DE68907331T2

DE68907331T2 - Verfahren zur Herstellung von Aluminiumlegierungen der Serie 7000 mittels Sprühabscheidung und nichtkontinuierlich verstärkten Verbundwerkstoffen, deren Matrix aus diesen Legierungen mit hoher mechanischer Festigkeit und guter Duktilität besteht.

Info

Publication number: DE68907331T2
Application number: DE89420497T
Authority: DE
Inventors: Bruno Dubost; Jean-Francois Faure
Original assignee: Pechiney Recherche GIE
Current assignee: Pechiney Recherche GIE
Priority date: 1988-12-19
Filing date: 1989-12-18
Publication date: 1993-10-21
Anticipated expiration: 2009-12-19
Also published as: NO895100D0; DD290024A5; DE68907331D1; NO895100L; HU896605D0; AU615366B2; BR8906543A; CA2005747C; CA2005747A1; JPH02258935A; ATE90976T1; HUT53681A; TR24392A; US4995920A; FR2640644A1; EP0375571B1; IL92727A0; EP0375571A1; FR2640644B1; AU4681689A

Description

Die Erfindung betrifft ein Verfahren zur Herstellung einer Al-Legierung der Serie 7000 (Al-Zn-Mg-Cu) mit hoher mechanischer Festigkeit und guter Duktilität durch "Spritzabscheidung" (spray deposition). Genauer strebt das Verfahren an, Al-Legierungen herzustellen, die im behandelten Zustand (T6) eine Bruchlast ≥ 800 MPa zusammen mit einer Dehnung, wenigstens in der Längsrichtung, über oder gleich 5 % besitzen.
Die Erfindung betrifft auch die Herstellung von Verbundmaterialien sehr hoher Festigkeit, hoher Steifigkeit und guter Duktilität, die als Matrix die oben beschriebenen 7000- Legierungen mit einer besonderen Keramikverstärkung haben und direkt durch "Spritzabscheidung" hergestellt werden.
Zahlreiche Arbeiten wurden bereits mit den Legierungen der Serie 7000, denen Legierungselemente zugesetzt sind, durchgeführt, um hohe mechanische Festigkeiten in Verbindung mit einer guten Duktilität entweder durch klassische Metallurgie oder durch die Pulvermetallurgie zu erhalten.
So kennt man im ersten Fall die französischen Patente FR 2517702 oder FR 2457908, in denen Legierungen der Serie 7000 offenbart werden, die bei einer Dehnung in der Größenordnung von 8 - 9 % (in der Längsrichtung) eine Bruchlast von etwa 650 - 700 MPa nicht übersteigen.
Man hat auch versucht, Legierungen der Serie 7000 mit hoher Festigkeit durch die Pulvermetallurgie, d.h. durch ein Verfahren mit der Bildung von Teilchen (Pulver, Schuppen, zerkleinertes Band usw. ...) zu erhalten, die anschließend in kompakter Form durch verschiedene Verfahren (Kalt-, Heiß-, isostatische Kompression, Strangpressen, usw. ...) verfestigt werden.
Jedoch weisen diese Legierungen, obwohl sie hohe oder sehr hohe mechanische Festigkeiten erreichen, sehr geringe Dehnungen auf, die für sie jede industrielle Verwendung verhindern.
So berichtet HAAR in Alcoa Report nº 13-65-AP59-S- Contract nº DA-360-034-ORD-3559 RD (Frankfort Arsenal), Mai 1966, 800 MPa übersteigende Bruchlasten, jedoch mit Dehnungen in der Größenordnung von 1 %. Ebenso berichten BOWER et al, Met. Trans. Vol. 1, Januar 1970, S. 191, für Legierungen der gleichen Familie, die durch "splat cooling" (Hammer- und Amboßtechnik) Bruchlasten von 800 MPa, jedoch mit Dehnungen von 2 %.
Die US-Patente 3 563 814 und 4 732 610 betreffen Legierungen der gleichen Familie, die durch Pulvermetallurgie hergestellt sind, deren mechanische Eigenschaften jedoch merklich niedriger als die angestrebten Ziele sind (Bruchlast in der Größenordnung von 500 MPa bis 600 MPa).
Die Erfindung besteht nun darin:
1. durch Spritzabscheidung eine kompakte Legierung folgender Gewichtszusammensetzung zu bilden:
Zn 8,5 bis 15,0 %
Mg 2,0 bis 4,0 %
Cu 0,5 bis 2,0 %
wenigstens eines der drei folgenden Elemente:
Zr von 0,05 bis 0,8 %
Mn von 0,05 bis 1,0 %
Cr von 0,05 bis 0,8 % mit Zr + Mn + Cr ≤ 1,4 %
Fe bis zu 0,5 %
Si bis zu 0,5 %
andere (Verunreinigungen) ≤ 0,05 % jedes
≤ 0,15 % insgesamt
Rest Al,
2. den so erhaltenen Körper zwischen 300 und 450ºC zu warmverformen und eventuell zu kaltverformen und
3. das erhaltene Erzeugnis durch Lösungsglühen, Abschrecken und Anlassen wärmezubehandeln.
Unter Spritzabscheidung versteht man ein Verfahren, bei dem das Metall geschmolzen und durch einen Gasstrahl hohen Drucks in Form von feinen flüssigen Tröpfchen versprüht wird, die anschließend auf ein Substrat gerichtet und darauf derart agglomeriert werden, daß eine kompakte und kohärente Abscheidung gebildet wird, die eine geringe geschlossene Porosität enthält. Diese Abscheidung kann die Form von Barren, Rohren oder Platten aufweisen, deren Geometrie gesteuert wird. Eine Technik dieses Typs wird von den Angelsachsen mit dem Namen "Spray Deposition" bezeichnet und wird auch "procédé OSPREY" genannt.
Dieses letztere Verfahren wird hauptsächlich in den folgenden Patentanmeldungen (oder Patenten) beschrieben: GB-B- 1379261; GB-B-1472939; GB-B-1548616; GB-B-1599392; GB-A- 2172827; EP-A-225080; EP-A-225732; WO-A-87-03012.
Die besten mechanischen Eigenschaften (Rm ≥ 800 MPa, A ≥ 5 %) werden durch die oben gegebene Zusammensetzung erhalten.
Wenn Zn ≤ 8,5 Gew.-% ist, wird der Volumenanteil von Ausscheidungen auf der Basis der Gefügehärtung der Legierung (im wesentlichen des Typs η-Mg Zn&sub2; oder η'-(Mg, Zn, Al, Cu)) unzureichend, und es ist nicht mehr möglich, die hohen Niveaus mechanischer Eigenschaften (wie die Bruchlast ≥ 800 MPa) zu erhalten, die eine Aufgabe der vorliegenden Erfindung sind.
Ebenso ist, wenn der Gehalt an Zn 15 Gew.-% übersteigt, der Volumenanteil zweiter Phase zu hoch und führt zu einem spröden Material mit sehr geringen Bruchdehnungen, was seine industrielle Verwendung verbietet.
Im Inneren des Intervalls von 8 bis 15 Gew.-% Zink müssen die Gehalte an Kupfer und Magnesium in der Stöchiometrie der härtenden Ausscheidungen nahen Anteilen liegen. Praktisch stellt man fest, daß, wenn Mg ≤ 2 % oder Cu ≤ 0,5 % ist, die Art und der Volumenanteil der gebildeten Ausscheidungen unzureichend sind, um die angestrebten mechanischen Eigenschaften zu erreichen. Wenn im Gegenteil Mg ≥ 4 % oder Cu ≥ 2,0 % ist, liegen diese Elemente in der Legierung im Überschuß vor und verspröden sie beträchtlich.
Die Gegenwart von Cr, Zr, Mn, allein oder vereint, sichert eine zusätzliche Aushärtung entweder durch Faserbildungseffekt unter Verhinderung oder Beschränkung der Rekristallisation, die bei der auf die Verformungsarbeitsgänge durch Kneten folgende Wärmebehandlung auftreten kann, oder durch einen Härtungsmechanismus durch Dispersion unter Berücksichtigung der Tatsache, daß diese Elemente in Kombination mit Aluminium feine und gut verteilte dispergierte Phasen (beispielsweise Al&sub3;Zr, Al&sub6;Mn oder ternäre Phasen Al&sub1;&sub8;Cr&sub2;Mg&sub3; und (Al, Cr, Mn))bilden. Jedoch muß ihr Gehalt auf 0,8 % für Cr und Zr und auf 1,0 % für Mn und ihr Gesamtgehalt (Zr+Cr+Mn) ≤ 1,4 % begrenzt werden, da darüber die gebildeten dispergierten Phasen zu zahlreich und zu grob sind und infolgedessen das Material verspröden. Außerdem führen Gehalte an Cr, Zr und Mn über den oben angegebenen Grenzen zu hohen Liquidustemperaturen der Legierungen, was zu Problemen der Herstellung führt, die insbesondere mit der Sublimation des Zinks oder des Mangesiums verknüpft sind. Die Gehalte an Eisen und Silicium werden nach oben auf 0,5 % begrenzt, da sich darüber grobe intermetallische Verbindungen bilden, die für die Duktilität der Legierung schädlich sind.
Die bevorzugte Zusammensetzung ist:
Zn von 8,7 bis 13,7 %
Mg von 2,2 bis 3,8 %
Cu von 0,6 bis 1,6 %
wenigstens eines der drei folgenden Elemente:
Zr von 0,05 bis 0,5 %
Mn von 0,05 bis 0,8 %
Cr von 0,05 bis 0,5 %
mit Zr + Mn + Cr ≤ 1,2 %
Fe bis zu 0,3 %
Si bis zu 0,2 %
andere (Verunreinigungen) ≤ 0,05 % jedes
≤ 0,15 % insgesamt
Rest Al.
Zwecks Erhaltens bester Ergebnisse gehorcht der Gehalt an Hauptelementen vorzugsweise der folgenden Beziehung,
5,5 ≤ Mg + Cu + Zn/6 ≤ 6,5.
Es ist tatsächlich in diesem Zusammensetzungsbereich, daß der Volumenanteil der härtenden Phasen maximal ist und gleichzeitig ein vollständiges Bringen der Zusatzelemente in Lösung bei der Wärmebehandlung ermöglicht.
So kann ein sehr hohes Niveau mechanischer Festigkeit unter Beibehaltung einer guten Duktilität erreicht werden.
Was die Wirkung der Dispersoide bildenden Elemente (Zr, Cr, Mn) betrifft, wurde festgestellt, daß es zu bevorzugen war, sie alle drei vereint statt das eine oder das andere getrennt zu verwenden. Man erhält nämlich für einen gegebenen Gesamtgehalt an Zr + Cr + Mn eine Verteilung von feineren und besser verteilten Dispersoiden, wenn die drei Elemente zugleich vorliegen, als wenn nur ein oder zwei der drei vorhanden sind. Wenn die drei Elemente vereint vorliegen, ist es indessen vorteilhaft, ihren Gesamtgehalt auf 1,2 % zu begrenzen. Genauer stellt man fest, daß für einen gleichen Gehalt Zr zur Bildung von feineren und besser verteilten Dispersoiden (Al&sub3;Zr) als den von Cr oder Mn gebildeten führt; es ergibt sich daraus, wenn die Duktilität und die Zähigkeit der Legierung maximiert werden sollen, den Gehalt an Mn + Cr auf maximal 0,6 % zu begrenzen.
Die Warmverformung der durch Spritzabscheidung erhaltenen kompakten Legierung findet allgemein zwischen 300 und 450ºC, vorzugsweise durch Strangpressen, Schmieden oder Walzen, in einem oder mehreren aufeinanderfolgenden Arbeitsgängen statt; diese Arbeitsgänge können ggf. kombiniert werden, z.B. Strangpressen + Walzen oder Strangpressen + Schmieden/Gesenkformen.
Die Warmverformungsarbeitsgänge können durch Kaltarbeitsgänge wie Walzen, Ziehen, usw. ... vervollständigt werden.
Das Lösungsglühen wird zwischen 440 und 520ºC zwischen 2 und 8 h je nach der Abmessung der Erzeugnisse durchgeführt; dem Abschrecken folgt ein Anlassen zwischen 2 und 25 h im Bereich von 90 bis 150ºC in einer oder mehreren Stufen, wobei die längsten Zeiten allgemein den niedrigsten Temperaturen zugeordnet werden (und umgekehrt).
Das durch ein Spritzabscheidungsverfahren erhaltene Erzeugnis kann eventuell vor der Warmverformung zwischen 450 und 520ºC während 2 bis 50 h in einer oder mehreren Stufen homogenisiert werden.
Die Erfindung besteht auch darin, unter Verwendung der Legierungen und des Verfahrens, die oben beschrieben wurden, Verbundmaterialien sehr hoher Festigkeit (Rm ≥ 800 MPa), hohen Elastizitätsmoduls (E ≥ 80 GPa) mit einer für die Verwender annehmbaren Duktilität (A ≥ 3 %) sowie einer guten Beständigkeit gegenüber dem Verschleiß und der Reibung zu erhalten. Diese Materialien kennzeichnen sich durch eine Matrix aus einer Legierung der Serie 7xxx oben angegebener Zusammensetzung und einer Dispersion keramischer Teilchen des Typs SiC, Al&sub2;O&sub3; oder B&sub4;C (wobei diese Beispiele nicht einschränkend sind) und werden direkt durch die Spritzabscheidungstechnik erhalten.
Die Erfindung besteht dann also darin:
1/ Eine Legierung 7000 oben beschriebener Zusammensetzung zu schmelzen und zu zersprühen,
2/ In den Strahl zersprühter metallischer Tröpfchen keramische Teilchen vom Typ SiC, Al&sub2;O&sub3;, B&sub4;C oder anderer Carbide, Nitride oder Oxide oder einer Kombination davon einer etwa gleichachsigen Form und einer Abmessung im Bereich von 1 um bis 50 um und in einem auf das Metall bezogenen Volumenanteil im Bereich von 3 bis 28 % miteinzublasen;
unter Abmessung versteht man die insgesamt maximale Abmessung des Teilchens,
3/ den Strahl metallischer und keramischer Teilchen in Form eines kompakten Metalls durch die Spritzabscheidungstechnik zu agglomerieren,
4/ die so erhaltene Abscheidung durch eine der oben für die nichtverstärkten Legierungen 7000 beschriebenen analoge Verarbeitung zu verformen und wärmezubehandeln.
Die Erfindung wird mit Hilfe der folgenden Beispiele besser verstanden:

BEISPIEL 1

Verschiedene mit 1 bis 7 bezeichnete Legierungen, deren Zusammensetzungen in der Tabelle 1 angegeben sind, wurden geschmolzen und durch Spritzabscheidung (Verfahren OSPREY) in Form von zylindrischen Barren mit 150 mm Durchmesser unter den folgenden Bedingungen hergestellt:
- Gießtemperatur: 750ºC
- Abstand Zersprüher-Abscheidung: 600 mm, der während des Versuchs etwa konstant gehalten wurde
- ein in Drehung versetzter Auffänger aus nichtrostendem Stahl
- Schwingung des Zersprühers gegenüber der Drehachse des Auffängers.
Die Durchsätze an Zersprühungsgas und Metalldurchsatz, die für jede Zusammensetzung verwendet wurden, sind ebenfalls in der Tabelle 1 angegeben.
Nach Recken auf 140 mm werden die Barren während 8 h bei der in der Tabelle 1 angegebenen Temperatur homogenisiert.
Die Rohlinge werden anschließend bei 400ºC in einer Presse, deren Preßtopf einen Durchmesser von 143 mm hat, zur Form von Rechteckstangen eines Querschnitts von 50 x 22 mm, d.h. mit einem Strangpreßgrad von 14,6 warmstranggepreßt.
Die so erhaltenen Rechteckstangen werden anschließend bei der in der Tabelle 1 angegebenen Temperatur während 2 h lösungsgeglüht, in kaltem Wasser abgeschreckt und dann 24 h bei 120ºC angelassen.
Die mechanischen Zugeigenschaften in Längsrichtung, Mittelwerte von drei Versuchen, sind in der Tabelle 2 aufgeführt (R0,2: Elastizitätsgrenze bei 0,2 % bleibender Verformung, Rm: Bruchlast; A %: Bruchdehnung).
Man stellt fest, daß die Legierungen Nº 1 bis 4 gemäß der Erfindung ein sehr hohes Niveau mechanischer Eigenschaften mit insbesondere einer Bruchlast ≥ 800 MPa sowie einem richtigen Duktilitätsniveau bei Bruchdehnungen ≥ 5 % aufweisen.
Die Legierung 5, die außerhalb der analytischen Grenzen der Erfindung ist (Zn-Gehalt zu gering), weist merklich niedrigere mechanische Eigenschaften als die Legierungen der Erfindung auf.
Die Legierung 6, die ebenfalls außerhalb der Grenzen der Erfindung ist, und zwar wegen ihres zu hohen Zn-Gehalts, weist eine sehr geringe Duktilität (A %) und eine sehr geringe plastische Spanne (Rm-R0,2) auf.
Die Legierung 7 liegt ebenfalls außerhalb des Bereichs der Erfindung, und zwar aufgrund des zu hohen Gesamtgehalts an Zr + Cr + Mn. Dies wirkt sich, trotz des guten Niveaus mechanischer Eigenschaften, in einer sehr geringen Duktilität aus (Bruchdehnung = 2 %).
Es ist also klar, daß eine deutlich überlegene Gruppe von Eigenschaften im analytischen Rahmen der Erfindung für Legierungen erhalten wird, die durch die Spritzabscheidungstechnik hergestellt werden.
Die Legierung 8 ist eine Legierung, deren Zusammensetzung im analytischen Bereich der Legierungen der Erfindung liegt, die jedoch gemäß einem im folgenden beschriebenen Pulvermetallurgieweg hergestellt wurde: Die Legierung wird geschmolzen, dann in Stickstoff zur Form von Pulvern zerstäubt; diese werden erfaßt und bei 100 um gesiebt. Die Pulver einer Abmessung unter 100 um werden in Behälter aus Aluminium eines Durchmessers von 140 mm eingebracht, die mit einem Öffnungsrohr versehen sind, dann heiß unter Sekundärvakuum (mittels Pumpens durch das Rohr) bei der Temperatur von 460ºC während 100 h entgast. Die so entgasten Pulverbehälter werden in dichter Weise verschweißt und dann heiß in einer Strangpresse mit Sackmatrize in einem Behälter eines Durchmessers von 143 mm bei 450ºC so komprimiert, um die theoretische Dichte des Materials zu erzielen. Die so erhaltenen Stangen werden danach bearbeitet, um das Behältermaterial zu entfernen, und dann unter den gleichen Bedingungen wie die Barren der vorherigen Beispiele stranggepreßt. Das erhaltene Erzeugnis wird nach einem analogen Verfahren (siehe Lösungsglühtemperatur in der Tabelle 1) wärmebehandelt und unter den gleichen Bedingungen gekennzeichnet.
Die in der Tabelle 1 aufgeführten Ergebnisse zeigen, daß das erhaltene Erzeugnis eine sehr geringe Duktilität und eine sehr geringe plastische Spanne trotz eines verhältnismäßig hohen Festigkeitsniveaus aufweist.
Der Fall der letzten Legierung veranschaulicht gut die Überlegenheit des Verfahrens der Erfindung, um Legierungen zu erhalten, die gleichzeitig sehr hohe Festigkeiten und eine gute Duktilität haben.

BEISPIEL 2

Eine Al-Legierung der Zusammensetzung:
10 % Zn; 3,0 % Mg; 1,0 % Cu; 0,1 % Zr; 0,15 % Cr; 0,15 % Mn, Rest Al
wurde bei 750ºC geschmolzen und durch Spritzabscheidung in der Form von Barren mit 150 mm Durchmesser unter einer gleichzeitigen Miteinblasung von SiC-Teilchen einer mittleren Abmessung von 10 um bei einem Volumenanteil von 15 % hergestellt.
Die Spritzabscheidungsbedingungen waren die folgenden:
- Metalldurchsatz: 5,8 kg/min
- Gasdurchsatz: 15 Nm³/min
- Abstand Zersprüher-Abscheidung: 620 mm, während des Versuchs etwa konstant gehalten
- in Drehbewegung versetzter Auffänger aus nichtrostendem Stahl
- Schwingung des Zersprühers gegenüber der Drehachse des Auffängers
Die so erhaltenen Barren wurden anschließend auf einen Durchmesser von 140 mm gereckt, 8 h bei 470ºC homogenisiert, bei 400ºC zur Form von Rechteckstangen eines Querschnitts von 50 x 22 mm stranggepreßt (Strangpreßgrad 14,6).
Diese Rechteckstangen wurden unter den folgenden Bedingungen wärmebehandelt:
- Lösungsglühen 2 h bei 470ºC
- Abschrecken im kalten Wasser
- Anlassen 24 h bei 120ºC .
Die Zugeigenschaften sowie der Elastizitätsmodul (E) wurden in Längsrichtung gemessen. Die erhaltenen Ergebnisse, Mittelwert von drei Versuchen, werden im folgenden angegeben: R0,2 = 798 MPa, Rm = 820 MPa, A = 4 %, E = 95 GPa .
Das Spritzabscheidungsverfahren gemäß der Erfindung besitzt außer dem besten Kompromiß an erhaltenen mechanischen Eigenschaften gegenüber der herkömmlichen Pulvermetallurgie die folgenden Vorteile:
- Man vermeidet die langen und kostspieligen Entgasungs- und Kompaktierungsarbeitsgänge
- Das Verfahren ist sicherer, da es keine Handhabung reaktiver Pulver gibt. TABELLE 1 LEGIERUNG Nº ZUSAMMENSETZUNG (Gewichts-%) HERSTELLVERFAHREN GASDURCHSATZ (m³/min) METALLDURCHSATZ (kg/min) HOMOGENISIERUNGSTEMPERATUR (ºC) LÖSUNGSGLÜHTEMPERATUR (ºC) Rest Spritzabscheidung Pulvermetallurgie TABELLE 2 LEGIERUNG

Claims

1. Verfahren zur Herstellung von Al-Legierungen der Serie 7000 mit hoher Festigkeit und guter Duktilität,

dadurch gekennzeichnet,

daß

a) man durch Spritzabscheidung eine kompakte Legierung folgender Gewichtszusammensetzung bildet:

Zn von 8,5 bis 15,0 %

Mg von 2,0 bis 4,0 %

Cu von 0,5 bis 2,0 %

wenigstens eines der drei folgenden Elemente:

Zr von 0,05 bis 0,8 %

Mn von 0,05 bis 1,0 %

Cr von 0,05 bis 0,8 %

mit Zr + Mn + Cr ≤ 1,4 %

Fe bis zu 0,5 %

Si bis zu 0,5 %

andere

(Verunreinigungen) ≤ 0,05 % jedes

≤ 0,15 % insgesamt

Rest Al,

b) man den so erhaltenen Körper zwischen 300 und 450ºC warmverformt, danach eventuell kaltverformt und

c) man das so erhaltene Erzeugnis durch Lösungsglühen, Abschrecken und Anlassen wärmebehandelt.

2. Verfahren nach dem Anspruch 1,

dadurch gekennzeichnet,

daß die chemische Zusammensetzung die folgende ist:

Zn von 8,7 bis 13,7 %

Mg von 2,2 bis 3,8 %

Cu von 0,6 bis 1,6 %

wenigstens eines der drei folgenden Elemente:

Zr von 0,05 bis 0,5 %

Mn von 0,05 bis 0,8 %

Cr von 0,05 bis 0,5 %

mit Zr + Mn + Cr ≤ 1,2 %

Fe bis zu 0,3 %

Si bis zu 0,2 %

andere

(Verunreinigungen) ≤ 0,05 % jedes

≤ 0,15 % insgesamt

Rest Al.

3. Verfahren nach den Ansprüchen 1 und 2, dadurch gekennzeichnet, daß die in Gewichtsprozentsätzen ausgedrückten Gehalte an Mg, Cu und Zn der Beziehung:

5,5 ≤ Mg + Cu + Zn/6 ≤ 6,5

gehorchen.

4. Verfahren nach den Ansprüchen 1, 2 oder 3, dadurch gekennzeichnet, daß Cr, Zr und Mn in der Zusammensetzung der Legierung mit:

Cr ≥ 0,05 %, Mn ≥ 0,05 %, Zr ≥ 0,05 % und Mn + Cr + Zr ≤ 1,2 % gleichzeitig vorliegen.

5. Verfahren nach dem Anspruch 4, dadurch gekennzeichnet, daß die Zusammensetzung der Legierung derart ist, daß:

Mn + Cr ≤ 0,6 %.

6. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 5, dadurch gekennzeichnet, daß eine Homogenisierung zwischen 450 und 520ºC während 2 bis 50 h zwischen den Schritten a) und b) durchgeführt wird.

7. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 6, dadurch gekennzeichnet, daß die Warmverformung durch Strangpressen, Walzen oder Schmieden oder eine Kombination dieser Arbeitsgänge vorgenommen wird.

8. Verfahren nach dem Anspruch 7, dadurch gekennzeichnet, daß die Warmverformung durch eine Kaltverformung vervollständigt wird.

9. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 8, dadurch gekennzeichnet, daß das Lösungsglühen zwischen 440 und 520ºC während 2 bis 8 h durchgeführt wird.

10. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 9, dadurch gekennzeichnet, daß das Anlassen zwischen 90 und 150ºC während 2 bis 25 h durchgeführt wird.

11. Verfahren zur Herstellung von Verbundmaterialien mit metallischer Matrix, bei dem man eine kompakte Legierung nach einem der Ansprüche 1 bis 10 erhält, dadurch gekennzeichnet, daß man während des Arbeitsganges der Spritzabscheidung keramische Teilchen etwa gleichachsiger Form einer Abmessung im Bereich von 1 bis 50 um und eines Volumenanteils (relativ zum Metall) im Bereich von 3 bis 28 % miteinbläst.