DE60300144T2

DE60300144T2 - Verfahren zur Herstellung von Al-Sinterlegierung

Info

Publication number: DE60300144T2
Application number: DE60300144T
Authority: DE
Inventors: Ichikawa Matsudo-shi Jun-ichi; Suzuki Matsudo-shi Takashi; Shikata Matsudo-shi Hideo; Urata Wako-shi Hideo; Matsuda Wako-shi Hayato
Original assignee: Honda Motor Co Ltd; Hitachi Powdered Metals Co Ltd
Current assignee: Honda Motor Co Ltd; Resonac Corp
Priority date: 2002-05-14
Filing date: 2003-05-07
Publication date: 2005-10-27
Anticipated expiration: 2023-05-08
Also published as: DE60300144D1; JP2003328053A; EP1362654A1; JP3940022B2; US20030215348A1; EP1362654B1; US7166254B2

Description

Hintergrund der Erfindung
(1) Gebiet der Erfindung
Die Erfindung betrifft ein Verfahren zur Herstellung einer Sinteraluminiumlegierung. Genauer gesagt, ist die gemäß der Erfindung hergestellte Sinteraluminiumlegierung dadurch gekennzeichnet, dass sie über die Eigenschaften eines geringen Gewichts, hoher Festigkeit und hervorragender Abnutzungsbeständigkeit verfügt. Demgemäß ist zur Verwendung bei der Herstellung von Maschinenteilen wie Getrieberädern, Riemenscheiben, Kompressorflügeln, Pleueln, Kolben usw. geeignet.
(2) Beschreibung des Stands der Technik
Angesichts wirtschaftlichen Energieverbrauchs und einer Verbesserung des mechanischen Wirkungsgrads wächst der Trend zur Verwendung leichter Maschinenteile. Im Vergleich zu normalen Gusslegierungen ist es bei einer Sinteraluminiumlegierung möglich, eine Legierung mit hohem Si-Gehalt herzustellen, die feine Kristalle von pro-eutektischem Si enthält, so dass es erwartet wird, dass Sinteraluminiumlegierung ein Material mit hervorragender spezifischer Festigkeit und Abnutzungsbeständigkeit ist.
Derartige Sinteraluminiumlegierungen sind in den japanischen Patent-Offenlegungsveröffentlichungen Nr. H4-365832, H7-197168 und H7-197167 sowie im US-Patent Nr. 5,545,487 offenbart. Jede dieser Legierungen enthält eine bestimmte Menge an Si, und ihre Festigkeit und Abnutzungsbeständigkeit ist durch eine gesprenkelte Kornstruktur verbessert. Die hier genannte gesprenkelte Kornstruktur verfügt über spezifische Flächenverhältnisse einer Al-Festlösungsphase und einer Al-Si-Legierungsphase, wobei in der Letzteren pro-eutektische Si-Kristalle einer bestimmten Teilchengröße dispergiert sind.
Eine Mischung gemäß dem Oberbegriff des Anspruchs 1 ist in US 5,545,487 offenbart.
Obwohl die o. g. Sinteraluminiumlegierungen über hohe Festigkeit und hohe Abnutzungsbeständigkeit verfügen, wurden in den letzten Jahren Legierungen mit höherer Festigkeit und kleinerer Dicke gefordert. Ferner müssen, da die o. g. Legierungen Abweichungen der Festigkeit aufweisen, gegossene Maschinenteile in gewissem Ausmaß dick hergestellt werden. Noch ferner existiert Raum für Verbesserungen bei den Dehnungseigenschaften und der Ermüdungsfestigkeit von Sinteraluminiumlegierungen, so dass es erwartet wird, dass Sinteraluminiumlegierungen weiter verbessert werden.
Kurze Zusammenfassung der Erfindung
Angesichts der oben beschriebenen Umstände liegt der Erfindung die Aufgabe zugrunde, ein Verfahren zum Herstellen einer Sinteraluminiumlegierung mit besseren Dehnungseigenschaften und höherer Ermüdungsfestigkeit durch Verringern von Festigkeitsabweichungen zu schaffen.
Um die o. g. Probleme zu lösen, haben die Erfinder mehrere Untersuchungen zu den Gründen der Festigkeitsabweichung an herkömmlichen Sinteraluminiumlegierungen ausgeführt. Im Ergebnis haben die Erfinder die folgenden Effekte herausgefunden.
Wenn die Sintertemperatur auf ungefähr 517 bis 524°C erhöht wird, erzeugt ein Cu-Pulver oder ein Cu-Legierungspulver eine eutektische Al-Si-Cu-Flüssigphase, die im Anfangsstadium in Al-Si-Pulver diffundiert. Diese Diffusion von Cu in das Al-Si-Pulver schreitet schnell fort, bis die Cu-Menge an die Grenze einer Feststofflösung gelangt. Das überschüssige Cu über der Grenze der Feststofflösung verbleibt unverändert, und danach schreitet, einhergehend mit einer Erhöhung der Temperatur über 548°C, die Diffusion von Cu in das Al-Pulver schnell fort, wobei eine eutektische Al-Cu-Flüssigphase gebildet wird. Diese Diffusion von Cu in Al-Pulver innerhalb einer höheren Temperaturzone schreitet schneller als die vorstehend genannte Diffusion in Al-Si-Pulver fort. Anders gesagt, läuft die Diffusion von Cu in eine Al-Si-Matrix bei niedrigeren Temperaturen schneller fort, und die Diffusion in eine Al-Matrix tritt später auf. Demgemäß ist, abhängig von den Sinterbedingungen, der Cu-Gehalt in einer Al-Matrix im äußeren Teil des ursprünglichen Pulvers höher, während der Cu-Gehalt im zentralen Teil niedriger ist, so dass eine Segregation von Komponenten auftritt. Die Erfinder haben herausgefunden, dass diese Segregation die Festigkeitsabweichung her vorruft, die einer Verbesserung der Dehnungseigenschaften und der Ermüdungsfestigkeit im Weg steht.
Durch Verlängern der Sinterzeit, um Cu ausreichend zu diffundieren, kann eine Segregation vermieden werden. Jedoch ist eine Verlängerung der Sinterzeit nicht von Vorteil, da dadurch die Herstellkosten erhöht werden. Um die Cu-Diffusion zu beschleunigen, ist es möglich, die Sintertemperatur zu erhöhen, wodurch die Diffusionsrate von Cu zunimmt und Cu schnell und gleichmäßig diffundiert. Jedoch ist auch diese Maßnahme nicht bevorzugt, da dann, wenn die Sintertemperatur auf 560°C oder höher angehoben wird, eine übersättigte Si-Festetofflösung ausfällt und zu groben pro-eutektischen Si-Kristallen wächst. Dies führt dazu, dass in nachteiliger Weise die Festigkeit und die Abnutzungsbeständigkeit abnehmen.
Die Erfinder haben eine Gegenmaßnahme zum Beseitigen einer Cu-Segregation und zum Vereinheitlichen des Cu-Gehalts herausgefunden, um die Festigkeitsabweichung zu verringern, wobei die Teilchengröße nur des Al-Pulvers verkleinert wird. Wenn das Al-Pulver aus sehr feinen Teilchen besteht, sind die Abstände von den Oberflächen zu den zentralen Teilen der Teilchen verringert, was die Konzentration des Cu in der Al-Phase vergleichmäßigt, ohne dass es erforderlich wäre, die Sintertemperatur zu erhöhen, da Cu einfach und schnell in die zentralen Teile der Pulverteilchen diffundieren kann.
In diesem Fall ist, wenn auch das Al-Si-Pulver ein feineres Pulver wird, die Teilchengrößenverteilung der gesamten Pulvermischung zur Seite feiner Teilchen hin geneigt, so dass die Fließfähigkeit des Pulvers selbst beeinträchtigt ist und das Gewicht und die Dichte von Erzeugnissen in unerwünschter Weise variieren.
Detaillierte Beschreibung der Erfindung
Angesichts des oben beschriebenen technischen Hintergrunds ist hinsichtlich eines Verfahrens mit den Schritten des Herstellens einer Pulvermischung aus zumindest schnell verfestigtem Al-Si-Pulver, Al-Pulver und Cu-Pulver oder Cu-Legierungspulver, des Verdichtens der Pulvermischung zu einem grünen Presskörper vorbestimmter Konfiguration sowie des Sinterns desselben und, fallabhängig, des weiteren Unterziehens desselben einer Wärmebehandlung, das erfindungsgemäße Verfahren zum Herstellen einer Sinteraluminiumlegierung dadurch gekennzeichnet, dass die maximale Teilchengröße des obigen Al- Pulvers 100 μm oder weniger beträgt und die mittlere Teilchengröße desselben im Bereich von 45 bis 75 μm liegt. Ferner ist die Teilchengrößenverteilung des Al-Pulvers so definiert, dass für 45 μm oder weniger gilt: 10 bis 30 Massenprozent; für 45 bis 75 μm: 35 bis 65 Massenprozent; und für 75 bis 100 μm: 15 bis 35 Massenprozent.
Wenn die maximale Teilchengröße des Al-Pulvers 100 μm oder weniger beträgt, ist es hinsichtlich einer Gleichmäßigkeit des Cu-Gehalts in einer Al-Phase effektiv, während dann, wenn die maximale Teilchengröße größer als dieses Niveau ist, die Diffusion von Cu variiert.
Mit Verkleinerung der Teilchengröße des Al-Pulvers wird der Effekt der Größenverkleinerung auffällig. Jedoch bewirkt die Zunahme feinen Pulvers eine Verringerung der Fließfähigkeit der Pulvermischung. Außerdem tritt beim Zuführen des Pulvers in ein Formwerkzeug eine Brückenbildung auf, die eine Variation der Füllmenge und eine Verringerung der Kompressibilität verursacht. Daher ist ein übermäßiges Mahlen nicht von Vorteil, so dass die mittlere Teilchengröße des feinen Pulvers 45 μm oder mehr beträgt.
Es ist bevorzugt, dass alle Al-Pulverteilchen nicht größer als 100 μm sind. Um ein Pulver mit einer Teilchengröße von 100 μm oder weniger bei industriellem Arbeiten zu erhalten, kann eine Klassierung durch Siebe oder durch einen Luftblasvorgang verwendet werden. Beim Siebverfahren können Teilchen mit großem Seitenverhältnis durch Siebmaschen treten. Dagegen wird beim Luftblasverfahren manchmal eine kleine Menge der Teilchen mit einer Teilchengröße über 100 μm entsprechend den Betriebsbedingungen verunreinigt. Selbst wenn jedoch einige Prozent derartiger unvermeidlicher Pulverteilchen mit über 100 μm enthalten sind, existiert, wenn die mittlere Teilchengröße kleiner als 75 μm ist, der größte Teil der Al-Pulverteilchen auf der feineren Seite der Teilchenverteilung, und es kann der Effekt eines gleichmäßigen Cu-Gehalts erzielt werden.
Daher ist, wenn die Teilchengrößenverteilung des Al-Pulvers in den folgenden Bereichen die Folgende ist: 45 μm oder weniger: 10 bis 30 Massenprozent; 45 bis 75 μm: 35 bis 65 Massenprozent; und 75 μm oder mehr: 15 bis 35 Massenprozent, dies wirkungsvoll, um einen gleichmäßigen Cu-Gehalt in einer Al-Phase zu erzielen, und um auch Fließfähigkeit, Verdichtungseigenschaften und Formbarkeit der Pulvermischung zu erzielen.
Das Al-Pulver, auf das bei der Erfindung Bezug genommen wird, bedeutet ein solches, das 99,5 Massenprozent oder mehr an Al und unvermeidliche Verunreinigungen als Rest enthält.
Wie oben beschrieben, kann durch gleichmäßiges Eindiffundieren von Cu in die Al-Phase ein Abschnitt mit niedriger Festigkeit beseitigt werden, um die Festigkeitsvariation zu verringern. Außerdem sind, da ein schwacher Abschnitt vermieden werden kann, die Dehnungseigenschaften und die Ermüdungsfestigkeit stark verbessert.
Gemäß einer zweiten Erscheinungsform des Verfahrens zum Herstellen einer Sinteraluminiumlegierung gemäß der Erfindung, bilden, da die Cu- oder Cu-Legierungspulverteilchen in die Al-Phase und die Al-Si-Phase diffundieren, wobei an den ursprünglichen Orten der Cu- oder Cu-Legierungspulverteilchen Poren verbleiben, wenn grobe Teilchen verwendet werden, diese grobe Poren, was eine Verringerung der Festigkeit verursacht. Daher ist es bevorzugt, feine Teilchen an Cu-Pulver oder feines Cu-Legierungspulver zu verwenden. Darüber hinaus ist das feine Cu-Pulver oder Cu-Legierungspulver auch für eine gleichmäßige Diffusion in die Al-Phase durch Erhöhen der Kontaktflächen wirksam. Jedoch ist ein Pulver mit übermäßig kleiner Größe nicht wünschenswert, da es eine Verringerung der Materialausbeute und eine Segregation in der Pulvermischung zur Folge hat. Aus diesen Gründen ist es bevorzugt, dass das Cu-Pulver oder das Cu-Legierungspulver eine mittlere Teilchengröße von 10 bis 35 μm und eine maximale Teilchengröße von 75 μm oder weniger, vorzugsweise weniger als 45 2
m, aufweist.
Gemäß einer dritten Erscheinungsform des Verfahrens zum Herstellen einer Sinteraluminiumlegierung gemäß der Erfindung ist es effektiver, Mg-Pulver oder Mg-Legierungspulver, wie Al-Mg-Legierungspulver zur Pulvermischung zuzusetzen. Wenn Mg einzeln zugesetzt wird, beschleunigt es die Diffusion von Cu mit schneller Erzeugung einer eutektischen Flüssigphase von Al-Cu-Mg bei einer Temperatur nahe 550°C. Indessen wird, wenn Mg als Al-Mg-Legierung zugesetzt wird, eine Al-Mg-Flüssigphase bei ungefähr 460°C erzeugt, und diese durchdringt den gesamten grünen Presskörper durch Kapillarwirkung, um alle Oberflächen der Pulverteilchen zu bedecken und Oxidfilme an den Oberflächen von Aluminium-Pulverteilchen zu entfernen. Wenn die Temperatur weiter auf über 514°C erhöht wird, wird eine eutektische Flüssigphase von Al-Cu-Mg erzeugt, und diese beschleunigt die Diffusion von Cu.
Gemäß einer vierten Erscheinungsform des Verfahrens zum Herstellen einer Sinteraluminiumlegierung, wobei es sich um das beste Verfahren der Erfin dung handelt, werden die gemäß den vorstehenden Gesichtspunkten 1 bis 3 spezifizierten Verfahren auf die Legierung angewandt, die im US-Patent Nr. 5,545,487 offenbart ist. D. h., dass eine Pulvermischung dadurch hergestellt wird, dass 20 bis 80 Massenteile eines Al-Si-Legierungspulvers, das 13 bis 30 Massenprozent Si und 80 bis 20 Massenteile des o. g. Al-Pulvers enthält, hergestellt wird. Dann werden zur obigen Pulvermischung ein Pulver einer Cu-Übergangsmetall-Legierung, die 0,2 bis 30 Massenprozent eines oder mehrerer Übergangsmetalle enthält, die aus der aus Ti, V, Cr, Mn, Fe, Co, Ni, Zr und Nb bestehenden Gruppe ausgewählt werden, und ein Mg-Pulver oder ein Al-Mg-Legierungspulver, das 35 Massenprozent oder mehr an Mg enthält, zugesetzt. Ferner beträgt die massenbezogene Gesamtzusammensetzung der so erhaltenen Pulvermischung 2,4 bis 23,5% Si; 2 bis 5% Cu; 0,2 bis 1,5% Mg; 0,01 bis 1% der obigen Übergangsmetalle, mit Aluminium und unvermeidlichen Verunreinigungen als Rest.
Nachfolgend werden die Komponenten und die Mengen der jeweiligen Pulver beschrieben.
Al-Si-Legierungspulver
Die Komponente Si ist allgemein wirksam, um den Wärmeexpansionakoeffizienten zu senken und die Abnutzungsbeständigkeit dadurch zu verbessern, dass harte pro-eutektische Si-Kristalle ausgefällt werden. Die Si-Komponente wird in Form eines Al-Si-Legierungspulvers zugesetzt. Um während der schnellen Verfestigung bei der Herstellung des Pulvers das Präzipitat proeutektischer Si-Kristalle zu erzeugen, ist es erforderlich, dass der Si-Gehalt in der Al-Si-Legierung 13 Massenprozent oder mehr beträgt. Wenn der Si-Gehalt mehr als 30 Massenprozent beträgt, ist der Schmelzpunkt bei der Pulverherstellung zu hoch, so dass der Si-Gehalt in der Al-Si-Legierung vorzugsweise im Bereich von 13 bis 30 Massenprozent liegt. In Teilen des Al-Si-Pulvers nach dem Sintern bilden ein Teil von Mg, Cu und Übergangsmetallen, was später beschrieben wird, Feststofflösungen, da die Legierung im Al-Si-System dispergierte pro-eutektische Si-Kristalle enthält, und es wird ein Teil der Legierungsphase der Sinterlegierung mit gesprenkelter Kornstruktur gebildet. Die Al-Si-Legierungsphase ist relativ hart, so dass sie hauptsächlich zur Festigkeit und Abnutzungsbeständigkeit beiträgt.
Der Gehalt an Si in der Gesamtzusammensetzung wird in einem solchen Bereich ausgewählt, dass das Gemisch aus der Al-Feststofflösungsphase und der Al-Si-Legierungsphase, die dispergierte pro-eutektische Si-Kristalle enthält, eine gefleckte Kornstruktur zeigen kann. Zu diesem Zweck ist ein Bereich von 2,4 bis 23,5 Massenprozent geeignet. Wenn die Si-Menge in der Gesamtzusammensetzung zu klein ist, ist die Menge pro-eutektischer Si-Kristalle in der Al-Si-Legierungsphase zu klein, oder der Anteil der Al-Feststofflösungsphase ist zu groß. In diesem Fall ist die Abnutzungsbeständigkeit nicht zufriedenstellend, da pro-eutektische Si-Kristalle fehlen, die zur Abnutzungsbeständigkeit beitragen. Wenn dagegen die Si-Menge zu groß ist, ist die Menge harter pro-eutektischer Si-Kristalle zu groß, oder der Anteil der Al-Feststofflösung ist zu klein, wobei die Festigkeit und die Duktilität gering sind. In derartigen Fällen ist auch die Abnutzungsbeständigkeit gering, da die harten pro-eutektischen Si-Kristalle die Abnutzung des Materials bei Gleitkontakt beschleunigen, oder da die pro-eutektischen Si-Kristalle, die freigesetzt werden und nicht in die Matrix eingebettet werden, die Abnutzungsbeständigkeit dadurch beeinträchtigen, dass sie als Schleifmittel wirken, was die Abnutzung beschleunigt.
Feines Al-Pulver
Nach dem Sintern bildet das o. g. feine Al-Pulver eine Al-Feststofflösungsphase, die die andere Phase in der gesprenkelten Kornstruktur ist. Die Al-Feststofflösungsphase ist relativ weich, und in ihr sind Si, Mg, Cu und Übergangsmetalle in Al diffundiert. Diese Phase ist wirksam, um die Legierung mit Zähigkeit und Anpassbarkeit an Materialien, mit denen sie in Kontakt steht, zu versehen. Ferner werden, wenn die Al-Si-Legierungsphase, die eine Dispersion pro-eutektischer Si-Kristalle enthält, einer plastischen Verformung ausgesetzt wird, oder wenn die pro-eutektischen Si-Kristalle durch Gleitkontakt freigesetzt werden, dieselben in die Legierungsmatrix eingebettet, wodurch die kratzende Abnutzung verringert wird.
Bei der oben angegebenen Kombination des Al-Si-Legierungspulvers und des feinen Al-Pulvers, ist die Abnutzungsbeständigkeit gut, wenn die Verhältnisse derselben massenbezogen 20 bis 80 bzw. 80 bis 20 betragen. Wenn der Anteil des Al-Si-Legierungspulvers massenbezogen kleiner als 20 oder mehr als 80 ist, ist die Abnutzungsbeständigkeit extrem beeinträchtigt.
Mg-Pulver oder Al-Mg-Legierungspulver
Die Mg-Komponente ist wirksam, um die Matrix zu verfestigen und die Abnutzungsbeständigkeit durch Ausfällungshärtung bei einer Alterungsbehandlung zu verbessern. Mg wird während des Sinterns zu einer flüssigen Phase, und daher existiert es in der Matrix in Form einer Feststofflösung, die zum Beschleunigen des Sintervorgangs, zum Verfestigen der Matrix durch Mg₂Si, das während einer Alterungsbehandlung ausgefällt wird, und zum Verbessern der Abnutzungsbeständigkeit effektiv ist. Als Maß zum Zusetzen der Mg-Komponente wird Mg-Pulver oder Al-Mg-Legierungspulver verwendet, das 35 Massenprozent oder mehr an Mg enthält. Der Grund für die Verwendung von Al-Mg-Legierungspulver besteht darin, dass der Schmelzpunkt einer binären Al-Mg-Legierung, die 33 bis 70 Massenprozent an Mg enthält, den niedrigen Wert von ungefähr 460°C aufweist. Wenn reines Mg-Pulver zugesetzt wird, wird die Mg-Konzentration durch Festphasendiffusion mit der Al-Matrix beim Sinterprozess verringert, wobei eine flüssige Phase gebildet wird. Indessen wird, wenn Al-Mg-Legierungspulver verwendet wird, das ungefähr 33 Massenprozent an Mg enthält, die Mg-Konzentration durch Diffusion in die Al-Matrix verringert, wie oben beschrieben, was zu einem Anstieg des Schmelzpunkts führt, und die Flüssigphase kann nicht effektiv genutzt werden. Daher ist es bevorzugt, dass die Mg-Konzentration 35 Massenprozent oder mehr beträgt.
Wenn die Mg-Menge in der Gesamtzusammensetzung weniger als 0,2 Massenprozent beträgt, kann kein Effekt aus der Zugabe von Mg erwartet werden. Wenn dagegen die Mg-Menge selbst auf einen Wert von über 1,5 Massenprozent erhöht wird, nimmt der Effekt der Zugabe nicht mehr über ein bestimmtes Niveau zu. Daher liegt die Zusatzmenge an Mg wünschenswerter Weise im Bereich von 0,2 bis 1,5 Massenprozent, und mehr erwünscht im Bereich von 0,3 bis 0,7 Massenprozent.
Cu-Pulver oder Cu-Legierungspulver
Die Cu-Komponente ist zum Verfestigen der Al-Legierungsmatrix effektiv, und ihre Wirkung kann durch Alterungsbehandlung verbessert werden. Wenn der Cu-Gehalt mit der Gesamtzusammensetzung weniger als 2 Massenprozent beträgt, kann keinerlei wünschenswerte Verbesserung der Festigkeit erwartet werden. Wenn der Cu-Gehalt 5 Massenprozent überschreitet, ist die Zähigkeit beeinträchtigt, da viel an intermetallischer Verbindung, die hauptsächlich Cu enthält, gebildet wird und in der Nähe von Korngrenzen ausfällt. Der bevorzugtere Cu-Gehalt beträgt 3,5 bis 4,5 Massenprozent.
Obwohl die Cu-Komponente in Form van Cu-Pulver zugesetzt werden kann, ist es wünschenswert, sie gemeinsam mit geeigneten Mengen koexistenter Übergangsmetalle (Ti, V, Cr, Mn, Fe, Co, Ni, Zr und/oder Nb) zuzusetzen. Durch diese Maßnahme können die intermetallischen Verbindungen mit Cu durch Lö sungswärmebehandlung und Alterungsbehandlung beseitigt werden.
Wenn beim oben angegebenen Cu-Gehalt die Menge an Übergangsmetallen in der Gesamtkomponente weniger als 0,01 Massenprozent beträgt, wird kein Effekt erzeugt. Wenn dagegen die Menge an Übergangsmetallen 1 Massenprozent überschreitet, wird eine hauptsächlich das Übergangsmetall enthaltende intermetallische Verbindung erzeugt, was zu einer Verringerung der Zähigkeit führt. Daher muss die Menge an Übergangsmetall im Bereich von 0,01 bis 1 Massenprozent liegen, und ein bevorzugterer Bereich ist 0,1 bis 0,5 Massenprozent. Es ist bevorzugt, dass das Übergangsmetall in Form eines Pulvers einer Cu-Übergangsmetall-Legierung zugesetzt wird, da es kaum in Form einer einzelnen Substanz diffundier. Obwohl der Schmelzpunkt einer Cu-Übergangsmetall-Legierung hoch ist, wird der Schmelzpunkt durch eine Festphasendiffusion von Al- und Mg-Atomen beim Sintervorgang abgesenkt und eine Flüssigphase erzeugt. Durch Abschätzen der Menge an Cu und Übergangsmetall, die in der Gesamtzusammensetzung erforderlich sind, wird die Menge an Übergangsmetall im Cu-Übergangsmetall-Legierungspulver zu 0,2 Massenprozent oder mehr abgeschätzt. Wenn jedoch die Menge an Übergangsmetall mehr als 30 Massenprozent beträgt, wird der Schmelzpunkt der Legierung zu hoch, und beim Sintervorgang wird keinerlei Flüssigphase erzeugt. Daher muss die Menge des im Cu-Übergangsmetall zugesetzten Übergangsmetalls im Bereich von 0,2 bis 30 Massenprozent liegen, und ein bevorzugterer Bereich ist 0,2 bis 10 Massenprozent.
Die durch das erfindungsgemäße Verfahren erhaltene Sinteraluminiumlegierung kann in Form eines gesinterten Presskörpers verwendet werden. Um die Dichte zu erhöhen und die Festigkeit zu verbessern, ist es möglich, die Sinterlegierungserzeugnisse anderen geeigneten Prozessen zu unterziehen, wie einer Kalt- oder Heißextrusion, oder einer plastischen Verformung bei Heißpressschmieden oder Walzen. Ferner kann die herkömmlich verwendete Lösungswärmebehandlung oder Alterungsbehandlung verwendet werden.
Bevorzugte Ausführungsformen
Al-20-Si-Legierungspulver mit einer maximalen Teilchengröße von 150 μm; Al-Pulver mit einer maximalen Teilchengröße, einer mittleren Teilchengröße und einer Teilchengrößenverteilung, wie sie in den Tabellen 1 und 2 angegeben sind; Cu-4-Ni-Legierungspulver mit einer maximalen Teilchengröße und einer mittleren Teilchengröße, wie sie in denselben Tabellen angegeben sind; und Al-50-Mg-Legierungspulver mit einer maximalen Teilchengröße von 75 μm wur den mit den in den Tabellen 1 und 2 angegebenen Verhältnissen miteinander gemischt, um Pulvermischungen herzustellen, deren Zusammensetzungen in der Tabelle 3 angegeben sind. Das Fließvermögen dieser Pulvermischungen wurde gemäß JIS Z-2502 (Metallpulver-Ermittlung der Fließfähigkeit) bestimmt, und die Ergebnisse sind gemeinsam mit anderen Testdaten in der folgenden Tabelle 4 angegeben.
Nach der Herstellung der Pulvermischungen wurden diese in eine metallische Form eingegeben und bei einem Druck von 200 MPa verdichtet, um grüne Presskörper mit einer Größe von 40 ⌀ × 25 mm herzustellen. Die so erhaltenen grünen Presskörper wurden durch Erwärmen auf 400°C für 60 Minuten entfettet, worauf ein Sintern bei 550°C für 60 Minuten folgte. Die gesinterten Presskörper wurden einem Heißpress-Schmiedevorgang bei 450°C (Materialtemperatur) sowie einer Überalterungsbehandlung gemäß JIP T7 unterzogen. Aus jedem geschmiedeten Material wurden 10 Teststücke gemäß JIS Z-2201 (Teststücke für Zugtest für metallische Materialien) hergestellt, die zehnmal Zugtests unterzogen wurden. Dabei wurden Werte für die Zugfestigkeit und Dehnung bestimmt. Die Werte für die mittlere, die maximale, die minimale Zugefestigkeit und Dehnung sowie die Streuung sind in der Tabelle 4 angegeben, wobei "Streuung" die Differenz zwischen dem Maximal- und dem Minimalwert bedeutet.
Indessen wurden Testproben zu Teststücken für den Drehbiegetester gemäß Ono hergestellt und einem Drehbiegungs- und Ermüdungstest (JIS Z-2274) unterzogen. Die Testergebnisse sind ebenfalls in der Tabelle 4 angegeben.
Tabelle 1
Tabelle 2
Tabelle 3
Tabelle 4
Wenn die Auswertungsergebnisse in der Tabelle 4 betreffend die Proben Nr. 01 bis 04 in den Tabellen 1 und 3 verglichen werden, ist es erkennbar, dass zwar die Zugefestigkeitswerte selbst beinahe gleich sind, jedoch die Streuung der Zugfestigkeit groß ist und die Dehnung und die Ermüdungsfestigkeit bei der Probe Nr. 01 eines herkömmlichen Beispiels niedrig sind, das Al-Pulver mit einer maximalen Teilchengröße von 150 μm enthält. Indessen zeigen die Proben Nr. 02 bis 04, die ein Al-Pulver mit einer maximalen Teilchengröße von 100 μm oder weniger enthalten, eine kleine Streuung der Zugfestigkeit sowie verbesserte Dehnung und Ermüdungsfestigkeit. Jedoch ist es zu beachten, dass die Probe Nr. 04, die Al-Pulver mit einer mittleren Teilchengröße von 45 μm oder weniger enthält, kaum fließen kann, da die Pulvermischung kein Fließvermögen zeigt.
Wenn die Auswertungsergebnisse der Proben Nr. 02 und 05 bis 08 in den Tabellen 1 und 2 verglichen werden, ist es erkennbar, dass selbst dann, wenn die maximale Teilchengröße des Al-Pulvers 100 μm oder weniger beträgt (Probe Nr. 08) die Streuung der Zugfestigkeit umso kleiner ist und die Dehnung umso größer ist, je kleiner die mittlere Teilchengröße des Al-Pulvers ist. Bei den Proben Nr. 02 und 06 bis 08 mit mittleren Teilchengrößen von 75 μm sind im Vergleich mit den Werten des herkömmlichen Beispiels der Probe Nr. 01 die Streuungen der Zugfestigkeit um 70% oder mehr verringert und die Dehnungen um 140% oder mehr verbessert.
Angesichts der obigen Beobachtung wurde der Effekt bestätigt, dass dann, wenn die maximale Teilchengröße des Al-Pulvers nicht mehr als 100 μm beträgt, die Streuung der Zugfestigkeit klein ist und die Dehnung und die Ermüdungsfestigkeit verbessert sind. Ferner wurde bestätigt, dass dann, wenn die mittlere Teilchengröße im Bereich von 45 bis 75 μm liegt, der obige Effekt verbessert werden kann, während das Fließvermögen zufriedenstellend ist.
Wenn die Auswertungsergebnisse in der Tabelle 4 zu den Proben Nr. 07, 09 und 10 in den Tabellen 2 und 3 verglichen werden, ist es ersichtlich, dass die Probe Nr. 09, die ein Cu-Legierungspulver mit einer maximalen Teilchengröße von 150 μm enthält, eine niedrige Zugfestigkeit jedoch eine große Streuung aufweist und dass die Werte der Dehnung und der Ermüdungsfestigkeit besonders niedrig sind. Andererseits wird bei den Proben Nr. 07 und 10, die ein Cu-Legierungspulver mit einer maximalen Teilchengröße von 75 μm oder weniger enthalten, keine Abnahme der Zugfestigkeit beobachtet, und die Streuung der Zugfestigkeit ist auf stabile Weise klein. Außerdem wird beob achtet, dass die Dehnung und die Ermüdungsfestigkeit besonders verbessert sind.
Bei der Probe Nr. 09, die ein Cu-Legierungspulver mit einer maximalen Teilchengröße von 150 μm enthält, ist anzunehmen, dass die Cu-Diffusion in diesem Fall während der Sinterzeit nicht abgeschlossen wurde und ein Teil des Cu als Cu-Al-Legierung verblieb, so dass die Streuung der Zugfestigkeit groß wurde und die Dehnung und die Ermüdungsfestigkeit verringert waren. Andererseits wird davon ausgegangen, dass, da bei den Proben Nr. 07 und 10 die maximalen Teilchengrößen des Cu-Legierungspulvers 75 μm oder weniger betrugen, die Cu-Diffusion während des Sinterns abgeschlossen wurde und Cu gleichmäßig dispergiert wurde, so dass die Streuung der Zugfestigkeit verringert war und die Dehnung und die Ermüdungsfestigkeit verbessert waren.
Wenn die Auswertungsergebnisse zu den Proben Nr. 07 und 11 in den Tabellen 2 und 3 verglichen werden, ist es erkennbar, dass die Probe Nr. 07, die Mg enthält, eine größere Zugfestigkeit aufweist, während die Dehnung kleiner ist.
Durch die oben beschriebenen Ergebnisse wurde bestätigt, dass das Cu-Legierungspulver vorzugsweise fein ist, und dass die Streuung der Zugfestigkeit klein ist und die Dehnung und die Ermüdungsfestigkeit verbessert sind, wenn seine maximale Teilchengröße 75 μm oder weniger beträgt. Ferner ist dann, wenn Mg enthalten ist, zwar die Zugfestigkeit verbessert, jedoch die Dehnung verringert, so dass die Verwendung von Mg unter Berücksichtigung der Anwendung geeignet ausgewählt werden kann.
Gemäß dem erfindungsgemäßen Verfahren zum Herstellen einer Sinteraluminiumlegierung kann die Streuung der Zugfestigkeit verringert werden, und die Dehnung und die Ermüdungsfestigkeit können verbessert werden. Daher ist es möglich, verschiedene Maschinenteile mit hervorragenden Eigenschaften wie hoher Festigkeit, geringem Gewicht und geringer Dicke herzustellen.

Claims

Verfahren zur Herstellung einer Sinteraluminiumlegierung, bei dem eine Pulvermischung mindestens aus schnell verfestigtem Al-Si-Pulver, Al-Pulver und Cu-Pulver oder Cu-Legierungspulver vorbereitet wird; die Pulvermischung in einen Grünling mit vorgegebener Konfiguration gepreßt wird und der Grünling gesintert und, falls notwendig, ferner einer Wärmebehandlung unterzogen wird, dadurch gekennzeichnet, daß die maximale Teilchengröße des Al-Pulvers 100 μm oder weniger beträgt.
Verfahren zum Herstellen einer Sinteraluminiumlegierung nach Anspruch 1, wobei die durchschnittliche Teilchengröße des Al-Pulvers im Bereich von 45 bis 75 μm liegt.
Verfahren zum Herstellen einer Sinteraluminiumlegierung nach Anspruch 1 oder 2, wobei die Verteilung der Teilchengrößen des Al-Pulvers folgendermaßen beschaffen ist: 45 μm oder weniger: 10 bis 30% Massenanteil, 45 bis 75 μm: 35 bis 65% Massenanteil, und 75 μm oder mehr: 15 bis 35% Massenanteil.
Verfahren zum Herstellen einer Sinteraluminiumlegierung nach einem der Ansprüche 1 bis 3, wobei die maximale Teilchengröße des Cu-Pulvers oder des Cu-Legierungspulvers nicht mehr als 75 μm beträgt und die durchschnittliche Teilchengröße im Bereich von 10 bis 35 μm liegt.
Verfahren zum Herstellen einer Sinteraluminiumlegierung nach einem der Ansprüche 1 bis 4, wobei die Pulvermischung Mg-Pulver oder Mg-Legierungspulver enthält.
Verfahren zum Herstellen einer Sinteraluminiumlegierung nach einem der Ansprüche 1 bis 5, wobei die Pulvermischung vorbereitet wird durch Mischen von 20 bis 80 Massenanteilen schnell verfestigten Al-Si-Pulvers mit 13 bis 30% Massenanteil von Si; 80 bis 20 Massenanteilen des Al-Pulvers; Cu-Übergangsmetallegierungspulver mit 0,2 bis 30% Massenanteil eines oder mehrerer Übergangsmetalle aus der Gruppe von Ti, V, Cr, Mn, Fe, Co, Ni, Zr und Nb; und Mg-Pulver oder Al-Mg-Legierungspulver mit 35% Massenanteil Mg; und wobei die Anteile an der gesamten Zusammensetzung der Pulvermischung die folgenden sind: 2,4 bis 23,5% Massenanteil Si, 2 bis 5% Massenanteil Cu, 0,2 bis 1,5% Massenanteil Mg, 0,01 bis 1% die Übergangsmetalle, und der Rest Aluminium sowie unvermeidbare Verunreinigungen.