CN110730827A - 偏晶铝滑动轴承合金及其制造方法和借助该方法制造的滑动轴承 - Google Patents

偏晶铝滑动轴承合金及其制造方法和借助该方法制造的滑动轴承 Download PDF

Info

Publication number
CN110730827A
CN110730827A CN201880038993.8A CN201880038993A CN110730827A CN 110730827 A CN110730827 A CN 110730827A CN 201880038993 A CN201880038993 A CN 201880038993A CN 110730827 A CN110730827 A CN 110730827A
Authority
CN
China
Prior art keywords
weight
alloy
sliding bearing
bismuth
group
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Pending
Application number
CN201880038993.8A
Other languages
English (en)
Inventor
E·古斯特
K·格佐夫斯基
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Zollern BHW Gleitlager GmbH and Co KG
Original Assignee
Zollern BHW Gleitlager GmbH and Co KG
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Zollern BHW Gleitlager GmbH and Co KG filed Critical Zollern BHW Gleitlager GmbH and Co KG
Publication of CN110730827A publication Critical patent/CN110730827A/zh
Pending legal-status Critical Current

Links

Images

Classifications

    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C21/00—Alloys based on aluminium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C21/00—Alloys based on aluminium
    • C22C21/003—Alloys based on aluminium containing at least 2.6% of one or more of the elements: tin, lead, antimony, bismuth, cadmium, and titanium
    • F—MECHANICAL ENGINEERING; LIGHTING; HEATING; WEAPONS; BLASTING
    • F16—ENGINEERING ELEMENTS AND UNITS; GENERAL MEASURES FOR PRODUCING AND MAINTAINING EFFECTIVE FUNCTIONING OF MACHINES OR INSTALLATIONS; THERMAL INSULATION IN GENERAL
    • F16C—SHAFTS; FLEXIBLE SHAFTS; ELEMENTS OR CRANKSHAFT MECHANISMS; ROTARY BODIES OTHER THAN GEARING ELEMENTS; BEARINGS
    • F16C33/00—Parts of bearings; Special methods for making bearings or parts thereof
    • F16C33/02—Parts of sliding-contact bearings
    • F16C33/04—Brasses; Bushes; Linings
    • F16C33/06—Sliding surface mainly made of metal
    • F16C33/12—Structural composition; Use of special materials or surface treatments, e.g. for rust-proofing
    • F16C33/122—Multilayer structures of sleeves, washers or liners
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C21/00—Alloys based on aluminium
    • C22C21/02—Alloys based on aluminium with silicon as the next major constituent
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C21/00—Alloys based on aluminium
    • C22C21/10—Alloys based on aluminium with zinc as the next major constituent
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C21/00—Alloys based on aluminium
    • C22C21/12—Alloys based on aluminium with copper as the next major constituent
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C21/00—Alloys based on aluminium
    • C22C21/12—Alloys based on aluminium with copper as the next major constituent
    • C22C21/14—Alloys based on aluminium with copper as the next major constituent with silicon
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C21/00—Alloys based on aluminium
    • C22C21/12—Alloys based on aluminium with copper as the next major constituent
    • C22C21/16—Alloys based on aluminium with copper as the next major constituent with magnesium
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C21/00—Alloys based on aluminium
    • C22C21/12—Alloys based on aluminium with copper as the next major constituent
    • C22C21/18—Alloys based on aluminium with copper as the next major constituent with zinc
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22F—CHANGING THE PHYSICAL STRUCTURE OF NON-FERROUS METALS AND NON-FERROUS ALLOYS
    • C22F1/00—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working
    • C22F1/04—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of aluminium or alloys based thereon
    • C22F1/053—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of aluminium or alloys based thereon of alloys with zinc as the next major constituent
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22F—CHANGING THE PHYSICAL STRUCTURE OF NON-FERROUS METALS AND NON-FERROUS ALLOYS
    • C22F1/00—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working
    • C22F1/04—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of aluminium or alloys based thereon
    • C22F1/057—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of aluminium or alloys based thereon of alloys with copper as the next major constituent
    • F—MECHANICAL ENGINEERING; LIGHTING; HEATING; WEAPONS; BLASTING
    • F16—ENGINEERING ELEMENTS AND UNITS; GENERAL MEASURES FOR PRODUCING AND MAINTAINING EFFECTIVE FUNCTIONING OF MACHINES OR INSTALLATIONS; THERMAL INSULATION IN GENERAL
    • F16C—SHAFTS; FLEXIBLE SHAFTS; ELEMENTS OR CRANKSHAFT MECHANISMS; ROTARY BODIES OTHER THAN GEARING ELEMENTS; BEARINGS
    • F16C17/00—Sliding-contact bearings for exclusively rotary movement
    • F—MECHANICAL ENGINEERING; LIGHTING; HEATING; WEAPONS; BLASTING
    • F16—ENGINEERING ELEMENTS AND UNITS; GENERAL MEASURES FOR PRODUCING AND MAINTAINING EFFECTIVE FUNCTIONING OF MACHINES OR INSTALLATIONS; THERMAL INSULATION IN GENERAL
    • F16C—SHAFTS; FLEXIBLE SHAFTS; ELEMENTS OR CRANKSHAFT MECHANISMS; ROTARY BODIES OTHER THAN GEARING ELEMENTS; BEARINGS
    • F16C17/00—Sliding-contact bearings for exclusively rotary movement
    • F16C17/02—Sliding-contact bearings for exclusively rotary movement for radial load only
    • F—MECHANICAL ENGINEERING; LIGHTING; HEATING; WEAPONS; BLASTING
    • F16—ENGINEERING ELEMENTS AND UNITS; GENERAL MEASURES FOR PRODUCING AND MAINTAINING EFFECTIVE FUNCTIONING OF MACHINES OR INSTALLATIONS; THERMAL INSULATION IN GENERAL
    • F16C—SHAFTS; FLEXIBLE SHAFTS; ELEMENTS OR CRANKSHAFT MECHANISMS; ROTARY BODIES OTHER THAN GEARING ELEMENTS; BEARINGS
    • F16C17/00—Sliding-contact bearings for exclusively rotary movement
    • F16C17/04—Sliding-contact bearings for exclusively rotary movement for axial load only
    • F—MECHANICAL ENGINEERING; LIGHTING; HEATING; WEAPONS; BLASTING
    • F16—ENGINEERING ELEMENTS AND UNITS; GENERAL MEASURES FOR PRODUCING AND MAINTAINING EFFECTIVE FUNCTIONING OF MACHINES OR INSTALLATIONS; THERMAL INSULATION IN GENERAL
    • F16C—SHAFTS; FLEXIBLE SHAFTS; ELEMENTS OR CRANKSHAFT MECHANISMS; ROTARY BODIES OTHER THAN GEARING ELEMENTS; BEARINGS
    • F16C23/00—Bearings for exclusively rotary movement adjustable for aligning or positioning
    • F16C23/02—Sliding-contact bearings
    • F—MECHANICAL ENGINEERING; LIGHTING; HEATING; WEAPONS; BLASTING
    • F16—ENGINEERING ELEMENTS AND UNITS; GENERAL MEASURES FOR PRODUCING AND MAINTAINING EFFECTIVE FUNCTIONING OF MACHINES OR INSTALLATIONS; THERMAL INSULATION IN GENERAL
    • F16C—SHAFTS; FLEXIBLE SHAFTS; ELEMENTS OR CRANKSHAFT MECHANISMS; ROTARY BODIES OTHER THAN GEARING ELEMENTS; BEARINGS
    • F16C25/00—Bearings for exclusively rotary movement adjustable for wear or play
    • F16C25/02—Sliding-contact bearings
    • F—MECHANICAL ENGINEERING; LIGHTING; HEATING; WEAPONS; BLASTING
    • F16—ENGINEERING ELEMENTS AND UNITS; GENERAL MEASURES FOR PRODUCING AND MAINTAINING EFFECTIVE FUNCTIONING OF MACHINES OR INSTALLATIONS; THERMAL INSULATION IN GENERAL
    • F16C—SHAFTS; FLEXIBLE SHAFTS; ELEMENTS OR CRANKSHAFT MECHANISMS; ROTARY BODIES OTHER THAN GEARING ELEMENTS; BEARINGS
    • F16C27/00—Elastic or yielding bearings or bearing supports, for exclusively rotary movement
    • F16C27/02—Sliding-contact bearings
    • F—MECHANICAL ENGINEERING; LIGHTING; HEATING; WEAPONS; BLASTING
    • F16—ENGINEERING ELEMENTS AND UNITS; GENERAL MEASURES FOR PRODUCING AND MAINTAINING EFFECTIVE FUNCTIONING OF MACHINES OR INSTALLATIONS; THERMAL INSULATION IN GENERAL
    • F16C—SHAFTS; FLEXIBLE SHAFTS; ELEMENTS OR CRANKSHAFT MECHANISMS; ROTARY BODIES OTHER THAN GEARING ELEMENTS; BEARINGS
    • F16C2204/00—Metallic materials; Alloys
    • F16C2204/20—Alloys based on aluminium

Landscapes

  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • General Engineering & Computer Science (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Sliding-Contact Bearings (AREA)

Abstract

本发明涉及一种具有铋夹杂物的偏晶铝滑动轴承合金，其适用于塑性变形，包括：1至20重量％的铋；0.05至7重量％的铜、0.05至15重量％的硅、0.05至3重量％的锰、0.05至5％重量的锌中选出至少一种元素作为主要合金元素；和0.005至0.4重量％的钛、0.005至0.7重量％的锆、0.001至0.1重量％的硼的组合作为添加合金元素；以及可选的一种或多种其它添加元素；其余是铝。滑动轴承合金是超细颗粒的并且具有超塑性类的特性。

Description

偏晶铝滑动轴承合金及其制造方法和借助该方法制造的滑动 轴承
技术领域
本发明涉及一种具有铋夹杂物的偏晶铝滑动轴承合金，其适用于塑性变形。
本发明还涉及一种用于制造具有铋夹杂物的偏晶铝滑动轴承合金的方法。
本发明还涉及一种用所述滑动轴承合金制造的滑动轴承。
背景技术
高负荷的滑动轴承由多个层构造，以便满足对轴承提出的并且部分矛盾的多样性要求。经常使用钢铝复合材料。
钢制支撑壳确保接收机械负荷和固定配合，而滑动轴承材料必须抵抗多种摩擦学负荷并且是抗疲劳的。为了满足该要求，滑动轴承材料一方面在铝基体中包含硬质相，例如硅和金属间析出物，并且另一方面包含软质相，例如铅或锡。可高负载的多层滑动轴承经常附加地具有电镀地施加在功能层上的滑动层。这个软的滑动层负责轴承的良好的紧急运行特性。该滑动层能够埋入磨蚀颗粒并且因此从滑动面去除。
对含铅的铝滑动轴承合金的一种环境友好的替代品是基于铝锡的滑动轴承，而不使用附加的滑动层。然而，这些合金的机械特性(例如疲劳强度和耐热性)是受限的。相对高的锡含量在铸造时导致在晶界上形成连续的锡网，该锡网在较高温度下显著损害这些合金的负载能力。
与锡相比，铋作为铝基体中的软质相具有一些优点。因此，铋具有较高的熔点并且能够在较高的温度时使用。此外能够通过特殊的铸造和热处理措施避免铋在滑动轴承合金的晶界处的大量富集，并在组织中获得铋熔滴的充分均匀和精细的分布，这在最终效果中与铝锡合金相比导致改善所述滑动轴承合金的负载能力和摩擦学特性。
因此，在DE 4003018 A1中已经提出：铝合金包含以下组分中的一种或多种：1至50重量％、优选5至30重量％的铅；3至50重量％、优选5至30重量％的铋；和15至50重量％的铟，以及附加包含以下组分中的一种或多种：0.1至20重量％的硅、0.1至20重量％的锡、0.1至10重量％的锌、0.1至5％重量的镁、0.1至5％重量的铜、0.05至3重量％的铁、0.05至3重量％的锰、0.05至3的重量％的镍和0.001至0.30重量％的钛。由DE 4003018 A1已知的合金在连续铸造中垂直于厚度或直径为5至20mm的带或线材铸造，其中，熔融物以300至1500K/s的冷却速度铸造。通过快速的冷却速度应防止在低于混合温度和基体金属完全硬化之间的时间内形成少数相的大体积析出。然而，从铝合金的连续铸造的实践中已知，由于非常高的冷却速度，存在显著的形成裂纹的危险，并且仅困难地确保批量生产所需的工艺稳定性。
通过在EP 0 940 474 A1中所说明的方法，能够以可复制的质量通过带铸法(Bandgiessen)铸造出铸造技术上难以掌握的偏晶铝滑动轴承合金，其具有直至15重量％的铋并且具有来自以下组的至少一种元素：总计0.5至15重量％的硅、锡、铅，以及可能的来自以下组的添加物：总计直至3％含量的铜、锰、镁、镍、铬、锌和锑。在这种情况下，通过在电磁场中强烈地搅拌熔融物能够实现少数相的均匀分布。此外，通过添加晶粒细化剂，使该合金的组织细化。这还对熔滴状的铋析出物的大小产生有利影响，所述铋析出物在铸造状态下具有最大40μm的直径。根据EP 0 940 474 A1借助一公式计算晶粒细化剂的添加量，该添加量考虑熔融物中的铋含量。这个发明不包含导致专利中所说明的结果所使用的晶粒细化添加剂的种类的提示。
由EP 0 190 691 A1已知一种合金，该合金具有4至7重量％的铋、1至4.5重量％的硅、0至1.7重量％的铜、0至2.5重量％的铅，和来自以下组的至少一种元素：总计直到1％含量的镍、锰、铬，以及附加地来自以下组的至少一种元素：总计直到5重量％的锡、锌、锑。虽然高的硅含量会增强铝基体，但对少数相的尺寸产生负面影响，并且导致连续的熔滴分布明显变差。在这样的铸造组织的辊轧中，初始的球形铅相或铋相变形为非常粗的线，所述线明显降低材料的机械负载能力和摩擦学特性。
用于调节所希望的材料特性的一种可能的解决方案是通过后续的热处理将少数相的拉长的析出物转变成紧凑的组织形状。例如，根据DE 4014430A1，在575℃至585℃的温度下对偏晶铝-硅-铋合金进行热处理，以便实现在辊轧之后板状拉伸的铋相的精细分布。
作为另外的优点，热处理提供了通过硬化效果改善铝滑动轴承合金的强度值的可行性。对于实现可能的硬化效果所适用的元素是例如硅、镁、锌和锆。铜的添加提高了硬化速度并且能够与这些元素结合地使用。由US5 286 445已知一种铝滑动轴承合金，其具有2至15重量％的铋含量、0.05至1重量％的锆以及直至1.5％的铜含量和/或镁含量。附加地，这种合金还包含来自以下组的至少一种元素：总计0.05％至2重量％的锡、铅和铟，或者包含来自以下组的至少一种元素：总计0.05至5重量％的硅、锰、钒、锑、铌、钼、钴、铁、钛、铬。添加物锡、铅和铟在200℃至350℃的温度下支持拉长的铋熔滴重新凝结成更细的析出物。锆、硅和镁元素在480℃至525℃的温度范围内退火之后引起原本的硬化效果，所述退火根据US 5286 445紧接在辊轧电镀过程之前实施，过渡元素应确保附加地提高材料的机械负载能力。
已经提及了硅对少数相的尺寸和分布的不利作用。镁的添加附加地带来以下缺点：镁与铋优选形成金属间化合物Mg3Bi2。该金属间化合物沉积在铋熔滴中，并且明显降低了用于磨蚀颗粒的铋熔滴的嵌埋能力。通过锡添加物在较高温度下明显损害滑动轴承材料的机械负载能力。此外，在DE4014430A1和US 5 286 445中提出的高于480℃的热处理温度导致在钢支撑壳和铝之间形成脆的金属间相。
到目前为止，前面所说明的含铋的合金迄今总体上没有取得实际的意义，因为迄今尚未充分掌握在合金的通过连续铸造以及后续进一步加工为滑动轴承壳时进行的复杂过程。作为铝滑动轴承合金的优化特性特征的前提，除在铸造状态下少数相的精细分布外，还特别适用以下可行性：即使在所需的成型和辊轧电镀过程之后也能够保留少数相的精细分布。其它要求是高强度、机械负载能力(尤其也在高温下)铝基质的耐磨性以及良好的可成型性。
发明内容
因此，本发明所基于的任务是，通过合金元素的相应组合来形成合金，该合金的特征在于具有小的铋夹杂物的特殊超细晶粒的组织，并且能够实现铋相的均匀且精细的分布。在带的后续进一步加工期间，例如在滑动轴承壳的制造阶段保留所述分布。
该任务通过具有铋夹杂物的偏晶铝滑动轴承合金来解决，该合金包含：1至20重量％的铋；选自0.05至7重量％的铜、0.05至15重量％的硅、0.05至3重量％的锰和0.05至5重量％的锌的至少一种元素作为主要合金元素；和0.005至0.4重量％的钛、0.005至0.7重量％的锆和0.001至0.1重量％的硼作为添加元素；以及可选一种或多种其它添加元素；其余是铝。
根据本发明的铝滑动轴承合金是超细晶粒的并且具有均匀且精细的铋相分布。该合金具有改善的工艺特性，如可辊扎性、与钢的焊接性以及滑动轴承金属的疲劳强度。这些特性通过铝与锰、硅、锌和/或铜以及在液态下和在结晶过程中的钛、锆和硼组合的相互作用的特殊性来实现。添加元素钛、锆和硼的组合以出人意料的方式产生超细晶粒结构，该结构在随后的后处理中也被保留。上述的添加合金元素的组合在铝-铋-锰(铜、硅或锌)合金中形成具有50至1μm的小的铋夹杂物的约100至20μm的特殊超细晶粒组织。该组织适用于高度的塑性成型。在这种成型之后，根据本发明的合金显示出类似超塑性特性的特性并且该特性确保提高的机械和摩擦学性能，即良好的疲劳特性，低的划伤极限、低的相对磨损和高的特殊承载能力。钛、锆和硼的组合引起铝合金的晶粒细化，所述铝合金包含铜、锌、硅或锰或这些元素的组合作为主要合金元素。根据本发明的滑动轴承合金具有超塑性特性。原则上已知铝合金的超塑性特性。
通过T.Ruspaev、U.Draugelates和B.BouAlfi；Al2Cu相对铝铜锰合金的超塑性的影响，材料科学和材料技术，34，219-224，2003)已知具有超塑性的可成型性的合金。作为示例给出：AlZn5.7Mg1.6Zr0.4、AlZn6.1Mg3.1Cu1.5MnCrTi、AlCu6Zr0.5、AlCu6Mn0.4Zr0.2。
由US 3 841 919 A已知，在受限的浓度范围内的合金组成：点A(89.8％铝、9.7％硅和0.5％镁)，点B(78.6％铝、14.1％硅和7.3％镁)，点C(78.5％铝、16.6％硅和4.9％镁)和点D(86.3％铝、13.2％硅和0.5％镁)显示超塑性。
由EP 0 297 035 B1已知，具有0.8-2.5％硅、3.5-6.0％镁、0.1-0.6％锰、0.05-0.5％锆、最多6.0％锌、最多3.0％铜、0.3％硅、0.05％钛、0.05％铬，其余是铝的合金适用于超塑性的可成型性。
WO/1983/001629示出一种超塑性的铝合金板，其包含1.5至9.0％的镁、0.5至5.0％的硅、0.05至1.2％的锰、0.05至0.3％铬和其余是铝并且示出用于通过连续铸造熔融铝合金进行制造超塑性铝合金板的方法，所述熔融铝合金含有1.5至9.0％的镁、0.5至5.0％的硅、0.05至1.2％的锰和0.05至0.3％的铬，以便形成3至20mm厚的条，其中，所述条经受均质化。在430至550℃的温度下进行加工并且冷轧至60％或更高的轧制率。
由Dr.-Ing.Dipl.-Phys.Ralph
Figure BDA0002314553470000051
Hellmig的2008年用于在克劳斯塔尔工业大学获得材料技术专业的授课资格论文“通过等通道转角挤压(ECAP)引起的高度塑性成型”已知，具有超塑性可成型性的合金的特点在于特殊的超细晶粒组织并且具有以下特性：
-与常规材料相比，强度的明显提高，
-通过与热处理的适当结合产生可调整的高强度和延展性状态，
-极度的超塑性
-改善的疲劳性能。
已知的是，超塑性的金属物理原因是：
-晶界滑移(保持晶粒形状(模型：油砂)、单个晶粒的旋转和移位)
-位错蠕变(通过热激活的过程克服如空位或间隙原子的障碍)
-扩散蠕变(空位通过晶格扩散)
-动态恢复过程(恢复过程，例如螺旋错位的横向滑移)。
本发明基于以下认识：添加元素钛、锆和硼的组合导致具有小的铋夹杂物的超细晶粒的、超塑性类的偏晶铝滑动轴承合金，该合金适用于高度塑性成型。然而，铜或锌的元素浓度提高到7重量％以上、硅的元素浓度提高到15重量％以上并且锰的元素浓度提高到3重量％以上导致结构的粗化和合金特性的恶化。锌的含量优选达到2.5重量％，优选在0.5至2重量％之间。硅的含量优选在1.2至15重量％之间，其中，特别优选为1.5至5重量％和10至15重量％的份额。
由形成具有高排列密度(Packungsdichte)的特殊簇(Clustern)得出对根据本发明的滑动轴承合金的超细晶粒结构的解释。
锰具有比铝(Al原子半径＝143pm)仅略小的原子半径(Mn原子半径＝127pm)。原子半径比为Mn原子半径/Al原子半径＝0.8881[D.B.Miracle，Candiate Atomic Cluster Configurations inMetallic Glass Structures。Materials Transactions，Vol.47，No.7(2006)，第1737至1742页]。
这非常接近形成配位数为12的二十面体簇的原子半径的最佳比0.9。
硅具有比铝(Al原子半径＝143pm)仅略小的原子半径(Si原子半径＝110pm)。原子半径比为Si原子半径/AlAomradius＝0.769[D.B.Miracle，Candiate Atomic Cluster Configurations inMetallic Glass Structures。Materials Transactions，Vol.47，No.7(2006)，第1737至1742页]。
铜和锌也具有比铝(Al原子半径＝143pm)仅略小原子半径(Cu(Zn)原子半径＝135pm)。原子半径比为Cu(Zn)原子半径/Al原子半径＝0.94[D.B.Miracle，Candiate Atomic ClusterConfigurations in Metallic Glass Structures。Materials Transactions，Vol.47，No.7(2006)，第1737至1742页]。
这非常接近形成配位数为12的二十面体簇的原子半径的最佳比0.9。
钛具有比铝(Al原子半径＝143pm)仅略小的原子半径(Ti原子半径＝140pm)。原子半径比为Ti原子半径/Al原子半径＝0.979[D.B.Miracle，Candiate Atomic Cluster Configurations inMetallic Glass Structures。Materials Transactions，Vol.47，No.7(2006)，第1737至1742页]。
这非常接近形成配位数为12的八面体的，FCC(面心)或立方八面体簇的原子半径的最佳比1.0。
锆具有比铝(Al原子半径＝143pm)仅略大的原子半径(Zr原子半径＝155pm)。原子半径比为Ti原子半径/Al原子半径＝1.08[D.B.Miracle，Candiate Atomic Cluster Configurations inMetallic Glass Structures。Materials Transactions，Vol.47，No.7(2006)，第1737至1742页]。
硼具有比铝(Al原子半径＝143pm)明显更小的原子半径(B原子半径＝85pm)。原子半径比为Ti原子半径/AlAomradius＝0.594[D.B.Miracle，Candiate Atomic Cluster Configurations inMetallic Glass Structures。Materials Transactions，Vol.47，No.7(2006)，第1737至1742页]。
这非常接近形成配位数为7的二十面体簇的原子半径的最佳比0.591。
在结晶期间形成合金的结构中起到重要作用的是硼与钛和/或铝结合。
已知二十面体或十面体簇(尤其配位数为7的簇)具有使熔融物强烈过冷的特别倾向。在过冷的状态下形成二十面体或十面体的近程有序(Nahordnung)并且形成具有高排列密度的簇。二十面体的近程有序为一方面和固体为另一方面都具有明显不同的排列(Packungen)。在强过冷时，排列密度的提高会阻碍用于结晶和用于其它相变的原子扩散。在大的过冷的情况下，熔融物具有大过量的自由能，系统能够将这种大过量用于多种固化路径，这些固化路径在多个亚稳态相中远处于平衡态之外。因此能够形成亚稳态固体，该亚稳态固体能够由过饱和混合相、晶粒细化合金、无序超晶格结构、亚稳态结晶相组成。这导致合金的显著硬化(Verfestigung)。
基于这些计算，锰、铜和锌、锆和钛会导致形成特别紧密且稳定的簇，所述簇具有配位数为12的铝，该配位数的布局能够是十面体、二十面体或八面体、FCC(面心)或立方八面体的。这导致铝与铜和锌、锆、钛和锰原子之间的特别有效的相互作用，其中，铜与锌、锆、钛和锰是用于不但在液态而且在固态中的紧密排列的引发剂。
十面体或二十面体的排列为一方面和固体为另一方面都具有明显不同的排列。在强过冷时，排列密度的提高阻碍用于结晶和其它相变的原子扩散。在大的过冷的情况下，熔融物具有大过量的自由能，系统能够将该自由能用于多种固化路径，这些固化路径在多个亚稳态相中远处于平衡态之外。因此能够形成亚稳态固体，所述亚稳态固体能够由过饱和混合相、晶粒细化合金、无序超晶格结构、亚稳态结晶相组成。通过形成簇实现的晶粒细化导致形态从粗晶粒的树枝状组织变为具有小于100微米的典型晶粒尺寸的等轴晶粒细化组织。这也导致将铋相明显细化至20微米的平均尺寸。
过于大量的附加合金元素会增大结晶间隔并且妨碍铝与铜、硅、锰、锌、钛、锆、硼之间的优化的相互作用。这对偏析的发展并且对铋夹杂物的增大有促进作用，由此恶化合金的特性。为了确保铜和锌、锆、钛和锰的积极影响，有意义的是，附加元素的量小于1.0重量％。
在根据本发明的滑动轴承合金中，铋用作唯一的软相形成剂，也就是说，为此目的不存在铋与铅和/或锡的组合。铅和/或锡不应出现在根据本发明的滑动轴承合金中，或者否则以总含量小于0.5重量％的少量存在。
借助另外的添加合金元素，能够使根据本发明的合金的特性专门匹配于确定的使用目的。
符合条件的添加合金元素分为五组：
第1组：
具有总含量最大为0.5重量％的钽、铌、铪、钒、钨、钼、锑、钪、铈、钙。
第2组：
具有总含量最大为1重量％的镍、钴、铁、铬。
第3组：
具有总含量最大为0.1重量％碳、氮。
第4组：
具有总含量最大为1.0重量％的银、锗、锂。
第5组：
具有总含量最大为0.5重量％的锡、铅。
在各个组中，下界限分别为0.001重量％，即基本上可检测界限。
第1组的添加合金元素示出两个作用机理。所述机理通常同时起作用，但在一些情况下，一个机理被另一个支配。
作用机理1：
元素钽、铌、铪、钒、钨、钼、锑、钪、铈具有比铝更大或至少不明显小于铝的原子半径，并且导致形成特别紧密且稳定的配位数为12的簇(十面体或八面体和立方八面体簇)。十面体的排列为一方面和固体为另一方面具有明显不同排列。在强过冷时，排列密度的提高阻碍用于结晶和用于其它相变的原子扩散。在大的过冷的情况下，熔融物具有大过量的自由能，系统能够将所述自由能用于多种固化路径，这些固化路径在多个亚稳态相中远处于平衡态之外。因此能够形成亚稳态固体，该亚稳态固体能够由过饱和混合相、晶粒细化合金、无序超晶格结构、亚稳态结晶相组成。通过形成簇实现晶粒细化导致形态从粗晶粒的树枝状组织变为具有小于100微米的典型晶粒尺寸的等轴晶粒细化组织。这也导致将铋相明显细化至20微米的平均尺寸。在八面体的和立方八面体的簇形成期间，晶体生长占主导。八面体的和立方八面体的簇的排列为一方面和固体为另一方面具有相似性。在这种情况下，仅在凝固前锋之前发生非常小的过冷，并且形成具有小于500微米的典型晶粒尺寸的跨晶组织，其在跨晶颗粒内具有直至平均尺寸为10微米的铋的小夹杂物。
作用机理2：
元素钽、铌、铪、钒、钨、钼、钪包晶地与铝发生反应，并且导致由AlxM1相形成附加的晶核，其中，M1是上述金属之一。附加的结晶核导致基质(αAl)的细化。这也导致铋相直至40微米的平均尺寸的细化。附加晶核能够是Al3V、Al3Nb、Al3Ta相的类型。通过形成核产生的晶粒细化导致形态从粗晶粒的树枝状组织变为具有大于100微米的典型晶粒尺寸的细晶粒的树枝状组织。在第二个机理强势主导的情况下(通常是第1组添加合金元素的高浓度形成粗金属间相)，铋相被粗化至100微米的晶粒尺寸。因为AlXM1相的提高在这里也会导致可塑性降低和铋相粗化，所以总含量(总份额)应向上被限制为0.5重量％。
钪、铪、铌、锆、钛、钒、锰形成过饱和的α混合晶体(特别是在高固化速度时)。通过后续热处理，将溶解的钪、锆、钛、钒、锰实现为次级Al3XYZ，其中XYZ是钪、铪、铌、锆、钛、钒，例如：Al3(Sc，Zr)或Al3(Ti，Zr)Al12Mn2Cu纳米相。这些纳米结构相的高密度在高韧性的情况下同时引起显著的强度提高。这些纳米结构相产生再结晶过程的阻碍并且引起形成和保持超细晶粒结构。最终，这些导致具有小的铋夹杂物的超细晶粒的超塑性类的偏晶铝滑动轴承合金的特别的特性，该合金适用于高度塑性成型。
第2组的添加合金元素，即镍、钴、铁、铬，其具有比铝明显小的原子半径，导致形成配位数为12、11、10、9的二十面体簇类型的特别紧密且稳定的簇，所述添加合金元素与铝显示出共晶转变。第2组的添加合金元素(即硅、锌、铜、镍、钴、铁、铬)与铝形成共晶e(αAl+AlxM2y)，其中M2是该组元素之一。因此，共晶由两相组成，即αAl混合晶体和金属间相AlxM2y。溶解在αAl混合晶体中的合金原子产生所谓的混合晶体硬化。在基质中细扩散地嵌入的颗粒AlxM2y构成迁移位错的障碍，并引起颗粒硬化。已知的是，共晶合金具有强过冷的特别倾向。在过冷的状态下形成二十面体的近程有序并且形成具有高排列密度的簇。二十面体的近程有序为一方面和固体为另一方面都具有明显不同的排列。在强过冷时，排列密度的提高阻碍用于结晶和用于其它相变的原子扩散。在大的过冷的情况下，熔融物具有大过量的自由能，系统能够件该所述自由能用于多种固化路径，这些固化路径在多个亚稳态相中远处于平衡态之外。因此能够形成亚稳态固体，该亚稳态固体能够由过饱和混合相、晶粒细化合金、无序超晶格结构、亚稳态结晶相组成。这导致合金的显著硬化。因为共晶的高份额会对可塑性降低起促进作用，所以总份额应被向上限制为1.0重量％。
由第3组元素碳和氮，或碳、氮与钛、锆、钽、铌、钒的组合主要形成附加的结晶核。这些附加的结晶核能够是AlTiC、AlTiB、TaC、TiC相。因为所述相的提高会对降低可塑性起促进作用，所以这些合金元素的总份额被向上限制为0.1重量％。
第4组的添加合金元素(即银、锗、锂)可溶于铝基体并且形成αAl混合晶体。由此引起混合晶体硬化。总份额应被限制为1.0重量％。
已确认的是，钛和硼的添加也能够通过使用添加量约0.3至2重量％的商业上通用的晶粒细化剂AlTi5B1或AlTi3C0.15进行。由此对根据本发明的合金施加强晶粒细化的作用并且可靠地阻止在以不同的冷却速度进行连续铸造时形成热裂纹。此外，所提及的晶粒细化剂的添加还引起明显减小少数相的尺寸。通过在铸造状态下使用晶粒细化添加剂，即使在大约5K/s的较低的冷却速度时也能够将铋熔滴的最大直径减小到小于30微米。
本发明还包括在使用如上面所说明的根据本发明的组合物的情况下用于制造铝滑动轴承合金的方法。优选地，合金成分在铸造方法中合成合金，在该铸造方法中冷却速度为5至300K/s。冷却速度在添加上面所提及的晶粒细化剂时能够被提高到最高1000K/s。否则，该合金也能够借助其它常用的生产方法、尤其通过其它铸造方法制造。目前，优选通过连续铸造制造。在此能够如下地匹配条件，使得优选形成熔滴形的铋沉积物。在连续铸造时，拉出速度优选为2至15mm/s。根据本发明的优选实施方式，在随后的成型过程中，通过铸造获得的合金在约230至400℃之间的温度下经受至少一种热处理。优选这样的热处理跟随在辊轧和/或电镀过程之后，其中，在制造过程之内在合金的铸造和最终产品之间能够执行多个辊轧和/或电镀过程，并且至少一个热处理衔接最后的辊轧和/或电镀过程但或者衔接这些过程中的几个或全部。
为了提供半成品或在产品(尤其如滑动轴承)的生产过程中，铸造合金能够设有至少一个支撑层。该支撑层尤其能够是钢层。能够添加其它层，例如粘合剂层或涂层。
本发明还包括一种滑动轴承壳，该滑动轴承壳包含根据本发明的合金作为其中所使用的材料之一或由该合金构成。最后，本发明包括具有这样的滑动轴承壳的滑动轴承，或者在滑动轴承中使用根据本发明的合金。
在下面根据实施例详细地阐述本发明。
在该示例中，为了制造滑动轴承材料，在连续铸造设备上生产出横截面为10mm×130mm的铸带。在制造带时，拉出速度为8mm/s以及冷却速度为100K/s。首先，将线在宽侧水平地铣削至约8mm的厚度。接下来，将拉丝和脱脂的由铝合金制成的增附剂在辊轧机架中以第一轧制道次施加到同样拉丝和脱脂的
AlBi7Mn1.4Cu0.5Ti0.15Zr0.3B0.005-,
AlBi7Mn2.3Cu1.6Cr0.35Ti0.15Zr0.15B0.003-,
AlBi5Cu1.5Mn0.45Ti0.25Zr0.23B0.004，
AlBi5Cu2.5Zn2Si1Mn0.45Ti0.25Zr0.25B0.002-或
AlSi11Bi7Cu0.5Ti0.17Zr0.22B0.009合金上。为了改善铝轴承材料带的电镀能力，该铝轴承材料带经受在370℃时直至3小时长的恢复退火处理。电镀的原始材料带的厚度为4mm。该原始材料带随后仅在一个轧制道次中就被轧制到1.3mm，并且在电镀辊轧工具上的钢带上相互结合。
随后，产生的材料结合在360℃的温度下经受3小时长的热处理，其中，通过扩散过程提高了钢与铝轴承材料之间的接合，并且在电镀之后在铝锌铜基体中的强拉伸的铋丝主要被细化而变换成直至20μm大的球形熔滴。
对于AlBi7Mn1.4Cu0.5Ti0.15Zr0.3B0.005至少为55HB(2.5/62.5/30)，
对于AlBi7Mn2.3Cu1.6Cr0.35Ti0.15Zr0.15B0.003为62HB，
对于AlBi5Cu1.5Mn0.45Ti0.25Zr0.23B0.004为60HB，
对于AlBi5Cu2.5Zn2Si1Mn0.45Ti0.25Zr0.025B0.002为63HB(表1)，
对于AlSi11Bi7Cu0.5Ti0.17Zr0.22B0.009为82HB的、也由热处理引起的高硬度是有利的。在该热处理之后能够将电镀的带划分并且成型为轴承壳。
根据WO2006131129A1的AlZn5Cu3Bi7合金与所开发的合金
AlBi7Mn1.4Cu0.5Ti0.15Zr0.3B0.005和
AlBi7Mn2.3Cu1.6Cr0.35Ti0.15Zr0.15B0.003；
AlBi5Cu1.5Mn0.45Ti0.25Zr0.23B0.004；
AlBi5Cu2.5Zn2Si1Mn0.45Ti0.25Zr0.23B0.002,
AlSi11Bi7Cu0.5Ti0.17Zr0.22B0.009的技术和机械特性的对比(表1)显示，所开发的合金具有更高的技术和机械特性。
表1.根据WO2006131129A1的AlZn5Cu3Bi7合金与开发的合金的技术和机械特性的对比(表1)
Figure BDA0002314553470000121
优选地，根据本发明的滑动轴承合金被连续铸造并且在铸造状态下特点在于铋相的精细分布，所述铋相在很大程度上与拉出和冷却速度无关。在进一步处理的过程中，在辊轧和辊轧电镀时产生的长的铋片随后能够通过在270℃至400℃的温度下的热处理而完全凝结成细化分布的球形熔滴，这些熔滴在相应的方法引导下小于20μm。优选地，合金包含约7至12重量％的铋。锰的份额在1至5重量％之间，尤其在约1.3至4.5重量％之间。不同元素的份额能够彼此无关地在给定界限的范围内变化。
附图说明
所附的组织图像阐明实施例的结构。
具体实施方式
图1和2示出铸造后和在钢带上电镀之后的AlBi7Mn1.4Cu0.5Ti0.15Zr0.3B0.005和AlBi7Mn2.3Cu1.6Cr0.35Ti0.15Zr0.15B0.003合金的组织。铋相是暗的。
图3示出在钢带上(腐蚀)电镀的AlBi7Mn1.4Cu0.5Ti0.15Zr0.3B0.005合金的组织。
图4示出AlSi11Bi7Cu0.5Ti0.17Zr0.22B0.009合金的组织(腐蚀的)。
应提及，这些示例仅用于图示说明，并不限制本发明。本领域技术人员也已知，如何制造滑动轴承和轴承壳并且因此如何能够将制造根据本发明的合金包括在常见的轴承制造过程中。

Claims (12)

1.一种具有铋夹杂物的偏晶铝滑动轴承合金，其适于塑性变形，所述滑动轴承合金包括：
1至20重量％的铋；
选自以下的至少一种元素作为主要合金元素
0.05至7重量％的铜
0.05至15重量％的硅
0.05至3重量％的锰
0.05至5重量％的锌，并且所述至少一种元素与以下添加合金元素相组合
0.005至0.4重量％的钛
0.005至0.7重量％的锆
0.001至0.1重量％的硼；
以及可选地一种或多种其它添加元素；
其余是铝。
2.根据权利要求1所述的滑动轴承合金，其特征在于，其包括来自以下组的一种或多种添加合金元素：
第1组：
总份额最大为0.5重量％的钽、铌、铪、钒、钨、钼、锑、钪、铈、钙
第2组：
总份额最大为1重量％的镍、钴、铁、铬
第3组
总份额最大为0.1重量％的碳、氮
第4组：
总份额最大为1.0重量％的银、锗、锂
第5组：
总份额最大为0.5重量％的锡、铅。
3.根据权利要求1或2所述的滑动轴承合金，其特征在于，铋的份额为4.5至15.5重量％，优选为5至8重量％。
4.根据权利要求1至3中任一项所述的滑动轴承合金，其特征在于，锰和/或铜和/或硅和/或锌的份额为0.5至2.8重量％，优选为0.7至1.5重量％。
5.根据权利要求1至4中任一项所述的滑动轴承合金，其特征在于，所述合金包含直至3重量％的Al-Ti-B或Al-Ti-C晶粒细化剂。
6.一种用于制造具有权利要求1至4中任一项所说明的组合的铝滑动轴承合金的方法，其特征在于，合金元素以铸造方法结合成合金，在所述铸造方法中，冷却速度在5至300K/s之间。
7.根据权利要求6所述的方法，其特征在于，使用连续铸造作为铸造方法。
8.根据权利要求6或7所述的方法，其特征在于，所述合金设有至少一个支撑层，用于提供半成品。
9.根据权利要求6至8中任一项所述的方法，其特征在于，在后续的成型过程中，所述合金在200℃至400℃的温度下经受至少一种热处理。
10.根据权利要求9所述的方法，其特征在于，所述热处理在辊轧过程和/或辊轧电镀过程之后进行。
11.一种滑动轴承元件，其具有支撑层和被施加在该支撑层上的根据权利要求1至5中任一项所述的滑动轴承合金。
12.一种滑动轴承，该滑动轴承用至少一个根据权利要求11所述的滑动轴承元件构造。
CN201880038993.8A 2017-06-15 2018-05-24 偏晶铝滑动轴承合金及其制造方法和借助该方法制造的滑动轴承 Pending CN110730827A (zh)

Applications Claiming Priority (3)

Application Number Priority Date Filing Date Title
DE102017113216.3 2017-06-15
DE102017113216.3A DE102017113216A1 (de) 2017-06-15 2017-06-15 Monotektische Aluminium-Gleitlagerlegierung und Verfahren zu seiner Herstellung und damit hergestelltes Gleitlager
PCT/DE2018/100501 WO2018228640A1 (de) 2017-06-15 2018-05-24 Monotektische aluminium-gleitlagerlegierung und verfahren zu seiner herstellung und damit hergestelltes gleitlager

Publications (1)

Publication Number Publication Date
CN110730827A true CN110730827A (zh) 2020-01-24

Family

ID=62567185

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
CN201880038993.8A Pending CN110730827A (zh) 2017-06-15 2018-05-24 偏晶铝滑动轴承合金及其制造方法和借助该方法制造的滑动轴承

Country Status (8)

Country Link
US (1) US20210140474A1 (zh)
EP (1) EP3638820A1 (zh)
JP (1) JP2020523475A (zh)
KR (1) KR20200019678A (zh)
CN (1) CN110730827A (zh)
DE (1) DE102017113216A1 (zh)
RU (1) RU2019141611A (zh)
WO (1) WO2018228640A1 (zh)

Cited By (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN112921203A (zh) * 2021-01-25 2021-06-08 广东工程职业技术学院 一种再生铝合金的晶粒细化剂及其制备方法和应用
WO2023087517A1 (zh) * 2021-11-19 2023-05-25 山东博源精密机械有限公司 一种新能源汽车电机转子铸造铝合金及其制备方法

Families Citing this family (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN110578075A (zh) * 2019-10-24 2019-12-17 沈阳航空航天大学 一种高性能均质铝铋难混溶合金及其制备方法
CN111057911A (zh) * 2020-01-06 2020-04-24 高品质特殊钢冶金与制备国家重点实验室张家港产业中心 一种Al-Bi偏晶合金及其制备方法
CN112643021B (zh) * 2020-12-09 2022-06-21 暨南大学 一种激光选区熔化成形高强高耐蚀铜基偏晶合金的铜基复合粉末

Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
EP0190691A1 (en) * 1985-02-01 1986-08-13 JPI Transportation Products, Inc. Bearing material
US5286445A (en) * 1990-11-30 1994-02-15 Taiho Kogyo Co., Ltd. Aluminium bearing alloy containing bismuth
EP1888798A1 (de) * 2005-06-07 2008-02-20 Technische Universität Clausthal Aluminium-gleitlagerlegierung
CN102762754A (zh) * 2009-12-26 2012-10-31 大丰工业株式会社 滑动轴承用铝合金、滑动轴承及其制造方法
CN105051226A (zh) * 2014-03-19 2015-11-11 大丰工业株式会社 滑动轴承

Family Cites Families (9)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
JPS5134367B2 (zh) 1971-08-28 1976-09-25
JPS6047900B2 (ja) 1981-11-10 1985-10-24 株式会社化成直江津 超塑性アルミニウム合金およびその製造法
JPS62235436A (ja) * 1986-04-04 1987-10-15 Showa Alum Corp 軸受用アルミニウム合金押出材の製造方法
ATE70566T1 (de) 1987-06-23 1992-01-15 Alusuisse Lonza Services Ag Aluminiumlegierung fuer superplastische umformung.
DE4003018A1 (de) 1990-02-02 1991-08-08 Metallgesellschaft Ag Verfahren zur herstellung monotektischer legierungen
DE4014430A1 (de) 1990-05-05 1991-11-07 Metallgesellschaft Ag Verfahren zur herstellung von stranggegossenen baendern und draehten
JP3356673B2 (ja) * 1998-01-21 2002-12-16 エヌデーシー株式会社 多層すべり軸受
IL123503A (en) 1998-03-01 2001-01-11 Elecmatec Electro Magnetic Tec Aluminum-bismuth bearing alloy and methods for its continuous casting
JP6077480B2 (ja) * 2014-03-19 2017-02-08 大豊工業株式会社 すべり軸受

Patent Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
EP0190691A1 (en) * 1985-02-01 1986-08-13 JPI Transportation Products, Inc. Bearing material
US5286445A (en) * 1990-11-30 1994-02-15 Taiho Kogyo Co., Ltd. Aluminium bearing alloy containing bismuth
EP1888798A1 (de) * 2005-06-07 2008-02-20 Technische Universität Clausthal Aluminium-gleitlagerlegierung
CN102762754A (zh) * 2009-12-26 2012-10-31 大丰工业株式会社 滑动轴承用铝合金、滑动轴承及其制造方法
CN105051226A (zh) * 2014-03-19 2015-11-11 大丰工业株式会社 滑动轴承

Cited By (2)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
CN112921203A (zh) * 2021-01-25 2021-06-08 广东工程职业技术学院 一种再生铝合金的晶粒细化剂及其制备方法和应用
WO2023087517A1 (zh) * 2021-11-19 2023-05-25 山东博源精密机械有限公司 一种新能源汽车电机转子铸造铝合金及其制备方法

Also Published As

Publication number Publication date
EP3638820A1 (de) 2020-04-22
JP2020523475A (ja) 2020-08-06
KR20200019678A (ko) 2020-02-24
RU2019141611A (ru) 2021-07-15
DE102017113216A1 (de) 2018-12-20
US20210140474A1 (en) 2021-05-13
WO2018228640A1 (de) 2018-12-20

Similar Documents

Publication Publication Date Title
CN110730827A (zh) 偏晶铝滑动轴承合金及其制造方法和借助该方法制造的滑动轴承
Yang et al. Microstructures and mechanical properties of titanium-reinforced magnesium matrix composites: review and perspective
JP5326114B2 (ja) 高強度銅合金
JP5880811B2 (ja) マグネシウム合金鋳造材、マグネシウム合金鋳造コイル材、マグネシウム合金展伸材、マグネシウム合金接合材、マグネシウム合金鋳造材の製造方法、マグネシウム合金展伸材の製造方法、及びマグネシウム合金部材の製造方法
CN114457263B (zh) 一种高强高韧高导热压铸铝合金及其制造方法
US10190630B2 (en) Tin-based sliding bearing alloy
JP5064991B2 (ja) 高強度高延性アルミニウム合金板
CN113584343B (zh) 一种耐腐蚀高锰铝青铜合金及其制备方法
US20100221141A1 (en) Aluminum plain bearing alloy
WO2009096622A1 (en) Magnesium alloy panel having high strength and manufacturing method thereof
CN109477167A (zh) 铜-镍-锡合金、其生产方法和其用途
Zhang et al. Microstructure and mechanical properties of as-extruded Mg-Sn-Zn-Ca alloy with different extrusion ratios
CN103370429A (zh) 细化金属合金的方法
JP2017160542A (ja) マグネシウム合金鋳造材、マグネシウム合金鋳造コイル材、マグネシウム合金展伸材、マグネシウム合金部材、マグネシウム合金接合材、及びマグネシウム合金鋳造材の製造方法
CN102851533A (zh) 一种复杂黄铜及其制备方法和应用
CN115572871B (zh) 商用铝合金锻造车轮及其制备方法
US20240263279A1 (en) High strength microalloyed magnesium alloy
JP6916882B2 (ja) マグネシウム合金板材およびその製造方法
Jeon et al. Deformation behavior of an A356 alloy containing small sub-grains with wide low-angle boundary
JP4996853B2 (ja) 高温高速成形用アルミニウム合金材及びその製造方法、並びにアルミニウム合金成形品の製造方法
JP5059505B2 (ja) 高強度で成形が可能なアルミニウム合金冷延板
JP2004250738A (ja) Ａｌ−Ｍｇ系合金板
JP2004027253A (ja) 成形加工用アルミニウム合金板およびその製造方法
Vojtěch et al. Structural characteristics and thermal stability of Al–5.7 Cr–2.5 Fe–1.3 Ti alloy produced by powder metallurgy
JP6830319B2 (ja) 銅−亜鉛合金、銅−亜鉛合金から成るストリップ状の材料、銅−亜鉛合金から成る半製品を製造するための方法及び銅−亜鉛合金から成るすべり要素

Legal Events

Date Code Title Description
PB01 Publication
PB01 Publication
SE01 Entry into force of request for substantive examination
SE01 Entry into force of request for substantive examination
WD01 Invention patent application deemed withdrawn after publication

Application publication date: 20200124

WD01 Invention patent application deemed withdrawn after publication