DE69412862T2

DE69412862T2 - Aluminium legierungen

Info

Publication number: DE69412862T2
Application number: DE69412862T
Authority: DE
Inventors: Mohammad Sadegh 51 Cavendish House London Nw8 8Sq Mahmoud; Charles Grant 601 Westwood Heath Road West Midlands Cv4 8Aa Purnell; Paul 3 Woodlands Avenue Birmingham B46 1Sa Smith
Original assignee: Aluminium Powder Co Ltd; Brico Engineering Ltd
Current assignee: Aluminium Powder Co Ltd; Federal Mogul Coventry Ltd
Priority date: 1993-06-04
Filing date: 1994-05-31
Publication date: 1999-05-12
Anticipated expiration: 2014-06-01
Also published as: WO1994029489A1; GB9311618D0; GB2294475A; EP0746633B1; DE69412862D1; GB2294475B; GB9524030D0; US5613184A; ES2119199T3; EP0746633A1

Description

Die vorliegende Erfindung bezieht sich auf Aluminiumlegierungen und auf ein Verfahren zu ihrer Herstellung auf pulvermetallurgischem Weg.
Bei der ständig zunehmenden Bedeutung von verbesserter Kraftstoffökonomie und verringerten Emissionswerten für Verbrennungsmotoren von Fahrzeugen besteht ein konsequenter Trend, Fahrzeuge und in diese eingebaute Teile mit leichterem Gewicht herzustellen. Zu Beispielen für diesen Trend gehören die zunehmende Verwendung von Aluminiumzylinderköpfen in Motoren und von verschiedenen Teilen aus Aluminiumlegierung, die früher z. B. aus Gußeisen hergestellt wurden.
Im allgemeinen werden Aluminiumlegierungen auf Grund ihres relativ hohen Verhältnisses von Festigkeit zu Gewicht als gute Kandidaten zum Ersetzen einiger Kraftfahrzeugteile betrachtet. Zusätzlich machen ihre gute Korrosionsbeständigkeit und hohe Wärmeleitfähigkeit diese Legierungen für manche Anwendungen in einem Fahrzeug attraktiv.
In zunehmendem Maße werden siliciumhaltige Aluminiumlegierungen für verschleißfeste Anwendungen im Motor, zusätzlich zu strukturellen Anwendungen am Fahrzeug, in Betracht gezogen. Beispiele für solche Einsätze, bei denen Verschleißfestigkeit erforderlich ist, sind Nockenwellen-Riemenscheiben, Rotoren für Klimaanlagen, Kolben und Stößel.
Allgemein wurden Aluminiumlegierungen zum Einsatz bei Fahrzeugen bisher durch Gießen und zerspanende Bearbeitung oder durch Schmieden und zerspanende Bearbeitung hergestellt. Es ist äußerst wünschenswert, ein Bauteil nahezu bis zur Endform herstellen und das Maß an anschließend erforderlicher zerspanender Bearbeitung auf ein Minimum reduzieren zu können.
Auf pulvermetallurgischem Weg hergestellte Aluminium-Silicium-Legierungswerkstoffe wurden bisher im allgemeinen durch spätere Schmiede- oder Extrusionsvorgänge oder dergleichen vollständig oder nahezu vollständig verdichtet, um einen starken, relativ einheitlich strukturierten Werkstoff zu ergeben, aus dem dann ein Teil hergestellt wird. Das Sintern von vollständig vorlegierten Aluminium/Silicium-Pulvern ohne zusätzliche Sinterhilfsmittel wurde insbesondere bei übereutektischen Aluminium/Silicium- Zusammensetzungen als ein schwieriges und unzuverlässiges Verfahren erkannt. Der zähe Oxidfilm auf Aluminiumpulverteilchen hemmt das Verschmelzen der Pulverteilchen während des Sinterns.
Die EP-A-0 466 120 beschreibt eine in flüssiger Phase gesinterte Aluminiumlegierung mit einer homogenen Endstruktur als Ergebnis des Sinterverfahrens, wobei das Ausgangspulver 80 Gew.-% oder mehr eines Aluminium-Silicium-Kupfer-Pulvers umfaßt und der Rest von einer breiten Palette möglicher Zusätze gebildet wird.
In der JP-A-61 238 947 ist eine vollständig verdichtete Legierung beschrieben, die durch Extrusion, z. B. aus einem Gemisch von zwei übereutektischen Aluminium-Silicium- Legierungen, hergestellt wurde.
Ein Ziel der vorliegenden Erfindung besteht darin, eine Aluminium-Silicium-Legierung gemäß Anspruch 1 herzustellen, die allgemein eine übereutektische Zusammensetzung aufweist, und ein Verfahren zu ihrer Herstellung gemäß Anspruch 7 vorzusehen, das es ermöglicht, für einige verschleißfeste und strukturelle Anwendungen geeignete Legierungen auf pulvermetallurgischem Weg mit Verdichtung und Sintern bis nahezu zur Endform herzustellen. Es ist eine Folge der vorliegenden Erfindung, daß das Verdichtungsverfahren aufgrund des hohen Siliciumgehaltes im Vergleich zu herkömmlichen Aluminiumpulvermetallurgie-Werkstoffen erleichtert und das Verschweißen (Verkleben) der Verdichtungsmatrize deutlich verringert wird.
Gemäß einem Aspekt der vorliegenden Erfindung, der in Anspruch 7 angegeben ist, wird ein Verfahren zur Herstellung einer Aluminiumlegierung auf pulvermetallurgischem Weg vorgesehen, das folgende Schritte umfaßt: Herstellung wenigstens eines ersten Pulvers einer annähernd eutektischen Legierung auf Aluminium-Silicium-Basis, die wie nachfolgend definiert ist; Herstellung wenigstens eines zweiten Pulvers einer übereutektischen Legierung auf Aluminium-Silicium-Basis; Vermischen wenigstens des ersten und des zweiten Pulvers in den gewünschten Mengenverhältnissen; Verdichten des Pulvergemisches und Sintern des verdichteten Pulvers, wobei die gewünschten relativen Mengenverhältnisse der ersten pulverförmigen Legierung und der zweiten pulverförmigen Legierung im Bereich von 25 : 75% bzw. 75 : 25 liegen.
Im folgenden bezieht sich der Begriff "annähernd eutektische" Legierung auf Aluminium- Silicium-Basis auf eine Aluminiumlegierung, die von 9 bis 13 Gew.-% Silicium enthält. Die Lage des eutektischen Punktes wird durch zusätzliche Legierungselemente und durch die Erstarrungsparameter, denen das Pulver während der Herstellung unterliegt, beeinflußt.
Ebenso ist eine übereutektische Legierung auf Aluminium-Silicium-Basis für die Zwecke dieser Beschreibung so definiert, daß sie mehr als 13 Gew.-% Silicium enthält.
Einer oder beide der ersten und zweiten pulverförmigen Aluminiumlegierungsbestandteile kann weitere Legierungszusätze enthalten, die z. B. durch Lösungshärten und/oder durch Ausscheidungshärten verbesserte Eigenschaften mit sich bringen.
Einer oder beide der ersten und zweiten pulverförmigen Aluminiumlegierungsbestandteile kann Zusammensetzungen aufweisen, die an den interpartikulären Grenzflächen eine flüssige Übergangsphase erzeugen, um den Sintervorgang zusätzlich zu unterstützen.
Die Legierungspulver können durch eines oder mehrere der derzeit bekannten Pulverherstellungsverfahren gebildet werden.
Das Pulvergemisch kann auch solche Zusätze enthalten, wie z. B. ein flüchtiges Schmierwachs, um z. B. das Pressen zu unterstützen.
Ferner kann das Pulvergemisch auch Zusätze aufweisen, die als Sinterhilfen wirken. Als Beispiele für solche Zusätze können niedrigschmelzende, eutektische Formwerkstoffe aus Kupfer, Magnesium oder Silicium gelten.
Die Sintertemperaturen können im allgemeinen im Bereich von etwa 520ºC bis etwa 600ºC liegen, wobei ein Bereich von etwa 540ºC bis etwa 580ºC bei Sinterzeiten von etwa 5 bis etwa 60 Minuten bevorzugt ist.
Um ein Beispiel für eine Ausführungsform der vorliegenden Erfindung zu geben, haben wir festgestellt, daß eine annähernd eutektische Legierung mit einer nominalen Zusammensetzung von 11 Si/1 Cu/Rest AI (im folgenden als Legierung "A" bezeichnet) zu geeigneten Werkstoffen führt, wenn sie mit einer übereutektischen Legierung, die im folgenden allgemein als Legierung "B" bezeichnet wird und eine Nominalzusammensetzung von 18 Si/4, 5 Cu/0,5 Mg/max. 1, 1 Fe/Rest AI aufweist, vermischt und verarbeitet wird. Die relativen Mengenverhältnisse liegen im Bereich von etwa 25% A: 75% B bis 75% A: 25% B. Vorzugsweise können die relativen Mengenverhältnisse im Bereich von etwa 40% A 60% B bis 60% A: 40% B liegen. Noch bevorzugter können die relativen Mengenverhältnisse ungefähr gleich sein, d. h. etwa 50% A: etwa 50% B betragen, so daß sie zu Werkstoffen führen, die eine erwünschte Ausgewogenheit ihrer Eigenschaften aufweisen.
Wir haben festgestellt, daß einige kritische mechanische Eigenschaften von Legierungen mit etwa gleichen Mengenverhältnissen der zwei pulverförmigen Legierungsbestandteile den Eigenschaften jedes der ersten oder zweiten pulverförmigen Legierungsbestandteile einzeln, wenn diese alleine unter denselben Bedingungen verarbeitet werden, oder eines einzigen vorlegierten Pulvers mit der allgemeinen Endzusammensetzung der vermischten Pulver oder unter Bedingungen, von denen man erwarten würde, daß sie zu besseren Eigenschaften der einzelnen Legierungsbestandteile führen, deutlich überlegen sind. Es ist nicht genau bekannt, warum dieser unerwartete synergistische Effekt auftritt, aber die Gemische zeigen gute Sintereigenschaften.
Gemäß dem in Anspruch 1 angegebenen Aspekt der vorliegenden Erfindung wird eine auf pulvermetallurgischem Weg hergestellte Aluminiumlegierung gebildet, die eine Struktur besitzt, welche wenigstens zwei einander durchdringende, aus den ursprünglichen Pulverteilchen erhaltene Netzstrukturen umfaßt, wobei diese wenigstens zwei Strukturen eine erste Struktur, die aus einer ersten pulverförmigen Legierung erhalten wurde, die ein wie zuvor definiertes, annähernd eutektisches Material auf Aluminium-Silicium-Basis enthält, und eine zweite Struktur aufweisen, welche aus einer zweiten pulverförmigen Legierung erhalten wird, die ein übereutektisches Material auf Aluminium-Silicium-Basis enthält, wobei die erste und die zweite Struktur in der Aluminiumlegierung in relativen Mengenverhältnissen im Bereich von etwa 25 : 75% bzw. 75 : 25% vorliegen.
Die zwei erweiterten, dreidimensionalen Netzstrukturen können eine Zwischenzone aufweisen, die durch Grenzflächendiffusion oder durch eine Reaktion zwischen den wenigstens zwei Arten von ursprünglichen Teilchen während des Sintervorganges gebildet wird. Die Erstreckung der Zwischenzone kann entsprechend den relativen Mengenverhältnissen der wenigstens zwei Netzbestandteile und mit dem Grad der Interdiffusion, die während des Sintervorgangs erfolgte, variieren.
Die wenigstens ersten und zweiten pulverförmigen Aluminiumlegierungsbestandteile, welche die wenigstens zwei Netzstrukturen bilden, können eine oder mehrere Legierungen umfassen, die eine Alterungs- oder Ausscheidungshärtungsreaktion infolge einer geeigneten Wärmebehandlung durchlaufen. Legierungen auf Aluminium-Silicium-Basis, die eine solche Reaktion ergeben, können in ihrer Zusammensetzung eine oder mehrere Verbindungen, wie Kupfer, Magnesium, Nickel, Chrom, Eisen, Mangan sowie andere Übergangs- und Seltenerdenmetalle, aufweisen.
Damit die vorliegende Erfindung noch besser zu verstehen ist, werden nun nur zur Veranschaulichung dienende Beispiele unter Bezugnahme auf die beigefügten Zeichnungen beschrieben. Es zeigen:
Fig. 1 einen Graph des Prozentsatzes der theoretischen Dichte über der Sintertemperatur für erfindungsgemäße Aluminiumlegierungen, die mit 620 MPa verpreßt wurden;
Fig. 2 einen Graph der prozentualen Größenänderung des Außendurchmessers eines Ringes über der Sintertemperatur;
Fig. 3 einen Graph der prozentualen Größenänderung des Innendurchmessers eines Ringes über der Sintertemperatur;
Fig. 4 einen Graph der Härte über der Sintertemperatur;
Fig. 5 einen Graph der Radialdruckfestigkeit gegenüber der Sintertemperatur;
Fig. 6 einen Graph der Größenänderung durch Sintern bei konstanter Temperatur über den Bestandteilen des Pulvergemisches, und
Fig. 7 einen Graph der Härte und der Radialdruckfestigkeit über den Bestandteilen des Pulvergemisches.
Die Testproben wurden aus zwei Pulverchargen, die als "A" und "B" bezeichnet sind und die nachfolgend in Tabelle 1 angegebenen Zusammensetzungen aufweisen, hergestellt. TABELLE 1
Die Pulver wurden durch Schmelze-Luftzerstäubung hergestellt, die zu einem relativ groben Pulver mit unregelmäßig geformten Teilchen führte. Die Teilchengrößenverteilung ist nachfolgend in Tabelle 2 angegeben. TABELLE 2
Die Pulver wurden durch Vermischen in den folgenden Mengenverhältnissen verarbeitet, und die Gemische erhielten die in der nachfolgenden Tabelle 3 angegebenen Codes: TABELLE 3
Die Pulvergemische enthielten auch 1 Gew.-% eines als "ACRAWAX" (Warenzeichen) bekannten Gleitmittels. Die gemischten Pulver wurden dann bei einem Druck von 620 MPa unter Verwendung einer Form mit den Abmessungen Außendurchmesser 38,7 mm, Innendurchmesser 28,7 mm, und bei einem vorgegebenen Pulvergewicht von 11 g zur Ausbildung von Grünlingen verpreßt. Die Grünlinge wurden anschließend in einer Atmosphäre auf Stickstoffbasis bei Temperaturen im Bereich von 520ºC bis 610ºC etwa 10 Minuten in einem horizontalen Kammerofen mit einem Erwärmungs- und einem Abkühlbereich gesintert.
Die Proben wurden analysiert und auf ihre Mikrostruktur und ihre Eigenschaften, einschließlich Grünling- und Sinterdichte, Größenänderung, Härte und Radialdruckfestigkeit, getestet.
Die Grünlingdichten sind in der nachfolgenden Tabelle 4 angegeben: TABELLE 4
A und die Legierungen mit höheren Anteilen an A neigen dazu, aufgrund der geringeren Mengen an Legierungszusätzen in diesem Pulver höhere Grünlingdichten aufzuweisen, was ihnen eine höhere Verdichtbarkeit verleiht. 100% A weist die höchste Dichte auf, während 100% B bei dem vorgegebenen Preßdruck die niedrigste besitzt.
Fig. 1 zeigt einen Graph der theoretischen Sinterdichte der Legierungen in % als Funktion der Sintertemperatur.
Die Fig. 2 und 3 stellen Kurven der Änderung des Außendurchmessers bzw. des Innendurchmessers der Teststücke dar. Die Größenänderungen beim Sintern sind im allgemeinen gering und liegen im Bereich von etwa +0,2% bis etwa -1%. Es ist jedoch klar, daß zwischen 540ºC und 580ºC irgendeine Reaktion zwischen den Legierungsbestandteilen erfolgt, wie sich dies durch die erhebliche Schrumpfung zeigt, die bis etwa 560ºC auftritt, und der sich dann eine Expansion bis etwa 580ºC anschließt.
Fig. 6 zeigt einen Graph der Größenänderung über der Zusammensetzung des Pulvergemisches bei konstanter Sintertemperatur von 560ºC. Es ist erkennbar, daß es einen von etwa 40 bis 80 Gew.-% des Pulvers "B" reichenden Bereich von Pulvergemischen gibt, in dem ein relativ stabiler Schrumpfungsbereich beim Sintern vorliegt, was die Möglichkeit nahelegt, in einer Herstellungsumgebung eine genaue Kontrolle auszuüben.
Fig. 4 zeigt einen Graph der Härte der gesinterten Legierungen als Funktion der Sintertemperatur. Daß eine Reaktion während des Sinterns erfolgt, wird wiederum durch die in Fig. 4 angegebenen Ergebnisse gezeigt. Während die Härte der einzelnen Pulverbestandteile meist größer ist als die Härten der Zwischengemische, zumindest bis zu einer Sintertemperatur von etwa 560ºC, weist das 50/50-Gemisch über nahezu den gesamten Bereich der Sintertemperaturen eine durchweg höhere Härte auf. Dieser Effekt scheint seinen Höhepunkt zu erreichen, wenn etwa gleiche Mengen der zwei Pulver vorliegen. Fig. 7 zeigt auch die Veränderung der Härte bei einer konstanten Sintertemperatur von 560ºC über der Zusammensetzung des Pulvergemisches. Es ist sehr klar erkennbar, daß die Härte bei einem Maximum liegt, wenn ungefähr gleiche Mengenverhältnisse jedes Pulverbestandteils vorliegen. Die maximale Härte des Gemisches ist deutlich höher als die jedes der reinen Pulverbestandteile, was den synergistischen Effekt zeigt, der mit dem Verfahren und dem Werkstoff gemäß der vorliegenden Erfindung erzeugt wird.
Fig. 5 zeigt einen Graph der Radialdruckfestigkeit der gesinterten Legierungen als Funktion der Sintertemperatur. Der Radialdruckfestigkeitsversuch wurde durchgeführt, indem man einen Ring mit den Abmessungen Außendurchmesser 38,7 mm, Innendurchmesser 28,7 mm, axiale Länge 10 mm, zusammendrückte, wobei die Achse des Rings quer zur Druckrichtung lag. Die Daten der Radialdruckfestigkeit sind in Fig. 7 angegeben, in der die Radialdruckfestigkeit des Werkstoffs mit ungefähr gleichen Anteilen der Pulver "A" und "B", wie deutlich ersichtlich ist, bei einem Maximum liegt. Dies zeigt wiederum deutlich den synergistischen Effekt.
Der synergistische Effekt des Vermischens und Sinterns der zwei Pulverbestandteile zeigt sich deutlicher aus den Ergebnissen der Fig. 5 als aus den Härtewerten der Fig. 4. In diesem Falle weisen alle Zwischengemischzusammensetzungen bei allen Sintertemperaturen höhere Radialdruckfestigkeiten auf als die einzelnen Pulverbestandteile. Der Effekt zeigt sich wiederum besonders deutlich, wenn etwa gleiche Mengen der zwei Pulver vorliegen und wenn die Sintertemperatur im Bereich von etwa 540ºC bis etwa 580ºC liegt.
Die Mikrostrukturen der verschiedenen Legierungen zeigten bei den niedrigeren Sintertemperaturen meist eine sehr feine Struktur, welche die Mikrostrukturen der ursprünglichen, atomisierten Pulverteilchen widerspiegelt. Man nimmt an, daß der Anstieg der Härte und der Radialdruckfestigkeit bis zu einer Sintertemperatur von etwa 560ºC auf den vorteilhaften Wirkungen der interpartikulären Bindung während des Verdichtens beruht, die zu erhöhter Diffusion während des Sinterns führt, während die Verminderung dieser Eigenschaften bei Sintertemperaturen von mehr als etwa 560ºC auf einer Vergröberung und auf einsetzendem Schmelzen beruhen kann.

Claims

1. Aluminiumlegierung, hergestellt auf einem pulvermetallurgischen Weg, wobei die Aluminiumlegierung eine Struktur besitzt, die wenigstens zwei einander durchdringende, aus den ursprünglichen Pulverteilchen erhaltene Netzstrukturen umfaßt, wobei diese wenigstens zwei Netzstrukturen eine erste Struktur, die aus einer ersten pulverförmigen Legierung erhalten wurde, die ein annähernd eutektisches Material auf Aluminium-Silicium- Basis mit einem Siliciumgehalt von 9 bis 13 Gew.-% enthält, und eine zweite Struktur aufweisen, welche aus einer zweiten pulverförmigen Legierung erhalten wird, die ein übereutektisches Material auf Aluminium-Silicium-Basis enthält, wobei die erste und die zweite Struktur in der Aluminiumlegierung in relativen Mengenverhältnissen im Bereich von etwa 25 : 75% bzw. 75 : 25% vorliegen.

2. Aluminiumlegierung nach Anspruch 1, bei der die zwei Netzstrukturen eine durch Grenzflächendiffusion zwischen diesen wenigstens zwei Strukturen gebildete Zwischenzone besitzen.

3. Aluminiumlegierung nach Anspruch 1 oder 2, wobei wenigstens eines der darin enthaltenen Legierungsmaterialien durch eine geeignete Wärmebehandlung eine Aushärtungsreaktion durchläuft.

4. Aluminiumlegierung nach einem der vorhergehenden Ansprüche, bei der die erste und die zweite Struktur in etwa gleichen relativen Mengenverhältnissen vorliegen.

5. Aluminiumlegierung nach einem der vorhergehenden Ansprüche, bei der die erste Struktur folgende nominale Zusammensetzung in Gew.-% aufweist: 11 Si/1 Cu/Rest Al.

6. Aluminiumlegierung nach einem der vorhergehenden Ansprüche, bei der die zweite Struktur folgende nominale Zusammensetzung in Gew.-% aufweist: 18 Si/4, 5 Cu/0,5 Mg/ max. 1,1 Fe/Rest AI.

7. Verfahren zur Herstellung einer Aluminiumlegierung auf einem pulvermetallurgischen Weg, wobei das Verfahren folgende Schritte umfaßt: Herstellung wenigstens einer ersten Pulvers aus einer annähernd eutektischen Legierung auf Aluminium-Silicium-Basis mit einem Siliciumgehalt von 9 bis 13 Gew.-%; Herstellung wenigstens eines zweiten Pulvers aus einer übereutektischen Legierung auf Aluminium- Silicium-Basis; Vermischen des wenigstens ersten und zweiten Pulvers in den gewünschten Mengenverhältnissen; Verdichten des Pulvergemisches und Sintern des verdichteten Pulvers, wobei die gewünschten relativen Mengenverhältnisse der ersten pulverförmigen Legierung und der zweiten pulverförmigen Legierung im Bereich von 25 : 75% bzw. 75 : 25 liegen.

8. Verfahren nach Anspruch 7, bei dem wenigstens einer der beiden pulverförmigen Legierungsbestandteile weitere Legierungszusätze enthält.

9. Verfahren nach Anspruch 7 oder 8, bei dem eine flüssige Übergangsphase an den interpartikulären Grenzflächen zwischen jedem Legierungsbestandteil gebildet wird.

10. Verfahren nach einem der vorhergehenden Ansprüche 7 bis 9, bei dem das Pulvergemisch als Zusatz weiterhin ein drittes, als Sinterhilfe wirkendes Pulver enthält.

11. Verfahren nach einem der vorhergehenden Ansprüche 7 bis 10, bei dem die erste, annähernd eutektische Legierung auf Aluminium-Silicium-Basis folgende nominale Zusammensetzung in Gew.-% aufweist: 11 Si/1 Cu/Rest Al.

12. Verfahren nach einem der vorhergehenden Ansprüche 7 bis 11, bei dem die zweite, übereutektische Legierung auf Aluminium-Silicium-Basis folgende nominale Zusammensetzung in Gew.-% aufweist: 18 Si/4, 5 Cu/0,5 Mg/max. 1,1 Fe/Rest Al.

13. Verfahren nach einem der vorhergehenden Ansprüche 7 bis 12, bei dem die erste, annähernd eutektische und die zweite, übereutektische Legierung in etwa gleichen Mengenverhältnissen vorliegen.

14. Verfahren nach einem der vorhergehenden Ansprüche 7 bis 13, bei dem die Sintertemperatur im Bereich von etwa 520ºC bis etwa 600ºC liegt.

15. Verfahren nach einem der vorhergehenden Ansprüche 7 bis 14, bei dem die Sinterdauer im Bereich von etwa 5 Minuten bis etwa 60 Minuten liegt.