DE3541781C2

DE3541781C2 - Verfahren zur Herstellung eines Bauteils aus einer hitzebeständigen, hochfesten, gesinterten Aluminiumlegierung sowie eine hitzebeständige, hochfeste Aluminiumlegierung

Info

Publication number: DE3541781C2
Application number: DE3541781A
Authority: DE
Inventors: Haruo Shiina
Original assignee: Honda Motor Co Ltd
Current assignee: Honda Motor Co Ltd
Priority date: 1984-11-28
Filing date: 1985-11-26
Publication date: 1999-09-02
Anticipated expiration: 2005-11-27
Also published as: US4867806A; FR2573777A1; DE3541781A1; GB2167442B; FR2573777B1; GB8529089D0; US4834941A; GB2167442A

Description

Die vorliegende Erfindung betrifft ein Verfahren zur Herstellung eines Bauteils aus einer hitzebeständigen, hochfesten Aluminiumlegierung, die ausgezeichnet ist hinsichtlich Hitzebeständigkeit, Heißschmiedbarkeit und Widerstands fähigkeit gegen Spannungskorrosions-Rißbildung (z. B. ein Kolben für eine Verbrennungsmaschine, eine Pleuelstange etc.) durch ein pulvermetallurgi sches Verfahren sowie eine derartige hitzebeständige, hochfeste Alumini umlegierung.

In einer Verbrennungskraftmaschine für Kraftfahrzeuge sind tatsächlich Aluminiumlegierungsmaterialien verwendet worden, um eine Reduktion des Gewichts des Fahrzeugkörpers zu realisieren und insbesondere ist es auch wirkungsvoll zur Reduzierung der Trägheitskraft bewegliche Teile wie Pleuelstangen, Kolben oder ähnliches, aus Aluminiumlegierungsmaterialien zu formen. Solche beweglichen Teile müssen Hitzbeständigkeit und hohe Festigkeit haben, weil sie verwendet werden unter einer strengen Bedingung bei einer hohen Temperatur und um dieses Erfordernis zu erfüllen, besteht die Tendenz, Metallkeramikprodukte zu verwenden, in denen die Legierungs elemente mit großer Freiheit zugegeben werden können.

Das US-Patent 4,435,213 betrifft ein Verfahren zur Herstellung eines Metallbauteils aus einem Aluminiumlegierungspulver, das erhalten wird durch atomisieren einer überhitzten geschmolzenen Legierung, bei dem das Pulver bei erhöhter Temperatur gepreßt wird. Die Aluminiumlegierung enthält bis zu 30 % Si, bis zu 5% Cu, Fe, Mg, bis zu 10% Mn, bis zu 3% Co und/oder bis zu 5% Zn und Al als Rest.

Das französische Patent 723418 betrifft Aluminiumlegierungen für Kolben und Zylinder. Offenbart sind Legierungen, die 5 bis 25% Si und jeweils bis zu 2 % Mg, Cu, Fe, Mn, Co und/oder Li und Al als Rest enthalten.

Der Erfinder dieser Erfindung schlug früher zusammen mit zwei anderen Miterfindern Aluminiumlegierungen für Metallkeramikprodukte vor, bei denen hohe Anteile von Silicium, Eisen und anderen Elementen zugegeben wurden zu dem Aluminium, um Verbesserungen bei der Hochtempe raturfestigkeit, dem Young's Elastizitätsmodul und Abriebfestigkeit und Hitzebeständigkeit zu erreichen (siehe japanische Patentanmeldung Nr. 59-166979).

Jedoch stellte sich als Ergebnis verschiedener nachfol gender Untersuchungen mit der oben vorgeschlagenen Aluminiumlegierung, die Eisen im Verhältnisbereich von 2,0 ≦ Fe ≦ 10 Gew.-% enthielt, insbesondere in dem Verhält nisbereich von Fe ≧ 6 Gew.-% heraus, daß es notwendig war, weitere Verbesserungen bei der Heißschmiedeverar beitbarkeit eines Rohmaterials zum Schmieden (in die Form eines vorgeformten Produkts), bei der Widerstands fähigkeit gegen Spannungskorrosions-Rißbildung eines endgültig geformten Produktes, einer Dichte eines Bau teils und einer Festigkeit eines Bauteils bei 150 bis 200°C zu schaffen.

Insbesondere treten dann, wenn das oben erwähnte Roh material beim Schmieden (Fe ≧ 6 Gew.-%) einer Hochge schwindigkeits-Heißschmiedebearbeitung (Bearbeitungsge schwindigkeit = 75 mm/sec oder höher) unterworfen wird, die gleich der ist im Falle von Duraluminium, Schäden auf wie Rißbildung oder ähnliches. Deshalb müssen, um die Heißschmiedebearbeitbarkeit zu verbessern, ver schiedene Gegenmaßnahmen beim Schmiedeverfahren ergrif fen werden, wie das Erniedrigen der Bearbeitungsgeschwin digkeit, das Anheben der Metallformungstemperatur und ähnliches, so daß die Massenproduktivität abnimmt und die Herstellungskosten der Teile zu hoch werden würden.

Außerdem sind in dem Verhältnisbereich von Fe < 6 Gew.-%., obwohl das aus dem endgültig geformten Produkt gebildete Bauteil eine hohe Festigkeit hat, verglichen mit den allgemein bekannten Legierungen (JIS AC8A, AC8B und AC8C: siehe Tabelle 1) bei einer Temperatur in der Nähe von 300°C, weitere Verbesserungen bei einer Temperatur von 150 bis 200°C in der Festigkeit erwünscht.

Weiterhin besteht in dem Fall, wo eine Pleuelstange aus der oben vor geschlagenen Aluminiumlegierung gebildet wird, die Furcht, daß Spannungs korrosions-Rißbildung (gemäß dem JIS-Spannungskorrosions-Rißbildungstest) an den Stellen auftreten könnte, wo die Spannung kontinuierlich angewendet wird, wie am Bolzenangußteil (ein kleinerer Endteil) oder einem Lagerbügelbe festigungsteil (ein größerer Endteil) einer Pleuelstange und dies wird ein Hauptgrund der Erniedrigung der Beständigkeit von Zubehörteilen eines Motors zusammen mit der Neigung der Beschleunigung eines Motors in den letzten Jahren.

Nebenbei bringt die Aluminiumlegierung, da die oben vorgeschlagene Aluminiumlegierung eine hohe Dichte hat, verglichen mit bekannten Legierun gen, eine nachteilige Bedingung bei der Realisation leichtgewichtiger Bauteile.

Aufgabe der vorliegenden Erfindung ist die Herstellung eines Bauteils aus einer hitzebeständigen, hochfesten gesinterten Aluminiumlegierung, deren intermediäres Rohmaterial einer Hochgeschwindigkeits-Heißschmiede bearbeitung unterworfen werden kann, um dadurch ein Bauteil mit hoher Festigkeit bei einer Temperatur von 150 bis 200°C zu erhalten, in dem eine Spannungskorrasions-Rißbildung kaum auftritt und dessen Dichte ähnlich der von bekannten Legierungen ist.

Eine weitere Aufgabe der vorliegenden Erfindung ist, eine solche hitzebestän dige, hochfeste Aluminiumlegierung anzugeben.

Diese Aufgabe wird durch das im Anspruch 1 gekennzeichnete Verfahren bzw. die im Anspruch 7 gekennzeichnete Legierung gelöst.

Die erfindungsgemäße Legierung besteht aus
8,0 bis 30 Gew.-% Silicium
2,0 bis 33 Gew.-% Eisen,
0,8 bis 7,5 Gew.-% Kupfer,
0,3 bis 3,5 Gew.-% Magnesium,
1,0 bis 5,0 Gew.-% Lithium,
0,5 bis 10 Gew.-% Zink,
0,5 bis 5,0 Gew.-% Mangan,
0,5 bis 3,0 Gew.-% Kobalt,
wobei Mangan und Kobalt entweder einzeln oder gemeinsam vorliegen können, und Aluminium als Rest mit unvermeidbaren Verunreinigungen besteht.

Das erfindungsgemäße Verfahren umfaßt folgende Schritte:
Ein Pulverherstellungsschritt, in dem geschmolzene Aluminiumlegierung abgeschreckt und verfestigt wird mit einer Abkühlungsgeschwindigkeit von 10³°C/sec oder mehr, um ein Pulver zu erhalten; ein Pulverpreßschritt, in dem das Aluminiumlegierungspulver druckgeformt wird bei einer Temperatur von 350°C oder weniger und bei einem Formdruck von 1,5×10⁸ bis 5×10⁸ Pa um ein Rohmaterial für die Extrusion zu erhalten mit einem Dichteverhältnis von 70% oder mehr; ein Extrusionsschritt, in dem das Rohmaterial für die Extrusion einer Heißextrusion bei einer Temperatur von 300 bis 400°C unterworfen wird, um ein Rohmaterial zum Schmieden zu erhalten; und ein Schmiedeschritt, in dem das Rohmaterial bei einer Temperatur von 300 bis 495°C geschmiedet wird, unter Verwendung einer Metallform, die vorher auf eine Temperatur von 150°C oder höher erhitzt wurde, und danach der schmiedegeformte Körper abgekühlt wird.

Wenn Fe und Si zu Al zugegeben werden, können Verbesse rungen bei der Hochtemperaturfestigkeit und beim Young's Modulus erreicht werden, aber intermetallische Verbindungen wie Al₃Fe, Al₁₂Fe₃Si etc. würden nadelför mig ausfallen, was zu einer Verschlechterung der Heiß schmiedeverarbeitbarkeit, Sinterungseigenschaften, Widerstandsfähigkeit gegen Spannungskorrosions-Rißbil dung etc. führt. Deshalb ist es eine wirksame Maßnahme, daß die Verbesserung der Hitzebehandlung einer Alumi niummatrix eine Reduzierung der Menge an Fe durch Zugabe von Cu, Mg oder Co erwarten läßt und dadurch die Heißschmiedeverarbeitbarkeit und Sinterungseigenschaft verbessert wird.

Zusätzlich ist es möglich, die Bildung von nadelförmi gen Kristallen zu unterdrücken zur Verbesserung der Heißschmiedeverarbeitbarkeit und auch die Widerstands fähigkeit gegen Spannungskorrosionsrißbildung zu ver bessern durch Zugabe von Mn, die Vergütungserscheinun gen durch Zugabe von Zn zu fördern und das Ansteigen der Legierungsdichte durch Zugabe von Li zu unterdrücken.

Bei der gemäß der vorliegenden Erfindung verwendeten Aluminiumlegierung werden die jeweiligen Legierungselemente in den folgenden chemischen Zusammensetzungsbereichen zugege ben:

(a) 8,0 bis 30,0 Gew.-% Silicium

Si ist eine wesentliche Komponente. Si liefert eine Verbesserung der Abriebfestigkeit und des Young's Modulus, drückt thermische Ausdehnungskoeffizienten auf einen niedrigen Wert und kann die thermische Leit fähigkeit verbessern. Wenn die Zugabemenge von Si weniger als 8,0 Gew.-% beträgt, können diese Wirkungen nicht erreicht werden, während dann, wenn sie 30 Gew.-% überschreitet, die Bearbeitbarkeit bei der Extrusions bearbeitung ebenso wie bei der Schmiedebearbeitung verschlechtert wird, und so Risse in dem geformten Artikel auftreten können.

(b) 2,0 bis 33,0 Gew.-% Eisen

Fe ist eine wesentliche Komponente und es wird zugege ben, um die Hochtemperaturfestigkeit und den Young's Modulus zu verbessern. Wenn die Zugabemenge von Fe weniger als 2,0 Gew.-% beträgt, kann eine Verbesserung der Hochtemperaturfestigkeit nicht erwartet werden, während wenn sie 33,0 Gew.-% übersteigt, steigt die Dichte an, was dazu führt, daß eine Gewichtsreduktion nicht erreicht wird und außerdem wird die Bearbeitbar keit bei der Durchführung der Heißextrusion und der Heißschmiedearbeit verschlechtert. Zusätzlich sollte, obwohl der Young's Modulus verbessert wird, beim An steigen der Zugabemenge von Fe die Zugabemenge von Fe, wenn der Anstieg der Dichte in Betracht gezogen wird, auf die obere Grenze von 33,0 Gew.-% begrenzt werden.

(c) 0,8 bis 7,5 Gew.-% Kupfer

Cu ist eine Wesentliche Komponente und es wird zugege ben, um die Verschlechterung der Sinterungseigenschaf ten und der Heißschmiedebearbeitbarkeit, die durch Zu gabe von Fe und Si verursacht wird, zu kompensieren. Auch kann durch die Zugabe von Cu die Hitzebehandlungs festigkeit einer Al-Matrix verbessert werden. Wenn die Zugabeinenge von Cu weniger als 0,8 Gew.-% beträgt, können solche Wirkungen nicht erreicht werden, während dann, wenn sie 7,5 Gew.-% übersteigt, eine Verschlech terung der Widerstandsfähigkeit gegen Spannungskorro sions-Rißbildung und eine Erniedrigung der Heißschmie deverarbeitbarkeit resultiert und die Hochtemperatur festigkeit des endgültig geformten Artikels herabge setzt würde.

(d) 0,3 bis 3,5 Gew.-% Magnesium

Mg ist eine wesentliche Komponente und es dient, ähn lich wie Cu dazu, die Festigkeit einer Al-Matrix durch Hitzebehandlung zu verbessern. Wenn die Zugabemenge von Mg weniger als 0,3 Gew.-% beträgt, ist die Zugabewir kung nicht vorhanden, während, wenn sie 3,5 Gew.-% übersteigt, die Spannungskorrosions-Rißbildungswider standsfähigkeit verschlechtert wird und die Heißschmiede verarbeitbarkeit abnimmt.

(e) 0,5 bis 5,0 Gew.-% Mangan

Mn und Co sind solche Elemente, von denen eines oder beide notwendigerweise zugegeben werden.

Bei der Herstellung eines feingepulverten Pulvers ist, obwohl es notwendig ist eine Abkühlungsgeschwindigkeit des Aluminiumlegierungspulvers auf ein Maximum einzu stellen, wenn die Massenproduktivität in Betracht ge zogen wird, eine Abkühlungsgeschwindigkeit von 10³ bis 10⁵°C pro Sekunde die Grenze. In diesem Bereich der Abkühlungsgeschwindigkeit ist bei einem Fe-Gehalt von Fe ≦ 6 Gew.-% ein Hochgeschwindigkeits-Heißschmieden bis zu einem gewissen Grad möglich aufgrund der Tatsache, daß Al-Fe-Si intermetallische Verbindungen vollständig aufgetrennt werden können, bei dem Schritt der Heiß extrusionsbearbeitung und auch der Zustand der Ausfäl lung der Verbindungen granular ist. Andererseits wird bei einem Fe-Gehalt von Fe < 6,0 Gew.-% der Zustand der Ausfällung der oben erwähnten intermetallischen Ver bindungen nadelförmig, die Heißverformungs-Widerstands fähigkeit nimmt zu und so wird eine Hochgeschwindig keits-Heißschmiedeverarbeitung unmöglich.

Mn ist wirksam zur Kontrolle des Zustandes der Ausfäl lung der oben erwähnten intermetallischen Verbindungen. Insbesondere werden durch Zugabe der oben erwähnten speziellen Mengen von Mn statt der nadelförmigen Al₃Fe- Phase und der β-Al₅FeSi-Phase die granulare Al₆(Fe,Mn)- Phase und α-Al₁₂(Fe,Mn)₃Si-Phase vorzugsweise ausge fällt, wodurch die Hochgeschwindigkeits-Heißschmiede verarbeitbarkeit verbessert wird und dadurch die Festig keit eines Bauteils verbessert werden kann.

In dem oben erwähnten Bereich der Zugabemenge verbessert Mn die Hochtemperaturfestigkeit der Aluminiumlegierung, die Eisen enthält, insbesondere in der Menge von Fe ≧ 4,0 Gew.-% und liefert eine Verbesserung der Heiß schmiedeverarbeitbarkeit und eine Verbesserung der Widerstandsfähigkeit gegen Spannungskorrosions-Rißbil dung. Jedoch wird, wenn sie 5,0 Gew.-% überschreitet, im Gegenteil die Heißschmiedeverarbeitbarkeit erniedrigt und es tritt eine schädliche Wirkung auf.

(f) 0,5 bis 3,0 Gew.-% Kobalt

Co wird notwendigerweise, wie oben beschrieben, zusam men mit Mn oder allein zugegeben. Co ist wirksam zur Verbesserung der Hochtemperaturfestigkeit in dem Fall, wo der Fe-Gehalt vermindert wird, um die Schmiedever arbeitbarkeit zu verbessern, es kann die Bruchfestig keit, Prüfspannung und Dauerfestigkeit verbessern, ohne die Dehnungseigenschaft zu verschlechtern und es kann die Hochtemperaturfestigkeit verbessern, ohne die Widerstandsfähigkeit gegen Spannungskorrosions-Rißbil dung und Schmiedeverarbeitbarkeit zu verringern. Jedoch ist, wenn die Zugabemenge weniger als 0,5 Gew.-% beträgt, die Wirkung gering, während dann, wenn sie 3,0 Gew.-% überschreitet, die Verbesserungswirkung nicht so bemerkenswert ist, wie der Anstieg der Zugabe menge und darüberhinaus ist aus dem Grund, daß Co auch teuer ist, die Zugabemenge auf 3,0 Gew.-% oder weniger beschränkt.

(g) 0,5 bis 10,0 Gew.-% Zink

Um die Festigkeit eines Teils zu verbessern, das bei einer Temperatur von 200°C oder niedriger verwendet wird, ist es wirkungsvoll, das Teil einer T6-Behandlung zu unterwerfen (Wärmeaushärtung nach Erwärmen und Abschrecken) und einen Härtungsvorgang zu verwenden, der durch Ausfällung intermetallischer Verbindungen, die durch Zugabe von Si, Cu und Mg gebildet werden, verursacht wird und Zn hat eine Funktion, die Härtungs ausfällung zu fördern. Jedoch kann, wenn die Zugabe menge weniger als 0,5 Gew.-% beträgt, die oben erwähnte Wirkung nicht erreicht werden, während dann, wenn sie 10,0 Gew.-% überschreitet, die Heißverformungs-Wider standsfähigkeit ansteigt und dadurch die Hochgeschwin digkeits-Heißschmiedebearbeitung schwierig wird.

Bisher wurde im Fall der Zugabe von Zn als wirksames Element, Si, das in der Aluminiumlegierung enthalten war, als Unreinheit betrachtet, aber im Fall des erfindungsgemäß hergestellten Bauteils müssen bei der Herstellung des Bauteils Zn und Si zwangsläufig gleich zeitig vorhanden sein zur Anwendung eines Metallkeramik verfahrens, um eine Verbesserung der Abriebfestigkeit und eine Erniedrigung des Wärmeausdehnungs-Koeffizienten, der durch proeutektisches Si bewirkt wird, zu verwirk lichen, wird auch ein Härtungsvorgang, der durch die Ausfällung von Zn-Verbindungen bewirkt wird, verwendet und dadurch ist es möglich, die Festigkeit des Materials zu verbessern.

Auf diesem Weg kann durch Zugabe von Zn die Festigkeit eines Bauteils nach der T6-Behandlung verbessert werden, so daß es möglich ist, die Dichte eines Bauteils zu reduzieren, indem die Zugabemenge von Fe unterdrückt wird und auch die Heißschmiedeverarbeitbarkeit zu ver bessern.

(h) 1,0 ≦ Li ≦ 5,0 Gew.-%

Li wird verwendet, um den Anstieg der Legierungsdichte, der durch die Zugabe von Fe verursacht wird, zu unter drücken und die Unterdrückungswirkung wird verbessert mit dem Ansteigen der Zugabemenge von Li. Zusätzlich hat Li die Wirkung, den Young's Modulus zu verbessern und eine hohe Festigkeit oder Steifheit zu ergeben.

Wenn die Zugabemenge von Li geringer ist als 1,0 Gew.-%, ist die Wirkung der Unterdrückung des Dichteanstiegs gering, während dann, wenn sie 5,0 Gew.-% überschreitet, ein Problem auftritt, daß das Herstellungsverfahren kompliziert wird, weil Li aktiv ist.

Nun wird eine Reihe von bevorzugten Beispielen von der Zusammensetzung der Aluminiumlegierung, die bei dem erfindungsgemäßen Verfahren zu verwenden ist, beschrieben.

1. 15 ≦ Si ≦ 18 Gew.-%, 4 ≦ Fe ≦ 6 Gew.-%,
4 ≦ Cu ≦ 5 Gew.-%, 1 ≦ Mg ≦ 2 Gew.-% und
1 ≦ Co ≦ 2 Gew.-%

In dieser ersten bevorzugten Ausführungsform ist der Fe-Gehalt auf 6 Gew.-% oder weniger unterdrückt, um eine Erniedrigung der Dichte zu verwirklichen und eine Schmiedeverarbeitbarkeit zu sichern, der Co-Gehalt wird bei 1 bis 2 Gew.-% gehalten, wo die Verarbeitbarkeit nicht schädlich beeinflußt wird, um die Hochtemperatur festigkeit in dem Fall, wo die Zugabemenge von Fe redu ziert ist, zu ergänzen, werden Cu und Mg innerhalb des optimalen Bereiches definiert, um eine Verbesserung der Sinterungseigenschaft und der Hitzebehandlungswirkungen zu erzielen und Si wird innerhalb des optimalen Bereiches definiert, um eine genügende Abriebfestigkeit, Young's Modulus und Bearbeitbarkeit zu erhalten.

2. 15 ≦ Si ≦ 18 Gew.-%, 4 ≦ Fe ≦ 8 Gew.-%,
4 ≦ Cu ≦ 5 Gew.-%, 1 ≦ Mg ≦ 2 Gew.-%,
0,5 ≦ Co ≦ 1,5 Gew.-% und 1,5 ≦ Mn ≦ 2,5 Gew.-%

In diesen Zusammensetzungsbereich kann Mn die Verschlech terung der Verformbarkeit, die durch den Anstieg von Fe kommt, verbessern und kann auch die Festigkeit eines Bauteils verbessern. Da keine Notwendigkeit besteht, die Menge an Fe zu reduzieren wegen der Zugabe von Mn, sogar wenn die Menge an Co unterdrückt wird, kann eine noch bessere Hochtemperaturfestigkeit erhalten werden, verglichen mit der Legierungszusammensetzung des oben beschriebenen ersten Beispiels 1.

3. 15 ≦ Si ≦ 18 Gew.-%, 4 ≦ Fe ≦ 8 Gew.-%,
4 ≦ Cu ≦ 5 Gew.-%, 1 ≦ Mg ≦ 2 Gew.-%,
0,5 ≦ Co ≦ 1,5 Gew.-% und 2,0 ≦ Zn ≦ 4,0 Gew.-%

In diesem Zusammensetzungsbereich kann Zn die Festig keit bei 150 bis 200°C verbessern durch Durchführen einer Hitzebehandlung (T6 oder T7-Behandlung).

4. 15 ≦ Si ≦ 18 Gew.-%, 4 ≦ Fe ≦ 8 Gew.-%,
4 ≦ Cu ≦ 5 Gew.-%, 1 ≦ Mg ≦ 2 Gew.-%,
0,5 ≦ Co ≦ 1,5 Gew.-% und 2 ≦ Li ≦ 4 Gew.-%

In diesem Zusammensetzungsbereich ist Li wirksam zur Unterdrückung des Anstiegs der Dichte der Legierung, die durch die Zugabe von Eisen bewirkt wird.

5. 15 ≦ Si ≦ 18 Gew.-%, 4 ≦ Fe ≦ 8 Gew.-%,
4 ≦ Cu ≦ 5 Gew.-%, 1 ≦ Mg ≦ 2 Gew.-%,
0,5 ≦ Co ≦ 1,5 Gew.-%, 1,5 ≦ Mn ≦ 2,5 Gew.-%,
2,0 ≦ Zn ≦ 4,0 Gew.-% und 2 ≦ Li ≦ 4 Gew.-%

Die Legierungen, die in diesen Zusammensetzungsbereich fallen, sind ausgezeichnet hinsichtlich ihrer Hoch temperaturfestigkeit, einer Festigkeit bei 150 bis 200°C und ihrer Schmiedeverarbeitbarkeit und relativ leicht im Gewicht (haben eine niedrige Dichte).

6. 14 ≦ Si ≦ 18 Gew.-%, 3,0 ≦ Fe ≦ 5,0 Gew.-%,
2,0 ≦ Cu ≦ 5,0 Gew.-%, 0,3 ≦ Mg ≦ 1,5 Gew.-% und
0,5 ≦ Mn ≦ 2,5 Gew.-%

Gemäß dieser Ausführungsform wird durch Unterdrücken des Fe's auf 5,0 Gew.-% oder weniger die Widerstands fähigkeit gegen Spannungskorrosionsrißbildung verbes sert und eine gute Heißschmiedeverarbeitbarkeit gewähr leistet und auch die Hochtemperaturfestigkeit wird durch Zugabe von Mn verbessert. Zusätzlich sind Cu und Mg wirksam für die Verbesserung der Festigkeit einer Al-Matrix durch Hitzebehandlung und die Legierung ist geeignet zur Formung eines Teils, das bei einer Umge bungstemperatur von etwa 150°C verwendet wird.

7. 14 ≦ Si ≦ 18 Gew.-%, 3,0 ≦ Fe ≦ 5,0 Gew.-%,
2,0 ≦ Cu ≦ 5,0 Gew.-%, 0,3 ≦ Mg ≦ 1,5 Gew.-%,
0,5 ≦ Mn ≦ 2,5 Gew.-% und 1,0 ≦ Co ≦ 2,0 Gew.-%

Co in dem oben erwähnten Zusammensetzungsbereich ist wirksam zur Verbesserung der Hochtemperaturfestigkeit in dem Fall, wo die Zugabemenge von Fe unterdrückt wird innerhalb des Bereichs, wo Fe die Spannungskorrosions- Rißbildungs-Widerstandsfähigkeit und die Formbarkeit nicht schädlich beeinflußt.

8. 14 ≦ Si ≦ 18 Gew.-%, 3,0 ≦ Fe ≦ 5,0 Gew.-%,
2,0 ≦ Cu ≦ 5,0 Gew.-%, 0,3 ≦ Mg ≦ 1,5 Gew.-%,
0,5 ≦ Mn ≦ 2,5 Gew.-% und 2,0 ≦ Li ≦ 4,0 Gew.-%

Li in dem oben erwähnten Zusammensetzungsbereich kann den Anstieg der Legierungsdichte, der durch Zugabe von Fe verursacht wird, unterdrücken.

9. 14 ≦ Si ≦ 18 Gew.-%, 3,0 ≦ Fe ≦ 5,0 Gew.-%,
2,0 ≦ Cu ≦ 5,0 Gew.-%, 0,3 ≦ Mg ≦ 1,5 Gew.-%,
0,5 ≦ Mn ≦ 2,5 Gew.-% und 2,0 ≦ Zn ≦ 4,0 Gew.-%

Zn kann in dem oben angegebenen Zusammensetzungsbereich die Festigkeit bei 200°C oder weniger durch eine Hitze behandlung verbessern.

Um ein Bauteil zu erhalten, das aus einer gesinterten Al-Legierung mit der oben angegebenen Zusammensetzung hergestellt wird, wird ein Herstellungsverfahren, das aus den folgenden einzelnen Schritten besteht, angewen det:

(1) Pulverherstellungsschritt

Legierungspulver wird erhalten aus geschmolzener Aluminiumlegierung mit der gewünschten Zusammen setzung durch ein Feinpulverisierungsverfahren zum Beispiel. Während des Verfahrens werden, wenn die Abkühlungsgeschwindigkeit des geschmolzenen Metalls niedriger ist als 10³°C/sec. intermetallische Ver bindungen wie Al₃Fe, Al₁₂FeSi, Al₄Fe₂Si etc. aus fallen in einem grobkörnig granularen Zustand und dies bewirkt eine Abnahme der Festigkeit des Bauteils. Die Größe der ausgefällten Teilchen sollte vorzugsweise 10 µm oder weniger sein und die Abkühlungsgeschwindigkeit des geschmolzenen Metalls, die als Maßstab dient um solche Größen zu erhalten, beträgt mindestens 10³°C/sec. Wenn die Größen der ausgefällten Teilchen 10 µm übersteigen, kann ein Verbesserung der Dauerfestigkeit kaum erwartet werden und außerdem besteht der Nachteil, daß die Formbarkeit abnimmt.

(2) Pulverpreßschritt

Innerhalb der Atmosphäre wird die Formung durchge führt bei einer Formungstemperatur von 350°C oder weniger und bei einem Formungsdruck von 1,5×10⁸ bis 5×10⁸ Pa und dadurch wird ein gepreßter Pulver körper mit einem Dichteverhältnis von 70% oder höher erhalten. Der Grund ist, daß wenn die For mungstemperatur 350°C überschreitet, die Oxidation der Pulveroberflächen fortschreiten würde und so die Sinterungseigenschaften im nachfolgenden Extrusionsschritt verschlechtert würden. Um die Oxidation zu verhindern ist es nur notwendig, eine Inertgasatmosphäre auszuwählen, aber da die Pro duktivität und die Wirtschaftlichkeit dadurch ver ringert werden, ist ein Formen innerhalb der Atmosphäre zu empfehlen. Zusätzlich ist es, wenn der Formungsdruck weniger als 1,5×10⁸ Pa beträgt, schwierig, den gepreßten Pulverkörper zu behandeln, um ihn nicht zu beschädigen und dadurch geht die Massenproduktivität verloren, während dann, wenn er 5×10⁸ Pa übersteigt, die Lebensdauer der Metall form verkürzt wird und so ein Nachteil besteht, daß die Installation großformatig wird und die Massenproduktivität verlorengeht. Ein Dichtever hältnis wird bestimmt, abhängig vom Formungsdruck und wenn das Verhältnis niedriger ist als 70%, wird die Handhabung des gepreßten Pulverkörpers schwierig, was zu einer Erniedrigung der Produkti vität führt und dies wird ein Hauptgrund der Er niedrigung der Festigkeit des Produktes, des Bau teils. Andererseits ist es, wenn die Formbarkeit in den nachfolgenden Schritten (vor allem im Extrusionsschritt) in Betracht gezogen wird, bevorzugt das Dichteverhältnis bei 85% oder niedri ger zu halten.

(3) Extrusionsschritt

Der gepreßte Pulverkörper, der als Rohmaterial für die Extrusion hergestellt wurde, wird der Extrusion unterworfen, die in einem Temperaturbereich von 300 bis 400°C durchgeführt wird. Wenn die Arbeits temperatur niedriger als 300°C ist, ist der Ver formungswiderstand des Rohmaterials groß, und des halb wird die Bearbeitung schwierig und insbeson dere, wenn die Menge an Fe in dem Rohmaterial an steigt, steigt die Härte des Pulvers an und die Sinterungseigenschaft wird verschlechtert und des halb sollte die Bearbeitung bei einer Temperatur von 300°C oder höher durchgeführt werden. Anderer seits würden dann, wenn die Bearbeitungstemperatur 400°C übersteigt, Kristallkörner und intermetal lische Verbindungen wachsen, was zu grobkörnigen Körnern führen würde und so können die mechani schen Eigenschaften, die für das Produkt, das Bauteil, erforderlich sind, nicht erhalten werden. Insbesondere wird, wenn die Menge an Zugabeelemen ten vergrößert wird, die eutektische Temperatur verringert und eine Verbrennung kann auftreten, die zu einer Verschlechterung der Sinterungseigen schaft führt und deshalb muß die Bearbeitung bei einer Temperatur von 400°C oder niedriger durchge führt werden.

Es ist zu bemerken, daß wenn die Verhinderung der Oxidation des geformten Artikels in Betracht ge zogen wird, es bevorzugt ist, die Bearbeitung in einer nicht oxidierenden Atmosphäre wie Argongas, Stickstoffgas etc. durchzuführen.

(4) Schmiedeschritt

Nachdem die Schmiedearbeit in einem Temperaturbe reich von 300 bis 495°C durchgeführt worden ist unter Verwendung einer Schmiedemetallform, die vorher auf 150°C oder höher erhitzt wurde, wird der bearbeitete Körper gekühlt. Wenn die Metall formtemperatur niedriger als 150°C ist, wenn das Rohmaterial zum Schmieden, das durch die Extru sionsarbeit erhalten wurde, in die Metallmulde gebracht wird, wird die Oberflächentemperatur des Rohmaterials abrupt erniedrigt, wodurch Risse bei der Schmiedearbeit auftreten können und die Aus beute verringert werden würde. Jedoch wird, wenn die Metallformtemperatur 450°C übersteigt, die Schmierung der Metallform schwierig, so daß die Lebensdauer der Form verkürzt wird und die Massen produktivität verlorengeht.

Zusätzlich steigt, wenn die Schmiedearbeitstempe ratur geringer als 300°C ist, die Verformungsbe ständigkeit an, was zu einer Verschlechterung der Schmiedebearbeitbarkeit führt, während wenn sie 495°C überschreitet, die mechanischen Eigenschaften des Produktes verschlechtert werden. Das Abkühlen nach der Schmiedearbeit kann entweder durch Luft kühlung oder Wasserkühlung erfolgen.

Testbeispiel I 1. Schritt

Die entsprechenden Aluminiumlegierungspulver mit den Zusammensetzungen, wie sie in Tabelle 2 gezeigt sind, werden hergestellt mit einer Abkühlungsgeschwindigkeit von 10⁴ bis 10⁵°C/sec. durch ein Feinpulverisierungs verfahren (Vergleichsbeispiele a, b und c: Beispiele gemäß der Erfindung A, B, ---, G) und ausgehend von den entsprechenden Legierungspulvern werden Rohmateria lien für die Extrusion mit einem Dichteverhältnis von 75%, einem Durchmesser von 225 mm und einer Länge von 300 mm geformt durch Pressen der Pulver durch ein iso statisches Kaltpreßverfahren (CIP-Verfahren) oder ein Metallverdichtungsformverfahren.

Bei dem isostatischen Kaltpreßverfahren wird das Le gierungspulver in eine Röhre aus Kautschuk gegeben und das Formen wird durchgeführt unter einem isostatischen Druck von etwa 1,5×10⁸ bis 3×10⁸ Pa, während bei dem Metall formverdichtungs-Formverfahren das Legierungspul ver in eine Metallform gegeben wird und die Formung ausgeführt wird bei Raumtemperatur innerhalb der Atmos phäre unter einem Druck von etwa 1,5×10⁸ bis 3×10⁸ Pa.

2. Schritt

Die entsprechenden Rohmaterialien für die Extrusion werden in einen Tiefofen gebracht mit einer Ofentempe ratur von 350°C und 10 Stunden dort gehalten, an schließend werden die entsprechenden Rohmaterialien zur Extrusion der Heißextrusionsbearbeitung unterworfen und dabei werden die Rohmaterialien zum Schmieden vorbe reitet.

Das Extrusionsverfahren in diesem Fall könnte entweder eine direkte Extrusion (Vorwärtsextrusion) oder eine indirekte Extrusion (Rückwärtsextrusion) sein, aber ein Extrusionsverhältnis (Umformverhältnis) von 5 oder höher ist erforderlich. Wenn das Extrusionsverhältnis niedriger als 5 ist, wird die Verteilung der Festigkeit groß und deshalb ist es nicht bevorzugt. Die Temperatur des Rohmaterials für die Extrusionsbearbeitung wird bei 300 bis 400°C fest gesetzt. Wenn sie niedriger ist als 300°C, wird der Verformungswiderstand des Rohmaterials groß und deshalb die Extrusionsbearbeitbarkeit verschlechtert, während dann, wenn sie 400°C übersteigt, ein Grobkörnigwerden der metallurgischen Struktur auftreten würde und deshalb hochfeste Produkte nicht erhalten werden könnten. Nach der Extrusionsbearbeitung wird das Rohmaterial für die Schmiedearbeit gekühlt mit einer vorbestimmten Abküh lungsgeschwindigkeit, entweder durch Luftkühlung oder durch Wasserkühlung.

3. Schritt

Danach werden die entsprechenden Rohmaterialien zum Schmieden auf 460 bis 470°C erhitzt und sie werden einer Hochgeschwindigkeitsheißschmiedearbeit unterwor fen bei einer Bearbeitungsgeschwindigkeit von 75 mm/sec. (etwa dieselbe Bearbeitungsgeschwindigkeit wie die für die Schmiedearbeit für Duraluminium) mit Hilfe einer Kniehebelpresse.

Die so erhaltenen entsprechenden schmiedegeformten Artikel werden einer Wärmeaushärtung unterworfen, anschließend an ein Erwärmen und Abschrecken (T6-Behand lung), dann werden Spannungstestteile mit einem Durch messer der parallelen Teile von 3 mm und einer Länge der parallelen Teile von 25 mm ausgeschnitten und nachdem die Spannungstestteile 48 Stunden bei 200°C gehalten werden, werden die Spannungstests bei der selben Temperatur durchgeführt. Zusätzlich werden plattenförmige Teststücke von 80 mm Länge, 10 mm Breite und 2 mm Dicke ausgeschnitten aus schmiedegeformten Artikeln nachdem die Wärmeaushärtungsbehandlung an schließend an das Erwärmen und Abschrecken (T6-Behand lung) gemäß JIS H8711 durchgeführt war und nachdem die Teststücke 28 Tage in einer wäßrigen Lösung von NaCl mit einer Konzentration von 3,5% bei einer Flüssig keitstemperatur von 30°C belassen wurden, wobei eine Belastungsspannung von τ_0,2×0,9 angelegt wurde (wobei τ_0,2 0,2% des Prüfspannungswertes von jeder Legierung A bis G, a bis c, bedeutet), wurde die Exi stenz oder Nichtexistenz der Bildung von Rissen über prüft. Die Testergebnisse sind in Tabelle 3 gezeigt. Hier ist zu bemerken, daß im Hinblick auf die Proben a und F eine Dichte gemessen wurde und die Meßergebnisse auch in Tabelle 3 angeführt sind.

Tabelle 2

Tabelle 3

Wie aus Tabelle 3 zu sehen ist, wurden bei allen Bei spielen gemäß der vorliegenden Erfindung A bis G keine Spannungskorrosionsrisse erzeugt und darüberhinaus ist die Bruchfestigkeit bei 200°C ausgezeichnet. Dagegen werden im Fall der Vergleichsbeispiele a und b, die kein Mn enthalten, Spannungskorrosionsrisse gebildet und bezüglich des Vergleichsbeispiels c werden, da Mn nicht enthalten ist, wegen der Tatsache, daß der Ge halt an Fe 0,3 Gew.-% ist, Spannungskorrosionsrisse nicht gebildet und wegen des mangelnden Fe-Gehaltes ist die Bruchfestigkeit bei 200°C gering.

Testbeispiel II 1. Schritt

Ausgehend von den entsprechenden Al-Legierungspulvern mit den Zusammensetzungen, wie sie in Tabelle 4 gezeigt sind (Vergleichsbeispiele a, b und c; Beispiele gemäß der vorliegenden Erfindung H, I, J, K und L) wurden Rohmaterialien für die Extrusionsbearbeitung herge stellt durch ein Verfahren ähnlich dem im Fall des Testbeispiels I und die Rohmaterialien für die Extru sionsbearbeitung mit einem Dichteverhältnis von 75%, einem Durchmesser von 225 mm und einer Länge von 300 mm werden geformt durch Pressen des Pulvers durch ein isostatisches Kaltpreßverfahren (C.I.P.-Verfahren) oder ein Metallformverdichtungsformverfahren.

2. Schritt

Die entsprechenden Rohmaterialien für die Extrusions bearbeitung werden in einen Tiefofen mit einer Ofen temperatur von 350°C gebracht und dort für 10 Stunden gehalten und anschließend werden die entsprechenden Rohmaterialien für die Extrusionsbearbeitung einer Heißextrusionsbearbeitung unterworfen, um Rohmaterialien für die Schmiedebearbeitung herzustellen.

3. Schritt

Danach werden die entsprechenden Rohmaterialien für das Schmieden auf 460 bis 470°C erhitzt und sie werden einer Hochgeschwindigkeits-Heißschmiedearbeit bei einer Bearbeitungsgeschwindigkeit von 75 mm/sec. mit Hilfe eines Drehimpulses (crank pulse) unterworfen.

Hinsichtlich der entsprechenden schmiedegeformten Artikel, die in der oben beschriebenen Art erhalten werden, wurde die Existenz oder Nichtexistenz von Rissen, die durch das Schmieden verursacht wurden, und die Härte nach der Luftkühlung überprüft und die Wärme aushärtungsbehandlung nach dem Erwärmen und dem Ab schrecken (T6-Behandlung) wurde durchgeführte danach wurden die Teststücke einer hohen Temperatur unter den Bedingungen von 200°C×48 Stunden und 300°C×48 Stun den ausgesetzt und die restliche Härte wurde bei Raum temperatur gemessen. Zusätzlich wurde im Hinblick auf die Teststücke d, K und L die Dichte gemessen und diese Meßergebnisse sind in Tabelle 5 gezeigt.

Tabelle 4

Beurteilung der Versuchsergebnisse

1. Wie aus Tabelle 4 und Tabelle 5 ersichtlich, wer den im Fall der Legierungen e und f (Vergleichs beispiele) Risse gebildet bei der Heißschmiedear beit und deshalb können befriedigende, schmiedege formte Artikel nicht erhalten werden.
2. Bei Vergleich der Legierungen d und H ist zu sehen, daß die Zugabe-von Co wirksam ist zur Ver besserung der Verschlechterung der Härte, die durch Hochtemperaturerhitzung verursacht wird und insbesondere zur Verbesserung der Verschlechterung der Härte, wenn die Legierung auf 300°C erhitzt wird (siehe Spalten 4 und 5 in Tabelle 5).
3. Beim Vergleich der Legierungen H und I zeigt sich, daß wenn Mn zugegeben wird, die Schmiedearbeit möglich ist, ohne das Fe zu reduzieren und als Ergebnis eine Verschlechterung der Härte, die durch die Hochtemperaturerhitzung verursacht wird, vermieden werden kann.
4. Beim Vergleich der Legierungen H und J zeigt sich, daß wenn Zn zugegeben wird, ein Anstieg der Härte insbesondere in dem Fall der Erhitzung auf 200°C bemerkenswert ist.
5. Beim Vergleich der Legierungen d, K und L zeigt sich, daß im Fall der Legierungen K und L die Verschlechterung der Härte, die durch die Hochtem peraturerhitzung verursacht wird, gering ist (siehe Spalten 4 und 5 in Tabelle 5) und daß Li die Funktion der Erniedrigung der Dichte hat.

Wie aus der obigen Beschreibung zu ersehen ist, wird eine hitzebeständige, hochfeste Aluminiumlegierung mit Zink und Lithium mit guter Schmiedever arbeitbarkeit und einer hohen Festigkeit und ein Verfahren zur Herstellung eines Bauteils aus hitzebeständigen, hochfesten Legierungen vorgeschlagen. Gemäß der vorliegenden Erfindung wird die Hochtemperaturfestigkeit und der Young's Modulus verbessert durch Zugabe von Fe und Si zu Al und anderer seits wird die Menge an Fe so weit wie möglich unterdrückt, während eine Hitzebehandlungsverstärkung einer Al-Matrix durch Zugabe von Cu und Mg erreicht wird, wobei die Erniedrigung der Hochtemperaturfestigkeit, die durch die Unterdrückung der Fe-Menge verursacht wird, kompensiert wird durch Zugabe von Co, die Heißschmiedeverarbeitbarkeit verbessert wird und die Widerstandsfähigkeit gegen Spannungskorrosionsrißbildung verbessert wird durch Zugabe von Mn und auch ein festes Bauteil mit guter Hitzebeständigkeit und Härte erhalten werden kann durch Ausführen der Hochgeschwindigkeits heißschmiedebearbeitung.

Obwohl die oben genannten Aluminiumlegierungen hochfest sind und so kaum durch die üblichen Formverfahren bearbeitet werden können, in denen das Formen durch eine Heißbearbeitung eines Gußrohmaterials bewirkt wird, wird ein Bauteil aus einer fehlerfreien, hitzebeständigen, hochfesten gesinterten Aluminiumlegierung erhalten durch die Schritte der Pulverherstellung bei einer vorbestimmten Abkühlungsgeschwindigkeit, Druckformung des Pulvers, so daß es ein Dichteverhältnis von 70% oder mehr hat, Ausführung der Extrusions bearbeitung bei einer Temperatur von 300 bis 400°C und danach Ausführung der Schmiedearbeit bei einer hohen Temperatur von 300 bis 495°C.

Claims

1. Verfahren zur Herstellung eines Bauteils aus einer hitzebeständigen, hochfesten, gesinterten Aluminiumlegierung, gekennzeichnet durch die folgenden Schritte:

a) Bereitstellen einer geschmolzenen Aluminiumlegierung aus
8,0 bis 30 Gew.-% Silicium,
2,0 bis 33 Gew.-% Eisen,
0,8 bis 7,5 Gew.-% Kupfer,
0,3 bis 3,5 Gew.-% Magnesium,
0,5 bis 5,0 Gew.-% Mangan,
0,5 bis 3,0 Gew.-% Kobalt,
wobei Mangan und Kobalt entweder einzeln oder gemeinsam vorliegen können, und Aluminium als Rest mit unvermeidbaren Verunreinigungen,
b) Abschrecken und Verfestigen der geschmolzenen Aluminiumlegierung mit einer Abkühlungsgeschwindigkeit von mindestens 10³°C/sec, um ein Aluminiumlegierungspulver zu erhalten,
c) Preßformen des Aluminiumlegierungspulvers bei einer Temperatur von bis zu 350°C und bei einem Formdruck von 1,5×10⁸ bis 5×10⁸ Pa, um ein Rohteil für die Extrusion mit einem Dichteverhältnis von mindestens 70% zu erhalten;
d) Extrudieren des Rohteils bei einer Temperatur von 300°C bis 400°C und mit einem Extrusionsverhältnis von mindestens 5, um ein Rohteil zum Schmieden zu erhalten;
e) Einbringen des Rohteils zum Schmieden in eine auf eine Temperatur von 150°C bis 450°C vorgeheizte Metallform;
f) Schmieden des Rohteils in der Metallform bei einer Temperatur von 300°C bis 495°C, um ein geschmiedetes Bauteil zu erhalten;
g) Kühlen des geschmiedeten Bauteils.

2. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß eine Legierung mit zusätzlich 0,5 bis 10,0 Gew.-% Zink und/oder 1,0 bis 5,0 Gew.-% Lithium verwendet wird.

3. Verfahren nach Anspruch 1 oder 2, dadurch gekennzeichnet, daß in Schritt b) ein Aluminiumlegierungspulver mit einer Teilchengröße von bis zu 10 µm hergestellt wird.

4. Verfahren nach einem der vorhergehenden Anspruche, dadurch gekennzeichnet, daß als Bauteil eine Pleuelstange hergestellt wird.

5. Verfahren nach einem der vorhergehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, daß als Bauteil ein Kolben für eine Verbrennungsmaschine hergestellt wird.

6. Bauteil aus einer hitzebeständigen, hochfesten Aluminium legierung, dadurch gekennzeichnet, daß es durch ein Verfahren gemäß Anspruch 1 hergestellt wurde.

7. Hitzebeständige, hochfeste Aluminiumlegierung, dadurch gekennzeichnet, daß sie aus
8,0 bis 30 Gew.-% Silicium,
2,0 bis 33,0 Gew.-% Eisen,
0,8 bis 7,5 Gew.-% Kupfer,
0,3 bis 3,5 Gew.-% Magnesium,
1,0 bis 5,0 Gew.-% Lithium,
0,5 bis 10 Gew.-% Zink,
0,5 bis 5,0 Gew.-% Mangan,
0,5 bis 3,0 Gew.-% Kobalt,
wobei Mangan und Kobalt entweder einzeln oder gemeinsam vorliegen können, und Aluminium als Rest mit unvermeidbaren Verunreinigungen besteht.