DE69801702T2

DE69801702T2 - Aluminium-Legierung und Verfahren zu ihrer Herstellung

Info

Publication number: DE69801702T2
Application number: DE69801702T
Authority: DE
Inventors: Manabu Hashikura; Hisao Hattori; Toshihiko Kaji; Yoshishige Takano
Original assignee: Sumitomo Electric Industries Ltd; Japan Science and Technology Corp
Current assignee: Japan Science and Technology Agency; Sumitomo Electric Industries Ltd
Priority date: 1997-04-30
Filing date: 1998-04-29
Publication date: 2002-07-11
Anticipated expiration: 2018-04-30
Also published as: EP0875593B1; KR19980081847A; DE69801702D1; KR100481250B1; EP0875593A1; US6231808B1

Description

Die vorliegende Erfindung betrifft eine Aluminiumlegierung, die eine hohe Zähigkeit und hervorragende Wärmefestigkeit aufweist, als Teil oder Baumaterial verwendet werden kann, das eine hohe Zähigkeit aufweisen muß, und betrifft ein Verfahren zu deren Herstellung.
Verschiedene Untersuchungen wurden in Bezug auf hochfeste Aluminiumlegierungen durchgeführt, die aus einer Legierung erhalten werden, die amorphes Metall, eine übersättigte Feststoffiösung, und mikrokristallines Metall enthält, das durch schnelle Abschreckung erhalten wird. Beispielsweise beschreibt die JP-B-6- 21326 (der hier verwendete Begriff "JP-B" bedeutet "japanische Veröffentlichung einer geprüften Patentanmeldung"), das eine schnelle Abschreckung und Verfestigung einer ternären Legierung, die durch die Formel AlaMbXc repräsentiert wird (wobei M zumindest ein Element repräsentiert; das ausgesucht ist unter Cr, Mn, Fe, Co, Ni, Cu, Zr, Ti, Mg und Si; X zumindest ein Element repräsentiert, das ausgesucht ist aus Y, La, Ce, Sm, Nd, Nb und Mm (Mischmetalle); a, b und c Atomprozentsätze sind, wobei a von 50 bis 95 reicht, b von 0,5 bis 35, und c von 0,5 bis 25), zu einer amorphen Legierung oder einem Verbundwerkstoff aus amorphem Material und mikrokristallinem Material führt, die jeweils eine Zugfestigkeit von 853 bis 1010 MPa aufweisen (von 87 bis 103 kgf/mm²) sowie eine Streckgrenze von 804 bis 941 MPa (von 82 bis 96 kgf/mm²).
Die sich ergebende Aluminiumlegierung weist eine hohe Zugfestigkeit auf, die mindestens doppelt so groß ist wie bei herkömmlichen, kristallinen Aluminiumlegierungen, aber ihre Charpy-Schlagzähigkeit beträgt weniger als etwa ein Fünftel jener von herkömmlichem Barren-Aluminium.
Die JP-A-5-1346 (der hier verwendete Begriff "JP-A" bedeutet "veröffentlichte japanische ungeprüfte Patentanmeldung") beschreibt, daß eine Aluminiumlegierung mit einer Zugfestigkeit von 875 bis 945 MPa (von 889,2 bis 96,3 kgf/mm²) und einer Längung im Zugversuch von 1,7 bis 2,9% durch schnelle Abschreckung und Verfestigung eines Legierungssystems erhalten wird, das durch die Formel AlaMbLnc oder AlaMbXdLnc repräsentiert wird (wobei M zumindest ein Element ist, das ausgesucht ist unter Co, Ni und Cu; Ln zumindest ein Element ist, das aus Y, Seltenerdelementen und Mm ausgewählt ist; und X zumindest ein Element ist, das ausgewählt ist unter V, Mn, Fe, Mo, Ti und Zr). Die metallographische Struktur der Legierung weist eine mittlere Korngröße von 0,1 bis 80 um auf. Die Matrix ist Aluminium oder eine übersättigte Feststofllösung aus Aluminium, und in de Matrix sind kleine Teilchen einer intermetallischen Verbindung in einer stabilen oder metastabilen Phase mit einer Teilchengröße von 10 bis 500 nm verteilt. Der Begriff "Matrix" im Zusammenhang mit der vorliegenden Erfindung betrifft die Wirtsphase, welche die andere Phase enthält.
Bei der Legierung, die in der JP-A-51346 beschrieben wird, und bei welcher kleine intermetallische Verbindungsteilchen in der Größenordnung von Nanometern in de übersättigten Fesstofflösungsmatrix dispergiert sind, dehnen sich die fein verteilten intermetallischen Verbindungsteilchen bei Einwirkung von Wärme aus. Daher wird die Zähigkeit der Aluminiumlegierung bei einer bestimmten Temperatur oder darüber beträchtlich verringert.
Daher sind die Aluminiumlegierungen, die in der JP-B-5-21326 und JP-A-5-1346 beschrieben sind, beide zum Einsatz eines Materials für Maschinenteile und Kraftfahrzeugteile ungeeignet, die eine hohe Verläßlichkeit aufweisen müssen. Die EP-A-638 657 beschreibt eine Aluminiumlegierung, bei welcher die intermetallischen Verbindungen kugelförmig dispergiert sind, und welche keine modulierte Struktur aufweist.
Um die voranstehend geschilderten Schwierigkeiten zu überwinden, haben die vorliegenden Erfinder die Mikrostrukturen von Aluminiumlegierungen in der Größenordnung von Nanometern und deren mechanische Eigenschaften untersucht. Sie haben herausgefunden, daß bei Wärmebehandlung einer herkömmlichen, übersättigten Feststofflösung eine klare kristalline Korngrenze zwischen einer ausgefallenen intermetallischen Verbindung und der Al-Matrix erzeugt wird, und daß sich die Verankerung von Versetzungen nach der plastischen Verformung an der Korngrenze konzentriert. Dies behindert den Versuch, die Zähigkeit zu erhöhen.
Die Erfinder haben sich überlegt, daß eine Konzentration von Versetzungsverankerung dadurch verhindert werden könnte, daß eine modulierte Struktur (eine Mikrostruktur mit regelmäßigen Konzentrationsschwankungen) eingesetzt wird, die keine klaren Grenzen zwischen einer intermetallischen Verbindung und einer Al-Matrix aufweist. Es zeigte sich, daß eine derartige modulierte Struktur eine hohe Zähigkeit aufwies, während die intermetallische Verbindung ausfällt, aber die Zähigkeit mit fortschreitender Ausfällung bis zur vollständigen Ausfällung beträchtlich verringert wird. Dies liegt daran, daß sich klare kristalline Korngrenzen zwischen der Al-Matrix und dem Niederschlag bei der Beendigung der Ausfällung bilden, und Versetzungen nach der plastischen Verformung sich an den Korngrenzen konzentrieren.
Ein Vorteil der vorliegenden Erfindung besteht in der Lösung der voranstehend geschilderten Probleme durch Bereitstellung einer Aluminiumlegierung, die eine verbesserte Zähigkeit und verbesserte Wärmefestigkeit aufweist, im Vergleich zu herkömmlichen Aluminiumlegierungen, und die im industriellen Maßstab hergestellt werden kann.
Ein weiterer Vorteil der vorliegenden Erfindung besteht in der Bereitstellung eines Verfahrens zur Herstellung einer derartigen zähen und wärmebeständigen Aluminiumlegierung.
Andere Vorteile und Auswirkungen der vorliegenden Erfindung werden aus der folgenden Beschreibung deutlich.
Bei einer ersten Zielrichtung besteht die Erfindung in einer zähen und wärmebeständigen Aluminiumlegierung, welche Aluminium aufweist, ein Übergangsmetallelement und ein Seltenerdelement, eine modulierte Struktur aufweist, welche eine Aluminiummatrix und eine intermetallische Verbindung aufweist, die sich so abgesetzt hat, daß ein Netzwerk in der Aluminiummatrix ausgebildet wird, wobei die Aluminiumlegierung eine Zusammensetzung aufweist, die durch folgende Formel angegeben wird:
AlaXbZc
wobei X zumindest ein Element repräsentiert, das aus der Gruppe ausgewählt ist, die aus Ti, V, Cr, Mo, W, Nb, Ta und Zr besteht; Z zumindest ein Element repräsentiert, das aus der Gruppe ausgewählt ist, die aus Y, La, Ce, Sm, Nd und Mm besteht; a, b und c Atomprozentsätze repräsentieren, wobei a von 90 bis 99 reicht, b von 0,5 bis 5; und c von 0,5 bis 5, und
wobei das Netzwerk Bänder intermetallischer Verbindungen aufweist, die jeweils eine Breite von 10 bis 500 nm aufweisen, und in einem Abstand zu benachbarten Bändern von 10 bis 100 nm angeordnet sind.
Die Aluminiumlegierung gemäß der vorliegenden Erfindung wird im wesentlichen durch Wärmebehandlung einer aluminiumhaltigen übersättigten Feststoffiösung erhalten, welche ein Übergangsmetallelement und ein Seltenerdelement enthält.
Um die Ausfällung der intermetallischen Verbindung zu verzögern, wird ein Metallelement, das einen hohen Schmelzpunkt aufweist, und langsam in eine Al-Matrix eindiffundiert, im allgemeinen als eins der Bestandteile verwendet.
Wenn die Breite und der Abstand des Netzwerks außerhalb der voranstehend angegebenen Bereiche liegen, wird die Zähigkeit im allgemeinen wesentlich verringert. Wenn die Breite und der Abstand beide kleiner als 10 nm sind, weist die Al-Legierung eine ausreichende Festigkeit auf, jedoch eine schlechte Duktilität. Wenn die Breite und der Abstand größer als 500 nm bzw. 100 nm sind, können sowohl die Duktilität als auch die Festigkeit stark verringert werden. Auch wenn entweder die Breite oder der Abstand nicht die jeweilige Bedingung erfüllt, können sowohl Duktilität als auch Festigkeit verringert werden.
Anscheinend wird die modulierte Struktur durch spinodale Zersetzung im Verlauf der Ausfällung oder der Anfangsstufe der Kernbildung im Verlauf der Ausfällung ausgebildet. In der Netzwerkstruktur ist die Grenzfläche zwischen der Al-Matrix und dem Niederschlag zusammenhängend, und Aluminium und die Bestandteile der intermetallischen Verbindung ändern kontinuierlich ihre Konzentration um die zusammenhängende Grenzfläche dazwischen. Dies liegt daran, daß die Konzentrationsschwankung größer wird, so daß eine Ausfällung hervorgerufen wird, ohne daß eine Kernbildung erforderlich ist, so daß keine Inkubationszeit bei der Ausfällung vorhanden ist, und weil sich die übersättigte Feststofflösung zersetzt, während ein perfekter Zusammenhang mit der Al-Matrix aufrechterhalten bleibt. Da keine deutliche Grenzfläche (kristalline Korngrenze) zwischen der Al-Matrix und dem Niederschlag vorhanden ist, konzentriert sich die Verankerung von Versetzungen kaum an einem Ort, was zu einer hohen Zähigkeit führt.
Bei der Auswahl der Kombination von Metallelementen zur Ausbildung der modulierten Struktur ist es wesentlich, daß die Metallelemente eine übersättigte Feststofflösung mit einer Aluminiummatrix bilden können, und in zwei Phasen getrennt werden können. Die erste Anforderung kann dadurch erfüllt werden, daß ein Element ausgesucht wird, das einen Atomradius aufweist, der nahe an jenem von Al liegt. Die zweite Bedingung kann dadurch erfüllt werden, daß ein Element ausgewählt wird, welches nicht dazu fähig ist, eine Feststofflösung oder eine intermetallische Verbindung mit dem Element auszubilden, das die erste Anforderung erfüllt.
Das Binärzustandsdiagramm der so ausgewählten Elemente ist vorzugsweise eines mit zwei getrennten Phasen.
Bei einer weiteren Zielrichtung besteht die Erfindung in einem Verfahren zur Herstellung einer zähen und wärmebeständigen Aluminiumlegierung, gemäß der voranstehend geschilderten ersten Zielrichtung, mit folgenden Schritten:
Schnelles Abschrecken und Verfestigen der flüssigen Aluminiumlegierung mit einer Abschreckrate von 10² bis 10&sup5; K/sec um eine übersättigte Feststofflösung auf Aluminiumbasis zu erhalten; und
Wärmebehandlung der abgeschreckten übersättigten Feststoffiösung auf Aluminiumbasis bei einer Wärmebehandlungstemperatur von 437 K oder höher, wobei die Temperaturanstiegsrate zur Wärmebehandlungstemperatur 1,5 K/sec oder mehr beträgt.
Die schnelle Abschreckung und Verfestigung wird vorzugsweise durch Gaszerstäubung oder Wasserzerstäubung durchgeführt. Vorzugsweise wird mit der Aluminiumlegierung, die nach der Wärmebehandlung erhalten wird, eine warmplastische Bearbeitung durchgeführt. Die warmplastische Bearbeitung ist vorzugsweise Pulvermetallschmelzen.
Spezielle Ausführungsformen gemäß der vorliegenden Erfindung werden nunmehr unter Bezugnahme auf die beigefügten Zeichnungen beschrieben. Es zeigt:
Fig. 1 eine Abtastelektronenmikroskopaufnahme, die eine modulierte Struktur zeigt, bei welcher eine intermetallische Verbindung ausgefallen ist, um ein Netzwerk auszubilden;
Fig. 2 eine schematische Darstellung der in Fig. 1 gezeigten modulierten Struktur;
Fig. 3 ein Zustandsdiagramm eines binären Systems aus Ce-Mo;
Fig. 4 ein SEM-Photo eines Vergleichsbeispiels 17;
Fig. 5 ein SEM-Photo eines Vergleichsbeispiels 18;
Fig. 6 ein SEM-Photo eines Vergleichsbeispiels 19;
Fig. 7 ein SEM-Photo eines Vergleichsbeispiels 20; und
Fig. 8 ein Diagramm, das die Beziehung zwischen Mikro-Vickershärte und Wärmebehandlungstemperaturen zeigt.
Die zähe und wärmebeständige Aluminiumlegierung gemäß der vorliegenden Erfindung weist vorzugsweise eine Legierungszusammensetzung auf, die repräsentiert wird durch die Formel AlaXbZc (wobei X zumindest ein Element repräsentiert, das aus der Gruppe ausgesucht ist, die besteht aus Ti, V, Cr, Mo, W, Nb, Ta und Zr; Z zumindest ein Element repräsentiert, das aus der Gruppe ausgewählt ist, die besteht aus Y, La, Ce, Sm, Nd und Mm (Mischmetall); a, b und c Atomprozentsätze sind, wobei a von 90 bis 99 reicht; b von 0,5 bis 5; und c von 0,5 bis 5). Eine flüssige Aluminiumlegierung, welche die voranstehende Zusammensetzung aufweist, wird schnell abgeschreckt und verfestigt, um eine übersättigte Feststofflösung auszubilden, in welcher das Metallelement X, das einen hohen Schmelzpunkt aufweist, und das Element Z, das sich von X trennt, zwangsweise in einer Al-Matrix aufgelöst werden.
Eine wirksame Abschreckrate bei der Herstellung einer übersättigten Feststoffiösung liegt zwischen 10² und 10&sup5; K/sec, was für die Massenproduktion im industriellen Maßstab geeignet ist. Bei der vorliegenden Erfindung wird die übersättigte Feststofflösung als ein Ausgangsmaterial verwendet, mit welchem eine Wärmebehandlung durchgeführt wird, um eine modulierte Struktur in der Größenordnung von Nanometern zu erhalten.
Die Gründe für die Einschränkungen in Bezug auf die Atomprozentsätze der Bestandteile werden nachstehend erläutert. Wenn das Element X mit größerem Anteil (b > 5) vorhanden ist, kann sich eine Al-X-Intermetallverbindung in der Al-Matrix als primäre Kristalle auskristallisieren. Die primären Kristalle werden zwangsweise in der Al- Matrix aufgelöst und verschwinden, wenn die Abschreckrate erhöht wird. Wenn die Abschreckrate jedoch niedriger als der voranstehend angegebene Bereich ist, bleiben die primären Kristalle vorhanden, und verursachen eine beträchtliche Verringerung der Zähigkeit. Wenn der Anteil des Elements X kleiner als der voranstehende Bereich ist (b < 0,5), wird das Element X in der Al-Matrix aufgelöst, aber neigt dazu, in der Form einer Al-X-Intermetallverbindung infolge der Wärmebehandlung auszufallen, was die Ausbildung der modulierten Struktur stört. Daher kann die Zähigkeit wesentlich verringert werden.
Wenn die Menge des Elements Z größer als der voranstehende Bereich ist (c > 5), taucht eine amorphe Phase eines Al-Z-Systems in der Al-Matrix auf, was die Ausbildung der modulierten Struktur behindert. Darüber hinaus kann sich eine große Anzahl spröder, äußerst feiner Niederschläge einer Al-Z-Intermetallverbindung bei der Wärmebehandlung ausbilden, was zu einer deutlichen Verringerung der Zähigkeit führt. Wenn die Menge des Elements Z kleiner ist als der voranstehend genannte Bereich (c < 0,5), löst sich das Element Z in der Al-Matrix auf, jedoch besteht die Tendenz, daß die Ausfällung einer Al-X-Intermetallverbindung leicht auftritt, verglichen mit der Ausfällung einer Al-Z-Intermetallverbindung. Daher wird durch die Wärmebehandlung eine Al-X-Intermetallverbindung ausgefällt, was die Ausbildung der modulierten Struktur stört. Daher kann die Zähigkeit beträchtlich verringert werden.
Weiterhin stellt die vorliegende Erfindung ein Verfahren zur Herstellung der voranstehend geschilderten zähen und wärmebeständigen Aluminiumlegierung zur Verfügung, welches eine Wärmebehandlung einer schnell abgeschreckten und verfestigten Aluminiumlegierung, die eine übersättigte Feststofflösung auf Aluminiumbasis aufweist, einer Temperatur von 473 K oder höher umfaßt. Bei der Wärmebehandlung ist die Temperaturanstiegsrate auf die Wärmebehandlungstemperatur 1,5 K/sec oder höher.
Bei dem erfindungsgemäßen Verfahren wird die voranstehend geschilderte übersättigte Feststofflösung, die durch schnelle Abschreckung und Verfestigung einer Aluminiumlegierung erhalten wird, als Ausgangsmaterial verwendet, das auf eine Temperatur von 473 K oder mehr so erhitzt wird, wobei die Temperaturanstiegsrate 1,5 K/sec oder mehr beträgt, um eine modulierte Struktur auszubilden, die eine hohe Zähigkeit aufweist. Wenn die Wärmebehandlungstemperatur niedriger als 473 K ist, ist die Ausfällung aus der übersättigten Feststofflösung unzureichend, so daß man nur eine Aluminiumlegierung erhält, die eine hohe Festigkeit aufweist, jedoch geringe Duktilität und geringe Zähigkeit. Wenn die Wärmebehandlung mit einer Temperaturanstiegsrate von weniger als 1,5 K/sec durchgeführt wird, dehnt sich die metallographische Struktur der sich ergebenden Aluminiumlegierung aus, was zu einer geringen Zähigkeit führt. Die vorliegende Erfindung wird mit weiteren Einzelheiten unter Bezugnahme auf die folgenden Beispiele und Vergleichsbeispiele beschrieben, jedoch wird darauf hingewiesen, daß die Erfindung nicht hierauf beschränkt ist.

BEISPIELE 1 BIS 15 UND VERGLEICHSBEISPIELE 16 BIS 20

Eine Metallmischung mit der in der nachstehenden Tabelle 1 angegebenen Zusammensetzung wurde in einem Lichtbogenofen geschmolzen und gegossen, und knopfförmige Barren zu erhalten, die jeweils 1 g wogen. Die Barren wurden in Bänder mit Hilfe einer Einzelwalzenschmelzabschreckeinrichtung umgeformt. Genauer gesagt wurde eine Quarzdüse mit einem Durchmesser von 0,5 mm an der Spitze 0,5 mm oberhalb einer Kupferwalze angeordnet. Die der Düse zugeführten Barren wurden in einem Hochfrequenzschmelzofen geschmolzen, um eine flüssige Aluminiumlegierung zu erhalten, und die flüssige Legierung wurde mit einem Druck von 78 kPa (7,95 · 10&supmin;³ kgf/mm²) auf die Kupferwalze gespritzt, um eine Bandprobe zu erhalten. Die auf die flüssige Aluminiumlegierung einwirkende Abkühlrate lag zwischen 10³ und 10&sup5; K/sec.
Die Bandprobe wurde unter den in Tabelle 1 angegebenen Bedingungen erwärmt. Mit der wärmebehandelten Bandprobe wurde ein Zugfestigkeitstest mit einem Instron-Zugfestigkeituntersuchungsgerät durchgeführt. Die erhaltenen Ergebnisse sind in Tabelle 2 angegeben. Ein mit einem hoch auflösenden SEM (Abtastelektronenmikroskop) erhaltenes Photo der modulierten Struktur des Beispiels 1 ist in Fig. 1 gezeigt. Die modulierten Strukturen der Beispiele 2 bis 15 waren ähnlich jenen des Beispiels 1.
In dem Photo von Fig. 1 ist der schwarze Bereich Al, und die gekrümmten weißen Bänder und der nebelige weiße Bereich im rechten unteren Abschnitt des Photosstellen die ausgefallene intermetallische Verbindung dar. Die "modulierte Struktur", welche eine Aluminiummatrix und eine intermetallische Verbindung umfaßt, die ausgefallen ist, um ein Netzwerk in der Aluminiummatrix auszubilden" ist jener Teil, der den schwarzen Bereich (Al) und die gekrümmten weißen Bänder (intermetallische Verbindung) umfaßt. Die gekrümmten weißen Bänder (intermetallische Verbindung) bilden das "Netzwerk".
Fig. 2 ist eine schematische, vergrößerte Darstellung der Netzwerkstruktur von Fig. 1, bei welcher der schwarze Bereich 2 Al ist, und das gekrümmte weiße Band 1 die intermetallische Verbindung. Der "Abstand der Bänder der ausgefallenen intermetallischen Verbindung" ist mit λ bezeichnet. Der Abstand λ wurde aus dem tatsächlichen Mikroskopphoto durch ein Kreuzungslinienverfahren berechnet (gerade Linien, die sich in rechten Winkeln kreuzen, werden auf dem Photo gezogen, und ein Mittelwert der Längen der Stücke des Niederschlages auf jeder Linie wird erhalten). Die "Breite der Bänder der ausgefallenen intermetallischen Verbindung" ist mit δ bezeichnet. Der Abstand und die Breite des Niederschlages sind in Tabelle 2 angegeben.
In den Tabellen 1 und 2 entsprechen die Läufe Nr. 1 bis 15 den Beispielen 1 bis 15, und die Läufe Nr. 16 bis 20 den Vergleichsbeispielen 16 bis 20. TABELLE 1 TABELLE 2
Bei der Festlegung des Legierungssystems zur Ausbildung der modulierten Struktur, bei welcher die intermetallische Verbindung als Niederschlag in einem Netzwerk vorhanden ist, ist es wesentlich, daß X und Z ein binäres Zustandsdiagramm mit getrennten Phasen aufweisen, wie dies voranstehend erwähnt wurde.
Fig. 3 ist ein Zustandsdiagramm eines bekannten binären Legierungssystems aus Ce-Mo. (Dr. William g. Moffatt, The Handbook of Binary Phase Diagrams, Genium Publishing Corporation). In der Figur sind Temperaturen auf der Grundlage der Einheit "ºC" angegeben, jedoch ist die Beziehung zwischen den Temperatureinheiten "ºC" und "K" wohlbekannt, nämlich "K = ºC + 273,16". In diesem Diagramm ist das System in γ-Ce und Mo in einem Niedertemperaturbereich getrennt. Die Legierungszusammensetzungen, die in der voranstehenden Tabelle 1 und der nachstehenden Tabelle 4 angegeben sind, wurden so ausgewählt, daß bei X und Z eine derartige Phasentrennung auftritt, wie sie in Fig. 3 dargestellt ist.
Damit das Ausgangsmaterial bei Erwärmung eine modulierte Struktur ergibt, ist das Ausgangsmaterial vorzugsweise eine übersättigte Feststoffiösung. Die Abschreckrate zur Verfestigung einer flüssigen Aluminiumlegierung stellt einen wichtigen Faktor zur Erzeugung einer übersättigten Feststofflösung dar. Die Legierungszusammensetzung sollte so gewählt sein, daß eine übersättigte Feststoffiösung erhalten wird, wenn eine Abschreckrate im industriellen Maßstab von 105 K/sec eingesetzt wird.
Die SEM-Photos der Strukturen der Vergleichsbeispiele 17 und 18 sind in Fig. 4 bzw. 5 gezeigt. Beim Vergleichsbeispiel 17, bei welchem das zweite Element X, das eine niedrige Feststofflösungsgrenze in der Al-Matrix aufweist, in großem Anteil verwendet wird, entwickelt sich die intermetallische Verbindung in der Al-Matrix als kugelförmige, primäre Kristalle 3, wie dies in Fig. 4 gezeigt ist. Beim Vergleichsbeispiel 18, bei welchem das Element Z in großer Menge hinzugefügt ist, zeigt die Struktur eine amorphe Phase, die mikrofeine kugelförmige primäre Kristalle 4 enthält, wie dies in Fig. 5 gezeigt ist. In jedem dieser Fälle ist die sich ergebende Legierung deutlich schlechter in Bezug auf Zugfestigkeit und Längung, und weist daher eine geringe Zähigkeit auf, im Vergleich zu den Beispielen 1 bis 15.
Bei der Auswahl des Legierungssystems zur Ausbildung der modulierten Struktur nach Erwärmung sind die Mengen der Elemente X und Z wesentlich. Fig. 6 und 7 zeigen die SEM-Photos der Struktur des Vergleichsbeispiels 19 bzw. 20. Im Vergleichsbeispiel 19, bei welchem das Element X in großer Menge hinzugefügt ist, taucht die intermetallische Verbindung als kugelförmige, primäre Kristalle 3 in der Al- Matrix auf, wie dies in Fig. 6 gezeigt ist. Beim Vergleichsbeispiel 20, bei welchem das Element Z in großer Menge hinzugefügt ist, taucht eine große Anzahl an feinen, kugelförmigen, ausgefallenen Teilchen 5 zusammen mit kugelförmigen, primären Kristallen 4 auf, wie dies in Fig. 7 gezeigt ist. Dies liegt daran, daß sich eine amorphe Phase des Al-Z-Systems bei schneller Abschreckung und Verfestigung entwickelt, und dann bei Temperaturen oberhalb der Kristallisierungstemperatur behandelt wird. In jedem Fall ist die sich ergebende Legierung deutlich schlechter in Bezug auf die Zugfestigkeit und die Längung, und weist daher eine geringe Zähigkeit auf, im Vergleich zu den Legierungen der Beispiele 1 bis 15.
Fig. 8 ist ein Diagramm, welches die Wärmebehandlungstemperaturabhängigkeit der Mikro-Vickershärte (mHv) (Belastung: 25 g) der Legierung gemäß Beispiel 1 zeigt. Die Wärmebehandlungszeit bei dem Härtetest betrug 5 Minuten. Man sieht, daß bei der Aluminiumlegierung des Beispiels 1 eine geringe Abnahme der Härte bei einer Erhöhung der Behandlungstemperatur auftritt, mit einer wesentlich besseren Wärmebeständigkeit. Es wurde ebenfalls bestätigt, daß die Aluminiumlegierungen der Beispiele 2 bis 15 jeweils eine entsprechende Wärmebehandlungstemperaturabhängigkeit wie jene zeigten, die in Fig. 8 dargestellt ist, und daher eine hervorragende Wärmefestigkeit aufweisen.

BEISPIELE 21 BIS 26 UND VERGLEICHSBEISPIELE 27 BIS 28

Ein Aluminiumlegierungspulver mit der nachstehend in Tabelle 3 angegebenen Zusammensetzung wurde mit Hilfe eines Gaszerstäubers hergestellt. Gaszerstäubung wurde so durchgeführt, daß man eine flüssige Aluminiumlegierung aus einer Düse mit einem Durchmesser von 2 mm heraustreten ließ, und zum Zusammenstoß mit Stickstoffgas veranlaßt wurde, das sich auf einem Druck von 9,8 MPa (100 kgf/cm²) befand. Die Aluminiumlegierung kann auch dadurch pulverförmig ausgebildet werden, daß Wasserzerstäubung anstelle der Gaszerstäubung eingesetzt wird.
Getrennt wurde ein Pulver aus einer Al-Legierung des Typs 2014 (Zusammensetzung gemäß JIS H4000) auf dieselbe Weise wie voranstehend geschildert hergestellt. Der Dendrit-Armabstand der sich ergebenden, pulverförmigen Al- Legierung 2014 wurde gemessen, um die tatsächliche Abschreckrate zu bestimmen, die bei der Verfestigung der flüssigen Aluminiumlegierung auftrat. Als Ergebnis wurde bestätigt, daß die Abschreckrate bei der Verfestigung einer flüssigen Aluminiumlegierung, bei welcher Al-Legierungspulver mit einer Teilchengröße von 65 um erhalten wurde, 2 · 10&sup4; K/sec betrug.
Das Al-Legierungspulver der Beispiele 20 bis 26, das auf diese Art und Weise mittels Gaszerstäubung erzeugt wurde, wurde gesiebt, um Pulverteilchen zu erhalten, die kleiner als 65 um waren. Die so erhaltenen Pulverteilchen wurden preßgeformt, und die sich ergebenden Preßformlinge wurden schnell in einem Induktionsofen erwärmt, und bei einem Auflagerdruck von mindestens 883 MPa (9 11 cm²) geschmiedet. Die Temperaturanstiegsrate und die schließlich erreichte Temperatur zur Erwärmung des Preßformkörpers sind in Tabelle 3 angegeben. Die mechanischen Eigenschaften und die metallographische Struktur der so erhaltenen, geschmiedeten Materialien wurden bei Zimmertemperatur bestimmt.
Um die mechanischen Eigenschaften der sich ergebenden Pulverschmiedematerialien zu bestimmen wurde ein Zugfestigkeitstest bei Zimmertemperatur mit einem Instron-Zugfestigkeitsuntersuchungsgerät durchgeführt, um die Zugfestigkeit (UTS) und die Längung jeder Probe zu messen. Weiterhin wurde die Charpy-Schlagzähigkeit (ungekerbt) mit einem Charpy-Schlagzähigkeitsprüfgerät (JIS B7722) gemessen. Die erhaltenen Ergebnisse sind in Tabelle 4 aufgeführt. In den Tabellen 3 und 4 entsprechen die Läufe Nr. 21 bis 26 den Beispielen 21 bis 26, und die Läufe Nr. 27 und 28 den Vergleichsbeispielen 27 und 2ß.
Aus Tabelle 4 wird deutlich, daß die pulvergeschmiedeten Materialien der Beispiele 20 bis 26 eine höhere Zugfestigkeit und Längung und eine höhere Charpy- Schlagzähigkeit aufwiesen als jene der Vergleichsbeispiele 27 und 28. Es wird weiterhin darauf hingewiesen, daß die pulvergeschmiedeten Materialien der Beispiele 20 bis 26 gleich den Bandproben der Beispiele 1 bis 15 in Bezug auf die metallographische Struktur und die mechanische Eigenschaften sind. TABELLE 3 TABELLE 4
Die vorliegende Erfindung stellt eine Aluminiumlegierung zur Verfügung, die eine hervorragende Zähigkeit und Wärmebeständigkeit aufweist, und durch Wärmebehandlung einer übersättigten Feststofflösung auf Al-Grundlage erhalten wird, und die eine modulierte Struktur aufweist, bei welcher ein Niederschlag aus einer intermetallischen Verbindung zur Ausbildung eines Netzwerks in der Aluminiummatrix vorhanden ist.

Claims

1. Zähe und wärmebeständige Aluminiumlegierung, welche Aluminium aufweist, ein Übergangsmetallelement und ein Seltenerdelement, und eine modulierte Struktur aufweist, welche eine Aluminiummatrix und eine ausgefällte intermetallische Verbindung aufweist, zur Ausbildung eines Netzwerks in der Aluminiummatrix, und wobei die Aluminiumlegierung eine Zusammensetzung aufweist, die durch folgende Formel angegeben wird:

AlaXbZc

wobei X zumindest ein Element repräsentiert, das aus der Gruppe ausgewählt ist, die besteht aus Ti, V, Cr, Mo, W, Nb, Ta und Zr; Z zumindest ein Element repräsentiert, das aus der Gruppe ausgewählt ist, die besteht aus Y, La, Ce, Sm, Nd und Mm; a, b und c Atomprozentsätze repräsentieren, wobei a von 90 bis 99 geht; b von 0,5 bis 5; und c von 0,5 bis 5, und

wobei das Netzwerk Bänder aus einer intermetallischen Verbindung aufweist, die jeweils eine Breite von 10 bis 500 nm haben, und in einem Abstand zu benachbarten Bändern von 10 bis 100 nm angeordnet sind.

2. Zähe und wärmebeständige Aluminiumlegierung nach Anspruch 1, die durch Wärmebehandlung einer übersättigten Feststofflösung auf Aluminiumbasis erhalten wird, die ein Übergangsmetallelement und ein Seltenerdelement enthält.

3. Zähe und wärmebeständige Aluminiumlegierung nach Anspruch 1 oder Anspruch 2, bei welcher die Kombination von X und Z so ist, daß deren Binärzustandsdiagramm vom Phasentrenntyp ist.

4. Verfahren zur Herstellung einer zähen und wärmebeständigen Aluminiumlegierung nach einem der voranstehenden Ansprüche, mit folgenden Schritten:

schnelle Abschreckung und Verfestigung der flüssigen Aluminiumlegierung mit einer Abschreckrate von 10³ und 10&sup5; K/sec, um eine übersättigte Feststofflösung auf Aluminiumbasis zu erhalten; und

Wärmebehandlung der abgeschreckten, übersättigten Fesistofflösung auf Aluminiumbasis bei einer Wärmebehandlungstemperatur von 473 K oder mehr, wobei die Temperaturanstiegsrate auf die Wärmebehandlungstemperatur 1,5 K/sec oder mehr beträgt.

5. Verfahren nach Anspruch 4, bei welchem die schnelle Abschreckung und Verfestigung durch Gaszerstäubung oder Wasserzerstäubung durchgeführt werden, und das Verfahren weiterhin einen Schritt der warmplastischen Bearbeitung der wärmebehandelten Aluminiumlegierung umfaßt.

6. Verfahren nach Anspruch 5, bei welchem die warmplastische Bearbeitung Pulvermetallschmieden ist.

7. Verfahren nach einem der Ansprüche 4 bis 6, bei welchem die Kombination aus X und Z so ist, daß deren Binärzustandsdiagramm vom Phasentrenntyp ist.