DE3139548A1 - Verbesserte aluminium-uebergangsmetall-legierungen, hergestellt unter verwendung von rasch verfestigten pulvern, und verfahren zu deren herstellung - Google Patents

Verbesserte aluminium-uebergangsmetall-legierungen, hergestellt unter verwendung von rasch verfestigten pulvern, und verfahren zu deren herstellung

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DE3139548A1 DE19813139548 DE3139548A DE3139548A1 DE 3139548 A1 DE3139548 A1 DE 3139548A1 DE 19813139548 DE19813139548 DE 19813139548 DE 3139548 A DE3139548 A DE 3139548A DE 3139548 A1 DE3139548 A1 DE 3139548A1
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Description

WIEGAND WEAANN**** *:* 3 1 'J C 5 4 8 KOHLER GERNHARDT GLAESER PATE NTANWXlTE
European Patent Attomeyi
MÖNCHEN / TELEFON: 089-555*76/7
DR. E. WIEGANDt ~ TELEGRAMME: KARPATENT
(1932-1980) TELEXi 52906S KARP D
DR. M. KÖHLER
DIPL.-ING. C. GERNHARDT
HAMBURG
DIPL.-1NG. ]. GLAESER
■ D-8 0 00 MÖNCHEN 2
DIPL.-ING. W. NIEMANN HERZOG-WILHELM-STR. 16
OF COUNSEL
W. 44 O58/81 13/RS 5. Oktober 1981
Marko Materials, Inc. N. Billerica, Mass., V.St.A.
Verbesserte Aluminium-Ubergangsmetall-Legierungen, hergestellt unter Verwendung von rasch verfestigten Pulvern,und Verfahren zu deren Herstellung
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Die Erfindung bezieht sich auf ein Verfahren zur Herstellung von Stapelmaterialien oder Pulvern von bestimmten Aluminiumlegierungen, die Ubergangsmetalle enthalten, wobei ein rasches Verfestigungsverfahren zur Anwendung gelangt, sowie auf deren nachfolgende Verdichtung und Wärmebehandlung, damit diese die erwünschten mechanischen Eigenschaften besitzen. Die Erfindung bezieht sich auch auf bevorzugte AlFe-Zusammensetzungen, die nach diesem Verfahren hergestellt wurden.
Techniken und Arbeitsweisen zur Raschverfestigungsbehandlung (RSP)-Technik gewähren hervorragende Aussichten für-,die Erzeugung von neuen kostenwirksamen Konstruktions- oder Werkstoff materialien, die physikalische Eigenschaften besitzen können, welche denjenigen von andererseits erhältlichen Eigenschaften überlegen sind (vgl. Proceedings, Int. Conf. on Rapid Solidification Processing; Reston, Virginia, 1977; Claitor1s Publishing Division, Baton Rouge). In Abhängigkeit von der Legierungszusammensetzung können RSP-Techniken oder -Arbeitsweisen angewendet werden, um die Struktur und Mikrostruktur der Legierungen, verglichen mit derjenigen, welche durch übliche Herstellungsarbeitsweisen erzielt werden, zu ändern. Die hohen Kühlungsausmaße, die für Hochvolumen-RSP-Arbeitsweisen typisch sind (etwa lo5 bis Io °C/sec) können metastabile Phasen ergeben, und die zusammensetzungsmäßige
Segregation, welche während einer langsameren Verfestigung stattfinden kann, verhindern oder merklich reduzieren.
Insbesondere kann die RSP-Arbeitsweise zur Herstellung von metastabilen gestreckten Feststofflösungen angewendet werden, worin ein großer Überschuß eines gelösten Elementes durch das gesamte Wirtselement oder die Legierung hindurch gleichförmig zurückgehalten werden kann. Bei geeigneter Wärmebehandlung kann eine feine Dispersion der Teilchen der intermetallischen Gleichgewichtsphase innerhalb der Wirtsmatrix oder innerhalb des Wirtsträgers gebildet werden. Die Möglichkeit für die Anwendung dieses Zuganges zur Herstellung von unüblichen dispersionsgehärteten Aluminiumlegierungen mit erwünschten mechanischen Eigenschaften war seit langem erkannt worden (vgl. The Review of T.R. Anantharaman et al., Trans. Ind. Inst, of Metals; Bd. 3o, Dezember 1977, Seiten 423-448).
Eine große Mannigfaltigkeit von RSP-Techniken, die der technischen oder gewerblichen Ausnutzung zuführbar sind, sind bekannt. Eine Unterklasse hiervon ist als Schmelzspinn-Abschreck vergießen (melt spin chill casting) (vgl. z.B. S. Kavesh, Seiten 165-187, Proceedings, Int. Conf. on Rapid Solidification Processing, 1977, und US-PS 4 142 571, Narasimhan) bekannt, die besonders attraktiv ist, da sie ein Band oder eine Bahn (wobei beides nachstehend als Band definiert wird) bei einem hohen Produktionsausmaß und bei niedrigen Kosten ergibt. Außerdem ist das Produkt gleichförmig, indem sämtliche Teile des Produktes ein relativ gleichförmiges Kühlungsausmaß erfahren.
JO Es ist dem Fachmann bekannt, daß eine große Mannigfaltigkeit von ähnlichen RSP-Techniken zur Herstellung von Bändern oder Bahnen oder Blättern aus der Schmelze angewendet werden kann.
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Der allgemeine Ausdruck "Schmelzspinn-Abschreckvergießen" (melt spin chill casting) wird hier in seinem allgemeinsten Sinn verwendet, um sämtliche RSP-Techniken zu umfassen, bei welchen das geschmolzene Metall mit einem sich rasch bewegenden festen Substrat von hoher Wärmeleitfähigkeit so in Berührung gebracht wird, daß ein Band oder eine Bahn mit einer, mittleren Dicke von etwa 25 bis loo/um gebildet wird, wobei das Band oder die Bahn einem Kühlausmaß von etwa Io bis Io °C/sec unterworfen wurde. Somit wird der Ausdruck "Schmelzspinn-Abschreckvergießen" in der Weise verwendet, daß er Arbeitsweisen wie rtSchmelzextraktion" und zwei Substratarbeitsweisen z.B. "Doppelwalzenabschrecken" (twin-roll quenching) (vgl. H.A. Davies in Rapidly Quenched Metals III, Bd. 1, The Metals Society, London, 1978, Seiten 1 bis 21) umfaßt.
Da RSP-Pulver eine besonders hohe Brauchbarkeit für die Erleichterung der nachfolgenden Verdichtung aufweisen würden, wurden verschiedene Annäherungen für die Herstellung eines derartigen Produktes entwickelt. Im allgemeinen wird eine Zerstäubung der Flüssigkeit unter nachfolgenden verschiedenen Kühlungsbehandlungen angewendet. Eine Beschränkung von derartigen RSP-Pulverbehandlungen besteht darin, daß ein Bereich von Größen der flüssigen Tröpfchen gebildet wird und daß die Tröpfchen mit verschiedenen Größen dann einen Bereich vtra Kühlungsausmaßen erfahren, der zu einem ungleichmäßigen Produkt führt. Ferner können größere Tröpfchen niedrige Kühlungsausmaße erfahren, die nicht den gewünschten Effekt liefern. Ein Aussieben in der Weise, daß lediglich die feinsten Teilchen verwendet werden, führt zu einer herabgesetzten Ausbeute und
JO zu einem weniger wirtschaftlichen Verfahren. Ein Verfahren, das für Aluminium ausgiebig untersucht worden ist, besteht in dem Beaufschlagen der bei der Zerstäubung gebildeten flüssigen Tröpfchen auf eine feste Abkühloberfläche. Jedoch wurde
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eine Ungleichförmigkeit in einer auf diese Weise hergestellten eben abgeschreckten Legierung (vgl. I.G. Palmer, R.E. Lewis und D.D. Crooks in Proceedings, Second Int. Conf. on Rapid Solidification Processing, I980) sowie in den Mikrostrukturen von Legierungen, die durch Verdichten eines derartigen Material: hergestellt wurden (vgl. T.H. Sanders, J.V. Johnson und E.E. Underwood in Proceedings, Second Int. Conf. on Rapid Solidification Processing, I980) beobachtet.
Obgleich eine große Mannigfaltigkeit von Elementen potentiell brauchbar für die Ausbildung einer Dispersionshärtung in RSP-Aluminiumlegierungen,insbesondere die üblichen Übergangsmetallelemente, ist, ist Eisen ein besonders attraktiver Zusatz,zum Teil auch wegen seiner niedrigen Kosten. Das Al-Fe-System wurde in breitem Umfang untersucht. Insbesondere wurde gezeigt, daß eine Legierung mit einem Gehalt von 8 Gew.% Eisen eine Zug-Bruchfestigkeit (ultimate tensile fracture strength) von etwa 232o kg/cm2 (33.000 psi) bei 35o°C besitzt (vgl. CM. Adam & R.G. Bourdeau in Proceedings, Second Int. Conf. on Rapid Solidification Processing, 198o), was signifikant höher ist als diejenige, welche von gebräuchlichen Aluminiumlegierungen bei dieser Temperatur aufgezeigt wird. .
Wie ersichtlich, besteht hier ein Bedarf für ein Verfahren zur Herstellung von RSP-Pulvern von Aluminium, die hohe Konzentrationen an übergangsmetallen enthalten und die gleichförmiger als die zur Zeit erhältlichen sind. Darüber hinaus kann der Einschluß von größeren Mengen der Übergangsmetalle als zur Zeit ohne nachteilige Effekte möglich ist, in Kombination mit der verbesserten Gleichförmigkeit zu der Erzielung von Eigenschaften, insbesondere einer hohen Zug-Bruchfestigkeii bei erhöhten Temperaturen,führen, die besser ist als diejenige, welche bisher erreicht wurde.
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Gemäß der Erfindung wird ein neuartiges Verfahren zur Herstellung von Aluminiumlegierungspulvern und deren nachfolgende Verdichtung und Wärmebehandlung für die Erteilung einer homogenen Mikrοstruktur, die eine gleichförmige Dispersion von intermetallischen Phasen, "welche Aluminium und wenigstens ein Übergangsmetall enthalten, umfaßt, geschaffen. Der Gehalt an Übergangsmetallen ist derartig ausgewählt, daß die intermetallische Phase von Aluminium und Ubergangsmetall etwa Io bis 32 Volumenprozent der Legierung und vorzugsweise 2o bis 3o Volumenprozent einnimmt. Dies wird durch den Einschluß von zwischen 5 und 16 Gew.% der Übergangselemente Fe, Cr, Ni, Co, Mn, V, Ti, Zr, Mo und W und von B in die Legierung mit der Beschränkung, daß der Gesamtgehalt an Mn, V, Ti, Zr, Mo und W einzeln oder in Kombination 5 Gew.% nicht überschreitet und der Borgehalt nicht oberhalb 1 Gew.% liegt, erreicht. Ferner werden bevorzugte Legierungen geschaffen, die Io bis 15 Gew.% Fe enthalten. Die Übergangsmetalle können zu nominell reinem Aluminium oder zu einer gebräuchlichen Aluminiumlegierung zugegeben werden.
Bei dem vorstehend angegebenen Verfahren werden die' modifizierten Aluminiumlegierungen einer raschen Verfestigungsbehandlung (RSP) unter Anwendung einer Schmelzspinn-Abschreckgießmethode unterworfen, wobei die flüssige Legierung in Ausmaßen von etwa Io bis Io °G/sec gekühlt wird, während sie zu einem festen Band oder einer festen Bahn geformt wird. Die vorstehend aufgeführten Übergangsmetallelemente und B besitzen lediglich eine sehr geringe Löslichkeit in Aluminium; jedoch werden sie bei der Schnellverfestigungsbehandlung in großem Ausmaß in
JO einer metastabilen festen Lösung auf der Basis der aluminiumflächenzentrierten kubischen Struktur zurückgehalten. Diese metastabile Legierung in eben abgeschrecktem Zustand ist sehr brüchig und spröde und wird mühelos zu einer Stapel- oder Pul-
verform unter Anwendung von Standardpulverisierungsarbeitsweisen, z.B. einer sich drehenden Hammermühle, zerkleinert. Bei der Wärmebehandlung bei Temperaturen von oberhalb etwa 3oo 0C zersetzt sich die metastabile feste Lösungsphase zu einem formbaren oder ziehbaren Produkt, bestehend aus einer Aluminiummatrix einer mehr üblichen Zusammensetzung, die eine feine Dispersion von intermetallischen Phasen auf der Basis von Aluminium und Ubergangsmetallen, z.B. in Abhängigkeit von der Legierungszusammensetzung von Al3Fe, Al^Ni, AIqCo2 und AIyCr enthält. Diese fein dispergierten intermetallischen Phasen stärken die Matrix oder den Träger und erhöhen die mikrostrukturelle Stabilität und Festigkeit bei erhöhten Temperaturen. Das Pulver oder das Stapelmaterial wird zu massigen Gestalten unter Anwendung von übliehen Arbeitsweisen,beispielsweise Extrudieren oder Kaltpressen und Sintern, verdichtet. Die Wärmebehandlung zur Ausstellung der intermetallischen Phasen kann vor, während oder im Anschluß an die Verdichtung ausgeführt werden. Wenn die Legierung auch gebräuchlichere Legierungselemente, z.B.
Cu, Mg od.dgl., enthält, wird die Matrix bei einer geeigneten Hitzebehandlung durch die Bildung von gebräuchlichen Alterungshärtungsausfällungen oder -präzipitaten verstärkt.
Gemäß der Erfindung werden auch Legierungen, die nach den vorstehend geschilderten Arbeitsweisen hergestellt werden, geschaffen.
Nachstehend werden bevorzugte Ausführungsformen der Erfindung erläutert.
Gemäß der Erfindung wird ein nominell reines Aluminium oder eine gebräuchliche Aluminiumlegierung mit einem Gehalt von wenigstens 80 Gew.96 Aluminium, eine handelsübliche Aluminium-
legierung oder eine Entwicklungs-Al-Li-Legierung "weiter mit einem oder mehreren der Ubergangsmetalle Fe, Cr5 Ni, Co, Mn5 Ti, V, Zr, Mo und W, und mit B legiert, -wobei die Übergangselemente und Bor zwischen 5 und 16 Gew.% der Legierung aus-" machen, worin die Gesamtmenge der Elemente von Mn, V, Ti5 Zr, Mo und W einzeln oder zusammen 5 Gew.% nicht übersteigen und Bor in einer Menge von nicht oberhalb 1 Gew.% vorhanden ist» Die vorstehend angegebenen Legierungen werden unter Anwendung irgendeiner der verschiedenen RSP-Techniken, die allgemein als Schmelzspinn-Abschreckvergießen bezeichnet werden und Kühlausmaße in der Größenordnung von etwa Ig*^ bis . Io °C/sec erzeugen und ein bandartige (oder blatt- oder bahnenartiges) Endprodukt liefern, rasch verfestigt. Die so gebildeten Bänder bestehen hauptsächlich aus einer metastabilen flächenzentrierten kubischen, festen Lösungsphase, sind sehr brüchig und spröde und besitzen einen hohen Grad an Gleichförmigkeit hinsichtlich ihrer Zusammensetzung. Die spröden Bänder werden leicht zu einer Stapel- oder Pulverkonfiguration unter Anwendung von Standardzerkleinerungsweisen pulverisiert. Das Pulver- oder Stapelmaterial wird unter Anwendung von Standardärbeitsweisen verdichtet. Der hier verwendete Ausdruck "Pulver" ist so zu verstehen, daß er sowohl Pulver als auch Stapelmaterial umfaßt. Die Wärmebehandlung der beim Abschrecken erhaltenen Legierung kann zum Ausfällen einer feinen Dispersion von intermetallischen Aluminium-Übergangsmetall-Verbindungen innerhalb einer gebräuchlicheren aluminiumreichen Matrix angewendet werden, wobei ein solches Material formbar oder ziehbar ist und eine ungewöhnlich hohe Zug-Bruchfestigkeit bei etwa 35o 0C verglichen mit üblichen aluminiumreichen Legierungen aufweist.
Die Legierungselemente, TM, worin TM eines oder mehrere der Elemente Fe, Cr, Ni, Co, Mn, Ti, V, Zr, Mo, ¥ und B
bedeutet, besitzen insgesamt eine sehr beschränkte Gleichgewichtslöslichkeit in elementarem Aluminium. Wenn Al-TM-Legierungen mit einem Gehalt von 5 bis 16 Gew.% TM unter Anwendung von gebräuchlichen langsamen Gießarbeitsweisen verfestigt werden, erhält man eine Mikrοstruktur, die große Körner der intermetallischen Phase enthält und demgemäß zu einer Zusammensetzungssteigerung oder -abscheidung in großem Ausmaß und unerwünschte mechanische Eigenschaften aufweist. Jedoch erzeugt eine Schnellverfestigungsbehandlung von diesen Legierungen hauptsächlich eine metastabile feste Lösungsphase. Bei TM-Gehalten im oberen Teil des Bereiches von 5 bis 16 Gew.% treten feine Ausfällungen der intermetallischen Phase ebenfalls in Erscheinung, wobei jedoch die Gleichförmigkeit der Zusammensetzung insgesamt wesentlich erhöht ist, verglichen mit in gebräuchlicher ¥eise gegossenen Legierungen. Die Legierungen von dieser Zusammensetzung in abgeschrecktem Zustand sind im allgemeinen sehr brüchig, gestatten ein müheloses Zerkleinern von schmelzgesponnenen Bändern zu einer Stapel- oder Pulverkonfiguration. Wenigstens etwa 5 Gew.% von TM wird für die so abgeschreckten Legierungen benötigt, um ausreichend brüchig zu sein, damit ein leichtes Pulverisieren ermöglicht wird. Die gebräuchlichen Aluminiumlegierungen sind, wenn sie schmelzgesponnen werden, formbar oder ziehbar. Oberhalb etwa 16 Gew.% TM besitzt, wie nachstehend erläutert, die endgültig verdichtete, hitzebehandelte Legierung wenige erwünschte physikalische Eigenschaften.
Wenn die vorstehend beschriebenen so verfestigten Legierungen in geeigneter Weise wärmebehandelt werden (typischerweise bei 3oo bis 5oo 0C während 1 bis Io h), zersetzt sich die feste Lösungsphase in die Gleichgewichtsphasen, typischerweise in die aluminiumreichere fcc-Phase und die intermetallische aluminiumreiche Al-TM-Phase. In Abhängigkeit von der Zusammensetzung kann dies die FeAlyPhase oder CrAIy,
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MoAl-, 2 usw. sein. Diese Wärmebehandlung kann eine getrennte Temperbehandlung sein oder sie kann mit der Verdichtungsstufe zusammenfallen. Infolge dieser Wärmebehandlung und Heißbearbeitung während einer Heißverdichtungsbehandlung bildet die intermetallische Phase der Phasen ultrafeine Ausfällungen. Die Ausfällungen haben typischerweise eine charakteristische Größe von weniger als etwa o,5/um, vorzugsweise weniger als o,o5/um; diese Ausfällungen sind in einer Matrix von nominell reinem Aluminium oder einer gebräuchlichen Aluminiumlegierungszusammensetzung dispergiert und besitzen eine Korngröße von weniger als etwa Io /um, vorzugsweise weniger als 3/um. Für die Zusammensetzungen gemäß der Erfindung, d.h. 5 bis 16 Gew.% TM, nimmt die Aluminium-TM-Phase etwa Io bis 32 Volumenprozent der Legierung ein. Für den bevorzugten Zusammensetzungsbereich von etwa Io bis 15 Gew.% TM, insbesondere Io bis 15 Gew.% Fe (etwa 5 bis 7,5 Gew.% Fe) nimmt die Al-TM-Phase etwa 2o bis 3o Volumenprozent ein. Da verschiedene TM-Zusätze zu verschiedenen Al-TM-Verbindungen führen können, hängt die Menge an Ausfällung, die für eine gegebene Menge an TM in Gew.% gebildet wird, von der Stb'chiometrie der Verbindung, die sich bildet, und von dem Atomgewicht der TM-Elemente, welche vorhanden sind, ab. Unterhalb 5 Gew.% TM ist die Al-TM-Phase zu gering, um signifikant erhöhte Eigenschaften zu liefern. Oberhalb 16 Gew.% TM neigt die hitzebehandelte Legierung zum Brüchigwerden, da zuviel der Al-TM-Phase vorhanden ist. Innerhalb des Bereiches von 5 bisl6 Gew.% TM kann die Wärmebehandlung zur Herstellung einer duktilen oder formbaren (ziehbaren) Legierung mit brauchba- · ren Eigenschaften,insbesondere mit einer hohen Festigkeit bei erhöhten Temperaturen angewendet werden.
Der Zusatz der TM-Elemente zu dem Al bei den Konzentrationen gemäß der Erfindung erhöht die Liquidus-Temperatur der Legie-
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rungen. Für die Leichtigkeit der Handhabung während des Schmelzspinnarbeitsganges ist es erwünscht, Legierungen mit Liquidus-Temperaturen unterhalb etwa looo 0C zu verwenden. Daher werden Ti und Zr auch unterhalb 5 Gew.% beschränkt, um die Liquidus-Temperatur innerhalb dieses Bereiches beizubehalten; W/, Mo und V werden in der Beschränkung von unter 5 Gew.% eingeschlossen, um die Liquidus-Temperatur niedrig zu halten und weil, wenn sie vorliegen, diese Verbindungen, z.B. MoAl12, bilden, welehe ein wesentlich größeres prozentuales Volumen an Ausfällung für einen gegebenen Atomprozent-Zusatz liefern.
Das anfängliche schmelzgesponnene Band oder Bahnenmaterial ist typischerweise 25 bis 75/um dick. Die rasch verfestigten Materialien der vorstehend beschriebenen Zusammensetzungen sind ausreichend brüchig und spröde, so daß sie mittels bekannten Standardeinrichtungen, wie z.B. Kugel-* mühle, Hammermühle, Pulverisator, Strahlmühle od.dgl., mühelos mechanisch zerkleinert werden können. In Abhängigkeit von dem Grad der Pulverisierung, welchem die Bänder unterworfen werden, erhalt man verschiedene Teilchengrößen. Eine teilweise Pulverisierung kann angewendet werden, um ein Stapelmaterial herzustellen, in welchem wenigstens eine Dimension wesentlich größer als die anfängliche Dicke, d.h.
in der Größenordnung von 1 cm, ist. Vorzugsweise wird eine kleinere Teilchengröße erzeugt, so daß das Band oder die Bahn zu einem Pulver, beispielsweise einem Pulver, kleiner als entsprechend einem Sieb mit einer lichten Maschenweite von o,152 mm (-loo mesh powder) umgewandelt wird. Sowohl das Pulver als auch das Stapelmaterial kann zu vollständig dichten Masse— oder Körperteilen nach verschiedenen bekannten Arbeitsweisen wie z.B. isostatisches Heißpressen, Heißwalzen, Heißextrudieren, Heißschmieden, Kaltpressen unter anschließendem Sintern od.dgl. verfestigt oder verdichtet werden.
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1 Obgleich irgendeine einer großen Mannigfaltigkeit von RSP-Arbeitsweisen der in der Technik bekannten Art zur Anwendung gelangen kann, wird eine Kombination von Schmelzspinnen und anschließender Pulverisierung für diese Legierungen bevorzugt. Das auf die Flüssigkeit ausgeübte Abschreckausmaß ist bei dem Schmelzspinnverfahren wesentlich gleichförmiger als z.B. bei Atomisierungs- oder Zerstäubungsarbeitsweisen. Bei Zerstäubungsarbeitsweisen variiert das Abschreckausmaß (und demgemäß die metastabile Struktur und die hieraus erhaltene fertige hitzebehandelte Struktur) weitgehend mit der Teilchengröße. Das Aussieben der größeren Teilchen, die bei der Zerstäubung gebildet werden, liefert ein Material, welches einer gleichförmigeren Abschreckung unterworfen worden ist, wobei jedoch die Ausbeute dann verringert ist, wodurch das Verfahren weniger wirtschaftlich wird. In Pulvern oder in Stapelmaterialien, welche aus pulverisierten Bändern hergestellt wurden, erfahren die Teilchen von allen Größen im wesentlichen die gleiche Abschreckbehandlung und demgemäß ist das verdichtete Produkt außerordentlich gleichförmig. Das Schmelzspinn-Pulverisierungsverfahren kann praktisch so ausgeführt werden, daß eine hohe Ausbeute (z.B. größer als 95%) eines relativ feinen Pulvers (z.B. kleiner als ein Sieb mit einer lichten Maschenweite von etwa o,152 mm (-loo mesh)) erhalten wird.
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Die nach der Verdichtung erhaltene Mikrostruktur hängt von der Zusammensetzung der Legierung und den Verdichtungsbedingungen ab. Übermäßige Zeiten bei hohen Temperaturen können dazu führen, daß die feinen Ausfällungen oberhalb einer optimalen Submikrongröße sich vergröbern und kann zu einer Verschlechterung der Eigenschaften, d.h. zu einer Abnahme in der Härte und Festigkeit führen.
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Nach der Verdichtung können zusätzliche Wärmebehandlungen ähnlich mit denjenigen, welche für den gleichen Zweck für handelsübliche Ausfällungshärtungs-Aluminiumlegierungen angewendet werden, zur Anwendung gelangen, um die Matrix, in welche die Teilchen der.Aluminium-Übergangsmetall-Phase (Phasen) dispergiert sind, zu härten, wenn die Matrix übliche Ausfällungshärtungselemente, z.B. Cu und Mg, enthält. Diese Härtungsbehandlungen verursachen die Ausfällung innerhalb der aluminiumreichen Matrix von üblichen intermetallischen Ausfällungshärtungsphasen, wobei die Identität hiervon von der Legierungszusammensetzung abhängt, wie sie bei der Wärmebehandlung von Standardaluminiumlegierungen auftritt.
Die physikalischen Eigenschaften der wärmebehandelten Legierung hängen davon ab, welche intermetallische Phase die Ausfällungen bildet, sowie von der relativen Menge der Ausfällungen. Somit kann eine spezifische Eigenschaft durch ein Identifizieren und genaues Abstimmen von solchen Legierungselementen und von dem Grad der Legierung, welche diese Eigenschaft optimalisiert, auf ein Optimum' eingestellt werden. Von besonderem Interesse für die dispersionsgehärteten Legierungen gemäß der Erfindung ist die Zugfestigkeit bei erhöhten Temperaturen z.B. 35o 0C. Die Zugfestigkeiten von handelsüblichen Aluminiumlegierungen fallen rasch ab, wenn die Temperatur zunimmt. Jedoch bleiben die Al-TM-Verbindungen hei höheren Temperaturen stabil und führen daher zu Legierungen niedriger Dichte mit relativ hohen Festigkeiten bei den erhöhten Temperaturen. Es wurde gefunden, daß Eisen enthaltende Legierungen mit Zusammensetzungen innerhalb des nachstehend beschriebenen Bereiches ungewöhnlich hohe Zug-Bruchfestigkeiten (oberhalb 281o kg/cm2 ( 4o.ooo psi)) bei 3oo Ms 35o 0C besitzen.
Die Legierungen in dem "binären Al-Fe-System mit einem Fe-Gehalt zwischen Io und 15 Gew.%, die gemäß der Erfindung hergestellt wurden, gehören zu einer bevorzugten Gruppe von Legierungen. Diese Legierungen werden durch die Formel A1R +Fe-, -,j- beschrieben. Beispiele umfassen AIq Fe-, und Al87Fe-,^. (Die tiefgestellten Zahlen sind in Gewichtsprozent ausgedrückt und müssen sich daher auf loo addieren). Diese Legierungen bilden nach dem raschen Abkühlen durch Schmelzspinnen außerordentlich brüchige Bänder, die vorwiegend aus einer einzigen f.cc.-Feststoff lösungsphase bestehen. Die abgeschreckten Legierungen können zusätzlich einige Zersetzungsphasen in feinem Maßstab (fine scale decomposition phases) dispergiert in der Matrix enthalten. Bei der Wärmebehandlung zwischen 4oo und 5oo 0C während 1 bis 3 h zersetzen sich die festen Lösungsphasen und führen zu einer Dispersion in feinem Maßstab von der intermetallischen Phase AlJFe (fine scale dispersion), die dann in der Größenordnung von 25 Volumenprozent der Legierung umfaßt. Nach einer derartigen Wärmebehandlung werden die Al-Fe-Legierungen formbar und ziehbar und besitzen Mikrohärtewerte zwischen 15o und 25o kg/mm .
Eine weitere bevorzugte Klasse von Legierungen wird erhalten, indem man bis zu 4 Gew.% Cu den vorstehend beschriebenen binären Al-Fe-Legierungen zusetzt, wobei diese Klasse durch die allgemeine Formel (A3.RestFelo-15^Rest
ist·
definiert.. Beispiele umfassen AlQg o2Cui 5iFei2 47'
CFA1'
A187,89Cu2,21Felo,8 und A187,36Cuo,45Fe12,I9.
Durch eine geeignete Wärmebehandlung können die frisch gegossenen brüchigen Bänder der Legierungen der vorstehenden Klasse formbar und ziehbar und hart mit typischen Härte-
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werten im Bereich zwischen 15o und 25o kg/mm gemacht werden Die Mikrostruktur besteht aus einer ultrafeinen Dispersion der intermetallischen Phase, Al-^Fe, sowie Al2Cu in einer feinkörnigen Matrix.
Eine weitere bevorzugte Klasse von Legierungen wird durch den Ersatz von bis zu 4 Gew.% des Fe in der vorstehend angegebenen Al-Fe-Legierung durch ein oder mehrere der Elemente TM = Cr, Ni, Co, Mn, Mo, W, V, Ti, Zr, und B erhalten, "die durch die Formel A1Res+Fe/-, _ΐ5^_χ(^)χ wiederge ben wird,worin X weniger oder gleich 4 ist und wobei der B-Gehalt 1 Gew.# nicht überschreitet.
Typische Beispiele umfassen Al1165^Cr1 ^5Fe15, A1RestCr3Fei0' A1RestMo2Fell,5 ™ά A1RestCo2Felo,5.
Die vorstehend beschriebenen Al-Fe-Legierungen gemäß der Erfindung weisen hohe Raumtemperatur-Zugfestigkeiten und insbesondere eine hohe Zugfestigkeit bei erhöhter Temperatür (35o°C) auf. Einer der Wege für die Erzielung, der Festigkeit bei erhöhten Temperaturen besteht darin, daß eine feine Dispersion von thermodynamisch stabilen ausgefällten Teilchen gebildet wird. Die Anwesenheit von Fe in üblicherweise gegossenen Al-Legierungen besitzt normalerweise einen nachteiligen Effekt auf die Eigenschaften aufgrund der relativ groben intermetallischen Teilchen, die gebildet werder. Die Schnellverfestigungsbehandlung von solchen Legierungengemäß der Erfindung führt zu einer sehr feinen Dispersion von stabilen intermetallischen Phasen auf der Basis von Al-Fe, die zu der ausgezeichneten Festigkeit bei erhöhten Temperaturen führt.
.1 Bei den vorstehend beschriebenen Legierungen ist der dominierende Mechanismus der Stärkung sowohl bei Raumtemperatur als auch bei erhöhter Temperatur die Dispersionshärtung. Um die wirksamste Dispersionshärtung zu erreichen, muß die Ausfällungsgröße sehr klein sein und die Ausfällungsverteilung muß sehr gleichförmig sein.
Es ist bekannt, daß im Handel erhältliche 7o75-Aluminiumlegierungen oder Abänderungen hiervon, die aus in Luft oder Inertgas zerstäubtem Pulver oder durch Zerstäuben oder Verspritzen rasch abgekühlter Teilchen hergestellt wurden, Zugfestigkeitswerte in Nähe von etwa loo KSI (vgl. J.P.H.A. Durand, R.M. Pelloux und N.J. Grant, Materials Science and Engineering, Seite 247 (1976); W.S. Cebulak, E.W. Johnson,und M. Markus,_ Met. Eng. Quart., Seite 37 (1976)) aufweisen. Jedoch da diese Legierungen hauptsächlich durch einen kohärenten Ausfällungshärtungsmechanismus verfestigt oder verstärkt wurden, setzt bei Temperaturen von oberhalb etwa 12o°C eine Überalterung (d.h. eine Vergröberung der ausgefällten Teilchen) ein, wodurch eine große Abnahme der Festigkeit bedingt wird. Bei 15o°C (hohe Festigkeit) weisen im Handel erhältliche Aluminiumlegierungen der 7ooo-Reihe . maximale Zugfestigkeifswerte von bis zu etwa 3o KSI (vgl. Metal Progress Databook, Mid-June 1979, Seite 8o) auf. Im Gegensatz dazu besitzen die gemäß der Erfindung behandelten Legierungen auf Al-Fe-Basis typischerweise bei 15o°C Zugfestigkeiten von wenigstens 6o bis 66 KSI, d.h. wesentlich höhere als die Zugfestigkeit von den im Handel erhältlichen.
Aluminiumlegierungen der 7ooo-Reihe.
Darüber hinaus weisen die Aluminiumlegierungen gemäß der Erfindung typischerweise bei 3oo°G Zugfestigkeitswerte von mindestens
4o KSI auf. Im Vergleich dazu besitzen Aluminiumlegierungen mit einem Gehalt von 6 bis 8 Gew.% Fe und mit verschiedenen Zusätzen von Cr, Mn und Mg bis zu einer Menge von 2,75 Gew.96, die aus Pulvern unter Anwendung eines . ~ Spritzgießverfahrens gemäß Battelle, Frankfurt (vgl. G. Faninger, D. Merz und H. Winter, 2nd International Conference on Rapidly Quenched Metals, Seite 483, herausgegeben von N.J. Grant und B.C. Giessen, M.I.T. Press, Cambridge, 1976) hergestellt wurden, Zugfestigkeiten von nur zwischen 2o und 3o KSI bei dieser Temperatur auf.
Die maximalen Zugfestigkeiten, die jedoch für Aluminiumlegierungen bei 35o°C (32 und 33 KSI) berichtet wurden, wurden von Aluminiumlegierungen mit einem Gehalt von 8 Gew.% mit etwa 2 Gew.% von verschiedenen anderen Elementen, z.B. Si + Mo, aufgewiesen, die aus rasch verfestigtem Pulver gewonnen wurden (vgl. CM. Adam & R.G. Bourdeau in Proceedings Second Int. Conf. on Rapid Solidification Processing/ Reston, Virginia, 198o).
Die Erfindung wird nachstehend anhand von Beispielen näher erläutert.
:* .:Λ.:":..: .:. 3130548
Beispiele 1 "bis 9
Legierungen auf Aluminiumbasis mit einem Gehalt zwischen 5 und 16 Gew.? der Übergangsmetalle, Fe, Ni und Co wurden durch Schmelzen der Bestandteilselemente (vgl. Tabelle I mit Bezug auf die Zusammensetzungen) hergestellt. Diese Legierungen wurden schmelzgesponnen, d. h. ein geschmolzener Strahl von jeder Legierung wurde auf einen sich drehenden Zylinder gerichtet, der aus einer ausfällungsgehärteten Kupfer-Beryllium-Legierung hergestellt war. Die so gegossenen Bänder, typischerweise 25 bis 75/Uni dick, erwiesen sich gegenüber Biegen brüchig und spröde. Der Grad der Brüchigkeit der schmelzgesponnenen Bänder kann leicht mittels eines einfachen Biegetestes charakterisiert werden, bei welchem das metallische Band unter Bildung einer Schleife gebogen
*5 wird und der Durchmesser der Schleife allmählich verringert wird, bis das Band entweder bricht oder sich selbst zurückbiegt. Für solche Bänder stellt dieser Bruch, der Bruchdurchmesser der Schleife ein Maß für den Grad der Brüchigkeit dar. Je kleiner der Bruchdurchmesser für eine gegebene Banddicke ist, umso weniger brüchig wird das Band angesehen. Ein Band, welches sich selbst ohne Brechen zurückbiegt, hat sich plastisch zu einer V-Gestalt deformiert und wird als vollständig formbar und ziehbar bezeichnet.
Die Bänder der Legierungen, wie in Tabelle I angegeben, erwiesen sich im abgeschreckten Zustand insgesamt als sehr brüchig und ergaben Bruchdurchmesser von 2,51Im oder darüber. Diese brüchigen Bänder wurden zu einem Pulver mit einer Teilchengröße von weniger als entsprechend einem Sieb mit einer lichten Maschenweite von etwa 0,152 mm ( -loo mesh- powder) unter Verwendung einer handelsüblichen sich drehenden Hammermühle gemahlen. Die Bänder im abgeschreckten Zustand bestanden gemäß
' .;Λ.:':..; .:. 3130548
der Röntgenstrahlenbeugungsanalyse zu einem großen Teil aus einer metastabilen f.c.c.-festen Lösungsphase auf der Basis von Aluminium.
Andere Bänder aus diesen Zusammensetzungen wurden nach
dem Abschrecken bei 400° C während 1,5 Stunden wärmebehandelt und es wurde festgestellt, daß diesevollständig formbar und ziehbar wurden. Die Mikrohärte von den wärmebehandelten
Bändern lag im Bereich zwischen 80 und 200 kg/mm . 10
Tabelle I
Zusammensetzung und Härtewerte von Legierungen auf Aluminiumbasis mit einem Gehalt an Übergangsmetallen Pe, Ni und Co, hergestellt gemäß der Erfindung mittels Schmelz spinnen; die Härte nach der Wärmebehandlung bei 400 C während 1,5 Stunden und nach Luftkühlung wurde gemessen.
Beispiel Legierungs zusammensetzung Härte (kg/mm )
1 A1RestNill» 89
2 A1RestFe13.47 201
3 A1RestCo10,31 125 25
4 A1RestFe10,74 ' 127
5 A1RestFe3,87Ni8,l4 ■ " 8l 6 A1RestPe12,57
Tabelle I (Forts.)
Beispiel Legierungszusammensetzung Härte (kg/mm )
■5 7 A1RestNi10 8^
8 A1RestFe7,5 85
9 . A1RestFeJ|,3Ni3,5Col,5 112 10
Beispiele 10 bis 16
Standardlegierungen auf Aluminiumbasis, z. B. 2024 (Α1Κβ5^;ΐ1ΜηΟϊ6Μεΐ)5)9 7075 CAlR^Mg^Zn^Cr^^Cu^g und 2024 mit einem Gehalt von 2 % Lithium wurden zusätzlich mit Nickel und Eisen in einer Menge zwischen 10 und 15 Gew.? legiert. Diese Legierungen (vgl. Tabelle II mit Bezug auf die Zusammensetzungen) wurden zu rasch verfestigten Bändern schmelzgesponnen. Die Bänder erwiesen sich beim Biegen als brüchig und konnten mühelos unter Verwendung einer sich drehenden Hammermühle pulverisiert werden. Andere so abgeschreckte Bandproben von diesen Zusammensetzungen wurden nach einer Wärmebehandlung bei 400 C während 1,5 Stunden vollstän-
dig formbar und ziehbar und besaßen Härtewerte zwischen und 175 kg/mm2.
3133548
Tabelle II
Zusammensetzung und Härtewerte von Bändern, und Standardaluminiumlegierungen, die so abgeändert wurden, daß sie x- Eisen und Nickel enthielten, und die gemäß der Erfindung durch ein Schmelzspinnverfahren hergestellt wurden; die Härte wurde nach der Wärmebehandlung bei 400 C während 1,5 Stunden und Luftkühlung gemessen.
^0 Beispiel Legierungszusammensetzung (Gew. %) Härte (kg/mm )
10 Handelsübliche Legierung 2024 166 + 10 Gew.J -Fe _
11 Handelsübliche Legierung 2024 108 + 2 Gew.? Li und 15 Gew.? Ni
12 Handelsübliche Legierung 2024 180
+ 2 Gew.? Li und 12 Gew.? Pe
13 Handelsübliche Legierung 7075 105 + 10 Gew.? Ni
14 Handelsübliche Legierung 7075 .164 + 10 Gew.? Pe
15 Handelsübliche Legierung 7075 175
+ 12 Gew? Fe
16 Handelsübliche Legierung 7075 126
+ l4Gew.i Ni
Beispiele 17 bis 26 .
Eine Anzahl von ternären Legierungen auf Aluminiumbasis in den Al-Fe-Cu-Systemen wurde als RSP-Band gemäß der Erfindung hergestellt. Die vischmelzgesponnenen Bänder erwiesen sich als ausreichend brüchig',. Jim ein müheloses Pulverisieren zu gestatten. Nach Wärmebehandlung bei 400° C während 1,5 Stunden wurden
die schmal· ζ gesponnenen Bänder vollständig formbar und ziehbar
2 und hatten Härtewerte zwischen 170 und 235 kg/mm .
* ί» Λ * O β *
O A ") /Λ C / Ο
OiO VJ
- 26 -
In der nachstehenden TAbelle III sind die Legierungszusammensetzungen und Härtewerte der hitzebehandelten Bänder aufgeführt.
Tabelle III
Zusammensetzung und Härtewerte von Al-reichen Al-Fe-Cu-Legierungen, hergestellt gemäß der Erfindung mittels Schmelzspinnen; die Härte wird nach der Wärmebehandlung bei *»00° C während 1,5 Stunden und Luftkühlung gemessen.
2 Beispiel Legierungszusammensetzung (Gew%) Härte (kg/mm )
l88
185
17 A1RestFe12,19CuO^5
18 A1RestFe10,65Cul,53
19 A1RestPe10,8Cu2,2
20 A1RestPell,17Cu232
21 A1RestFelO,9OCu3,26
22 A1RestPe13,38Cul,3O
23 A1RestPe12,92Cul,51
24 Al„ .Pe^_ ..„Cu^ o^
25 - A1RestFe12,95Cul,l .
26 A1RestPe12,il7Cul,51
1 .;.:..:":..: λ. 313S548.
Beispiele 27 bis 38
Gemäß der Erfindung wurden die folgenden Legierungen zu einem brüchigen Band schmelzgesponnen, das für eine leichte Zerkleinerung geeignet war, wobei diese Legierungen nach der Wärmebehandlung bei 1IOO0 C während 1,5 Stunden formbar und ziehbar wurden.
Die Zusammensetzungen dieser Legierungen sind in der nachstehenden TAbelle IV aufgeführt.
Tabelle IV
Zusammensetzungen von Al-reichen Legierungen mit einem Gehalt von übergangsmetallen, hergestellt gemäß der Erfindung in Form von schmeljsgesponnenen brüchigen Bändern.
Beispiel Zusammensetzung CGew.%)
20 27 A1RestV5
28 A1RestMoHFel
29 Al W Fe
Rest 4 · 1
25 30 A1RestPf7V3
31 A1RestPe8W2
30 32 A1RestPe7Ti3
33 A1ReStFe8Zr3BO,5
Tabelle IV (Forts.)
Beispiel Zusammensetzung (Gew/&)
34 A1RestZr3Ti2
.
35 A1RestFe8Mn3
36 A1RestNil0WlMolTilZrlVl 37 A
38 A1Re5tCr3V3TilZrO,5WO)5
Beispiele 39 ^is MO
15
Gemäß der Erfindung wurden zwei Legierungen auf Aluminiumbasis in Al-Cu-Ni- und Al-Cu-Ni-B-System (vgl. nachstehende Tabelle V) durch Schmelzspinnen in Form von brüchigen Bändern, die für ein Zerkleinern geeignet waren, hergestellt. Nach Wärmebehandlung bei 475° C während 1,5 Stunden und unter anschliessender Luftkühlung auf Raumtemperatur wurde festgestellt, daß die Bänder ein zusätzliches Alterungs-Härfeungs-Verhalten bei einer nachfolgenden Wärmebehandlung bei niedriger Temperatur zeigten. Die Härtewerte der Bänder, .die nach den verschiedenen
^5 Wärmebehandlungen erhalten wurden, sind in der nachstehenden
Tabelle V aufgeführt. ■
Tabelle V .
Zusammensetzung und Härtewerte von Al-reichen Al-Ni-Cu- und Al-Ni-Cu-B-Legierungen, hergestellt in Form von RSP-Bändern
durch Schmelzspinnen, nach der Wärmebehandlung.
Stufe 1 Stufe 2.
Legierungs- Gegossenes Band, Band nach Stufe 2 zusammen- wärmebehandelt bei wärmebehandelt bei Setzung 475 C während 1,5 175 C während 2 Std.
Std. und anschlies-
RP1SD3P1 send luftgekühlt
Beispiel (Gew.g) Härte (kg/mmr) Härte (kg/min )
59 A1RestCu4Ni15 110 146
-
40 A1RestCul.Ni15BO,7 90 133
Beispiele ^l bis 48
Eine Anzahl von Aluminiumlegierungen mit einem Gehalt von
einem oder mehreren der Übergangsmetalle Pe, Ni, Co, Ti, Mo, W und Cr wurde in Form von RSP-Bändern gemäß der Erfindung hergestellt. Die schmelzgesponnenen Bänder erwiesen sich als brüchig. Nach Wärmebehandlung bei 400 C während 1,5 Stunden wurden die schmelzgesponnenen Bänder formbar und ziehbar und besaßen
2
Härtewerte zwischen 105 und 200 kg/mm .
In der nachstehenden Tabelle VI sind die Legierungszusammen-Setzungen urnd Härtewerte der wärmebehandelten Bänder aufgeführt.
Tabelle VI
Zusammensetzung und Härtewerte von Al-reichen Legierungen roit einem Gehalt an Übergangsmetallen, hergestellt gemäß der Erfindung durch Schmelzspinnen, nach Wärmebehandlung bei 400° C während 1,5 Stunden und nach Luftkühlung.
(Tabelle VI (Ports.)
Beispiel Le gier ungs zusammensetzung Härte (kg/mm )
41 A1ReStCr9,2 159
42 A1ReStFe3CrlNi5MoO,5W0,2TiO,3 106
11Ni3Co2Cr1 128
ΗΗ A1Restur1,33 13,0 10
45 A1RestCrl,35Fell,59
46 A1RestCr5,5 176 ^7 Al,-,,_x.Crι. r- 186
48 A1RestCr3Pe10 198
Beispiel ^9
Eine im Handel erhältiche Aluminiumlegierung 2024 wurde so modifiziert, daß sie 10 Gew.% Eisen enthielt. Die Legierung wurde zu einer Bandgestalt schmelzgesponnen. Die Bänder, welche sich als brüchig erwiesen, wurden mit einer handelsüblichen Pulverisiereinreichtung (Bantam Mikro Pulverizer) zu Pulver pulverisiert. Das Pulver wurde durch ein Sieb mit einer lichten Maschenweite von etwa 0,152 mm (100 mesh US Standard Sieve) gesiebt und ergab eine hohe Ausbeute des Pulvers mit einer Teilchengröße von kleiner als entsprechend dem vorstehend angegebenen Sieb.
Il
-JfL-
Beispiel 50
Unter Verwendung des vorstehend beschriebenen ^Verfahrens wurden 0,907 kg (2 pounds) des RSP-Pulvers (Teilchengröße von kleiner als entsprechend einem Sieb mit einer lichten Maschenweite von 0,152 mm (-100 mesh)) von jeder der nachstehend angegebenen zwei Aluminiumlegierungen, nämlich
A1RestCul,3Fe12,5 und Al116^Cr1 35Fe11 ^ (die tief gestellten Zahlen sind in Gew.£ ausgedrückt) hergestellt.
Die Pulver wurden in eine Aluminiumdose eingebracht, auf 200° C während 2 Stunden erhitzt, wobei unter Vakuum evakuiert und abgedichtet wurde. Die Dose wurde auf 400° C erhitzt und bei einem Ausmaß von 25 : 1 extrudiert, wobei eine 100 %ige Verdichtung des Pulvers zu einem Stab erhalten wurde. Die mechanischen Eigenschaften des verdichteten Stabs bei Raumtemperatur und bei erhöhter Temperatur sind in der nachstehenden Tabelle VII aufgeführt.
Tabelle VII
Zugeigenschaften der Al-Cr-Fe-Legierungen in extrudierten Formen, hergestellt gemäß der Erfindung.
Legierungszusammen-25 setzung (Gew. %)
Zugfestigkeit (KSI)
Raumtemp. 150°C 300 C 350 C
A1RestCul,3Fe12,5
A1RestCrl,35Pell,59
58
66
50
Beispiel 51
Das folgende Beispiel veranschaulicht die ausgezeichnete WärmeStabilität von Aluminiumlegierungen mit einem Gehalt an großen Mengen von feinen Dispersionen einer stabilen intermetallischen Phase auf der Basis von Al-Fe, hergestellt gemäß der Erfindung. Zwei Aluminiumlegierungen, nämlich
A1RestCul,3Pe12,5 Und A1RestCrl,35FeH,59' herSestellt aus RSP-Pulvern, wurden in Form von Stäben gemäß der in Beispiel 50
Angegebenen Arbeitsweise extrudiert und zeigten bei Raumtempera-
2
tür Härten von 17 5 und 213 kg/mm . Nach der Wärmebehandlung der vorstehend beschriebenen zwei Legierungen bei 350 C während 100 Stunden wurde keine Änderung in den Härtewerten beobachtet.
Beispiel 52
Das folgende Beispiel veranschaulicht ein wirtschaftliches Verfahren zur kontinuierlichen Herstellung von RSP-Pulver von Aluminium oder einer Legierung auf Aluminiumbasis mit einem Gehalt von einem oder mehreren der Elemente Fe, Ni, Co, Cr, Mn, V, Mo, W, Ti, Zr und B gemäß der Erfindung.
Die handelsüblichen Legierungen auf Aluminiumbasis mit einem Gehalt von 5 bis 16 Gew.? der Übergangsmetalle gemäß der Erfindung werden durch Vakuuminduktionsschmelzen geschmolzen.
Die Schmelze wird über eine Pfanne in ein Zwischengefäß mit einer Reihe von öffnungen übergeführt. Eine Vielzahl von Strahlen ließ man auf eine sich drehende, wassergekühlte Kupfer-Beryllium-Trommel aufschlagen, wodurch die Schmelze in Form eines Bandes rasch verfestigt wurde. Die so gegossenen brüchigen Bänder wurden
in eine Hammermühle eingeführt, wodurch die Bänder zu Pulvern von gewünschten Größenberexchen gemahlen wurden. Der gesamte vorstehend beschriebene Vorgang wird unter hohem Vakuum oder unter einer Schutzatmosphäre ausgeführt, um die Oxydation zu beschränken.

Claims (19)

...... Qi -> Π ET / Q Patentansprüche
1. Verfahren zur Herstellung einer Legierung aus wenigstens einer Komponente aus der Gruppe bestehend aus nominell reinem Aluminium und gebräuchlichen Aluminiumlegierungen mit einem Gehalt von wenigstens 80 Gew.% Aluminium, die ferner mit zwischen 5 bis 16 Gew.% eines Übergangsmetalls aus der Gruppe von Eisen, Nickel, Kobalt, Mangan, Vanadium, Chrom, Molybdän, Wolfram, Titan und Zirkon plus Bor legiert sind, worin Mangan, Vanadium," Molybdän, Wolfram, Titan und Zirkon, falls vorhanden, in einer gemeinsamen oder kombinierten Konzentration von bis zu 5 Gew.% und Bor, falls vorhanden, in einer Konzentration von bis zu 1 Gew.% vorhanden sind, dadurch gekennzeichnet, daß man
(a) eine Schmelze der genannten Legierung bildet,
(b) die Schmelze gegen eine sich rasch bewegende Abschreckoberfläche kontaktiert, die zum raschen Abkühlen der
5 Schmelze in einem Ausmaß im Bereich von etwa Io bis etwa Io °C/sec geeignet ist?und wobei dadurch -ein rasch verfestigtes, brüchiges oder sprödes Band von der Legierung gebildet wird, die durch eine metastabile Struktur gekennzeichnet ist, und
(c) das Band zu Bruchstücken so zerkleinert, um hieraus ein Pulver zu bilden.
2. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß das Übergangsmetall Eisen ist, welches in einer Konzentration im Bereich zwischen Io und 15 Gew.% vorhanden ist.
3. Verfahren nach Anspruch 2, dadurch gekennzeichnet, daß die genannte Legierung ferner mit bis zu 4 Gew.% Kupfer legiert ist.
..·,,..; .:Λ.: Λ.: .·. 3 133548
4. Verfahren nach Anspruch 2, dadurch gekennzeichnet, daß bis zu 4 Gew.96 des Eisens durch wenigstens eine Komponente aus der Gruppe von Nickel, Chrom, Kobalt, Mangan, Molybdän, Wolfram, Vanadium, Titan, Zirkon und Bor ersetzt ist, wobei das Bor in einer Konzentration von bis zu 1 Gew.% vorhanden ist.
5. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß das Abkühlungsausmaß wenigstens Io °C/sec beträgt.
6. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß das Band zu Pulver mit einer mittleren Teilchengröße von weniger als entsprechend einem Sieb mit einer lichten Maschenweite von etwa entsprechend-4'mesh U.S. Standard zerkleinert wird, welches Plättchen mit einer mittleren Dicke von weniger als o,l mm umfaßt, wobei jedes Plättchen durch eine unregelmäßige Gestalt, die sich infolge des Brechens des verfestigten Materials ergibt, gekennzeichnet ist.
7. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß man die Bruchstücke zu einem verdichteten Körper durch die Anwendung von Druck darauf formt.
8. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß man die Bruchstücke zu einem verdichteten Körper durch die Anwendung von Druck und Hitze hierauf formt.
9. Verfahren nach Anspruch 7, dadurch gekennzeichnet, daß man den verdichteten Körper auf eine Temperatur im Bereich von 3oo bis 5oo°C während einer ausreichenden Zeitdauer erhitzt, um die metastabile Struktur der genannten Legierung zu einer feinkörnigen Mikrostruktur mit Brimärkörnern mit einer mittleren Korngröße von weniger als etwa Io/um mit einer im wesentlichen gleichförmigen Dispersion von ultra-
·*· *··* '·■>* "· 313 3 548
feinen Ausfällungen der zwischen Aluminium und einem oder mehreren der genannten Ubergangsmetalle gebildeten intermetallischen Phasen umzuwandeln, wobei die ultrafeinen Ausfällungen eine charakteristische Größe von weniger als etwa 0,5/um besitzen.
10. Verfahren nach Anspruch 7, dadurch gekennzeichnet, daß die MikroStruktur Ausfällungen einer intermetallischen Phase mit einer mittleren Größe von weniger als o,o5/um enthält.
11. Verfahren nach Anspruch 7, dadurch gekennzeichnet, daß der verdichtete Körper eine Dicke von wenigstens 1 mm, gemessen an der kürzesten Abmessung, besitzt.
12. Legierung, dadurch gekennzeichnet, daß sie
(a) wenigstens eine Komponente aus der Gruppe bestehend aus nominell reinem Aluminium und gebräuchlichen Aluminiumlegierungen mit einem Gehalt von wenigstens 8o Gew.% Aluminium, die ferner mit zwischen 5 bis 16 Gew.$6 wenigstens eines der Übergangsmetalle aus der Gruppe von Eisen, Nickel, Kobalt, Chrom, Mangan, Vanadium, Molybdän, Wolfram, Titan und Zirkon und Bor legiert sind, worin die Maximalmenge von Vanadium, Molybdän, Wolfram, Titan und Zirkon insgesamt 5 Gew.% beträgt und die Maximalmenge an Bor 1 Gew.% ist, umfaßt und
(b) in- Pulverform vorliegt, die durch rasche Verfestigung der Schmelze der Legierung unter Bildung eines Bandes, welches zu Pulver zerkleinert ist und vorwiegend eine metastabile Feststofflösungsphase mit einer flächenzentrierten kubischen Struktur und Härtewerte zwischen 2oo und 45o kg/mm aufweist, hergestellt wurde, wobei das Pulver eine mittlere Teilchengröße von
3133548
weniger als entsprechend einem Sieb mit einer lichten Maschenweite von entsprechend.4 mesh U.S. Standard aufweist die Teilchen in Form von Plättchen mit einer mittleren Dicke von weniger als o,l mm vorliegen.
13. Legierung nach Anspruch 12, dadurch gekennzeichnet, daß sie die Zusammensetzung der Formel Aloe q Fe-, -,,- besitzt,
worin die unteren Zahlenwerte in Gewichtsprozent angegeben sind und wobei das Pulver durch eine Härte zwischen 3oo und 45o kg/mm gekennzeichnet ist.
14. Legierung nach Anspruch 13, dadurch gekennzeichnet, daß bis zu 4 Gew.% des Eisens durch wenigstens eines der Elemente aus der Gruppe von Nickel, Chrom, Kobalt, Mangan^ Molybdän, Wolfram, Vanadium, Titan, Zirkon und Bor ersetzt sind, wobei das Bor in einer Menge bis zu 1 Gew.% vorhanden ist.
15. Legierung nach Anspruch 13, dadurch gekennzeichnet, daß sie bis zu 4 Gew.% Kupfer enthält.
16. Legierung, dadurch gekennzeichnet, daß sie durch die Formel A185-9oFelo-15 darSestellt wird, worin die tiefgestellten Zahlen in Gewichtsprozent ausgedrückt sind, wobei die Legierung durch die Verfestigung oder Verdichtung von Teilchen der genannten Legierung gebildet ist, die aus einem zerkleinerten festen Körper hiervon, erhalten werden, welche aus der Schmelze der genannten Legierung, die an Kühlausmaße von Io bis Io °C/sec ausgesetzt wurde, erhalten würde, wobei die Legierung eine ultrafeine Dispersion der intermetallischen Phase FeAl^ und eine Dicke von wenigstens 1 mm in der kürzester Abmessung und eine mittlere Zugfestigkeit von wenigstens 281o kg/cm (4o.ooo psi) bei 3oo 0C aufweist.
3130548
17. Legierung nach Anspruch 16, dadurch gekennzeichnet, daß bis zu 4 Gew.% des Eisens durch wenigstens ein Element aus der Gruppe von Chrom, Nickel, Kobalt, Mangan, Wolfram, Molybdän, Titan, Vanadium, Zirkon und Bor ersetzt ist, wobei Bor, falls vorhanden,.in einer Konzentration von bis zu 1 Gew.% anwesend ist.
18. Legierung nach Anspruch 16, dadurch gekennzeichnet, daß der Aluminiumgehalt durch eine übliche Aluminiumlegierung mit einem Gehalt von wenigstens 8o Gew.% Aluminium ersetzt ist.
19. Legierung nach Anspruch 17, dadurch gekennzeichnet, daß der Aluminiumgehalt eine Aluminiumlegierung mit einem Gehalt von wenigstens 8o Gew.% Aluminium einschließt.
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