DE69503077T2

DE69503077T2 - Verschleissfeste gesinterte Aluminiumlegierung und Verfahren zu ihrer Herstellung

Info

Publication number: DE69503077T2
Application number: DE69503077T
Authority: DE
Inventors: Jun-Ichi Matsudo-Shi Chiba 271 Ichikawa; Zenzo Matsudo-Shi Chiba 271 Ishijima; Shoji C/O Honda R & D Co. Ltd. Saitama 351-01 Kawase; Shuji Matsudo-Shi Chiba 270 Sasaki; Hideo Matsudo-Shi Chiba 270 Shikata; Jun-Ichi C/O Honda R & D Co. Ltd. Saitama 351-01 Ueda; Hideo C/O Honda R & D Co. Ltd. Saitama 351-01 Urata
Original assignee: Honda Motor Co Ltd; Hitachi Powdered Metals Co Ltd
Current assignee: Honda Motor Co Ltd; Resonac Corp
Priority date: 1994-02-12
Filing date: 1995-02-10
Publication date: 1999-04-01
Anticipated expiration: 2015-02-11
Also published as: EP0669404B1; DE69503077D1; US5545487A; EP0669404A3; EP0669404A2

Description

HINTERGRUND DER ERFINDUNG

(1) Gebiet der Erfindung

Die Erfindung betrifft eine Sinterlegierung auf Aluminiumbasis sowie ein Verfahren zum Herstellen derselben. Die erfindungsgemäße gesinterte Aluminiumlegierung zeichnet sich durch Festigkeit, geringes Gewicht und hervorragende Verschleißfestigkeit aus. Demgemäß ist sie zur Verwendung bei der Herstellung von Maschinenteilen wie Zahnrädern, Riemenscheiben, Kompressorflügeln, Verbindungsstangen und Kolben geeignet, bei denen die obigen Eigenschaften in hervorragender Weise erforderlich sind.

(2) Beschreibung des Stands der Technik

Hinsichtlich der Wirtschaftlichkeit beim Energieverbrauch sowie einer Verbesserung des mechanischen Wirkungsgrads nimmt die Nachfrage nach leichten Maschinenteilen zu. Da es bei gesinterten Aluminiumlegierungen möglich ist, den Gehalt feiner Kristalle an pro-eutektischem Si im Vergleich zu dem bei gegossenen Legierungen zu erhöhen, werden gesinterte Aluminiumlegierungen als Material mit hervorragender spezifischer Festigkeit und Verschleißfestigkeit erwartet.
Als herkömmliches Verfahren zum Herstellen einer gesinterten Aluminiumlegierung offenbart die japanische Offenlegungsveröffentlichung Nr. 53-128512 ein Verfahren zum Mischen einiger aus der aus Al-10/35%-Si-Pulver, Cu-Pulver, Mg-Pulver, Al-Cu-Pulver, Cu-Mg-Pulver, Al-Cu-Mg-Pulver, Cu-Mg-Si-Pulver und Al-Cu-Mg-Si-Pulver bestehenden Gruppe ausgewählten Elemente, wobei, falls erforderlich, Al-Pulver hinzugefügt wird, um eine Zusammensetzung zu erhalten, die, gewichtsbezogen, aus 0,2-4% Cu, 0,2-2% Mg, 10-35% Si mit Al als Rest besteht, mit anschließender Verdichtung des Pulvergemischs und einem Sintern des erhaltenen verdichteten Sinterrohlings, um ein gewünschtes Erzeugnis herzustellen. Dieses Verfahren ist das sogenannte Mischverfahren, bei dem mehrere Pulver miteinander vermischt werden. Da bei einem Verfahren dieser Art weichmetallisches Pulver zugemischt werden kann, kann der Verdichtungsprozess verbessert werden. Ferner wird dieses Mischverfahren zur Herstellung verschiedener Maschinenteile verwendet, für die keine spezielle Festigkeit erforderlich ist, da ziemlich stark gesinterte Erzeugnisse alleine durch herkömmliche Verdichtungs- und Sinterprozesse hergestellt werden können.
Neben dem obenbeschriebenen Verfahren ist ein Sintererzeugnis aus einer schnell erstarrten Aluminiumlegierung in der japanischen Patentoffenlegungsveröffentlichung Nr. 62-10237 offenbart, bei dem pro-eutektische Si-Kristalle gleichmäßig in einer Al-Si-Legierungsmatrix dispergiert werden. Diese Legierung hat, gewichtsbezogen, eine Zusammensetzung von 10-30% Si, 1-15% von einem oder mehreren Elementen der Gruppe Ni, Fe und Mn in der Summe sowie von, falls erforderlich, 0,5-5% Cu und 0,2-3% Mg, mit Al und unvermeidlichen Verunreinigungen als Rest, und dieses Legierungserzeugnis wird durch Verdichtungs- und Heißpress-Schmiede-Prozesse hergestellt. Gemäß diesem Legierungsbildungsverfahren können sehr feste Erzeugnisse im Vergleich mit solchen erhalten werden, die durch das Mischverfahren hergestellt werden. Da jedoch ein durch schnelles Erstarren hergestelltes Pulver hart ist, ist es schwierig, die Nahezu-netto-Formgebung unter Verwendung einer Metallform auszuführen, Pulverteilchen sind mit harten Oxidfilmen überzogen und während des Sin terns entsteht keinerlei Flüssigphase. Daher kann ausreichendes Kombinieren von Pulverteilchen nur durch Sintern erzielt werden, und es sind wiederholte Pressvorgänge, wie Extrusion von Barrenformen, und Schmieden erforderlich. Demgemäß verbleiben bei diesem Verfahren hinsichtlich der Bearbeitbarkeit und der Herstellkosten einige Probleme.
Um die obigen Probleme zu überwinden, ist in der japanischen Patentoffenlegungsveröffentlichung Nr. 5-156399 ein anderes Verfahren als Kombination eines Mischverfahrens und eines Legierungsbildungsverfahrens vorgeschlagen. Das Legierungserzeugnis wird dadurch hergestellt, dass eine bestimmte Menge an reinem Al-Pulver mit schnell erstarrtem Al-Si-Legierungspulver gemischt wird und das Pulvergemisch einem Heißpress-Schmiedevorgang unterzogen wird. Seine Zusammensetzung beträgt gewichtsbezogen 12-30% Si, 1-10% von Fe und/ oder Ni, sowie, falls erforderlich, 1-5% Cu und/oder 0,3-2% Mg, mit Al und unvermeidlichen Verunreinigungen als Rest. In der Kornstruktur dieser Legierung sind 5-20 Vol.-% der Körner der Al-Feststofflösung, die beim Heißschmiedeprozess verformt werden, in einer eutektischen Al- Si-Legierungsmatrix dispergiert, die eine Dispersion feiner pro-eutektischer Si-Kristalle enthält. In dieser Legierung wirkt die Al-Feststofflösung als Kleber zum Verbessern der gegenseitigen engen Anhaftung zwischen Grenzen harter Teilchen. Im Ergebnis sind die Verschleißfestigkeit und die Festigkeit verbessert.
Indessen sind in Zusammenhang mit der Tendenz, Aluminiumlegierungsteile für verschiedene Maschinenteile mit hohem Funktionsvermögen zu verwenden, solche in der Industrie nachgefragt, die relativ hohe Festigkeit und besonders hohe Verschleißfestigkeit aufweisen.
Obwohl die obenbeschriebenen herkömmlichen Legierungen ihre jeweiligen Vorteile aufweisen, wird der Grund, weswegen die Duktilität der durch das Mischverfahren hergestellten Legierungen nicht ausreichend hoch ist, darin angenommen, dass dann, wenn Flüssigphasensintern im Zustand ausgeführt wird, in dem pro-eutektische Si-Kristalle nicht grob werden, das Cu, das zum Erhöhen der Festigkeit der Legierungsmatrix zugesetzt wird, nicht ausreichend in der Matrix dispergiert werden kann, sondern es in Form einer intermetallischen Verbindung in der Nähe von Korngrenzen ausfällt, was die Duktilität verringert.
Das Dokument JP-A-2225635 offenbart ferner eine Al-Legierung mit 18-28% Si, 0,5-3,5% Cu, 0,2-2,0% Mg und mindestens einem der Elemente Ti, V, Zr mit einer Menge von jeweils 0,03-0,40% und weniger als 0,40% insgesamt, 0,03 - 1,00% Cr und 0,3-2,5% Ni. Die Legierung wird gemäß dem Merkmal des Oberbegriffs von Anspruch 5 geschmolzen, schnell abgekühlt, zu Pulvern oder Schnitzeln verarbeitet, verdichtet und in der Wärme mindestens ein Mal unter 550ºC geformt.
Ferner werden bei der herkömmlichen Al-Si-Legierung feine pro-eutektische Si-Kristalle gleichmäßig dispergiert, so dass sowohl die Festigkeit als auch die Verschleißfestigkeit hoch sind. Jedoch können die harten pro-eutektischen Si- Kristalle, wie sie bei Gleitkontakt von der Oberfläche der Legierungsmatrix abgelöst werden, hinsichtlich des Verschleißzustands als Schleifmittel wirken. Daher besteht Raum für Verbesserungen der herkömmlichen Aluminiumlegierung.

KURZE ZUSAMMENFASSUNG DER ERFINDUNG

Angesichts der obengenannten Umstände liegt der Erfindung die Aufgabe zugrunde, eine Al-Si-Sinterlegierung vorzuschlagen, die relativ hohe Festigkeit und hervorragende Verschleißfestigkeit dadurch aufweist, dass eine neuartige Kornstruktur einer Legierungszusammensetzung konzipiert ist.
Diese Aufgabe ist durch die Legierung gemäß Anspruch 1 und das Verfahren gemäß Anspruch 5 gelöst. Bevorzugte Ausführungsbeispiele sind in den abhängigen Ansprüchen offenbart. Die erfindungsgemäße Zusammensetzung einer Sinterlegierung wurde auf Grundlage der folgenden Überlegungen unter Verwendung des Mischverfahrens erzielt:
(a) Es ist möglich, das Ablösen harter Si-Kristalle zu verhindern, um die Verschleißfestigkeit zu verbessern " wenn eine fleckige Kornstruktur einer Al-Si-Legierungsphase erzeugt wird, die eine bestimmte Menge an dispergierten proeutektischen Si-Kristallen und eine Al-Feststofflösungsphase, oder Al-Mischkristallphase, enthält.
(b) Es wird ein optimaler Wert hinsichtlich der Flächenverhältnisse der Kornstruktur beachtet, um die Festigkeit und die Verschleißfestigkeit zu verbessern.
(c) Es existiert eine optimale Größe des maximalen Durchmessers pro-eutektischer Si-Kristalle auch zum Verbessern der Festigkeit und der Verschleißfestigkeit.
(d) Es ist möglich, die Duktilität dadurch zu verbessern, dass mindestens ein Element der aus Ti, V, Cr, Mn, Fe, Co, Ni, Zr und Nb bestehenden Gruppe (nachfolgend als "Übergangsmetalle" bezeichnet) zugesetzt wird, um eine Cu-Legierungsphase an Korngrenzen zu verringern. Als Maßnahme zum Zusetzen dieser Übergangsmetalle ist das Zusetzen eines Pulvers einer Cu-Übergangsmetall-Legierung bevorzugt.
Die erfindungsgemäße Legierung weist, gewichtsbezogen, eine Zusammensetzung mit 2,4-23,5% Si, 2-5% Cu, 0,2-1,5 Mg, 0,01-1% an Übergangsmetallen, mit Aluminium und unvermeidbaren Verunreinigungen als Rest, auf. Die Legierung verfügt über eine Kornstruktur aus einer Al-Feststofflösungsphase und einer Al-Si-Legierungsphase, wobei die letz tere dispergierte pro-eutektische Si-Kristalle mit einem maximalen Durchmesser von 5-60 um enthält und wobei der Flächenanteil der Al-Feststofflösungsphase 20-80% des Querschnitts der Kornstruktur beträgt.
Gemäß einer anderen Erscheinungsform der Erfindung sind die pro-eutektischen Si-Kristalle mit einem maximalen Durchmesser von 5-60 um nicht immer im gesamten Körper der Al-Si- Legierungsphase dispergiert. Anders gesagt, müssen große Kristalle aus pro-eutektischem Si nur in der Nähe der Oberfläche der Sinterlegierung dispergiert sein, die im praktischen Einsatz in Reibkontakt mit einem anderen Material gebracht wird.
D. h., dass der maximale Durchmesser der in der Al-Si-Legierungsphase in der Nähe der Außenfläche oder zumindest an der Gleitkontaktfläche dispergierten pro-eutektischen Si-Kristalle 5 - 60 um beträgt, während der Durchmesser der proeutektischen Si-Kristalle im restlichen Teil kleiner als 5 um sein kann.
Die Dicke desjenigen Teils der Al-Si-Legierungsphase, der dispergierte pro-eutektische Si-Kristalle mit einem maximalen Durchmesser von 5-60 um enthält, liegt im Bereich von 0,05 bis 1 mm in die Tiefe, gemessen ausgehend von der Oberfläche des Sinterlegierungskörpers.
Bei einer ersten Ausführungsform des Verfahrens zum Herstellen der obengenannten erfindungsgemäßen Sinterlegierung werden 20-80 Gewichtsteile an Al-Si-Legierungspulver, das 13 bis 30 Gew.-% Si enthält, und 80 - 20 Gewichtsteile Al-Pulver miteinander gemischt. Dann werden ein Cu-Übergangsmetall-Legierungspulver, das 0,2-30 Gew.-% eines oder mehrerer Übergangsmetalle enthält, und Mg-Pulver oder Al-Mg-Legierungspulver, das 35 Gew.-% oder mehr an Mg enthält, zum obengenannten Gemisch aus Al-Pulver und Al-Si-Legierungspulver zugemischt, um dadurch ein Pulvergemisch mit einer gewichtsbezogenen Zusammensetzung von 2,4-23,5% Si, 2-5 % Cu, 0,2-1,5% Mg, 0,01-1% an Übergangsmetallen, mit Aluminium und unvermeidlichen Verunreinigungen als Rest, zu erhalten. Das Pulvergemisch wird dann einer Verdichtung unterzogen, um einen verdichteten Sinterrohling auszubilden, und dann wird es gesintert. Beim Sintern wächst der maximale Durchmesser der pro-eutektischen Si-Kristalle auf 5-60 um.
Bei einer anderen Ausführungsform des erfindungsgemäßen Verfahrens wird das obige Sintern so ausgeführt, dass der Durchmesser der pro-eutektischen Si-Kristalle in einem ersten Stadium bis auf 5 um oder weniger wächst, und dann wird der Oberflächenabschnitt des Sinterlegierungskörpers oder nur eine Teilfläche, die in Gleitkontakt zu bringen ist, erwärmt, um die pro-eutektischen Si-Kristalle bis zu einem maximalen Durchmesser von 5-60 um wachsen zu lassen.
Das Erwärmen einer Legierung dieser Art wird durch z. B. Hochfrequenzheizen, Plasmaheizen oder Laserstrahlheizen ausgeführt.
Dieses Sinterlegierungsmaterial kann als solches in Form eines Sinterkörpers verwendet werden. Falls erforderlich, können Sinterlegierungsgegenstände ferner einer Bearbeitung durch plastische Verformung wie Extrusion, Schmieden oder Walzen bei normaler oder erhöhter Temperatur, oder einer herkömmlichen Behandlung für Legierungen, wie einer Lösungs- Wärmebehandlung und einer Alterungsbehandlung unterzogen werden.

KURZE BESCHREIBUNG DER ZEICHNUNGEN

Die obigen und weitere Aufgabe und neuartige Merkmale und Vorteile der Erfindung werden aus der folgenden Beschreibung in Verbindung mit den beigefügten Zeichnungen deutlicher.
Fig. 1 ist eine schematische Darstellung in mikroskopischer Sicht, die den Querschnitt der Kornstruktur eines ersten Ausführungsbeispiels einer erfindungsgemäßen Sinterlegierung zeigt;
Fig. 2 ist ebenfalls eine schematische Darstellung, die den Querschnitt der Kornstruktur eines zweiten Ausführungsbeispiels einer erfindungsgemäßen Sinterlegierung zeigt; und
Fig. 3 ist ein graphisches Diagramm, das die Beziehung zwischen dem Verschleißausmaß und dem Flächenanteil einer Al- Feststofflösungsphase in Querschnitten der Kornstruktur der Legierung zeigt.

DETAILLIERTE BESCHREIBUNG DER ERFINDUNG

Nachfolgend werden verschiedene Merkmale der Erfindung, wie die Mengen von Komponenten der Zusammensetzung, die Legierungsstruktur, die Auswahl des Pulvermaterials usw. beschrieben.

(1) Fleckige Kornstruktur

Die Kornstruktur der Sinterlegierung besteht aus den Körnern der Al-Feststofflösungsphase und der Al-Si-Legierungsphase. In der letzteren Al-Si-Legierungsphase sind pro-eutektische Si-Kristalle dispergiert.
Die die Dispersion pro-eutektischer Si-Kristalle enthaltende Al-Si-Legierungsphase ist eine Feststofflösung mit Mg, Cu und Übergangsmetallen, die diffundiert sind. Die pro-eutektischen Si-Kristalle sind in der relativ harten Matrix die ser Phase dispergiert, und sie tragen zu einer Verbesserung der Festigkeit und Verschleißfestigkeit des Legierungsmaterials bei.
In der Al-Feststofflösungsphase sind Si, Mg, Cu und Übergangsmetalle als Feststofflösung in Al diffundiert, das in Form von reinem Al-Pulver zugegeben wurde. Diese Phase bildet eine der Legierungsphasen in der fleckigen Kornstruktur, und sie ist relativ weich. Wenn das Sinterlegierungsmaterial im Anfangsstadium unter Verschleiß leidet, entstehen winzige Ölhohlräume zwischen den Körnern dieser Phase und der Al-Si- Legierungsphase, was zu Schmiereigenschaften und Anpassung an das Kontaktmaterial, mit dem Gleitkontakt besteht, beiträgt. Ferner werden, da die Legierung zu plastischer Verformung neigt, harte pro-eutektische Si-Kristalle in der Gleitfläche, wenn diese als abgeriebenes Pulver freigelegt oder abgelöst werden, in die Legierungsmatrix eingebettet, und dies verhindert, dass die Si-Kristalle als Verschleißteilchen wirken.
Bei der obengenannten Kombination der zwei Phasen der Al- Feststofflösungsphase und der Al-Si-Legierungsphase, die die Dispersion pro-eutektischer Si-Kristalle enthält, ist, wenn der Flächenanteil der Al-Si-Legierungsphase im Querschnitt des Legierungskörpers weniger als 20% beträgt, die Verschleißfestigkeit sehr gering, da die Menge an pro-eutektischen Si-Kristallen zu klein ist. Wenn andererseits der Flächenanteil der Al-Si-Legierungsphase mehr als 80% ausmacht, ist die Verschleißfestigkeit ebenfalls nicht hoch, da die Menge an Al-Feststofflösung zu klein ist, um die Si-Kristalle einzubetten, die beim Reibkontakt abgelöst werden.
Demgemäß soll der Flächenanteil der beiden Phasen im Querschnitt der Legierung im Bereich von 20-80 : 80-20 liegen, wobei die zwei Phasen eine Kornstruktur bilden, und durch die Wechselwirkung der Körner beider Phasen können die Festigkeit und die Verschleißfestigkeit verbessert werden.

(2) Si

Die Komponente Si in der Aluminiumlegierung ist hinsichtlich einer Verringerung des Wärmeexpansionskoeffizienten und einer Verbesserung der Verschleißfestigkeit von Wirkung.
Die Menge an Si in der gesamten Zusammensetzung 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 fleckige Kornstruktur zeigt. Zu diesem Zweck ist der Bereich von 2,4-23,5 Gew.-% geeignet.
Wenn die Menge an Si zu klein ist, ist die Menge pro-eutektischer Si-Kristalle in der Al-Si-Legierungsphase zu klein, oder die Al-Si-Legierungsphase selbst ist zu klein, in welchen Fällen die Verschleißfestigkeit nicht zufriedenstellend ist, da pro-eutektische Si-Kristalle fehlen, die zur Verschleißfestigkeit beitragen. Andererseits bedeutet eine übermäßig große Menge an Si, dass die Menge an Si in der Al- Si-Legierungsphase zu groß ist oder die Menge der Al-Si-Legierungsphase selbst zu groß ist, in welchem Fall die Zähigkeit gering ist und die Menge an Al-Feststofflösung, die die bei Gleitkontakt abgelösten pro-eutektischen Si-Kristalle einbettet, zu klein ist. Daher nimmt das Verschleißausmaß aufgrund eines Verlusts der Wirkung der fleckigen Kornstruktur zu.
Die Komponente Si wird in Form eines Al-Si-Legierungspulvers zugesetzt. Es ist erforderlich, dass der Gehalt an Si 13 Gew.-% oder mehr beträgt, um die pro-eutektischen Si-Kristalle auszufällen. Wenn andererseits der Gehalt an Si mehr als 30 Gew.-% beträgt, muss die Temperatur des geschmolzenen Materials im Pulver hoch gemacht werden. Daher liegt der Gehalt an Si in der Al-Si-Legierung vorzugsweise im Bereich von 13-30 Gew.-%.

(3) Mg

Mg gelangt während des Sinterns in die flüssige Phase und existiert in der Matrix daher in Form einer Feststofflösung, was zum Beschleunigen des Sintervorgangs, zum Verfestigen der Matrix mit Mg&sub2;Si, das bei einer Alterungsbehandlung ausgefällt wird, und zum Verbessern der Verschleißfestigkeit von Wirkung ist.
Wenn die Menge an Mg kleiner als 0,2 Gew.-% bezogen auf die Gesamtzusammensetzung ist, kann der obige Effekt der Zugabe von Mg nicht erwartet werden. Wenn dagegen die Menge an Mg sogar über einen Wert über 1,5 Gew.-% erhöht wird, nimmt der Effekt der Zugabe nicht über einen bestimmten Wert zu. Daher liegt die Zugabemenge von Mg wünschenswerterweise im Bereich von 0,2 bis 1,5 Gew.-%.
Als Maßnahme zum Zugeben der Mg-Komponente wird ein Al-Mg- Legierungspulver, das 35 Gew.-% oder mehr an Mg enthält, oder Mg-Pulver selbst verwendet. Der Grund für die Verwendung des Al-Mg-Legierungspulvers liegt darin, dass der Schmelzpunkt einer binären Al-Mg-Legierung, die 33-70 Gew.-% an Mg enthält, den niedrigen Wert von ungefähr 460ºC aufweist. Wenn reines Mg-Pulver zugegeben wird, verringert sich die Mg-Konzentration durch die Feststoffphasen-Diffusion hinsichtlich der Al-Matrix beim Sinterprozess, wodurch eine flüssige Phase von Mg ausgebildet wird. Indessen verringert sich, wenn ein Al-Mg-Legierungspulver verwendet wird, das 33 Gew.-% oder weniger an Mg enthält, die Mg-Konzentration durch die Diffusion in die Al-Matrix, wie oben beschrieben, was zu einem Anstieg des Schmelzpunkts führt, und die flüssige Phase kann dann nicht wirkungsvoll genutzt werden. Daher ist es bevorzugt, dass die Konzentration an Mg 35 Gew.-% oder mehr beträgt.

(4) Cu und Übergangsmetalle

Die Komponente Cu ist hinsichtlich einer Festigung der Al- Legierungsmatrix von Wirkung, und ihre Wirkung kann durch eine Alterungsbehandlung verbessert werden. Wenn der Cu-Gehalt kleiner als 2 Gew.-% bezogen auf die Gesamtzusammensetzung ist, kann keinerlei wünschenswerte Verbesserung der Festigkeit erwartet werden. Wenn der Gehalt an Cu 5 Gew.-% überschreitet, nimmt die Zähigkeit ab, da sich in der Nachbarschaft von Korngrenzen, viel intermetallische Verbindung bildet, die hauptsächlich aus Cu besteht.
Wenn Cu in Form von Cu-Pulver zugegeben wird und ein Heizen erfolgt, existiert Cu als Feststofflösung in der Legierungsmatrix, weswegen pro-eutektische Si-Kristalle wie bei Barrenmaterialien grob werden. Wenn dagegen die Heiztemperatur niedrig ist und die Heizzeit kurz ist, sinkt die Festigkeit, da intermetallische Verbindungen von Cu in den Korngrenzen in der Legierungsmatrix verbleiben. Wenn geeignete Mengen an Übergangsmetallen wie Ti, V, Cr, Mn, Fe, Co, Ni, Zr und Nb zugegeben werden, um ebenfalls vorhanden zu sein, können die intermetallischen Verbindungen in den Korngrenzen durch eine Lösungs-Wärmebehandlung und eine Alterungsbehandlung beseitigt werden. Es wird angenommen, dass dann, wenn die übersättigte Cu-Feststofflösung in der Matrix ausgefällt wird, die vorhandenen Übergangsmetalle mit dem Cu und Si kombinieren, um die Mengen an Cu und Si in der Legierungsmatrix zu verringern, und das Cu der intermetallischen Verbindung in den Korngrenzen diffundiert in die Matrix.
Wenn beim obenbeschriebenen Cu-Gehalt die Menge des Übergangsmetalls in der Gesamtzusammensetzung weniger als 0,01 Gew.-% beträgt, wird keiner der zugehörigen Effekte erzeugt. Wenn dagegen die Menge an Übergangsmetall 1 Gew.-% überschreitet, wird eine hauptsächlich das Übergangsmetall enthaltende intermetallische Verbindung erzeugt, was zu einer Verringerung der Zähigkeit führt. Daher muss die Menge an Übergangsmetallen im Bereich von 0,01 bis 1 Gew.-% liegen.
Ein Übergangsmetall wird vorzugsweise in Form eines Pulvers einer Cu-Übergangsmetall-Legierung zugegeben, da es dann kaum in Form einer einzelnen Substanz diffundiert. Die Menge an Übergangsmetall im Legierungspulver muss unter Berücksichtigung der erforderlichen Mengen an Cu und Übergangsmetall in der Gesamtzusammensetzung mehr als 0,2 Gew.-% betragen. Wenn jedoch die Menge an Übergangsmetall mehr als 30 Gew.-% beträgt, wird der Schmelzpunkt der Legierung zu hoch, und es wird selbst dann keinerlei flüssige Phase erzeugt, wenn der Schmelzpunkt durch Feststoffphasen-Diffusion im Sintervorgang abgesenkt wird. Daher liegt die Menge an Übergangsmetall, wie es in der Cu-Übergangsmetall-Legierung zugesetzt ist, vorzugsweise im Bereich von 0,2 bis 10 Gew.-%.

(5) Durchmesser pro-eutektischer Si-Kristalle in der Al-Si- Legierungsphase

Die Querschnittsform jedes pro-eutektischen Si-Kristalls ist grob kreisförmig, und die Längen des längeren und des dazu rechtwinkligen kürzeren Durchmessers stimmen im Fall kleiner pro-eutektischer Si-Kristalle ungefähr überein. Es wird angenommen, dass ein großer Kristall ein Agglomerat kleiner Kristalle oder ein gewachsener Kristall ist, und daher existieren verschiedene Arten von Formen, wie lange, gekrümmte, abgewinkelte und unregelmäßige. Der hier verwendete Begriff "maximaler Durchmesser" bedeutet die größte Länge zwischen den beiden voneinander abgewandten Endabschnitten eines proeutektischen Si-Kristalls mit unregelmäßiger Form, wie bei mikroskopischer Betrachtung des Querschnitts des größten Legierungskristalls mit einer Fläche von ungefähr 5 mm² erhalten.
Wenn der Durchmesser eines pro-eutektischen Si-Kristalls groß ist, kratzt das vorstehende Vorderende dieses harten Si-Kristalls an der Oberfläche eines Kontaktmaterials, was Verschleiß verursacht. Wenn dagegen die Menge an pro-eutektischen Si-Kristallen, oder deren Durchmesser, klein ist, werden die Si-Kristalle bei Gleitkontakt von der Oberfläche der Legierungsmatrix abgelöst. Da die abgelösten Si-Kristalle als Schleifpulver wirken, kommt es zu Verschleiß. Demgemäß muss der maximale Durchmesser der pro-eutektischen Si- Kristalle angesichts der Verschleißfestigkeit geeignet bestimmt werden, und der Wert liegt wünschenswerterweise im Bereich von 50 bis 60 um.
Hinsichtlich der Festigkeit von Sinterlegierungs-Erzeugnissen sind diese und die Duktilität klein, wenn der Durchmesser pro-eutektischer Si-Kristalle groß ist. Indessen kann bei kleinerem Durchmesser von Si-Kristallen größere Festigkeit erzielt werden. Daher ist angesichts dieser Punkte ein Durchmesser von 5 um oder weniger bevorzugt.
Daher beträgt der maximale Durchmesserpro-eutektischer Si- Kristalle gemäß der Erfindung im Hinblick auf die Verschleißfestigkeit 5 bis 60 um. Gemäß dem zweiten Gesichtspunkt der Erfindung wird der maximale Durchmesser pro-eutektischer Si-Kristalle im Oberflächenabschnitt oder zumindest in demjenigen Oberflächenteil, der im praktischen Gebrauch in Gleitkontakt gebracht wird, im Hinblick auf die Verschleißfestigkeit zu 5 bis 60 um gemacht, und gleichzeitig wird der maximale Durchmesser pro-eutektischer Si-Kristalle im inneren Teil des Sinterlegierungsmaterials im Hinblick auf die Festigkeit zu 5 um oder kleiner gemacht. Unter Verwendung dieser Struktur können sowohl zufriedenstellende Verschleißfestigkeit als auch Festigkeit erzielt werden.
Die Dicke der die dispergierten pro-eutektischen Si-Kristalle von 5 bis 60 um maximalem Durchmesser enthaltenden Al-Si- Legierungsphase im Oberflächenabschnitt der Sinterlegierung liegt vorzugsweise im Bereich von 0,05 mm bis 1 mm. Dies hängt von den Reibzuständen im Gebrauch ab, wenn jedoch die Dicke des größere Si-Kristalle enthaltenden Oberflächenabschnitts kleiner als 0,05 mm ist, besteht die Tendenz, dass die pro-eutektischen Si-Kristalle abgelöst werden, und es kann keine gute Verschleißfestigkeit erzielt werden. Selbst wenn aber die Dicke des Oberflächenabschnitts auf mehr als 1 mm erhöht wird, kann keine zusätzliche Wirkung hinsichtlich der Verschleißfestigkeit erzielt werden, sondern es ist die Dicke des inneren Abschnitts verringert, der zur Festigkeit beträgt. Daher ist es wünschenswert, dass die Dicke der die dispergierten pro-eutektischen Si-Kristalle von 5-60 um enthaltenden Schicht im Bereich von 0,05 bis 1 mm liegt.

(7) Sintertemperatur und Sinteratmosphäre

Es ist möglich, die Größe pro-eutektischer Si-Kristalle durch eine Kombination aus der Temperatur und der Zeitdauer beim Sintervorgang oder bei der Lösungs-Wärmebehandlung einzustellen. Wenn jedoch die Sintertemperatur höher als 560ºC ist, besteht die Tendenz, dass die pro-eutektischen Si-Kristalle grob werden und sich die Sintergegenstände verformen. Wenn dagegen die Sintertemperatur weniger als 500ºC beträgt, wird kaum eine flüssige Phase erzeugt, was eine sehr lange Sinterzeit erforderlich macht.
Die Atmosphäre beim Sintervorgang ist Vakuum oder eine sol che von Inertgasen mit niedrigem Taupunkt, wie Stickstoff und Argon.
(8) Lösungs-Wärmebehandlung und Alterungsbehandlung Um die Festigkeit der Legierungsmatrix zu verbessern, wird dafür gesorgt, dass ein Ausfällungshärten von Verbindungen von Si, Cu, Mg und Übergangsmetallen auftritt. Gleichzeitig sind eine Lösungs-Wärmebehandlung und eine Alterungsbehandlung erforderlich, da die hauptsächlich Cu enthaltenden intermetallischen Verbindungen dadurch beseitigt werden müssen, dass dafür gesorgt wird, dass sie als Feststofflösung in der Legierungsmatrix existieren.
Übrigens kann dann, wenn beim Sinterprozess schnelles Abkühlen ohne langsames Abkühlen erfolgt, eine Verringerung der Herstellungskosten erzielt werden, da das Sintern und die Lösungs-Wärmebehandlung aufeinanderfolgend ausgeführt werden können.

(9) Dichte der Sinterlegierung

Die Dichte der Sinterlegierung ist bei der Erfindung nicht beschränkt, da Sinterlegierungserzeugnisse mit vielen Poren, wie sie durch normale Prozesse des Verdichtens und Sinterns erhalten werden, oder solche, die dadurch hergestellt werden, dass sie einen zusätzlichen Prozess der Lösungs-Wärmebehandlung oder der Alterungsbehandlung erfahren, für Zwecke verwendet werden können, die gute Gleiteigenschaften erfordern, wenn das Fassungsvermögen für Schmieröl erhöht wird.
Da jedoch die Festigkeit und die Verschleißfestigkeit durch Erhöhen des Dichteverhältnisses verbessert werden können, ist es wünschenswert, Sinterlegierungserzeugnisse anderen geeigneten Prozessen wie Walzen, Schmieden oder Extrudieren bei erhöhten Temperatur zu unterziehen.
Wenn z. B. ein Sinterlegierungserzeugnis mit einem Dichteverhältnis von 90% eine Zugfestigkeit von 220 MPa und ein Verschleißausmaß von 4 mm aufweist, kann, wenn das Legierungserzeugnis durch Heißpressschmieden bearbeitet wird, um das Dichteverhältnis bis auf 100% zu erhöhen, die Zugfestigkeit auf 380 MPa verbessert werden, und das Verschleißausmaß wird auf den geringen Wert von 0,01 mm verringert.
Nun wird die fleckige Kornstruktur der erfindungsgemäßen Sinterlegierung unter Bezugnahme auf die beigefügten Zeichnungen beschrieben.
Fig. 1 zeigt schematisch den Querschnitt einer mikroskopischen, fleckigen Kornstruktur einer Sinterlegierung gemäß einem ersten Ausführungsbeispiel der Erfindung.
Das schwarze Flecken enthaltende Korn ist eine Al-Si-Legierungsphase 1. Das weiße Korn repräsentiert eine Al-Feststofflösungsphase 2. Die schwarzen Flecken 3 in der Al-Si- Legierungsphase 1 sind pro-eutektische Si-Kristalle. Die Al- Si-Legierungsphase 1 und die Al-Feststofflösungsphase 2 sind in gesprenkelter Beziehung Seite an Seite verteilt.
Die Verschleißfestigkeit ist dann am höchsten, wenn die Flächenanteile der zwei Arten von Phasen im Querschnitt der Sinterlegierung im Bereich von 20-80 bis 80 - 20 liegen. Die Verschleißfestigkeit nimmt merklich ab, wenn der Anteil der die dispergierten pro-eutektischen Si-Kristalle enthaltenden Al-Si-Legierungsphase 1 niederiger als 20% oder höher als 80% ist.
Fig. 2 zeigt auch schematisch den Querschnitt der fleckigen Kornstruktur der Sinterlegierung gemäß einem zweiten Ausfüh rungsbeispiel der Erfindung.
Das schwarze Flecke enthaltende Korn ist eine Al-Si-Legierungsphase 1. Das weiße Korn repräsentiert eine Al-Feststofflösungsphase 2. Die größeren schwarzen Flecken 3a in der Al-Si-Legierungsphase 1 sind pro-eutektische Si-Kristalle mit einem maximalen Durchmesser von 5 bis 60 um, und sie existieren in der Nähe der Oberfläche 4 der Sinterlegierung. Die kleineren schwarzen Flecke 3b in der Al-Si-Legierungsphase 1 sind pro-eutektische Si-Kristalle mit einem Durchmesser von 5 um oder weniger im inneren Teil der Sinterlegierung.
Die Verschleißfestigkeit der Sinterlegierung kann dadurch verbessert werden, dass für die größeren Si-Kristalle 3a gesorgt wird, indessen die Festigkeit der Sinterlegierung dadurch verbessert wird, dass für die kleineren Si-Kristalle 3b gesorgt wird. Die Struktur der pro-eutektischen Si-Kristalle 3a und 3b kann dadurch ausgebildet werden, dass der gesamte Körper des verdichteten Sinterrohlings aus den Legierungspulvern in gewissem Ausmaß so gesintert wird, dass der mittlere Durchmesser der Si-Kristalle in einem ersten Schritt auf 5 um oder weniger beschränkt ist. Im nächsten Schritt wird der Oberflächenabschnitt des Sinterlegierungskörpers teilweise durch z. B. Hochfrequenzheizen, Plasmaheizen oder Laserstrahlheizen erwärmt, um die Si-Kristalle nur im Oberflächenabschnitt bis auf einen maximalen Durchmesser von 5 bis 60 um zum Wachsen zu bringen. Der teilweise zu erwärmende Oberflächenabschnitt kann auf das Gebiet beschränkt werden, das im praktischen Gebrauch in Gleitkontakt mit einem anderen Kontaktmaterial gebracht wird.

BEISPIEL 1

Zum Herstellen von Pulvergemischproben wurden Al-Si-Legie rungspulver, reines Al-Pulver, Cu-4%-Ni-Legierungspulver und Al-50%-Mg-Legierungspulver verwendet. In den Pulvergemischen wurde der Gehalt an Cu-4%-Ni-Legierungspulver zu 4,17 Gew.-% gemacht, mit 1 Gew.-% an Al-50%-Mg-Legierungspulver in allen Proben. Die Arten und die Mengen der Al-Si-Legierungspulver sowie die Mengen an reinem Al-Pulver wurden geändert, um Pulvergemische gemäß Proben Nr. 1 bis 18 zu erhalten. Diese Pulvergemische wurden zu verdichteten Sinterrohlingen mit bestimmter Form verdichtet.
Die Si-Gehalte in den obigen Al-Si-Legierungspulvern waren von fünf Arten, nämlich mit 15%, 17%, 20%, 25% und 30%. Die verdichteten Sinterrohlinge wurden bei 400ºC entwachst und bei 540ºC für 60 Minuten gesintert. Danach wurden die Dichteverhältnisse derselben durch Heißpressschmieden auf 100% gebracht, und sie wurden einer Lösungs-Wärmebehandlung bei 490ºC und einer Alterungsbehandlung bei 240ºC unterzogen.
In Zusammenhang mit jeder Probe wurde die Zugfestigkeit und das Verschleißausmaß durch einen Stift-auf-Platte-Verschleißtest gemessen. Beim Stift-auf-Platte-Verschleißtest wurde jede zu prüfende Probe in Form eines Stifts hergestellt, und als Kontaktmaterial wurde eine Platte aus einem wärmebehandelten S48C-Stahl (Kohlenstoffstahl für Maschinenkonstruktionen) verwendet. Die Gleitgeschwindigkeit betrug 5 ms bei Mineralölschmierung, und der Kontaktdruck betrug 49 MPa.
In der Tabelle 1 sind die Arten von Al-Si-Legierungen, die Si-Gehalte in den Gesamtzusammensetzungen, die Flächenanteile von weichen Al-Feststofflösungsphasen in Kornstrukturen und Verschleißausmaße dargestellt. Die Gewichtsanteile in der Gesamtzusammensetzung betrugen 4% Cu, 0,5% Mg und 0,17% Ni.
Die Beziehung zwischen den Flächenanteilen von Al-Feststofflösungsphasen in den Kornstrukturen der Proben Nr. 1 bis 18 sowie ihre Verschleißausmaße sind in Fig. 3 dargestellt.
Wie es aus Fig. 3 ersichtlich ist, sind die Verschleißausmaße klein, wenn die Si-Gehalte in Al-Si-Legierungspulver innerhalb eines bestimmten Bereichs liegen und die Flächenanteile der Al-Feststofflösungsphasen im Querschnitt der Legierungen im Bereich von 20-80% liegen, während die Verschleißausmaße deutlich erhöht sind, wenn der Flächenanteil kleiner als 20% oder mehr als 80% ist. Tabelle 1

BEISPIEL 2

Ein Al-20%-Si-Legierungspulver (75 Gewichtsteile) wurde mit 25 Gewichtsteilen reinen Al-Pulvers gemischt. Diesem Gemisch wurden Cu-4%-Ni-Legierungspulver und Al-50% -Mg-Legierungspulver zugemischt, um gewichtsbezogen eine Pulverzusammensetzung von 15% Si, 4% Cu, 0,5% Mg, 0,17% Ni mit Al als Rest zu erhalten. Dieses Pulvergemisch wurde verdichtet, um mehrere Stücke verdichteter Sinterrohlinge zu erzeugen, und sie wurden bei 400ºC entwachst. Dann wurden sie für 5 bis 180 Minuten bei einer Temperatur von 540ºC gesintert. Auf ähnliche Weise wie beim vorigen Beispiel 1 wurde jeder Sinterkörper einem Heißpressschmieden, einer Lösungs-Wärmebehandlung und einer Alterungsbehandlung unterzogen, um Proben Nr. 19 bis 23 zu erhalten.
In der Kornstruktur einer Probe, bei der die Sinterzeit kurz war, war der Durchmesser pro-eutektischer Si-Kristalle klein. Indessen war bei einer Probe, die mit einer längeren Sinterzeit behandelt wurde, der Teilchendurchmesser an proeutektischem Si groß.
Die maximalen Durchmesser pro-eutektischer Si-Kristalle dieser Proben, die Zugfestigkeiten und die Verschleißausmaße, wie sie auf ähnliche Weise wie beim vorigen Beispiel gemessen wurden, sind in der folgenden Tabelle 2 angegeben. Wenn der maximale Teilchendurchmesser pro-eutektischer Si-Kristalle klein ist, ist die Festigkeit hoch, jedoch ist zu beachten, dass dann, wenn der maximale Teilchendurchmesser kleiner als 5 um oder größer als 60 um ist; die Verschleißfestigkeit verringert ist. Tabelle 2

BEISPIEL 3

Die in der Tabelle 3 angegebenen Pulvermaterialien wurden mit Gewichtsverhältnissen, wie sie ebenfalls in der Tabelle 3 angegeben sind, vermischt, und es wurden verdichtete Sinterrohlingsproben hergestellt. Diese wurden bei 400ºC entwachst und bei 540ºC für 60 Minuten gesintern. Die Proben wurden auf dieselbe Weise wie bei den vorigen Beispielen einem Heißpressschmieden unterzogen, und einige Beispiele wurden ferner einer Lösungs-Wärmebehandlung bei 490ºC und einer Alterungsbehandlung bei 240ºC unterzogen. Es wurden die Zugfestigkeiten und die Dehnungen gemessen, wobei die Ergebnisse in der folgenden Tabelle 4 (Proben Nr. 24-28) dargestellt sind. Hinsichtlich der Betrachtung des Querschnitts von Kornstrukturen ist dann, wenn eine hauptsächlich Cu enthaltende intermetallische Verbindung beobachtet wurde, das Symbol a an die Probennummer angehängt, während dann, wenn eine solche nicht beobachtet wurde, die Probe durch das Symbol b gekennzeichnet ist.
Es ist ersichtlich, dass die Dehnung bei Proben stark ver bessert war, bei denen die intermetallische Verbindung durch Lösungs-Wärmebehandlung und Alterungsbehandlung beseitigt war (Proben Nr. 24b - 27b). Tabelle 3 Tabelle 4

BEISPIEL 4

Die in der Tabelle 5 dargestellten Pulvermaterialien wurden mit Gewichtsverhältnissen, wie sie ebenfalls in der Tabelle 5 dargestellt sind, miteinander vermischt, und es wurden verdichtete Sinterrohlingsproben hergestellt. Diese wurden bei 400ºC entwachst und bei 540ºC für 60 Minuten gesintert. Die Proben wurden einem Heißpressschmieden unterzogen, und sie wurden ferner einer Lösungs-Wärmebehandlung bei 490ºC und einer Alterungsbehandlung bei 240ºC unterzogen. Es wurden die Zugfestigkeiten und die Dehnungen gemessen, und die entsprechenden Ergebnisse sind in der folgenden Tabelle 6 dargestellt.
Bei den Proben, die Übergangsmetalle wie Ni, Ti, V, Cr, Mn, Fe, Co und Zr enthielten, war die hauptsächlich Cu enthaltende intermetallische Verbindung im Querschnitt der Kornstruktur beseitigt, und es zeigten sich Dehnungswerte ähnlich wie bei den vorigen Beispielen. Wenn jedoch andere Elemente als Übergangsmetalle zugegeben wurden, wurde die hauptsächlich Cu enthaltende intermetallische Verbindung beobachtet, und die Dehnungswerte waren niedrig. Tabelle 5 Tabelle 6

BEISPIEL 5

Die verwendeten Pulvermaterialien waren fünf Arten von Al- Si-Legierungspulvern, die 15%, 17%, 20%, 25% und 30 von Si enthielten, reines Al-Pulver, Cu-4% -Ni-Legierungspulver sowie Al-50%-Mg-Legierungspulver. Diese Pulver wurden mit den in den Tabellen 7-1 bis 7-3 dargestellten Verhältnissen gemischt und zu verdichteten Sinterrohlingen mit vorbestimmter Form ausgebildet. Die verdichteten Sinterrohlinge wurden bei 400ºC entwachst und bei 540ºC für 10 Minuten gesintert. Danach wurden die Dichteverhältnisse derselben durch Heißpressschmieden zu 100% gemacht, und sie wurden einer Lösungs-Wärmebehandlung bei 490ºC und einer Alterungsbehandlung bei 240ºC unterzogen. Die Querschnitts-Flächenanteile der Al-Si-Legierungsphase und der Al-Feststofflösungsphase jeder Probe waren dieselben wie die Verbindungsanteile des Al-Si-Legierungspulvers bzw. des reinen Al-Pulvers. Der maximale Durchmesser der pro-eutektischen Si-Kristalle in der Al-Si-Legierungsphase betrug 3-4 um.
Diese Proben wurden in einem Hochfrequenz-Induktionsofen erwärmt, um Proben Nr. 41 bis 59 zu erhalten.
In Verbindung mit jeder der erhaltenen Proben wurden die Zusammensetzung die Flächenanteile im Querschnitt der fleckigen Kornstruktur der Al-Si-Legierungsphase und der Al-Feststofflösungsphase, der maximale Durchmesser pro-eutektischer Si-Kristalle im Oberflächenabschnitt, wie durch die Hochfrequenzerwärmung gewachsen, die Dicke der Schicht der Oberfläche, die die gewachsenen Teilchen an pro-eutektischen Si- Kristallen enthielt, und der maximale Durchmesser pro-eutektischer Si-Kristalle im inneren Teil der Probe gemessen, und die Ergebnisse sind in den folgenden Tabellen 7-1 bis 7-3 dargestellt.
Ferner wurde das Verschleißausmaß jeder Probe durch den Stift-auf-Platte-Verschleißtest gemessen. Die zugehörigen Ergebnisse sind ebenfalls in den folgenden Tabellen Nr. 7-1 bis 7-3 dargestellt. Die Prüfung mit dem Stift-auf-Platte- Verschleißtest erfolgte auf dieselbe Weise wie beim Beispiel 1.
Gemäß den in den Tabellen Nr. 7-1 bis 7-3 dargestellten Ergebnissen betrugen die maximalen Durchmesser pro-eutektischer Si-Kristalle im Oberflächenabschnitt 24-26 um. Bei den Proben Nr. 41, 43, 50, 53, 55, 58 und 59, bei denen die Flächenanteile der Al-Si-Legierungsphase und der Al-Fest stofflösungsphase nicht der Bedingung 8 : 2 bis 2 : 8 genügten, waren die Verschleißausmaße groß, oder es kam zu Fressen. Bei den anderen Beispielen lagen die Flächenanteile der Al- Si-Legierungsphase und der Al-Feststofflösungsphase in den fleckigen Kornstrukturen innerhalb des vorbestimmten Bereichs, und in diesen Fällen waren die Verschleißausmaße klein. Tabelle 7-1 Tabelle 7-2 Tabelle 7-3

BEISPIEL 6

Pulvermaterialien in Form eines Al-20-Si-Legierungspulvers, eines reinen Al-Pulvers, eines Cu-4%-Ni-Legierungspulvers und eines Al-50%-Mg-Pulvers wurden mit den in den Tabellen 8-1 und 8-2 dargestellten Verhältnissen gemischt, und die Pulvergemische wurden, auf dieselbe Weise wie beim Beispiel 5 Verdichten, Sintern, Heißpressschmieden, einer Lösungs- Wärmebehandlung und einer Alterungsbehandlung unterzogen. Die sich ergebenden Proben wurden ferner durch Hochfrequenzheizen behandelt, um Proben Nr. 60-68 zu erhalten.
Außerdem wurden Proben Nr. 69-72 auf ähnliche Weise wie oben hergestellt, jedoch wurden sie durch Altern behandelt, aber keinem Hochfrequenzheizen unterzogen.
In Verbindung mit jeder der gemäß dem Obigen erhaltenen Proben Nr. 60-72 wurden die Zusammensetzung, die Flächenanteile im Querschnitt der Kornstruktur der Al-Si-Legierungsphase und der Al-Feststofflösungsphase, der maximale Durchmesser pro-eutektischer Si-Kristalle im Oberflächenabschnitt, die durch das Hochfrequenzheizen gewachsen wurden, die Dicke der Schicht ausgehend von der Oberfläche, die die gewachsenen Kristalle aus pro-eutektischem Si enthielt, und der maximale Durchmesser der pro-eutektischen Si-Kristalle im inneren Teil der Probe gemessen, und die Ergebnisse sind in den folgenden Tabellen 8-1 und 8-2 dargestellt.
Ferner wurden die Zugfestigkeit und das Verschleißausmaß durch den Stift-auf-Platte-Verschleißtest für jede Probe gemessen. Die zugehörigen Ergebnisse sind ebenfalls in den folgenden Tabellen Nr. 8-1 und 8-2 dargestellt.
Gemäß den in diesen Tabellen dargestellten Ergebnissen waren die maximalen Durchmesser pro-eutektischer Si-Kristalle im Gleitabschnitt bei der Probe Nr. 69 kleiner als 5 um, und bei der Probe Nr. 68 waren sie größer als 60 um. Bei diesen Proben war das Verschleißausmaß ziemlich groß, oder es wurde Fressen verursacht. Bei der Probe Nr. 61 lagen die maximalen Durchmesser pro-eutektischer Si-Kristalle im Gleitabschnitt im Bereich von 5 bis 60 um, jedoch war die Dicke desselben kleiner als 0,05 mm, so dass Fressen verursacht wurde.
Es besteht die Tendenz, dass die Zugfestigkeit um so geringer ist, je größer die maximalen Durchmesser pro-eutektischer Si-Kristalle im Oberflächenabschnitt sind. Wenn jedoch die maximalen Durchmesser pro-eutektischer Si-Kristalle im inneren Teil klein waren, konnten Zugfestigkeiten im Vergleich mit den Proben Nr. 70-72 erzielt werden, die im inneren Teil größere pro-eutektische Si-Kristalle enthielten. Es ist auch erkennbar, dass dann, wenn die Dicke der Oberflächenschicht, die die gewachsenen pro-eutektischen Si- Kristalle enthält, klein war, die Zugfestigkeit hoch war. Tabelle 8-1 Tabelle 8-2
Wie oben beschrieben, verfügt die erfindungsgemäße Al-Si- Sinterlegierung über eine fleckige Kornstruktur mit einer Al-Feststofflösungsphase und einer Al-Si-Legierungsphase, die dispergierte pro-eutektische Si-Kristalle mit einem maximalen Durchmesser von 5-60 um enthält. Die Querschnittsfläche der Al-Feststofflösungsphase in der Kornstruktur liegt im Bereich von 20-80%.
Ferner sind bei einer bevorzugten Ausführungsform die proeutektischen Si-Kristalle mit maximalem Durchmesser von 5 - 60 um nur im Oberflächenabschnitt des Sinterlegierungskörpers verteilt, und die Dicke des Oberflächenabschnitts beträgt 0,05 bis 1 mm. Indessen wiesen pro-eutektische Si- Kristalle in anderen Teilen einen kleineren Durchmesser als 5 um auf.
Die erfindungsgemäße Sinterlegierung verfügt über hervorragende mechanische Festigkeit und Dehnung, und sie ist hinsichtlich der Verschleißfestigkeit besonders gut. Demgemäß kann erwartet werden, dass diese Sinterlegierung bei der Herstellung leichter Teile wie verschiedenen Arten von Zahnrädern, Riemenscheiben, Kompressorflügeln, Verbindungsstangen und Kolben verwendet wird. Ferner kann die erfindungsgemäße Legierung zu einer Erweiterung der Nutzung von Teilen aus einer Sinterlegierung beitragen.

Claims

1. Verschleißfeste gesinterte Aluminiumlegierung, die in Gewichtsanteilen aus 2, 4 bis 23, 5% Si, 2 bis 5% Cu, 0,2 bis 1,5% Mg, 0, 01 bis 1% von einem oder mehreren Elementen aus der Gruppe der Übergangsmetalle bestehend aus Ti, V, Cr, Mn, Fe, Co, Ni, Zr und Nb und einem Aluminiumausgleich und unverneidlichen Verunreinigungen besteht; die eine fleckenartige Kornstruktur aus einer Al-Mischkristallphase und einer Al-Si- Legierungsphase hat, wobei letztere dispergierte pro-eutektische Siliziumkristalle mit einem maximalen Durchmesser von 5 bis 60 um aufweist und der Bereich der Al-Mischkristallphase 20 bis 80% im Querschnitt der fleckigen Kornstruktur ist.

2. Verschleißfeste gesinterte Aluminiumlegierung gemäß Anspruch 1, wobei die pro-eutektischen Si-Kristalle mit einem maximalen Durchmesser von 5 bis 60 um gleichmäßig in den Korngrenzen der Al-Si-Legierungsphase über den gesamten Körper der gesinterten Legierung dispergiert sind.

3. Verschleißfeste gesinterte Aluminiumlegierung gemäß Anspruch 1, wobei die pro-eutektischen Siliziumkristalle mit einem maximalen Durchmesser von 5 bis 60 um in den Korngrenzen der Al-Si-Legierungsphase, die in der Nähe der äußeren Oberfläche oder wenigstens in einer Kontaktoberfläche der gesinterten Legierung existieren, dispergiert sind und andere pro-eutektische Siliziumkristalle mit einem Durchmesser von weniger als 5 um in den Korngrenzen der Al-Si-Legierungsphase, die in den anderen Teilen des Körpers der gesinterten Legierung existieren, dispergiert sind.

4. Verschleißfeste gesinterte Aluminiumlegierung gemäß Anspruch 3, wobei die Dicke des Abschnitts der Al-Si-Legierungsphase, die dispergierte pro-eutektische Si-Kristalle mit einem maximalen Durchmesser von 5 bis 60 m enthält, 0,05 bis 1 mm, gemessen von der Oberfläche der gesinterten Legierung, ist.

5. Verfahren zum Erzeugen einer verschleißfesten gesinterten Aluminiumlegierung mit den Verfahrensschritten:

Herstellen einer Mischung aus 20 bis 80 Gewichtsprozent Al-Si-Legierungspulver mit 13 bis 30 Gew.-% Si und 80 bis 20 Gewichtsprozent Al-Pulver;

Hinzufügen eines Cu-Übergangsmetall-Legierungspulver mit 0,2 bis 30 Gew.-% von einem oder mehreren der Übergangsmetalle Ti, V, Cr, Mn, Fe, Co, Ni, Zr und Nb; und eines Mg-Pulvers oder eines Al-Mg-Legierungspulvers mit 35 Gew.-% oder mehr Mg zu dem Gemisch aus Al-Pulver und Al-Si-Legierungspulver, wodurch ein Pulvergemisch mit einer Zusammensetzung, bestehend aus in Gewichtsanteilen 2, 4 bis 23, 5% Si, 2 bis 5% Cu, 0,2 bis 1, 5% Mg und 0,01 bis 1% des Übergangsmetalls und einem Aluminiumausgleich und unvermeidbaren Verunreinigungen, erhalten wird;

Verdichten des so erhaltenen Pulvergemisches zu einem Grünling; und

Sintern des Grünlings um eine gesinterte Aluminiumlegierung zu erhalten;

dadurch gekennzeichnet, daß die pro-eutektischen Si Kristalle, die in der Al-Si-Legierungsphase in der gesinterten Aluminiumlegierung enthalten sind, zu einer Größe von 5 bis 60 um in ihrem maximalen Durchmesser durch Heizen des gesamten Körpers oder einen äußeren Oberfläche der gesinterten Aluminiumlegierung, auf die ein Abkühlen folgt, anwachsen.

6. Verfahren gemäß Anspruch 5, wobei das Heizen der Oberfläche der gesinterten Aluminiumlegierung mittels Hochfrequenzheizen, Plasmaheizen oder Laserheizen ausgeführt wird.