DE69122678T2

DE69122678T2 - Ausgangspulver zur Herstellung einer gesinterten Aluminiumlegierung, Verfahren zur Herstellung gesinterter Formkörper und gesinterte Aluminiumlegierung

Info

Publication number: DE69122678T2
Application number: DE69122678T
Authority: DE
Inventors: Youich Hirose; Shin Miura; Mitsuaki Sato
Original assignee: Showa Denko KK
Current assignee: Resonac Holdings Corp
Priority date: 1990-07-10
Filing date: 1991-07-09
Publication date: 1997-05-28
Anticipated expiration: 2011-07-10
Also published as: US5466277A; JP2761085B2; DE69122678D1; EP0466120A1; EP0466120B1; JPH0472002A

Description

Die vorliegende Erfindung betrifft ein Ausgangspulver zur Erzeugung von Sinterteilen, das aus einem Legierungspulver auf Al-Si-Basis besteht, das geringe Wärmeausdehnung und hohe Verformbarkeit zeigt. Die vorgenannten Sinterteile können für Büromaschinen und für Computer-ähnliche Maschinen verwendet werden.
Ferner betrifft die vorliegende Erfindung ein Verfahren zur Herstellung einer Sinteraluminiumlegierung und die hergestellte Legierung.
Auf dem Gebiet der Büromaschinen und der Computer-ähnlichen Maschinen ist es heute erforderlich, den Stromverbrauch zu senken und durch Maschinenschwingungen erzeugten Lärm zu vermeiden. Auch eine Verbesserung der Tragbarkeit dieser Maschinen ist notwendig. Um diese Anforderungen zu erfüllen, werden immer häufiger Leichtaluminiumlegierungen für die Teile solcher Maschinen verwendet. Der Bedarf besteht für Aluminiumlegierungen mit niedriger Wärmeausdehnungszahl, so daß keine Fehlanpassung zwischen den Maschinenteilen selbst unter Temperaturänderungen der Umgebung vorhanden ist.
Es ist eine Aufgabe der vorliegenden Erfindung, ein kostengünstiges Verfahren zur Herstellung der Legierungsteile auf Al-Si-Basis anzugeben, die für die oben beschriebenen Anwendungen eingesetzt werden können und eine niedrige Wärmeausdehnungszahl haben.
Bisher war Druckgießen das herkömmliche Verfahren zur Herstellung der komplizierten Teile einer Legierung auf Al-Si- Basis mit niedriger Wärmeausdehnungszahl. Druckgießen ist insofern vorteilhaft, als komplizierte dreidimensionale Formen hergestellt werden können. Andererseits ist die Maßgenauigkeit der Druckgußprodukte ungenügend. Da ferner die Druckgußgegenstände eine Konizität haben müssen, damit sie aus einer Kokille entformt werden können, werden sie nach dem Gießen relativ häufig einer teuren maschinellen Bearbeitung unterzogen. Außerdem ist die Zuverlässigkeit der Druckgußprodukte nicht ausreichend, weil Gießfehler wie etwa Blaslunker die Eigenschaften verschlechtern.
Nach einem anderen Verfahren, das zur Herstellung von Legie rungsteilen auf Al-Si-Basis mit niedriger Wärmeausdehnungszahl angewandt wird, wird ein Gußblock durch Schmelzen erzeugt und als das Ausgangsmaterial verwendet. Er wird der Umformung unterzogen, um ein Halbzeug zu erhalten. Das Halbzeug, das Rohmaterial ist, wird maschinell beispielsweise auf der Drehmaschine bearbeitet. Der Si-Anteil der Al-Si- Legierung, die dem vorgenannten Umformen unterzogen werden soll, ist jedoch maximal ungefähr 17 %, weil eine Entmischung in dem Gußblock beim Gießen wahrscheinlich ist, und ferner werden mit steigendem Si-Gehalt grobe primäre Si- Kristalle ausgefällt, wodurch die Umformbarkeit der Legierung vermindert wird. Außerdem ist die geringe Ausbeute beim Umformen einer der Faktoren, die zu einem erhöhten Preis der Teile führen.
Es ist versucht worden, zur Herstellung von Legierungsteilen auf Al-Si-Basis ein pulvermetallurgisches Verfahren anzuwenden, um so den Vorteil eines solchen Verfahrens, also die Herstellung der Fastfertigform, zu nutzen und dadurch die Nachteile der Gießerzeugnisse oder Halbzeuge zu beseitigen. Das normale Sinterverfahren umfaßt das Verdichten des Pulvers in einer Metallpresse zu Fastfertigform und anschließendes Sintern des erhaltenen grünen Preßlings. Das Sinterverfahren ist also ein einfacher Vorgang, der es ermöglicht, die Fastfertigform zu erhalten. Das Sinterverfahren ist daher im Hinblick auf die Kosten außerordentlich vorteilhaft.
Die Legierung auf Al-Si-Basis ist aber hart und hat schlechte Komprimierbarkeit und Verdichtungsfähigkeit. Der grüne Preßling kann nicht hochverdichtet werden. Da außerdem die Al-Si-Legierung einen niedrigen Schmelzpunkt hat, kann die Sintertemperatur nicht ausreichend hoch gemacht werden, um das Sintern zufriedenstellend zu fördern. Es war also bisher unmöglich, Teile durch das Sinterverfahren zu erhalten, die zufriedenstellende mechanische Eigenschaften, insbesondere gute Dehnung, zeigen.
Die eigene nichtgeprüfte JP-Patentveröffentlichung Nr. 53-128512 zeigt das nachstehende Sinterverfahren.
(1) Al-Si-Legierungspulver mit einem Si-Gehalt von 10 bis 35 Gew.-% wird geglüht.
(2) Das geglühte Al-Si-Legierungspulver wird mit ein oder mehr der nachstehenden Pulver vermischt, um eine Zusammensetzung zu erhalten, die aus 0,2-4,0 % Cu, 0,2-2,0 % Mg, 10,0-35 % Si, Rest Al, besteht.
(a) Cu-Pulver
(b) Mg-Pulver
(c) Al-Cu-Legierungspulver
(d) Al-Mg-Legierungspulver
(e) Cu-Mg-Legierungspulver
(f) Al-Cu-Mg-Legierungspulver
(g) Cu-Mg-Si-Legierungspulver
(h) Al-Cu-Mg-Si-Legierungspulver
(3) Al-Pulver kann weiter mit (2) vermischt werden.
(4) Das Gemisch wird verdichtet und dann in einer Schutzgasatmosphäre gesintert.
Die Erfinder der vorliegenden Anmeldung haben mit dem Verfahren der nichtgeprüften JP-Patentveröffentlichung Nr. 53-128512 experimentiert und entdeckt, daß ungeachtet recht guter Festigkeitseigenschaften die Verformbarkeit nicht befriedigend war.
Die Verformbarkeit ist ein wichtiger Index des Materials und steht mit seiner Zuverlässigkeit in Zusammenhang. Da die herkömmliche hoch Si-Al-haltige Sinterlegierung schlechte Zähigkeit und damit geringe Verformbarkeit zeigt, kann sie nicht für Teile verwendet werden, die relativ hoher Belastung unterliegen, wie etwa für hin- und hergehende Armteile.
Es ist versucht worden, das sogenannte Pulverschmiedeverfahren zu nutzen, um so die mechanischen Eigenschaften der Sinterprodukte aus der Al-Si-Legierung zu verbessern. Dabei wird das Pulververdichtungs- und Sinterverfahren durchgeführt, um eine Vorform herzustellen, die dann im Gesenk warmgeschmiedet wird. Da jedoch die Vorform warmgeschmiedet wird, besteht die Gefahr, daß sie am Schmiedegesenk haftet, und die Lebensdauer des Schmiedegesenks wird verkürzt. Ferner ist es schwierig, das Warmschmieden im Gesenk mit der hohen Maßgenauigkeit zu beenden, die für die Teile einer Büromaschine oder dergleichen gefordert wird. Daher ist unvermeidlich eine Feinbearbeitung des Warmschmiedeerzeugnisses notwendig, um die Maßgenauigkeit zu steigern.
Es ist vorgeschlagen worden, das Pulver der Legierung auf Al-Si-Basis einem Preßformen zu unterziehen und Warmstrangpressen des erhaltenen Halbzeugs durchzuführen.
Da das Strangpressen des Halbzeugs unter Warmverformungsbedingungen durchgeführt wird, genügt die plastische Formänderung, um die Oxidschicht auf den Partikeln des Legierungspulvers auf Al-Si-Basis zu zerstören. Infolgedessen werden die Partikel an den Metalloberflächen in Kontakt miteinander gebracht, und die Eigenschaften der Legierung auf Al-Si-Basis werden verbessert (siehe beispielsweise "All of Aluminum Powder Metallurgy" (Text des Treffens zur Veröffentlichung der Forschungs- und Entwicklungsarbeiten der Aluminiumpulvermetallurgie, wobei das Treffen von der Researching Association of Aluminum Powder-Metallurgy Technique abgehalten wurde), und "Recent Powder Metallurgy Technique of Aluminum Alloys" (30. Symposium, The Institute of Light Metals). Das Warmstrangpressen ist jedoch teuer. Außerdem ist das Erzeugnis des Warmstrangpreßvorgangs ein Zwischenprodukt, das weiter geschmiedet oder maschinell bearbeitet werden muß, um die Endform von Teilen zu erhalten. Schmieden oder maschinelles Bearbeiten verringert die Ausbeute und erhöht die Kosten zu stark, so daß die Erzeugnisse in der Praxis nicht eingesetzt werden können.
Es ist eine Aufgabe der vorliegenden Erfindung, die vorstehend beschriebenen Nachteile des Stands der Technik zu beseitigen und ein Verfahren anzugeben, um nach einem üblichen pulvermetallurgischen Verfahren die Legierungsteile auf Al- Si-Basis herzustellen, die Fastfertigform und verbesserte mechanische Eigenschaften, insbesondere verbesserte Verformbarkeit haben. Das gewöhnliche pulvermetallurgische Verfahren besteht dabei darin, daß das Pulver verdichtet und anschließend der grüne Preßling unter Vakuum oder Inertgasatmosphäre wie etwa einer Stickstoff- oder Argongasatmosphäre erwärmt und gesintert wird.
Es ist eine weitere Aufgabe der vorliegenden Erfindung, ein Ausgangspulver zum Sintern bereitzustellen.
Ferner ist es eine Aufgabe der Erfindung, eine Al-Si-Sinterlegierung anzugeben, die verbesserte mechanische Eigenschaften, speziell verbesserte Verformbarkeit hat.
Die Erfinder der vorliegenden Anmeldung haben im einzelnen die Verdichtungsfähigkeit von Pulver sowie den Einfluß der Legierungselemente auf die Eigenschaften der Sintererzeugnisse, die Verdichtungsbedingungen und die Sinterbedingungen untersucht. Nach der vorliegenden Erfindung wird ein Aluminiumlegierungs-Ausgangspulvergemisch gemäß der Definition in Anspruch 1 bereitgestellt. Es wurde entdeckt, daß Sinterteile mit verbesserter Verformbarkeit hergestellt werden können, indem das Ausgangspulver unter geeigneten Bedingungen, die für das Ausgangspulver ausgewählt sind, verdichtet und dann gesintert wird.
Das Hauptpulver (A) gemäß der vorliegenden Erfindung besteht aus 10,0-35,0 Gew.-% Si und aus 0,2 bis 2,0 Gew.-% Cu, Rest Al und unvermeidbare Verunreinigungen.
Das gemischte Ausgangspulver gemäß der vorliegenden Erfindung besteht aus einem Gemisch aus dem Hauptpulver (A) und wenigstens einem Metall- oder Aluminiumlegierungspulver (B), das aus (a) bis (i) in solchen Mengen ausgewählt ist, daß die Zusammensetzung des Gemischs aus 0,2 bis 2,0 Gew.-% Mg, 10,0 bis 35,0 Gew.-% Si, 0,2 bis 4,0 Gew.-% Cu, Rest Al und unvermeidbare Verunreinigungen, besteht.
(a) Mg-Pulver
(b) Al-Mg-Pulver
(c) Al-Cu-Pulver
(d) Al-Mg-Si-Pulver
(e) Al-Cu-Si-Pulver
(f) Al-Mg-Cu-Pulver
(g) Al-Mg-Cu-Si-Pulver
(h) Mg-Cu-Pulver
(i) Mg-Cu-Si-Pulver
Die Sinteraluminiumlegierung gemäß der vorliegenden Erfindung ist durch die Zusammensetzung, das Verfahren und die Struktur gemäß der Definition in Anspruch 7 charakterisiert. Sie wird durch ein Verfahren hergestellt, das aufweist:
Sintern des gemischten Aluminiumlegierungspulvers, bestehend aus 0,2 bis 2,0 Gew.-% Mg, 10,0 bis 35,0 Gew.-% Si, 0,2 bis 4,0 Gew.-% Cu, Rest Al und unvermeidbare Verunreinigungen. Die gesinterte Legierung besteht aus einer Al-Matrix und Si- Partikeln, wobei Partikel des Hauptpulvers (A) und Partikel des Mutter-Legierungspulvers (B) unter einem optischen Mikroskop nicht voneinander unterscheidbar sind.
Die mechanischen Eigenschaften einiger Beispiele der Sinteraluminiumlegierung sind wie folgt.
Eine Sinteraluminiumlegierung, die 10 bis 17 % Si enthält, zeigt eine Zugfestigkeit von 22 kgf/mm² oder mehr und eine Dehnung von 4 % oder mehr. Die Zugfestigkeit bzw. Dehnung von gesinterter und nachverdichteter Legierung sind 22 kgf/mm² oder mehr bzw. 5 % oder mehr.
Eine Sinteraluminiumlegierung, die mehr als 17 bis 22 % Si enthält, zeigt eine Zugfestigkeit von 23 kgf/mm² oder mehr und eine Dehnung von 2 % oder mehr. Die Zugfestigkeit bzw. Dehnung von gesinterter und nachverdichteter Legierung sind 24 kgf/mm² oder mehr bzw. 4 % oder mehr.
Eine Sinteraluminiumlegierung, die mehr als 22 bis 35 % Si enthält, zeigt eine Zugfestigkeit von 18 kgf/mm² oder mehr und eine Dehnung von 0,7 % oder mehr. Die Zugfestigkeit bzw. die Dehnung von gesinterter und nachverdichteter Legierung sind 19 kgf/mm² oder mehr bzw. 1 % oder mehr.
Bei dem in Anspruch 1 definierten Verfahren zur Herstellung einer Sinteraluminiumlegierung gemäß der vorliegenden Erfindung wird das Aluminiumlegierungspulvergemisch unter einem Druck von 2 bis 8 tonf/cm² verdichtet und in einer Vakuum- oder Inertgasatmosphäre gesintert.
Zuerst wird die endgültige Legierungszusammensetzung beschrieben.
Si wird der Al-Legierung zugefügt, um dadurch die Wärmeausdehnungszahl zu verringern. Der Si-Gehalt von 10 Gew.-% oder mehr ist notwendig, um eine niedrige Wärmeausdehnungszahl zu erreichen. Insbesondere wird der Si-Gehalt einer Sinterlegierung in Abhängigkeit von der Wärmeausdehnungszahl bestimmt, die für die fertigen Sinterteile gefordert ist. Wenn andererseits der Si-Anteil 35 Gew.-% überschreitet, sind die erhaltenen mechanischen Eigenschaften für die Verwendung der Sinterteile in der Praxis ungenügend. Die Si-Zusatzmenge liegt daher zwischen 10 und 35 Gew.-%.
Mg ist ein wichtiges Element, das gemeinsam mit Si zur Mischkristallverfestigung und zur Ausscheidungshärtung bzw. Aushärtung beiträgt. Wenn jedoch zu viel Mg zugefügt wird, werden die Verformbarkeit und Zähigkeit beeinträchtigt. Die Zugabemenge von Mg liegt daher bei 0,2 bis 2,0 Gew.-%.
Cu ist ebenfalls ein wichtiges Element, das zur Aushärtung beiträgt und somit die mechanische Festigkeit erhöht. Cu muß ebenfalls innerhalb eines solchen Bereichs zugefügt werden, daß keine Beeinträchtigung infolge von übermäßiger Zugabe stattfindet. Die Zugabemenge von Cu liegt daher zwischen 0,2 und 4,0 Gew.-%.
Das Ausgangspulver wird nachstehend hinsichtlich der Zusammensetzung und des Mischverfahrens der Pulver zum Erhalt der endgültigen Legierungszusammensetzung erläutert.
Zwei Pulverarten werden vermischt, um das Ausgangspulver gemäß der vorliegenden Erfindung bereitzustellen. Die eine Pulverart ist das Hauptpulver (A), das bevorzugt 80 % oder mehr des Ausgangspulvers ist. Das andere Pulver ist Mg- Pulver oder Mutterlegierungspulver (B).
Zuerst wird das Hauptpulver (A) beschrieben. Das Hauptpulver (A) enthält 10 bis 35 Gew.-% Si und 0,2 bis 2,0 Gew.-% Cu, Rest Al und Verunreinigungen. Bei den Verunreinigungen sollte insbesondere der Mg-Anteil vorteilhaft möglichst niedrig gehalten werden. Der Si-Gehalt von 10 Gew.-% oder mehr ist notwendig, um die Wärmeausdehnungszahl zu verringern. Die Wärmeausdehnungszahl nimmt mit steigendem Si-Anteil linear ab. Wenn jedoch der Si-Anteil 35 Gew.-% überschreitet, nehmen harte Si-Kristalle in dem Pulver auf Al-Si-Basis zu, und infolgedessen nimmt die relativ weiche Al-Phase in dem Al-Si-Pulver ab. Dadurch verschlechtern sich die Verdichtbarkeit und die Kompressibilität des Hauptpulvers (A) erheblich. Da ferner die Si-Phase, die spröde ist, zunimmt und die Al-Phase, die bildsam ist, abnimmt, kann ein dichter grüner Preßling nicht erhalten werden, wenn das Hauptpulver (A) mit dem Mutterlegierungspulver (B) vermischt und dann verdichtet wird. Das führt wiederum zu einer Verschlechterung der mechanischen Eigenschaften der Sinterteile. Die Zusatzmenge von Si liegt daher zwischen 10 und 35 Gew.-%.
Cu ist ein Aushärtungselement, das zur Erhöhung der Festigkeit der endgültigen Legierung beiträgt. Außerdem wurde durch Untersuchungen der Erfinder entdeckt, daß Cu, das der Legierung auf Al-Si-Basis in einer geeigneten Menge zugefügt wurde, das Sintern der endgültigen Legierung auf Al-Si-Basis fördert, wohingegen Mg im Gegensatz zu Cu das Sintern hemmt. Cu wird daher dem Al-Si-Legierungspulver zulegiert, um das Hauptpulver (A) zu bilden. Wenn aber der Cu-Anteil 2 Gew.-% überschreitet, sinkt der Schmelzpunkt der Al-Si-Legierung so weit, daß es notwendig wird, die Sintertemperatur der endgültigen Al-Legierung niedrig einzustlelen. Das erschwert wiederum die Förderung des Sinterns des Hauptpulvers (A) und des Mutterlegierungspulvers (B), um so schließlich ausgezeichnete mechanische Eigenschaften bei dem Verfahren zu erzielen. Der Cu-Anteil des Hauptpulvers (A) ist aus den vorstehend beschriebenen Gründen mit 2 Gew.-% oder weniger vorgegeben.
Zwei oder mehr verschiedene Pulverarten können vermischt werden, um das Hauptpulver (A) zu ergeben. Beispielsweise können Pulver mit unterschiedlichem Si-Gehalt vermischt werden, um den Si-Gehalt auf einen Wert einzustellen, der zu der gewunschten Wärmeausdehnungszahl führt.
Mg ist ein wichtiges Zulegierungselement in Aluminiumlegierungen und trägt zur Mischkristallverfestigung und/oder Aushärtung bei. Außerdem ist es auf dem Gebiet des Vakuum- Hartlötens von Aluminiummaterialien bekannt, daß Mg in geeigneter Menge die Hartlöteigenschaft verbessert. Aus den vorstehend beschriebenen Gründen besteht auf dem Gebiet der Pulvermetallurgie der Trend, Mg positiv als ein Zulegierungselement einzusetzen.
Die Erfinder haben eine genaue Untersuchung des Einflusses von Mg vorgenommen und folgendes entdeckt. Mg übt in Abhängigkeit von der Methode seiner Zugabe eine stark nachteilige Wirkung aus, und zwar ungeachtet der oben beschriebenen Vorteile von Mg. Wenn dabei Mg bereits vorher dem Hauptpulver (A) zulegiert wird, zeigt das unter Einsatz eines solchen Hauptpulvers (A) hergestellte Sinterprodukt praktisch keine Dehnung.
Das Sintern des Hauptpulvers (A) kann dadurch gefördert werden, daß Mg dem Mutterlegierungspulver zulegiert oder Mg allein eingesetzt wird, jedoch Mg nicht dem Hauptpulver (A) zulegiert wird. Die mechanischen Eigenschaften der fertigen Legierung können somit erfolgreich verbessert werden.
Nachstehend werden Mg-Pulver und das Mutterlegierungspulver (B) beschrieben. Diese Pulver werden aus den oben beschriebenen Gründen eingesetzt, um Mg einzubringen, das dem Hauptpulver (A) nicht vorher zugefügt werden kann. Ein weiterer Grund ist, daß während des Sinterns eine geeignete Menge an Flüssigphase gebildet wird, um das Sintern durch die sogenannte "Flüssigphasensinterung" zu fördern.
Die "Flüssigphasensinterung" wird nachstehend beschrieben. Eine Al-Si-Legierung, zu der das Hauptpulver (A) gehört, bildet bei einem niedrigen Schmelzpunkt ein Eutektikum. Wenn ein Gemisch aus dem Hauptpulver (A) und Mg oder Mutterlegierungspulver (B) bei einer Temperatur gesintert wird, die höher als die eutektische Temperatur des Hauptpulvers (A) ist, wird ein großer Anteil des Gemischs zum Schmelzen gebracht, so daß der Preßling verformt wird. Die Sintertemperatur kann daher nicht erhöht werden. Es ist schwierig, die Diffusion und das Sintern gründlich zu fördern. Die "Flüssigphasensinterung", die durch Einsatz des Mg-Pulvers oder eines anderen Mutterlegierungspulvers (B) realisiert wird, bildet eine Lösung der oben beschriebenen Probleme. Das Mutterlegierungspulver (B) hat für sich einen niedrigen Schmelzpunkt. Wenn das Mutterlegierungspulver (B) zur Reaktion mit dem Hauptpulver (A) gebracht wird, bilden sie (A, B) ein Eutektikum, das einen niedrigeren Schmelzpunkt als das Mutterlegierungspulver (B) hat. Beim Sintern eines Gemischs aus dem Hauptpulver (A) in einem großen Anteil und dem Mutterlegierungspulver (B) in einem kleinen Anteil wird eine geeignete Menge der Flüssigphase gebildet, so daß sich die Flüssigphase vollständig durch das Ausgangspulver verteilt und es dadurch benetzt. Dadurch wird das Sintern gefördert.
Wenn die Flüssigphasenmenge klein ist, werden die Auswirkungen der Flüssigphasensinterung nicht erzielt. Wenn andererseite die Flüssigphasenmenge groß ist, tritt eine Erscheinung wie etwa Ausschwitzung auf, so daß es schwierig wird, die Form der Sinterteile zu halten. Bevorzugt wird das Mutterlegierungspulver (B) in das Ausgangspulver in einer Menge von weniger als 20 Gew.-% eingemischt. Vorteilhaft hat das Mutterlegierungspulver (B) einen Soliduspunkt (Schmelzbeginntemperatur) im Bereich von 450 bis 550 ºC.
Nachstehend werden die speziellen Arten (a) bis (i) des Mutterlegierungspulvers (B), ihre Vorteile und die Gründe für ihre Wahl beschrieben. Mg-Pulver (a) ist ein weiches Pulver und bietet den Vorteil, daß es die Verdichtungsfähigkeit und Kompressibilität des Ausgangspulvers nicht beeinträchtigt. Das Al-Mg-Pulver (b) und das Al-Mg-Si-Pulver (d) sind im Vergleich mit dem Mg-Pulver (a) aufgrund der Tatsache vorteilhaft, daß die Schmelzbeginntemperaturen von (b) und (d) niedriger als diejenige von (a) sind, weil Mg mit Al bzw. mit Al-Si legiert ist. Sie (b, d) sind außerdem aus folgendem Grund vorteilhaft: Die Menge von Pulver (b) oder (d) ist größer als (a); und die in der Anfangsstufe der Sinterung erzeugte Flüssigphase ist größer als im Fall des Einsatzes des Mg-Pulvers (a).
Das Al-Cu-Pulver (c) und das Al-Cu-Si-Pulver (e) werden eingesetzt, um dem Ausgangspulver Cu zuzufügen, und werden in Kombination mit dem Pulver (a), (b) oder (c) eingesetzt. Da der Schmelzpunkt von Cu alleine hoch ist, stellt sich die eutektische Reaktion zur Bildung der Flüssigphase nur schwer ein. Eine gründliche Diffusion und Homogenisierung zwischen dem Cu-Pulver und dem Hauptpulver (A) kann daher unter einer Sinterbedingung, daß das Hauptpulver (A) auf einer Temperatur gehalten wird, die unter seinem Schmelzpunkt liegt, nicht erwartet werden. Cu wird daher mit Al oder Al-Si legiert, so daß die Flüssigphase rasch gebildet wird und sich in dem Ausgangspulver während des Sinterns ausbreitet. Die Partikel des Ausgangspulvers werden dadurch von der Flüssigphase benetzt.
DaS Mg-Cu-Pulver (h) ist insofern vorteilhaft, als dann, wenn seine geeignete Zusammensetzung gewählt ist, nur eine Art des Mutterlegierungspulvers (B) verwendet wird, d. h. es wird keine andere Art von Mutterlegierungspulver (B) benötigt.
Das Al-Mg-Cu-Pulver (f), das Al-Mg-Cu-Si-Pulver (g) und das Mg-Cu-Si-Pulver (h) entsprechen Legierungen mit Zugabe(n) von Al bzw. Al-Si bzw. Si zu dem Mg-Cu-Pulver (h). Die Zugabe dieser Elemente erfolgt, um den Soliduspunkt des Mg- Cu-Pulvers (h) einzustellen. Diese Pulver (f), (g) und (h) erlauben eine weitergehende Einstellung der Zugabemenge von Mutterlegierungspulver (B) als das Mg-Cu-Pulver (h). Außerdem ist die Herstellung des Mg-Cu-Pulvers (h) recht schwierig, weil Mg, das aktiv ist und geringere Dichte als Cu hat, nur schwer mit Cu durch Schmelzen zu legieren ist. Dieser Nachteil des Pulvers (h) wird durch die Pulver (f), (g) und (h) beseitigt.
Zwei oder mehr Arten des Mutterlegierungspulvers (B) können miteinander vermischt werden, um die Endzusammensetzung des Mutterlegierungspulvers zum Zweck der Feineinstellung der Bildungsmenge der Flüssigphase unter Nutzung des auf dem Markt handelsüblichen Rohmaterials zu erreichen.
Eine Legierung aus zwei oder mehr Arten von Rohmaterialien wird durch Schmelzen und Zerkleinern oder durch Verdüsen hergestellt. Die Partikelgröße des Pulvers ist bevorzugt derart, daß 90 % oder mehr der Partikel feiner als 50 mesh und gröber als 635 mesh sind. Ein Pulver, bei dem 10 % oder mehr der Partikel gröber als 50 mesh sind, erschwert das Einfüllen in eine Metallform mit hoher Dichte. Ein Pulver, bei dem 10 % oder mehr seiner Partikelgröße feiner als 635 mesh ist, hat schlechte Fließfähigkeit, und es besteht die Gefahr, daß es während der Verdichtung in den Zwischenraum zwischen der Metallpreßform und dem Stempel eintritt und ein Haften verursacht. Sowohl zu feines als auch zu grobes Pulver ist daher ungeeignet.
Das Hauptpulver (A) und das Mutterlegierungspulver (B) können erwärmt werden, um sie zu glühen und zu erweichen, wodurch die Verdichtungsfähigkeit und die Kompressibilität verbessert werden. Ein Schmiermittel kann mit den Pulvern (A) und (B) vermischt werden. Die Schmiermittelmenge ist vorteilhaft 0,5 bis 2 Gew.-%, und zwar aus den folgenden Gründen. Schmiermittel in einer Menge von 0,5 Gew.-% oder weniger ist unwirksam zur Erzielung der Schmierung der Pulver (A) und (B) in bezug auf die Formwand. Wenn die Schmiermittelmenge 2 Gew.-% oder höher ist, werden die Fließfähigkeit und Verdichtungsfähigkeit der Pulver beeinträchtigt. Das Schmiermittel, das beim Sintern verdampft, kontaminiert außerdem das Innere eines Sinterofens in nachteiliger Weise. Solche Dämpfe kontaminieren auch das Gasabsaugsystem eines Vakuum-Sinterofens. Das Schmiermittel ist bevorzugt eines, das bei einer unter der Sintertemperatur liegenden Temperatur vollständig verdampft, so daß es keinen schädlichen Einfluß auf die Materialeigenschaften von Sinterteilen ausübt. Vom Gesichtspunkt der Vermeidung einer solchen Kontaminierung werden Schmiermittel auf Amidbasis wie etwa Ethylen-bis-stearamid gegenüber metallischen Schmiermitteln wie etwa Zinkstearat, Lithiumstearat und Aluminiumstearat bevorzugt.
Die Bestandteile der Sinterlegierung, die durch Sintern des Gemischs aus dem Hauptpulver (A) und dem Mutterlegierungspulver (B) hergestellt wird, sind die Al-Matrix und die Si- Partikel. Wenn die Sinterlegierung einem Auslagern unterzogen wird, sind Ausscheidungspartikel wie Mg&sub2;Si und CuAl&sub2; ebenfalls Bestandteile.
Die Partikel des Hauptpulvers (A) und des Mutterlegierungspulvers (B) werden durch das Sintern in einen einheitlichen bzw. integralen Körper umgewandelt, in dem die Partikel der Pulver (A) und (B) in der Sinterlegierung unter einem optischen Mikroskop nicht voneinander unterscheidbar sind. Ungeachtet der verschiedenen Kombinationen der Pulver (A) und (B) diffundieren also Legierungselemente wie Si, Cu und Mg gleichmäßig in einem Sinterpreßling. Als Ergebnis werden die oben beschriebenen mechanischen Eigenschaften erzielt.
Die Herstellungsbedingungen werden nachstehend beschrieben. Das eingesetzte Rohmaterialpulver kann mit Luft verdüstes Pulver oder mit Inertgas verdüstes Pulver sein. Der Verdichtungsdruck des Rohmaterialpulvers sollte 2 tonf/cm² oder höher sein, weil bei einem Druck von weniger als 2 tonf/cm² die Verdichtung des Grünlings so gering ist, daß der Kontakt zwischen den Partikeln des Pulvers unzureichend ist. In diesem Fall hat das erhaltene Sinterprodukt geringe Festigkeit und geringe Dehnung. Die Dichte eines Grünlings kann durch Steigern des Verdichtungsdrucks erhöht werden. Ein verdichtungsdruck, der 8 tonf/cm² überschreitet, ist jedoch vom Standpunkt des Betriebs in der Praxis unzweckmäßig, weil Probleme wie die Verkürzung der Standzeit der Metallpreßform sowie der Laminierung und die Haftung eines Stempels an der Metallpreßform auftreten.
Das Rohmaterialpulver kann auf eine Temperatur zwischen 70 und 250 ºC erwärmt und dann im erwärmten Zustand verdichtet werden. Die Dichte eines Grünlings kann dadurch erhöht werden.
Die Sinteratmosphäre ist ein Vakuum oder ein Inertgas wie etwa Stickstoff oder Argongas, um die Oxidation der Aluminiumlegierungen, die aktiv sind, zu verhindern und das Sintern zufriedenstellend zu unterstützen. Der Vakuumgrad der Vakuum-Sinteratmosphäre kann 0,1 Torr oder geringer sein, vorteilhaft ist er 0,01 Torr oder geringer. Es ist möglich, die Atmosphäre eines Sinterofens durch Vakuum zu ersetzen und dann beim Sintern eine geringe Menge Schutzgas wie etwa Stickstoffgas in den Sinterofen einzublasen, während gleichzeitig der reduzierte Gasdruck beibehalten wird. Diese Methode ist wirksam, um die Austreibwirkung von Gasen aus dem Grünling während des Sinterns zu verstärken. Die Reinheit der Gase, z. B. Stickstoff und Argon, ist im Fall des Sinterns in einer Schutzgasatmosphäre wichtig. Da die in den Gasen enthaltene Feuchtigkeit insbesondere einen schädlichen Einfluß auf die Materialeigenschaften von Sinterteilen hat, sollte der Taupunkt niedrig, vorteilhaft mit -40 ºC oder geringer, gesteuert werden.
Die Sintertemperatur ist vorteilhaft 500 ºC oder mehr, aber 570 ºC oder weniger, weil bei einer Sintertemperatur von weniger als 500 ºC die Diffusion unbefriedigend ist, wohingegen bei einer Sintertemperatur über 570 ºC die Flüssigphase in so großer Menge gebildet wird, daß es schwierig wird, die Form von Sinterteilen beizubehalten.
Sinterteile, die nach dem oben beschriebenen Verfahren hergestellt sind, können nachgepreßt werden, um die Struktur zu verdichten und die mechanischen Eigenschaften weiter zu verbessern. Das Nachpressen wird gewöhnlich zum Zweck des Kalibrierens durchgeführt, d. h. um die Dimensionsgenauigkeit von Sinterteilen zu erhöhen. Die Bedingungen zum Nachpressen gemäß der vorliegenden Erfindung werden so gewählt, daß die Dimensionsgenauigkeit erhöht und die Struktur verdichtet wird und die mechanischen Eigenschaften verbessert werden. Der Nachpreßdruck liegt gewöhnlich im Bereich von 3 bis 11 tonf/cm².
Ein Nachsintern der nachgepreßten Teile kann die mechanischen Eigenschaften, speziell die Verformbarkeit, weiter verbessern. Wenn die Struktur, die durch das Nachpressen verdichtet worden ist, nachgesintert wird, werden Diffusion und Sinterung weiter gefördert. Die Nachsinterbedingungen sind grundsätzlich die gleichen wie diejenigen beim Sintern.
Die folgende Tabelle zeigt die Auswirkungen des Nachpressens und Nachsinterns zum Zweck der Verdichtung. Tabelle 1
Die Wärmebehandlung von Sinterteilen, die Cu, Mg und Si enthalten, verbessert die mechanischen Eigenschaften. Die Sinterteile können daher einer Lösungsglühbehandlung und anschließender Auslagerung unterzogen werden, was üblicherweise bei den herkömmlichen Aluminiumlegierungen vorgenommen wird. Diese Wärmebehandlung erlaubt die Einstellung oder Verbesserung der mechanischen Eigenschaften der Sinterteile.
Nachstehend wird die vorliegende Erfindung anhand von Beispielen unter Bezugnahme auf die Zeichnungen beschrieben.
Fig. 1 ist eine Aufnahme, die unter dem optischen Mikroskop ein Gefüge der Sinterlegierung gemäß einer Ausführungsform der vorliegenden Erfindung zeigt (50fache Vergrößerung);
Fig. 2 ist ein Diagramm, das die Beziehung zwischen dem Si-Gehalt einer Legierung auf Al-Si-Basis und der Wärmeausdehnungszahl in einem Temperaturbereich von 40 bis 100 ºC (x10&supmin;&sup6;) zeigt.

Beispiel 1

Das Hauptpulver (A), das in der Tabelle 2 angegeben ist, wurde nach der Luftverdüsungsmethode hergestellt und dann auf eine Partikelgröße zwischen 100 mesh und 325 mesh klassiert. Mg-Pulver und das Mutterlegierungspulver entsprechend der Tabelle 3 wurden nach der Inertgasverdüsungsmethode oder Luftverdüsungsmethode hergestellt und dann auf eine Partikelgröße von 100 mesh bis 325 mesh klassiert. Diese Pulver wurden vermischt, wie unter Nr. 1 bis 7 und 14 bis 17 in der Tabelle 4 angegeben ist, um eine ungefähre Zusammensetzung bestehend aus Al-12 % Si-1 % Cu-0,5 % Mg zu erhalten. Ein Schmiermittel auf Amidbasis wurde dem Pulvergemisch in einer Menge von 1 Gew-% zugefügt, so daß das Ausgangspulver erhalten wurde. Dieses Ausgangspulver wurde unter einem Druck von 4 tonf/cm² zu der Form einer Zugprobe nach den Angaben in JIS Z 2550 geformt. Die erhaltenen Grünlinge wurden dann bei 550 ºC im Vakuum bei 0,01 Torr gesintert. Die erhaltenen Sinterproben wurden der T&sub4;-Wärmebehandlung unterworfen. Die Zugprüfung wurde anschließend durchgeführt. Das Ergebnis dieser Prüfung ist ebenfalls in der Tabelle 5 aufgeführt. Zusätzlich zu den Beispielen der Erfindung sind in den Tabellen 4 bzw. 5 auch die Vergleichsbeispiele und ihre Resultate aufgeführt.

Beispiel 2

Die Legierungen A2 bis A4 entsprechend der Tabelle 2 wurden nach dem Luftverdüsungsverfahren hergestellt und dann auf eine Partikelgröße von 100 mesh bis 325 mesh klassiert. Legierungen B6 entsprechend der Tabelle 3 wurden nach dem Luftverdüsungsverfahren hergestellt und dann auf eine Partikelgröße von 100 mesh bis 325 mesh klassiert. Diese Legierungspulver wurden entsprechend Nr. 8 bis 10 in Tabelle 4 vermischt. Ein Schmiermittel auf Amidbasis wurde dem Pulvergemisch in einer Menge von 1 Gew.-% zugefügt, so daß das Ausgangspulver erhalten wurde. Dieses Ausgangspulver wurde unter den gleichen Bedingungen wie in Beispiel 1 verdichtet, gesintert und wärmebehandelt und dann der Zugprüfung unterzogen. Die Ergebnisse sind in der Tabelle 5 unter Nr. 8 bis 10 aufgeführt. Zusätzlich zu den Beispielen der Erfindung sind in den Tabellen 4 bzw. 5 auch die Vergleichsergebnisse und ihre Resultate aufgeführt.

Beispiel 3

Mehrere Sinterproben der Beispiele 1 und 2 wurden unter einem Druck von 7 tonf/cm² nachgepreßt und dann unter der gleichen Bedingung wie beim Sintern nachgesintert (Nr. 11 bis 13 von Tabelle 4). Die nachgesinterten Teile wurden der T&sub4;-Wärmebehandlung und dann der Zugprüfung unterworfen. Die Ergebnisse sind unter Nr. 11 bis 15 in Tabelle 5 angegeben.
Fig. 1 zeigt unter dem optischen Mikroskop das Gefüge des Sintermaterials Nr. 11. Die Punkte, die in Fig. 1 schwarz erscheinen, sind Poren. Rechts unten in Fig. 1 befindet sich eine Pore mit einem Durchmesser von ungefähr 100 µm. Es gibt mehrere weitere Poren mit einem Durchmesser von ungefähr 20 µm. Graue Punkte, die über der gesamten Figur erscheinen, sind Si-Kristalle mit einem Durchmesser von ungefähr 10 bis 40 µm. Der weiße Teil ist die Aluminiuimmatrix.

Beispiel 4

Das Pulver Al gemäß der Tabelle 3 wurde nach dem Luftverdüsungsverfahren hergestellt und dann auf eine Teilchengröße von 100 mesh bis 325 mesh klassiert. Die Legierungen B14 und B15 enstsprechend der Tabelle 3 wurden nach dem Luftverdüsungsverfahren hergestellt und dann auf eine Partikelgröße von 100 mesh bis 325 mesh klassiert. Diese Legierungspulver wurden im Verhältnis Al:B14 oder B15 = 95:5 gemischt, wie in Nr. 18 und 19 von Tabelle 4 angegeben ist. Ein Schmiermittel auf Amidbasis wurde dem Pulvergemisch in einer Menge von 1 Gew.-% zugefügt, so daß das Ausgangspulver erhalten wurde. Dieses Ausgangspulver wurde unter den gleichen Bedingungen wie in Beispiel 1 verdichtet, gesintert und wärmebehandelt und dann der Zugprüfung unterworfen. Die Ergebnisse sind in der Tabelle 5 aufgeführt.

Beispiel 5

Die Beziehung zwischen der Wärmeausdehnungszahl und dem Si- Gehalt von mehreren Sinterlegierungen gemäß den Beispielen ist in Fig. 2 gezeigt. Die Vollkreise entsprechen den Erfindungsproben Nr. 4, 8 und 9 sowie der Vergleichsprobe 5, wobei der Si-Gehalt von Al-Si-Cu-Legierungspulver, also Pulver A (Hauptausgangspulver A) eingestellt ist, um den Si-Endgehalt zu erhalten.
Im Fall der weißen Kreise wurden verschiedene Arten des Al- Si-Cu-Legierungspulvers kombiniert, um den Si-Endgehalt zu erhalten. Der Si-Gehalt von ungefähr 16 % wurde durch Vermischen des Erfindungspulvers der Proben Nr. 4 und 8 in einem Verhältnis von 2:1 erhalten. Der Si-Gehalt von ungefähr 25 % wurde durch Vermischen der Erfindungspulver der Proben Nr. 8 und 9 in einem Verhältnis 1:1 erhalten. Der Si- Gehalt von ungefähr 35 % wurde durch Vermischen des Erfindungspulvers der Probe Nr. 8 und des Vergleichspulvers der Probe Nr. 5 in einem Verhältnis 1:4 erhalten. Die Pulvergemische wurden dem gleichen Herstellungsvorgang wie in Beispiel 1 unterzogen. Wie aus Fig. 2 zu sehen ist, ist die Wärmeausdehnungszahl der 12 % Si enthaltenden Legierung 20,4 x 10&supmin;&sup6;/ºC. Die Wärmeausdehnungszahl nimmt mit steigendem Si-Gehalt nahezu linear ab. Die Wärmeausdehnungszahl ist zwar bei einem Si-Gehalt von 40 % sehr klein, aber die mechanischen Eigenschaften der 40 % Si enthaltenden Legierung sind für den praktischen Gebrauch zu schlecht. Tabelle 2 Tabelle 3 Tabelle 4 Tabelle 5
Wie aus den Resultaten von Beispiel 1 entsprechend der Tabelle 1 zu sehen ist, zeigen die Sinteraluminiumlegierungen der Erfindung gute Zugfestigkeit und beachtliche Dehnung. Diese Eigenschaften reichen aus, um die Legierungen praktisch zu verwenden.
Bei der Vergleichsprobe Nr. 1 wird das Al-Si-Legierungspulver, das frei von Cu und Mg ist, als das Hauptpulver (A) eingesetzt, und insbesondere die Dehnung ist derjenigen der Erfindungsproben unterlegen. Diese Tatsache zeigt, daß die gute Dehnung nicht erreicht wird, wenn das Hauptpulver frei von Cu ist.
Bei der Vergleichsprobe Nr. 2 wird das Al-Si-Mg-Legierungspulver, das Mg enthält, jedoch frei von Cu ist, als das Hauptpulver (A) eingesetzt, und die mechanischen Eigenschaften sind schlecht. Diese Tatsache zeigt den nachteiligen Einfluß von Mg, das in dem Hauptpulver (A) enthalten ist.
Bei der Vergleichsprobe Nr. 3 wird das Al-Si-Mg-Cu-Pulver, das sowohl Mg als auch Cu enthält, als das Hauptpulver (A) verwendet, und die mechanischen Eigenschaften sind ebenfalls schlecht. Diese Tatsache zeigt, daß die gleichzeitige Zugabe von Mg und Cu zum Hauptpulver (A) auf die mechanischen Eigenschaften eine nachteilige Auswirkung hat.
Bei der Vergleichsprobe Nr. 4 wird das Mutterlegierungspulver (B) nicht verwendet, d. h. das Hauptpulver (A) liefert das gesamte Cu und Mg, das für die Sinteraluminiumlegierung notwendig ist. Gute mechanische Eigenschaften werden hier ebenfalls nicht erhalten, und zwar wegen der Abwesenheit des Mutterlegierungspulvers (B) und somit der Flüssigphasensinterung.
In Beispiel 2 ist der Si-Gehalt höher als derjenige von Beispiel 1, d. h. ungefähr 20 % und 30 %. Wie aus der Tabelle 5 zu sehen ist, nehmen die mechanischen Eigenschaften, insbesondere die Dehnung, mit zunehmendem Si-Gehalt stark ab. Wenn der Si-Gehalt ungefähr 20 % ist, sind die mechanischen Eigenschaften derart, daß das durch das erfindungsgemäße Verfahren hergestellte Material in gewissem Umfang in der Praxis verwendbar ist. Wenn andererseits der Si-Gehalt ungefähr 30 % ist, wird die praktische Verwendung des Materials, das nach dem erfindungsgemäßen Verfahren hergestellt ist, schwierig. Wenn der Si-Gehalt bis zu 40 % wie bei der Vergleichsprobe Nr. 5 beträgt, ist die Dehnung 0 %, so daß das Material praktisch unbrauchbar ist.
In Beispiel 3 werden Nachpressen und Nachsintern durchgeführt. Die mechanischen Eigenschaften werden insbesondere bei Probe Nr. 13 weiter verbessert. Nachpressen und Nachsintern sind daher zur Verbesserung der mechanischen Eigenschaften besonders wirksam, wenn der Si-Gehalt hoch ist.

Beispiel 6

Die relative Dichte der Sinterlegierungen gemäß den obigen Beispielen wurde gemessen. Die Ergebnisse sind in der folgenden Tabelle aufgeführt. Tabelle 6

Claims

1. Gemischtes Aluminiumlegierungs-Ausgangspulver zur Herstellung einer gesinterten Aluminiumlegierung, die aus einem Gemisch aus folgendem besteht:

A) einem Aluminiumlegierungs-Hauptpulver bestehend aus 10,0 bis 35,0 Gew.-% Si, 0,2 bis 2,0 Gew.-% Cu, Rest Al und unvermeidbare Verunreinigungen, und

B) wenigstens einem Metall- oder Metallegierungspulver, das aus (a) bis (i) wie folgt ausgewählt ist:

(a) Mg-Pulver

(b) Al-Mg-Pulver

(c) Al-Cu-Pulver

(d) Al-Mg-Si-Pulver

(e) Al-Cu-Si-Pulver

(f) Al-Mg-Cu-Pulver

(g) Al-Mg-Cu-Si-Pulver

(h) Mg-Cu-Pulver

(i) Mg-Cu-Si-Pulver

wobei die Mengen an (A) und (B) derart sind, daß die Zusammensetzung des Gemischs wie folgt ist: 0,2 bis 2,0 Gew.-% Mg, 10,0 bis 35,0 Gew.-% Si, 0,2 bis 4,0 Gew.-% Cu, Rest Al und unvermeidbare Verunreinigungen.

2. Verfahren zum Herstellen einer gesinterten Aluminiumlegierung, die folgende Schritte aufweist: Verdichten des gemischten Aluminiumlegierungspulvers nach Anspruch 1 bei einem Druck von 2 bis 8 tonf/cm² und Sintern in einem Vakuum oder einer inerten Atmosphäre.

3. Verfahren nach Anspruch 2, wobei das gemischte Aluminiumlegierungspulver bei einer Temperatur im Bereich von 70 bis 250 ºC verdichtet wird.

4. Verfahren nach Anspruch 2, wobei die Sintertemperatur im Bereich von 500 bis 570 ºC ist.

5. Verfahren nach Anspruch 2, 3 oder 4, wobei das Sinterprodukt einem Verdichten bei einem Druck im Bereich von 3 bis 11 tonf/cm² unterzogen wird.

6. Verfahren nach Anspruch 5, wobei das nachverdichtete Produkt ferner einem Nachsintern unterzogen wird.

7. Gesinterte Aluminiumlegierung bestehend aus 0,2 bis 2,0 Gew.-% Mg, 10,0 bis 35 Gew.-% Si, 0,2 bis 4,0 Gew.-% Cu, Rest Al und unvermeidbare Verunreinigungen, wobei die Aluminiumlegierung durch das Verfahren nach einem der Ansprüche 2 bis 6 erhalten ist und die Aluminiumlegierung eine Dehnung im Bereich von 0,7 bis 8,0 % hat.