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Die Erfindung bezieht sich auf einen Gleitlagerwerkstöff aus einer Legierung auf Kupferbasis mit einem Zinnanteil von mindestens 2,5 Gew.%, mit einem Zinkanteil von mindestens 0,5 Gew.%, mit wenigstens einem Element aus einer Kobalt, Mangan und Zirkon enthaltenden Elementgruppe in einer auf die eingesetzten Elemente dieser Gruppe bezogenen Gesamtkonzentration zwischen 0,1 und 1 ,8 Gew.% und mit wenigstens einem Element aus einer Titan, Magnesium und Phosphor enthaltenden Elementgruppe in einer auf die eingesetzten Elemente dieser Gruppe bezogenen Gesamtkonzentration zwischen 0,05 und 1 ,7 Gew.%, und zwar beim Einsatz von Phosphor mit einer minimalen Phosphorkonzentration von 0,05 Gew.%.
Um ein Gleitlager insbesondere für den Motorenbau mit einer bleifreien Lagermetallschicht auf Kupferbasis mit den Hauptlegierungselementen Zinn und Zink zu schaffen,
ist es bekannt (EP 1 698 707 A2), dass die Anforderungen an die Gleiteigenschaften der Lagermetallschicht und an die mechanische Belastbarkeit des Lagers durchaus erfüllt werden können, wenn neben einem Zinnanteil von 2,5 bis 11 Gew.% und einen Zinkanteil von 0,5 bis 5 Gew.% wenigstens ein weiteres Element aus einer Kobalt, Mangan und Zirkon enthaltenden Gruppe zulegiert wird. Bei einer Beschränkung des Zinnanteils auf höchstens 11 Gew.% treten noch keine Aushärtungseffekte auf. Ausserdem sind noch keine zu einer Versprödung Anlass gebende Phasenzusammensetzungen zu erwarten. Das Zink stellt einen geeigneten Ersatz für sonst zum Einsatz kommenden Phosphor dar, der sich aufgrund der Ausbildung intermetallischer Eisen-Phosphorverbindungen nachteilig auf den Verbund der Lagermetallschicht mit einer stählernen Stützschale auswirken kann.
Durch die Zugabe von Kobalt, Mangan und/oder Zirkon wird die erforderliche Duktilität der Lagermetallschicht verbessert und die Fressneigung verringert. Es hat sich herausgestellt, dass durch den Einsatz dieser Zusatzelemente vor allem die Korn grosse und die Verformbarkeit der Werkstoffmatrix vorteilhaft beeinflusst werden können, ohne die hervorragende Korrosionsbeständigkeit der Matrix zu beeinträchtigen. Bei einer Gesamtkonzentration der Elemente Kobalt, Mangan bzw. Zirkon zwischen 0,1 und 1 ,8 Gew.% werden noch keine oder nur geringe in ihrer Wirkung vernachlässigbare Mengen an primär ausgeschiedenen Phasen gebildet, was sich vorteilhaft auf die Giessbarkeit, aber auch auf die Herstellung eines Sinterpulvers auswirkt.
Bleifreie Lagermetallschichten auf Kupferbasis mit den angegebenen Anteilen an Zinn, Zink und wenigstens einem Element aus der Elementgruppe Kobalt, Mangan und Zirkon stellen somit Legierungen dar, die sowohl giess- als auch sintertechnisch gut beherrscht werden können, sodass sie sich insbesondere für die Giess- oder Sinterplattierung auf Stahl, weniger jedoch für selbsttragende Lagerbüchsen oder Lagerschalen eignen, weil die hiefür benötigte Festigkeit nicht erreicht wird und ein Aushärten durch eine Wärmebehandlung wegen des Fehlens von eine entsprechende Ausscheidung bildenden Elementen nicht möglich ist.
Bei einer zumindest im Wesentlichen bleifreien Lagerlegierung auf Kupferbasis ist es bekannt (EP 0 687 740 A1), neben Zinn mit einem Anteil von 3 bis 9 Gew.% Wismut mit einem Anteil von 2,5 bis 9 Gew.% als Hauptlegierungsbestandteile vorzusehen,
wobei zusätzlich Phosphor bis 0,3 Gew.%, Zink bis 1 Gew.% , Blei bis 0,35 Gew.% und Nickel bis 2 Gew.% zulegiert werden können. Ab Wismutgehalten von ca. 2 Gew.% wird zwar die Laufeignung derartiger Werkstoffe verbessert, es sinken jedoch die mechanischen Festigkeitswerte stark ab, sodass ein Einsatz in Hochleistungsmotoren nicht möglich ist.
Zur Herstellung von Lagerhalbschalen durch eine Bruchtrennen eines abgelängten, durch ein Stranggiessen hergestellten Rohrstückes ist der Einsatz einer Bronzelegierung bekannt (DE 20 2006 016 993 U1), die aus 5 bis 15 Gew.% Zinn, 5 bis 20 Gew.% Nickel, bis zu 5 Gew.% Zink und bis zu 0,2 Gew.% eines oder mehrerer der Elemente Eisen, Mangan, Aluminium, Silizium und Phosphor, Rest Kupfer besteht.
Der hohe Nickelgehalt kann zwar zu einer erheblichen Aushärtung durch Wärmebehandlung und damit zu einer Steigerung der Festigkeit der Lagerlegierung ausgenützt werden, doch werden die Gussteile bei einer entsprechenden Anlassbehand lung wegen der inneren Spannungen zufolge der Ausscheidungen einer erhöhten Rissgefahr ausgesetzt.
Um den hohen mechanischen Lageranforderungen von Hochleistungsmotoren zu genügen ist darüber hinaus ein Gleitlagerwerkstoff auf Kupferbasis aus einer Legierung bekannt (DE 10 2006 027 844 A1), die 9,0 bis 14,0 Gew.% Zinn, 0,1 bis 0,6 Gew.% Chrom und zumindest eines der Elemente Nickel und Silizium enthält, wobei der Nickelanteil 0,01 bis 4,0 Gew.% und der Siliziumanteil 0,01 bis 0,6 Gew.% betragen.
Zusätzlich können noch bis 0,3 Gew.% Eisen, bis 0,2 Gew.% Zirkon, bis 0,1 Gew.%Blei 0,01 bis 6,0 Gew.%Zink und 0,01 bis 0,25 Gew.% Phosphor und bis 0,08 Gew.% Schwefel zulegiert werden. Nickel führt bei Kupfer-Zinnlegierungen unter bestimmten thermischen Bedingungen zu kontinuierlichen Ausscheidungen aus dem übersättigten Mischkristall und damit zu einer Festigkeits- und Härtesteigerung der Legierung. Werden in einer bevorzugten Ausführungsform 2,5 bis 4,0 Gew.% Nickel zulegiert, so kann im Zusammenwirken mit dem hohen Zinngehalt das thermodynamische Gleichgewicht bei einer Wärmebehandlung zugunsten von diskontinuierlichen Ausscheidungen verschoben werden, sodass es zur Bildung von zusätzlichen Hartteilchen im Gefüge der Legierung kommt.
Es besteht allerdings die Gefahr der Bildung von schwerlösllichen intermetallischen Kupfer-Zinnphasen, die eine Versprödung nach sich ziehen.
Der Erfindung liegt somit die Aufgabe zugrunde, einen Gleitlagerwerkstoff aus einer Legierung auf Kupferbasis zu schaffen, der hohen mechanischen Festigkeitsanforderungen durch ein Aushärten genügen kann, ohne Einbussen hinsichtlich der tribologischen Eigenschaften im Vergleich zu nicht aushärtbaren Legierungen in Kauf nehmen zu müssen.
Ausgehend von einem Gleitlagen/verkstoff der eingangs geschilderten Art löst die Erfindung die gestellte Aufgabe dadurch, dass der Zinnanteil bis 8,6 Gew.% und der Zinkanteil 6,1 bis 10,0 Gew.% betragen, wobei die Summe der Zinn- und Zinkanteile zwischen 8,6 und 16,0 Gew.% liegt, dass die Legierung einen zusätzlichen Nickelanteil zwischen 2,6 und 10,
0 Gew.% aufweist und dass beim Einsatz von Phosphor als Legierungselement der Phosphorgehalt maximal 0,35 Gew.% ausmacht.
Der Zinngehalt der Legierung stellt eine Mindestfestigkeit der Kupfer-Zinnmatrix durch eine Mischkristallverfestigung sicher, wobei sich die Festigkeit bei annährend gleich bleibender Zähigkeit mit steigendem Zinngehalt erhöht. Allerdings ist der Zinnanteil nach oben mit 8,6 Gew.% zu beschränken, um der Gefahr der Bildung schwerlöslicher intermetallischer Kupfer-Zinnphasen zu begegnen, die eine Versprödung nach sich ziehen. Ausserdem führen Zinngehalte oberhalb der angegebenen Grenze zu einer stark verminderten Warmumformbarkeit der Legierung. Damit trotz der Beschränkung des Zinnanteils die Festigkeit der Legierungsmatrix zusätzlich gesteigert werden kann, werden 6,1 bis 10,0 Gew.% Zink zulegiert.
Es ist bekannt, dass Zinn bis zu einem gewissen Anteil durch Zink im Verhältnis 2 zu 1 ersetzt werden kann, wobei zwischen den gleichartig kristallisierenden festen Phasen in weitem Umfang Mischkristallbildung auftritt. Wegen der hohen Zinklöslichkeit der [alpha]-Mischkristalle kann somit bei gleich bleibendem Zinngehalt die Festigkeit der Legierungsmatrix durch einen entsprechenden Zinkanteil weiter erhöht werden, ohne die Zähigkeit zu senken. Die Beschränkung des Zinkanteils auf höchstens 10 Gew.% vermeidet die Ausbildung einer heterogenen Gefügestruktur.
Zinkzusätze unterstützen darüber hinaus die Desoxidierung der Schmelze und stellen damit einen geeigneten Ersatz für den sonst zu diesem Zweck zum Einsatz kommenden Phosphor dar, der gerade bei der Verwendung stählerner Stützschalen zur Bildung spröder Eisen-Phospohrverbindungen führen kann.
Durch das Zulegieren von Nickel über 2,6 Gew.% können bei einer geeigneten Wärmebehandlung in an sich bekannter Weise diskontinuierliche Ausscheidungen zur Bildung zusätzlicher Hartteilchen genützt werden, um den jeweiligen Festigkeitsanforderungen zu genügen. Die Begrenzung des Nickelgehaltes nach oben ist erforderlich, um bei Gussteilen die Neigung zur Rissbildung aufgrund ausscheidungsbedingter innerer Spannungen zu vermeiden, die bei der Wärmebehandlung entstehen können.
Die Legierung kann wenigstens ein zusätzliches Element aus einer Aluminium, Antimon, Eisen und Silizium umfassenden Elementgruppe aufweisen, wobei der Einzelanteil dieser Elemente zwischen 0,25 und 3,5 Gew.% und der Summenanteil von Aluminium und Silizium höchstens 6 Gew.% betragen. Aluminium und Silizium üben eine desoxidierende Wirkung aus. Neben der desoxidierenden Wirkung des Aluminium hat sich gezeigt, dass bei Kupfer-Zinnlegierungen 1 Gew.% Aluminium äquivalent zu 2 Gew.% Zinn ist. Durch die Zugabe von Aluminium in Anteilen von 0,25 bis 3,5 Gew.% kommt es zu einer erhöhten Matrixhärte durch Mischkristallverfestigung. Die Verarbeitbarkeit der Legierung wird dadurch nicht beeinträchtigt.
Aluminium-Gehalte oberhalb des angegebenen Bereiches führen zu Legierungen, die wegen der ausbildung intermetallischer Phasen giesstechnisch und umformtechnisch schwierig zu handhaben sind.
Die Beimengung von Silizium führt im Vergleich zu reinem Kupfer zu einer Verbesserung der Warmfestigkeit. Untersuchungen haben gezeigt, dass dieses Verhalten auch bei der vorliegenden Mehrstofflegierung auftritt. In überraschenden Weise hat sich gezeigt, dass bei der erfindungsgemässen Legierung die Zugabe von Silizium in Verbindung mit dem Nickelzusatz eine erhöhte Aushärtungsfähigkeit nach sich zieht. Der Summenanteil von Aluminium und Silizium darf jedoch höchstens 6 Gew.% ausmachen, weil sonst die Gefahr der Bildung primärer intermetallischer Phasen gegeben ist.
Eisen kann zulegiert werden, um eine gezielte Kornfeinung des Gefüges zu erhalten.
Neben der für einen ausreichenden Presssitz benötigten statischen Festigkeit, kommt es bei selbsttragenden Gleitlagerteilen auch auf eine hohe dynamische Festigkeit an. Durch Einstellung eines feinkörnigen Gefüges kann durch den erhöhten Widerstand gegenüber einer Rissbildung eine hohe dynamische Festigkeit gewährleistet werden.
Es hat sich gezeigt, dass die Zugabe von Antimon zu einer Verbesserung der Gleiteigenschaften führt. Wird Antimon in den beschriebenen Mengen zulegiert, so kommt es neben dem Kupfermischkristall zur Bildung tribologisch aktiver intermetal lischer Phasengemische bestehend aus binären und ternären Kupfer-ZinnAntimonverbindungen.
Mit der Beschränkung des Antimongehaltes auf 3,5 Gew.% kann der Gefahr der Bildung zu grosser Gefügebestandteile und damit einer Versprödung der Legierung entgegengewirkt werden.
Da Wismut in der Legierungsmatrix keine Verbindungen eingeht und als separate Phase im Gefüge vorliegt, kann die Legierung als Legierungselement Wismut in einer Menge zwischen 0,5 und 20,0 Gew.% enthalten, um gute Notlaufeigenschaften des Lagerwerkstoffes zu erreichen. Des Weiteren verbessert Wismut die Giessbarkeit und wirkt bei spanabhebender Bearbeitung als Spanbrecher, wodurch die mechanische Bearbeitbarkeit verbessert wird. Die Beschränkung des Wismutanteils auf maximal 20,0 Gew.% gewährleistet bei Anwendungen, bei denen die tribologischen Eigenschaften der Legierung im Vordergrund stehen, eine ausreichende Festigkeit.
Versuche haben gezeigt, dass bei hohen Festigkeitsanforderungen der Wismutanteil auf höchstens 5 Gew.% zu beschränken ist. Dies hat zur Folge, dass das zulegierte Wismut zwar die tribologischen Eigenschaften verbessert und die spanabhebende Verarbeitbarkeit der Legierung fördert, aber keinen ins Gewicht fallenden Abfall der Festigkeit nach sich zieht.
In der Zeichnung sind die Eigenschaften des erfindungsgemässen Gleitlagerwerkstoffes denen bekannter Legierungen für die Anwendung als selbsttragender Gleitlagerwerkstoff auf der Basis von Kupfer-Zinn- und Kupfer-Aluminiumlegierungen gegenübergestellt.
Es zeigen Fig. 1 die mittlere Grenzlast von drei zu vergleichenden Gleitlagerwerkstoffen für das Auftreten eines Fressens in einem Blockdiagramm und Fig. 2 ein Diagramm des Verlaufs der Wechselbiegefestigkeit über der Anzahl der
Lastwechsel für die Gleitlagerwerkstoffe nach der Fig. 1.
Es wurde jeweils eine Serie von mehreren Gleitlagern gleicher Bauart unter vergleichbaren Bedingungen einer statischen Belastung ausgesetzt, die stufenweise bis zum Auftritt eines Fressens erhöht wurde. Die für alle Gleitlager der jeweiligen Serie aus den beim Auftreten des Fressens in MPa gemessenen Grenzlasten be rechnete durchschnittliche Fresslast wurde in das Blockdiagramm gemäss der Fig. 1 eingezeichnet. Die Fressneigung wurde bei einer Umlaufgeschwindigkeit der Welle von 12,6 m/s und einer Arbeitstemperatur von 120[deg.]C ermittelt.
Das Blockdiagramm 1 , welches für einen herkömmlichen Gleitlagerwerkstoff CuAI10Ni5Fe4 aufgezeichnet wurde, zeigt eine durchschnittliche Fressgrenzlast von 56 MPa. Für einen Gleitlagerwerkstoff aus einer Legierung CuSn[delta]P ergab sich gemäss dem Blockdiagramm 2 eine mittlere Fressgrenzlast von 28 MPa.
Für den erfindungsgemässen Gleitlagerwerkstoff wurde eine Legierung mit 5 Gew.% Zinn, 6,5 Gew.% Zink, 3,5 Gew.% Nickel, 0,1 Gew.% Mangan, 0,05 Gew.% Zirkon, 0,08 Gew.% Phosphor, 0,05 Gew.% Titan, 0,05 Gew.% Magnesium, 2,0 Gew.% Aluminium, 1 ,0 Gew.% Silizium und 1,0 Gew.% Eisen, Rest Kupfer, eingesetzt.
Es konnte eine durchschnittliche Fressgrenzlast von 74 MPa ermittelt werden, wie dies aus dem Blockdiagramm 3 ersichtlich ist.
Im Diagramm nach der Fig. 2 sind auf der Ordinate die Biegewechselfestigkeit in MPa und auf der Abszisse die Anzahl der Lastwechsel in einem logarithmischen Massstab aufgetragen. Es wurden die gleichen Werkstoffe betrachtet, die im Rahmen dieser Entwicklung auch schon auf ihre Fressneigung untersucht wurden. Es zeigte sich, dass die Biegewechselfestigkeit für die erfindungsgemässe Legierung gemäss Kurve a Festigkeitswerte erreichte, die im Bereich der beiden anderen Gleitlagerwerkstoffe lagen, jedoch bei verbesserten tribologischen Eigenschaften, wie dies aus der Fig. 1 hervorgeht. Der Verlauf der Biegewechselfestigkeit des Gleitlagerwerkstoffes CuAI10Ni5Fe4 ist mit b, der des Gleitlagerwerkstoffes CuSn[delta]P mit c bezeichnet. lXbi7 [iota]^