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.
Beim Vergleich der Proben B01 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 Aluminiumlegierungspulvers 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 B01) 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.
Beim Vergleich der Proben B01 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 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.
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 B16 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)
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.
Beim Vergleich der Proben B01, 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.
Die Probe B20 ist ein Beispiel, bei dem Mg in der Form des Aluminium-Magnesium-Legierungspulvers zugegeben wird. Beim Vergleich mit der Probe B01 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.
Durch Vergleich der Proben B01 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. 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 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.
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)
Beispiel 6 ist ein Ausführungsbeispiel, bei dem die Prüfung bezüglich der Menge der harten Teilchen und der Art davon durchgeführt wurde. 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. Beiden 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 B01 von Beispiel 3 gezeigt.
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- 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.
Beim Vergleich der Proben B01 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. 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.
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.
(Beispiel 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 B01 von Beispiel 3 gezeigt.
Beim Vergleich der Proben B01 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.
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)
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.
Unter Verwendung des Ausgangsmaterialpulvers, das durch Verwendung von Aluminiumpulver, Aluminiumlegierungspulver, Magnesiumpulver, Kupferpulver und Zinnpulver und durch Einstellen der gleichen Bestandteilszusammensetzung wie Beispiel 3 hergestellt wurde, wurden der Kompaktierschritt 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. Tabelle 20
Aufgrund der Ergebnisse der Proben B01 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.
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.
Beim Vergleich der Proben B01 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 B01 und B61-B63, bei denen die Länge der Sinterzeit länger als 10 Minuten ist, der 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)
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, Kupferpulvers und des Zinnpulvers, die für die Probe B01 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 B01 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. Tabelle 22
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.
Die Wirkung der Erhitzungstemperatur, wenn das Heißschmieden durchgeführt wird, wird durch Vergleich der Proben B68 (Kaltschmieden), B01 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.
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.
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.

Claims

Abriebsresistente, gesinterte Aluminiumlegierung mit hoher Stärke, 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 Aluminium und mit einer metallographischen Struktur, umfassend: eine Aluminiumlegierungsmatrix, in der harte Teilchen dispergiert sind; und eine intermetallische Verbindungsphase, die in der Aluminiumlegierungsmatrix dispergiert ausgefällt ist.
Abriebsresistente gesinterte Aluminiumlegierung nach Anspruch 1, worin die harten Teilchen eine mittlere Teilchengröße von 1 bis 100 μm haben.
Abriebsresistente gesinterte Aluminiumlegierung nach Anspruch 1, worin die harten Teilchen sich aus einem Material mit einer Vickershärte von 600 Hv oder mehr zusammensetzen und im wesentlichen keine Reaktivität mit Aluminium haben.
Abriebsresistente gesinterte Aluminiumlegierung nach Anspruch 1, worin die harten Teilchen sich aus zumindest einem Material zusammensetzen, ausgewählt aus der Gruppe bestehend aus Siliciumcarbid, Chromborid und Borcarbid und die intermetallische Verbindungsphase zumindest eine umfaßt, ausgewählt aus der Gruppe bestehend aus MgZn₂, Al₂Mg₃Zn₃ und CuAl₂.
Abriebsresistente, gesinterte Aluminiumlegierung nach Anspruch 1, weiterhin umfassend zumindest ein Reagens, das aus der Gruppe ausgewählt ist, bestehend aus Zinn, Wismut, Indium und sowohl einer eutektischen Verbindung als auch einer monotaktischen Verbindung, die jeweils zumindest ein Element von Zinn, Wismut und Indium als Hauptkomponente umfassen, wobei der Gehalt des Reagens in der abriebsresistenten gesinterten Aluminiumlegierung 0,01 bis 0,5 Massen% ist.
Verfahren zur Herstellung einer abriebsresistenten, gesinterten Aluminiumlegierung mit hoher Stärke, umfassend: 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, unvermeidbare Menge an Verunreinigungen, und Rest Aluminium durch Verwendung eines Aluminiumpulvers mit einer Teilchengröße von 140 μm oder weniger, eines Pulvers für die harten Teilchen, mit einer Teilchengröße von 113 μm oder weniger und einer Kombination von einfachen Metallpulvern, Kombination von binären Legierungspulvern und Kombination eines einfachen Metallpulvers und eines binären Legierungspulvers, umfassend Zink, Magnesium und Kupfer und mit einer Teilchengröße von 74 μm oder weniger; Pressen des Ausgangsmaterialpulvers in einer Düse bei einem Kompaktierdruck von 200 MPa oder mehr zur Bildung eines Kompaktes mit vorbestimmter Form; Sintern des Kompaktes in einer nicht-oxidierenden Atmosphäre, zum Erwärmen des Kompaktes von 400°C bis zu einer Sintertemperatur von 590 bis 610°C bei einer Temperaturerhöhungsrate von 10°C/min oder mehr und Halten der Sintertemperatur für 10 Minuten oder mehr vor dem Kühlen des Sinterkompaktes 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 Ausfällungsphase in der Aluminiumbasis des Kompaktes aufzulösen, zur Erzeugung einer festen Lösung; und Halten der Temperatur in einem Bereich von 110 bis 200°C für 3 bis 28 Stunden zur Erzeugung einer Ausfällungsphase von der festen Lösung.
Herstellungsverfahren gemäß Anspruch 6, weiterhin umfassend vor der Wärmebehandlung: Durchführen eines Kaltschmiedens oder Heißschmiedens mit dem Sinterkompakt, wobei das Kaltschmieden das Unterdrucksetzen des Sinterkompaktes bei Raumtemperatur mit einem Anstauchverhältnis in einem Bereich von 3 bis 40 % und das Heißschmieden das Unterdrucksetzen des Sinterkompaktes bei einer Temperatur von 100 bis 450°C mit einem Anstauchverhältnis in einem Bereich von 3 bis 70 % umfaßt.
Herstellungsverfahren gemäß Anspruch 6, worin sich die harten Teilchen aus einem Material mit einer Vickershärte von 600 Hv oder mehr zusammensetzen und im wesentlichen keine Reaktivität mit Aluminium haben.
Herstellungsverfahren nach Anspruch 6, worin die harten Teilchen aus zumindest einem Material zusammengesetzt sind, ausgewählt aus der Gruppe bestehend aus Siliciumcarbid, Chromborid und Borcarbid.
Herstellungsverfahren nach Anspruch 6, weiterhin umfassend vor dem Unterdrucksetzen: Zugabe von zumindest einem Reagens zu dem Ausgangsmaterialpulver, ausgewählt aus der Gruppe, bestehend aus Zinn, Wismut, Indium und sowohl einer eutektischen Verbindung als auch einer monotaktischen Verbindung, die jeweils zumindest ein Element von Zinn, Wismut und Indium als Hauptkomponente umfassen, wobei der Gehalt des Reagens 0,01 bis 0,5 Massen% als Gesamtmenge des Reagens und des Ausgangsmaterialpulvers ist.
Herstellungsverfahren nach Anspruch 6, worin die nichtoxidierende Atmosphäre beim Sintern eine Stickstoffgasatmosphäre mit einem Taupunkt von –40°C oder weniger ist.
Verfahren zur Erzeugung einer abriebsresistenten, gesinterten Aluminiumlegierung mit hoher Stärke, umfassend: 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, unvermeidbare Menge an Verunreinigungen, und Rest Aluminium durch Verwendung von: einem einfachen Aluminiumpulver mit zumindest 15 Massen% des Ausgangsmaterialpulvers, einem Aluminiumlegierungspulvers mit dem Gesamten an Zink, das das Ausgangsmaterialpulver enthält; und einem Pulver für die harten Teilchen mit 0,1 bis 10 Massen% des Ausgangsmaterialpulver; Pressen des Ausgangsmaterialpulvers in einer Düse bei einem Kompaktierdruck von 200 MPa oder mehr zur Bildung eines Kompaktes mit vorbestimmter 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 Sinterkompaktes 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 Ausfällphase in der Aluminiumbasis des Kompaktes aufzulösen, zur Erzeugung einer festen Lösung; und Halten der Temperatur in einem Bereich von 110 bis 200°C für 2 bis 28 Stunden zur Erzeugung einer Ausfällphase von der festen Lösung.
Herstellungsverfahren nach Anspruch 12, weiterhin umfassend vor der Wärmebehandlung: Durchführen eines Kaltschmiedens oder Heißschmiedens mit dem Sinterkompakt, wobei das Kaltschmieden das Unterdrucksetzen des Sinterkompaktes bei Raumtemperatur mit einem Anstauchverhältnis in einem Bereich von 3 bis 40 % und das Heißschmieden das Unterdrucksetzen des Sinterkompaktes bei einer Temperatur von 100 bis 450°C mit einem Anstauchverhältnis im Bereich von 3 bis 70 % umfaßt.
Herstellungsverfahren nach Anspruch 12, worin das Aluminiumlegierungspulver eine Zusammensetzung hat, umfassend 10 bis 30 Massen% Zink, eine unvermeidbare Menge an Verunreinigungen und Rest Aluminium.
Herstellungsverfahren nach Anspruch 12, worin bei der Herstellung das Aluminiumlegierungspulver 10 Massen% oder weniger Kupfer enthält.
Herstellungsverfahren nach Anspruch 12, worin die harten Teilchen aus einem Material mit einer Vickershärte von 1000 Hv oder mehr zusammengesetzt sind und im wesentlichen keine Reaktivität mit Aluminium haben.
Herstellungsverfahren nach Anspruch 12, worin die harten Teilchen aus zumindest einem Material zusammengesetzt sind, ausgewählt aus der Gruppe, bestehend aus Siliciumcarbid, Chromborid und Borcarbid.
Herstellungsverfahren nach Anspruch 12, weiterhin umfassend vor dem Unterdrucksetzen: Zugabe von zumindest einem Reagens zu dem Ausgangsmaterialpulver, ausgewählt aus der Gruppe, bestehend aus Zinn, Wismut, Indium und sowohl einer eutektischen Verbindung als auch einer monotaktischen Verbindung, die jeweils zumindest ein Element von Zinn, Wismut und Indium als Hauptkomponente umfasst, wobei der Gehalt des Reagens 0,01 bis 0,5 Massen% als Gesamtmenge des Reagens und des Ausgangsmaterialpulvers ist.
Herstellungsverfahren nach Anspruch 12, worin bei der Herstellung das Aluminiumpulver und das Aluminiumlegierungspulver eine Teilchengröße von 140 μm oder weniger, ein Pulver für die harten Teilchen eine Teilchengröße von 113 μm oder weniger aufweisen und das Herstellen weiterhin die Verwendung von zumindest einem Pulver mit einer Teilchengröße von 74 μm oder weniger für Magnesium und Kupfer umfaßt.
Herstellungsverfahren nach Anspruch 12, worin die nichtoxidierende Atmosphäre beim Sintern eine Stickstoffgasatmosphäre mit einem Taupunkt von –40°C oder weniger ist.