EP1888798A1 - Aluminium-gleitlagerlegierung - Google Patents

Aluminium-gleitlagerlegierung

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Publication number
EP1888798A1
EP1888798A1 EP05756177A EP05756177A EP1888798A1 EP 1888798 A1 EP1888798 A1 EP 1888798A1 EP 05756177 A EP05756177 A EP 05756177A EP 05756177 A EP05756177 A EP 05756177A EP 1888798 A1 EP1888798 A1 EP 1888798A1
Authority
EP
European Patent Office
Prior art keywords
alloy
plain bearing
bismuth
aluminum
heat treatment
Prior art date
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Granted
Application number
EP05756177A
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English (en)
French (fr)
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EP1888798B1 (de
Inventor
Babette Tonn
Juri Moiseev
Hennadiy Zak
Lorenz Ratke
Heinz Palkowski
Hubert Schwarze
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.)
Technische Universitaet Clausthal
Deutsches Zentrum fuer Luft und Raumfahrt eV
Original Assignee
Technische Universitaet Clausthal
Deutsches Zentrum fuer Luft und Raumfahrt eV
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 Technische Universitaet Clausthal, Deutsches Zentrum fuer Luft und Raumfahrt eV filed Critical Technische Universitaet Clausthal
Publication of EP1888798A1 publication Critical patent/EP1888798A1/de
Application granted granted Critical
Publication of EP1888798B1 publication Critical patent/EP1888798B1/de
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    • 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
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B22—CASTING; POWDER METALLURGY
    • B22D—CASTING OF METALS; CASTING OF OTHER SUBSTANCES BY THE SAME PROCESSES OR DEVICES
    • B22D11/00—Continuous casting of metals, i.e. casting in indefinite lengths
    • B22D11/001—Continuous casting of metals, i.e. casting in indefinite lengths of specific alloys
    • B22D11/003—Aluminium alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C21—METALLURGY OF IRON
    • C21D—MODIFYING THE PHYSICAL STRUCTURE OF FERROUS METALS; GENERAL DEVICES FOR HEAT TREATMENT OF FERROUS OR NON-FERROUS METALS OR ALLOYS; MAKING METAL MALLEABLE, e.g. BY DECARBURISATION OR TEMPERING
    • C21D9/00—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor
    • C21D9/40—Heat treatment, e.g. annealing, hardening, quenching or tempering, adapted for particular articles; Furnaces therefor for rings; for bearing races
    • 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
    • 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
    • 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

Definitions

  • the invention relates to a heavy-duty aluminum sliding bearing alloy, in particular for multilayer bearings, a method for their preparation and associated plain bearing shells and plain bearings.
  • Highly stressed plain bearings are constructed of several layers to meet the variety of requirements placed on the bearings and partly contradictory. Usually steel-aluminum composites are used.
  • the sliding bearing materials While the steel support shell ensures the absorption of the mechanical stress and the tight fit, the sliding bearing materials must withstand the manifold tribological stresses and be fatigue-proof. To meet this requirement, the sliding bearing materials in the aluminum matrix on the one hand contain hard phases, such as silicon and intermetallic precipitates, and on the other soft phases, such as lead or tin.
  • Multi-layer bearings often additionally have a highly lead-containing sliding layer applied galvanically on the functional layer.
  • This soft sliding layer ensures the good emergency running properties of the bearing. It can embed abrasion particles and thus remove from the sliding surface.
  • bismuth has some advantages as a soft phase in the aluminum matrix.
  • bismuth has a higher melting point and can be used at higher temperatures.
  • an aluminum alloy comprises one or more of the components 1 to 50% by weight, preferably 5 to 30% by weight lead, 3 to 50% by weight, preferably 5 to 30% by weight.
  • This alloy known from DE 4003018 A1 is cast in continuous casting vertically to a strip or wire of 5 to 20 mm thickness or diameter, wherein the melt is cast at a cooling rate of 300 to 1500 K / s. Due to the rapid cooling rate, it is intended to prevent large-volume precipitations of a minority phase from being formed in the period between when the demixing temperature has fallen below and after complete solidification of the matrix metal. From the practice of continuous casting of aluminum alloys, however, it is known that, as a result of the very high cooling rates, there is a considerable risk of crack formation and the process stability required for series production is difficult to ensure.
  • a cast aluminum difficult to control monotectic aluminum sliding bearing alloy with up to 15 wt .-% bismuth and with at least one element selected from the group silicon, tin, lead in total from 0.5 to 15 wt .-% and possible additives from the group of copper, manganese, magnesium, nickel, chromium, zinc and antimony in a total amount of up to 3% in reproducible quality by casting tapes are cast.
  • a homogeneous distribution of the minority phase is achieved in this case by intensive stirring of the melt in the electromagnetic field.
  • the texture of this alloy is softened by addition of fining agents.
  • this has an advantageous effect on the size of the drop-shaped bismuth precipitates, which in casting a Diameter of 40 microns maximum.
  • the addition amount of the grain refining agent is calculated according to EP 0 940 474 A1 with a formula which takes into account the bismuth content in the melt.
  • This invention contains no indication of the type of Komfeinungszu accounts used, leading to the results described in the patent.
  • EP 0 190 691 discloses an alloy containing 4 to 7% by weight bismuth, 1 to 4.5% by weight silicon, 0 to 1, 7% by weight copper, 0 to 2.5% by weight Lead and at least one element from the group nickel, manganese, chromium in a total amount of up to 1% and additionally at least one element from the group tin, zinc, antimony of a total of up to 5 wt .-% known.
  • high silicon contents reinforce the aluminum matrix, they have a negative influence on the size of the minority phase and lead to a significant worsening of the droplet distribution in the strand.
  • the originally spherical lead or bismuth phase is deformed into very thick threads which considerably reduce the mechanical strength and the tribological properties of the material.
  • One possible solution for setting the desired material properties is the transformation of the elongated precipitates of the minority phase into compact structural forms by a subsequent heat treatment.
  • DE 4014430 A1 is a monotectic aluminum-silicon bismuth alloy heat-treated at temperatures of 575 0 C to 585 0 C, in order to achieve a fine distribution of the plate-like elongated after rolling bismuth.
  • the heat treatment offers the possibility of improving the strength values of the aluminum sliding bearing alloy by means of hardening effects.
  • the elements suitable for achieving the possible curing effects are, for example, silicon, magnesium, zinc and zirconium.
  • the addition of copper increases the cure rate and can be used in combination with these elements. From US Pat. No. 5,286,445 an aluminum sliding bearing alloy with a bismuth content of 2 to 15% by weight, 0.05 to 1% by weight of zirconium and a copper content and / or magnesium content of up to 1.5% is known.
  • this alloy contains at least one element from the group of tin, lead and indium in the sum of 0.05 to 2 wt .-% or at least one element selected from the group silicon, manganese, vanadium, antimony, niobium, molybdenum, cobalt, iron, Titanium, chromium in the sum of 0.05 to 5 wt .-%.
  • tin, lead and indium support the re-coagulation of stretched bismuth drops to finer precipitates at temperatures of 200 0 C to 350 0 C.
  • the elements zirconium, silicon and magnesium cause after annealing in the temperature range 480 0 C to 525 0 C, the is carried out shortly before the Walzplattiervorgang after US 5,286,445, the actual hardening effect.
  • the transition elements should ensure an additional increase in the mechanical strength of the material.
  • the unfavorable effect of silicon on the size and distribution of the minority phase has already been reported.
  • the addition of magnesium additionally has the disadvantage that magnesium with bismuth preferably forms the intermetallic compound Mg 3 Bi 2 . This accumulates in the bismuth drops and significantly reduces the embedding capacity of the bismuth drops for abrasive particles. By adding tin, the mechanical strength of the sliding bearing material is significantly impaired at higher temperatures.
  • DE 4014430 A1 and US 5,286,445 proposed in the heat treatment temperatures of about 480 0 C in view of the formation of brittle intermetallic phases between the steel shell contactor and aluminum are very unfavorable selected. According to the state of the art, the temperature range acceptable for the cladding of aluminum with steel is below 400 ° C.
  • aluminum sliding bearing alloys In addition to a fine distribution of the minority phase in the casting state, aluminum sliding bearing alloys also have the option of following the necessary forming and Walzplattiervor réellen to produce a fine distribution of the minority phase can. Other requirements are high strength, mechanical strength - including at high temperatures - wear resistance of the aluminum matrix and a good formability.
  • the invention is therefore an object of the invention to provide a heavy-duty aluminum sliding bearing alloy, which avoids the disadvantages of the prior art, and makes it possible to achieve a uniform and fine distribution of the bismuth phase and to obtain during the subsequent processing of the tapes in the manufacturing phase to slide bearing shell and possibly to improve.
  • an aluminum sliding bearing alloy containing the following constituents: about 5 to 20 wt .-% bismuth, about 3 to 20 wt .-% zinc, about 1 to 4 wt .-% copper and additionally one or several of the components manganese, vanadium, niobium, nickel, molybdenum, cobalt, iron, tungsten, chromium, silver, calcium, scandium, cerium, antimony, boron, beryllium, titanium, carbon, zirconium in total up to about 5% by weight. % and remainder aluminum, but without tin, lead and silicon, except in quantities caused by melting-induced impurities, or in a quantity of not more than 1% by weight each.
  • the alloy according to the invention should in principle not contain tin and silicon as alloying constituents. In contamination-related amounts up to about 0.3 wt .-% or otherwise in small amounts up to about 1 wt .-%, but better to about 0.5 wt .-% can both tin (Sn), lead (Pb) as well as silicon (Si), however, without unduly compromising the advantages of the invention.
  • the plain bearing alloy according to the invention is preferably continuously cast and is already characterized in the cast state by a fine distribution of the bismuth phase, which is largely independent of the withdrawal and cooling rate.
  • long bismuth plates may subsequently be fully re-coagulated by heat treatment at temperatures of 270 0 C to 400 0 C to finely divided spherical droplets, which are present at a corresponding procedure less than 20 microns.
  • the alloy contains between about 7 and 12 weight percent bismuth.
  • the proportion of zinc may preferably be between about 3 and 6 wt .-%, of copper between about 2 and 4, in particular between about 2 and 3 wt .-%.
  • the proportions of the different elements are independently variable within the given limits.
  • the alloy of the invention differs from the known by the use of bismuth as the only soft phase, ie there is no combination of bismuth with lead and / or tin, and by a max. 20 wt .-% increased zinc and up to max. 4 wt .-% increased copper content.
  • zinc and copper lead to a slight deterioration in the size of the bismuth drops in the cast state compared to binary Al-Bi alloys, but allow complete re-coagulation of bismuth strands strongly stretched after the cladding into fine up to 20 microns large spherical droplets. These anneals are provided up to 400 0 C. The glow time depends on the chemical composition.
  • increased copper contents increase the strength of the aluminum matrix and, according to our own experience, improve the corrosion resistance of the bismuth-containing plain bearing material.
  • the invention further comprises a process for producing an aluminum sliding bearing alloy using the composition of the invention as described above.
  • the alloying ingredients are combined in a casting process to form an alloy in which the cooling rate is 5 to 1000 K / s.
  • the alloy can also be produced by other customary production methods, in particular by other casting methods.
  • production by continuous casting is preferred.
  • the conditions are then adapted so that preferably drop-shaped Bismuteinlagerungen arise.
  • the take-off speed is preferably 2 to 15 mm / s.
  • the alloy obtained by casting is subjected to at least one heat treatment at temperatures between about 270 and 400 0 C according to the preferred embodiment of this invention in the course of subsequent forming processes.
  • Such heat treatment preferably follows a rolling and / or roll plating process, wherein multiple rolling and / or plating operations may be performed within the manufacturing process between the casting of the alloy and the final product and at least one heat treatment at the final rolling and / or roll plating operation or connect to several or all of these operations.
  • the cast alloy can be provided with at least one support layer.
  • the support layer may in particular be a steel layer.
  • Other layers, e.g. Adhesive layers or coatings may be added.
  • the invention further comprises a sliding bearing shell which contains or consists of an alloy according to the invention as one of the materials used therein.
  • the invention comprises a sliding bearing with such a plain bearing shell or the use of the sliding bearing shell according to the invention in a sliding bearing.
  • the invention is explained in more detail below with reference to an embodiment.
  • Fig. 1 cast structure of a AIZn5Cu3Bi7 alloy
  • the sliding bearing material cast strips with a cross-section of 10 mm ⁇ 100 mm with the addition of 0.6% by weight of AITi5B1 are produced in this example on a vertical continuous casting plant, as known in the prior art.
  • the take-off speed is 8 mm / s and the cooling speed is 600 K / s.
  • the strands are milled horizontally on the broad sides to a thickness of about 8 mm.
  • a brushed and degreased aluminum alloy primer is first roll-coated onto the brushed and degreased AIZn5Cu3Bi7 alloy in the mill stand.
  • the thickness of the plated starting material strip is 4 mm. This is then rolled to 1, 3 mm in several rolling passes. For this purpose 5 rolling passes are necessary.
  • To improve the plating capability of the aluminum bearing material strip it is subjected to a Erhohlungsglühung at 370 0 C of up to 3 hours duration.
  • the steel strip and the aluminum bearing material strip are joined together in a plating mill.
  • the produced material compound is subjected to a 3 hour heat treatment at a temperature of 360 ° C., wherein the bond between the steel and the aluminum bearing material is increased by a diffusion process and that after plating in the aluminum-zinc-copper matrix is strong stretched bismuth threads to fine up to 20 microns large spherical droplets are completely transformed.
  • the likewise from the Heat treatment resulting high hardness of at least 43 HB 2.5 / 62.5 / 30 is also beneficial.
  • the plated strip can be divided and formed into bearing shells.
  • FIGS. 1 to 3 show, by way of example, how an alloy according to the invention, in this case an AIZn5Cu3Bi7 alloy, changes its structure during processing.
  • FIG. 1 shows the structure of the alloy after production by continuous casting.
  • the bismuth phase which is in the form of droplets, is shown in the dark.
  • FIG. 2 shows the structure of the alloy after rolling.
  • the bismuth plates elongated by the rolling can be recognized.
  • Figure 3 shows the rolled structure after a heat treatment at 360 0 C for 3 hours.
  • the elongated Bi plates could be effectively recoagulated by the heat treatment.
  • Figure 1 still occasionally to be recognized larger drops were divided by the stretching and re-coagulation, so that the degree of fine distribution by the treatment is increased overall.

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Description

Aluminium-Gleitlagerlegierung
Beschreibung
Die Erfindung betrifft eine hochbelastbare Aluminiumgleitlagerlegierung, insbesondere für Mehrschichtlager, ein Verfahren zu deren Herstellung und zugehörige Gleitlagerschalen und Gleitlager.
Hochbeanspruchte Gleitlager werden aus mehreren Schichten aufgebaut, um der Vielfalt der an die Lager gestellten und zum Teil gegenläufigen Anforderungen zu genügen. Es werden überwiegend Stahl-Aluminium-Verbundwerkstoffe eingesetzt.
Während die Stahlstützschale die Aufnahme der mechanischen Beanspruchung und den Festsitz gewährleistet, müssen die Gleitlagerwerkstoffe den vielfältigen tribologischen Beanspruchungen widerstehen und ermüdungsfest sein. Um diese Anforderung zu erfüllen, enthalten die Gleitlagerwerkstoffe in der Aluminium-Matrix einerseits harte Phasen, wie etwa Silizium und intermetallische Ausscheidungen, und andererseits weiche Phasen, wie zum Beispiel Blei oder Zinn. Die hochbelastbaren
Mehrschichtlager besitzen häufig zusätzlich eine auf der Funktionsschicht galvanisch aufgebrachte hoch bleihaltige Gleitschicht. Diese weiche Gleitschicht sorgt für die guten Notlaufeigenschaften des Lagers. Sie kann Abriebpartikel einbetten und so von der Gleitfläche entfernen.
Eine umweltfreundliche Alternative zu bleihaltigen Aluminiumgleitlagerlegierungen stellen Gleitlager auf Basis Aluminium-Zinn dar, die ohne zusätzliche Gleitschicht eingesetzt werden. Den mechanischen Eigenschaften dieser Legierungen, zum Beispiel der Ermüdungsfestigkeit und Warmfestigkeit, sind jedoch Grenzen gesetzt. Der verhältnismäßig hohe Zinngehalt führt beim Gießen zur Bildung eines an den Korngrenzen zusammenhängenden Zinn-Netzes, das die Belastbarkeit dieser Legierungen speziell bei höheren Temperaturen erheblich beeinträchtigt.
Im Gegensatz zum Zinn besitzt Bismut als weiche Phase in der Aluminium-Matrix einige Vorteile. So weist Bismut einen höheren Schmelzpunkt auf und kann bei höheren Temperaturen eingesetzt werden. Darüber hinaus ist es möglich, durch spezielle Gieß- und Wärmebehandlungsmaßnahmen eine massive Anreicherung des Bismuts an den Korngrenzen der Gleitlagerlegierungen zu vermeiden und eine hinreichend gleichmäßige und feine Verteilung der Bismut-Tröpfchen im Gefüge zu erhalten, was im Endeffekt zur Verbesserung ihrer Belastbarkeit und der tribologischen Eigenschaften im Vergleich zu Aluminium-Zinn-Legierungen führt.
So wurde in der DE 4003018 A1 vorgeschlagen, dass eine Aluminiumlegierung eine oder mehrere der Komponenten 1 bis 50 Gew.-%, vorzugsweise 5 bis 30 Gew.-% Blei, 3 bis 50 Gew.-%, vorzugsweise 5 bis 30 Gew.-% Bismut und 15 bis 50 Gew.-% Indium sowie zusätzlich eine oder mehrere der Komponenten 0,1 bis 20 Gew.-% Silizium, 0,1 bis 20 Gew.-% Zinn, 0,1 bis 10 Gew.-% Zink, 0,1 bis 5 Gew.-% Magnesium, 0,1 bis 5 Gew.-% Kupfer, 0,05 bis 3 Gew.-% Eisen, 0,05 bis 3 Gew.-% Mangan, 0,05 bis 3 Gew.-% Nickel und 0,001 bis 0,30 Gew.-% Titan enthalten kann. Diese aus DE 4003018 A1 bekannte Legierung wird im Strangguss vertikal zu einem Band oder Draht von 5 bis 20 mm Dicke bzw. Durchmesser vergossen, wobei die Schmelze mit einer Abkühlungsgeschwindigkeit von 300 bis 1500 K/s gegossen wird. Durch die rasche Abkühlungsgeschwindigkeit soll verhindert werden, dass in der Zeit zwischen dem Unterschreiten der Entmischungstemperatur und der vollständigen Erstarrung des Matrixmetalls großvolumige Ausscheidungen einer Minoritätsphase gebildet werden. Aus der Praxis des Stranggießens von Aluminiumlegierungen ist jedoch bekannt, dass in Folge der sehr hohen Abkühlungsgeschwindigkeiten eine erhebliche Gefahr der Rissbildung besteht und die für die Serienfertigung erforderliche Prozessstabilität nur schwer zu gewährleisten hat.
Durch das in der EP 0 940 474 A1 beschriebene Verfahren kann eine gießtechnisch schwierig zu beherrschende monotektische Aluminiumgleitlagerlegierung mit bis zu 15 Gew.-% Bismut und mit zumindest einem Element aus der Gruppe Silizium, Zinn, Blei in Summe von 0,5 bis 15 Gew.-% sowie möglichen Zusätzen aus der Gruppe Kupfer, Mangan, Magnesium, Nickel, Chrom, Zink und Antimon in einem Ausmaß von in Summe bis zu 3 % in reproduzierbarer Qualität durch Bandgießen vergossen werden. Eine homogene Verteilung der Minoritätsphase wird in diesem Fall durch intensives Rühren der Schmelze im elektromagnetischen Feld erreicht. Durch Zugabe von Komfeinungsmitteln wird darüber hinaus das Gefüge dieser Legierung gefeint. Das wirkt sich unter anderem auch vorteilhaft auf die Größe der tropfenförmigen Bismut-Ausscheidungen aus, die im Gusszustand einen Durchmesser von maximal 40 μm aufweisen. Die Zugabemenge der Kornfeinungsmittel wird nach EP 0 940 474 A1 mit einer Formel berechnet, die den Bismutgehalt in der Schmelze berücksichtigt. Diese Erfindung enthält keine Hinweise auf die Art der eingesetzten Komfeinungszusätze, die zu den im Patent beschriebenen Resultaten führen.
Aus der EP 0 190 691 ist eine Legierung mit 4 bis 7 Gew.-% Bismut, 1 bis 4,5 Gew.- % Silizium, 0 bis 1 ,7 Gew.-% Kupfer, 0 bis 2,5 Gew.-% Blei und zumindest einem Element aus der Gruppe Nickel, Mangan, Chrom in einem Ausmaß von in Summe bis zu 1 % sowie zusätzlich zumindest einem Element aus der Gruppe Zinn, Zink, Antimon von in Summe bis zu 5 Gew.-% bekannt. Hohe Siliziumanteile verstärken zwar die Aluminiummatrix, haben jedoch einen negativen Einfluss auf die Größe der Minoritätsphase und führen zu einer deutlichen Verschlechterung der Tropfenverteilung im Strang. Beim Walzen eines solchen Gussgefüges wird die ursprünglich kugelförmige Blei - bzw. Bismutphase zu sehr dicken Fäden verformt, die mechanische Belastbarkeit und die tribologischen Eigenschaften des Werkstoffs erheblich herabsetzen.
Eine mögliche Lösung zur Einstellung der gewünschten Werkstoffeigenschaften ist die Umbildung der langgestreckten Ausscheidungen der Minoritätsphase zu kompakten Gefügeformen durch eine nachfolgende Wärmebehandlung. Zum Beispiel wird nach der DE 4014430 A1 eine monotektische Aluminium-Silizium- Bismut-Legierung bei Temperaturen von 575 0C bis 585 0C wärmebehandelt, um eine feine Verteilung der nach Walzen plattenförmig gestreckten Bismutphase zu erreichen.
Als weiteren Vorteil bietet die Wärmebehandlung die Möglichkeit, die Festigkeitswerte der Aluminiumgleitlagerlegierung durch Aushärtungseffekte zu verbessern. Die zum Erzielen der möglichen Aushärtungseffekte geeigneten Elemente sind beispielsweise Silizium, Magnesium, Zink und Zirkonium. Die Zugabe von Kupfer erhöht die Aushärtungsrate und kann in Kombination mit diesen Elementen eingesetzt werden. Aus der US 5,286,445 ist eine Aluminiumgleitlagerlegierung mit einem Bismutgehalt von 2 bis 15 Gew.-%, 0,05 bis 1 Gew.-% Zirkonium sowie einem Kupfergehalt und/oder Magnesiumgehalt bis zu 1 ,5 % bekannt. Zusätzlich enthält diese Legierung zumindest ein Element aus der Gruppe Zinn, Blei und Indium in Summe von 0,05 bis 2 Gew.-% oder zumindest ein Element aus der Gruppe Silizium, Mangan, Vanadin, Antimon, Niob, Molybdän, Kobalt, Eisen, Titan, Chrom in Summe von 0,05 bis 5 Gew.-%. Die Zusätze an Zinn, Blei und Indium unterstützen der Rekoagulation von gestreckten Bismuttropfen zu feineren Ausscheidungen bei Temperaturen von 200 0C bis 350 0C. Die Elemente Zirkonium, Silizium und Magnesium bewirken nach dem Glühen im Temperaturbereich 480 0C bis 525 0C, das nach der US 5,286,445 kurz vor dem Walzplattiervorgang durchgeführt wird, den eigentlichen Härtungseffekt. Die Übergangselemente sollen eine zusätzliche Steigerung der mechanischen Belastbarkeit des Werkstoffs gewährleisten.
Über die ungünstige Wirkung von Silizium auf die Größe und Verteilung der Minoritätsphase ist bereits berichtet worden. Die Zugabe von Magnesium bringt zusätzlich den Nachteil mit sich, dass Magnesium mit Bismut bevorzugt die intermetallische Verbindung Mg3Bi2 bildet. Diese lagert sich in den Bismuttropfen ein und setzt die Einbettfähigkeit der Bismuttropfen für Abriebpartikel deutlich herab. Durch Zinnzugabe wird die mechanische Belastbarkeit des Gleitlagerwerkstoffs bei höheren Temperaturen erheblich beeinträchtigt. Außerdem sind die in der DE 4014430 A1 und in der US 5,286,445 vorgeschlagenen Temperaturen der Wärmebehandlung von über 480 0C im Hinblick auf die Bildung spröder intermetallischer Phasen zwischen Stahlschützschale und Aluminium sehr ungünstig ausgewählt. Nach Stand der Technik liegt der für die Plattierungen von Aluminium mit Stahl vertretbare Temperaturbereich unterhalb von 400 0C.
Die vorstehend beschriebenen bismuthaltigen Legierungen haben bisher sämtlich keine praktische Bedeutung erlangt, da die bei ihrer Herstellung durch Stranggießen und nachfolgender Weiterverarbeitung zur Gleitlagerschale ablaufenden komplexen Vorgänge bis jetzt nicht in ausreichendem Maße beherrscht wurden. Als Voraussetzung für ein optimales Eigenschaftsprofil der
Aluminiumgleitlagerlegierungen gilt neben einer feinen Verteilung der Minoritätsphase im Gusszustand besonders die Möglichkeit, auch nach den notwendigen Umform- und Walzplattiervorgängen eine feine Verteilung der Minoritätsphase hersteilen zu können. Weitere Anforderungen sind eine hohe Festigkeit, mechanische Belastbarkeit - unter anderem auch bei hohen Temperaturen - Verschleißbeständigkeit der Aluminiummatrix sowie eine gute Umformbarkeit.
Der Erfindung liegt somit die Aufgabe zugrunde, eine hochbelastbare Aluminiumgleitlagerlegierung bereitzustellen, die die Nachteile im Stand der Technik vermeidet, und es ermöglicht, eine gleichmäßige und feine Verteilung der Bismutphase zu erreichen und diese während der nachfolgenden Weiterverarbeitung der Bänder in der Fertigungsphase zur Gleitlagerschale zu erhalten und ggf. zu verbessern.
Diese Aufgabe wird durch eine Aluminiumgleitlagerlegierung gelöst, die die folgenden Bestandteile enthält: ca. 5 bis 20 Gew.-% Bismut, ca. 3 bis 20 Gew.-% Zink, ca. 1 bis 4 Gew.-% Kupfer sowie zusätzlich eine oder mehrere der Komponenten Mangan, Vanadin, Niob, Nickel, Molybdän, Kobalt, Eisen, Wolfram, Chrom, Silber, Calcium, Scandium, Cer, Antimon, Bor, Beryllium, Titan, Kohlenstoff, Zirkonium in Summe bis zu ca. 5 Gew.-% und Rest Aluminium, jedoch ohne Zinn, Blei und Silizium, außer in durch erschmelzungsbedingte Verunreinigungen verursachter Menge, oder in einer Menge bis maximal je 1 Gew.-%. Dies bedeutet, dass die erfindungsgemäße Legierung grundsätzlich Zinn und Silizium als Legierungsbestandteile nicht enthalten soll. In verunreinigungsbedingten Mengen bis ca. 0,3 Gew.-% oder sonst in geringen Mengen bis ca. 1 Gew.-%, besser aber bis ca. 0,5 Gew.-% können sowohl Zinn (Sn), Blei (Pb) als auch Silizium (Si) jedoch vorhanden sein, ohne die Vorteile der Erfindung zu sehr zu beeinträchtigen. Die erfindungsgemäße Gleitlagerlegierung wird vorzugsweise Stranggegossen und zeichnet sich im Gusszustand bereits durch eine feine Verteilung der Bismutphase aus, die weitgehend unabhängig von der Abzug- und Abkühlgeschwindigkeit ist. Im Zuge einer weiteren Behandlung beim Walzen und Walzplattieren entstandene lange Bismutplatten können nachfolgend durch eine Wärmebehandlung bei Temperaturen von 270 0C bis 400 0C zu fein verteilten kugelförmigen Tropfen vollständig rekoaguliert werden, die bei entsprechender Verfahrensführung kleiner als 20 μm vorliegen. Vorzugsweise enthält die Legierung zwischen ca. 7 und 12 Gew.-% Bismut. Der Anteil an Zink kann vorzugsweise zwischen ca. 3 und 6 Gew.-% liegen, der von Kupfer zwischen ca. 2 und 4, insbesondere zwischen ca. 2 und 3 Gew.-%. Die Anteile der verschiedenen Elemente sind unabhängig voneinander im Rahmen der gegebenen Grenzen variierbar.
Die erfindungsgemäße Legierung unterscheidet sich von den bekannten durch den Einsatz von Bismut als einzigen Weichphasenbildner, d.h. es liegt keine Kombination von Bismut mit Blei und/oder Zinn vor, sowie durch einen bis auf max. 20 Gew.-% erhöhten Zink- und bis auf max. 4 Gew.-% erhöhten Kupfergehalt. Die genannten Zugabemengen von Zink und Kupfer führen zwar zu einer leichten Verschlechterung der Größe der Bismuttropfen im Gusszustand im Vergleich zu binären AI-BiLegierungen, ermöglichen aber eine vollständige Rekoalgulation der nach dem Plattierstrich stark gestreckten Bismutfäden zu feinen bis zu 20 μm großen kugelförmigen Tropfen. Dazu sind Glühungen bis zu 400 0C vorgesehen. Die Glühzeit hängt von der chemischen Zusammensetzung ab. Darüber hinaus bewirken erhöhte Kupfergehalte eine Steigerung der Festigkeit der Aluminiummatrix und verbessern nach eigenen Erfahrungen die Korrosisionsbeständigkeit des bismuthaltigen Gleitlagerwerkstoffs.
Es wurde festgestellt, dass die Anwendung des handelsüblichen Kornfeinungsmittel AITΪ5B1 oder AITi3C0,15 in Zugabemengen von ca. 0,3 bis 2 Gew.-% eine starke kornfeinende Wirkung auf die erfindungsgemäße Legierung ausübt und die Bildung von Warmrissen beim Stranggießen mit verschiedenen Abkühlungsgeschwindigkeiten sicher unterbindet. Die Zugabe der erwähnten Kornfeinungsmittel bewirkt darüber hinaus eine deutliche Reduzierung der Größe der Minoritätsphase. Der maximale Durchmesser der Bismuttropfen konnte durch Einsatz von Komfeinungszusätzen im Gusszustand sogar bei relativ kleinen Abkühlungsgeschwindigkeiten von ca. 5 K/s auf weniger als 30 μm reduziert werden.
Mit Hilfe der Elemente Mangan, Vanadin, Niob, Nickel, Molybdän, Kobalt, Eisen, Wolfram, Chrom, Silber, Calcium, Scandium, Cer, Beryllium, Antimon, Bor, Titan, Zirkonium, Kohlenstoff ist es möglich, die Eigenschaften der erfindungsgemäßen Legierung auf den jeweiligen Verwendungszweck speziell anzupassen. Die Erfindung umfasst weiter ein Verfahren zur Herstellung einer Aluminiumgleitlagerlegierung unter Verwendung der erfindungsgemäßen Zusammensetzung wie oben beschrieben. Bevorzugt werden die Legierungsbestandteile in einem Gießverfahren zu einer Legierung verbunden, bei welchem die Abkühlungsgeschwindigkeit 5 bis 1000 K/s beträgt. Die Legierung kann ansonsten auch mit anderen üblichen Produktionsverfahren hergestellt werden, insbesondere durch andere Gießverfahren. Derzeit wird die Herstellung durch Stranggießen bevorzugt. Die Konditionen sind dann so anzupassen, dass vorzugsweise tropfenförmige Bismuteinlagerungen entstehen. Beim Stranggießen beträgt die Abzugsgeschwindigkeit vorzugsweise 2 bis 15 mm/s.
Die durch Gießen gewonnene Legierung wird gemäß bevorzugter Ausführung dieser Erfindung im Zuge nachfolgender Umformungsprozesse wenigstens einer Wärmebehandlung bei Temperaturen zwischen ca. 270 und 400 0C unterzogen. Eine solche Wärmebehandlung folgt vorzugsweise auf einen Walz- und/oder Walzplattiervorgang, wobei innerhalb des Fertigungsprozesses zwischen dem Gießen der Legierung und dem Endprodukt mehrere Walz- und/oder Plattiervorgänge durchgeführt werden können und sich wenigstens eine Wärmebehandlung an den letzten Walz- und/oder Walzplattiervorgang oder aber an mehrere oder alle dieser Vorgänge anschließen.
Für die Bereitstellung eines Halbwerkzeugs oder im Verlaufe der Produktion von Produkten wie u.a. Gleitlagern kann die gegossene Legierung mit wenigstens einer Stützschicht versehen werden. Die Stützschicht kann insbesondere eine Stahlschicht sein. Weitere Schichten, z.B. Haftvermittlerschichten oder Beschichtungen können hinzukommen.
Die Erfindung umfasst weiterhin eine Gleitlagerschale, die als eines der darin verwendeten Materialien eine erfindungsgemäße Legierung enthält oder aus dieser besteht.
Schließlich umfasst die Erfindung ein Gleitlager mit einer solchen Gleitlagerschale bzw. die Verwendung der erfindungsgemäßen Gleitlagerschale in einem Gleitlager. Die Erfindung ist im Folgenden anhand eines Ausführungsbeispiels näher erläutert.
Es zeigen:
Fig. 1 Gussgefüge einer AIZn5Cu3Bi7-Legierung
Fig. 2 Walzgefüge einer AIZn5Cu3Bi7-Legierung, Gesamtumformgrad 94 %, vor der Wärmebehandlung
Fig. 3 Walzgefüge einer AIZn5Cu3Bi7-Legierung, Gesamtumformgrad 94 %, nach der Wärmebehandlung bei 360 °C/3 h.
Zur Herstellung des Gleitlagerwerkstoffs werden in diesem Beispiel an einer vertikalen Stranggießanlage, wie im Stand der Technik bekannt, Gussbänder mit einem Querschnitt 10 mm x 100 mm unter Zugabe von 0,6 Gew.-% AITi5B1 erzeugt. Bei der Herstellung der Bänder liegt die Abzugsgeschwindigkeit bei 8 mm/s sowie die Abkühlungsgeschwindigkeit bei 600 K/s. Zunächst werden die Stränge an den Breitseiten auf eine Dicke von etwa 8 mm horizontalgefräst.
Anschließend wird ein gebürsteter und entfetteter Haftvermittler aus einer Aluminiumlegierung mit dem ersten Walzstich auf die ebenfalls gebürstete und entfettete AIZn5Cu3Bi7-Legierung im Walzgerüst aufplattiert. Die Dicke des plattierten Vormaterialbandes liegt bei 4 mm. Dieses wird anschließend auf 1 ,3 mm in mehreren Walzstichen abgewalzt. Hierzu sind 5 Walzstiche notwendig. Um die Plattierfähigkeit des Aluminium-Lager-Werkstoffbandes zu verbessern, wird dieser einer Erhohlungsglühung bei 370 0C von bis zu 3 Stunden Dauer unterzogen. Beim nächsten Verarbeitungsschritt werden das Stahlband und das Aluminium- Lagerwerkstoffband in einem Plattierwalzwerk miteinander verbunden.
Anschließend wird der erzeugte Werkstoffverbindung einer 3 Stunden dauernden Wärmebehandlung bei einer Temperatur von 360 0C unterzogen, wobei die Bindung zwischen dem Stahl und dem Aluminium-Lagerwerkstoff durch einen Diffusionsprozess gesteigert wird und die nach dem Plattieren in der Aluminium-Zink- Kupfer-Matrix stark gestreckten Bismutfäden zu feinen bis zu 20 μm großen kugelförmigen Tropfen vollständig umgebildet werden. Die ebenfalls aus der Wärmebehandlung resultierende hohe Härte von wenigstens 43 HB 2,5/62,5/30 ist auch von Vorteil. Nach dieser Wärmebehandlung kann das plattierte Band unterteilt und zu Lagerschalen eingeformt werden.
Die Figuren 1 bis 3 zeigen beispielhaft wie eine erfindungsgemäße Legierung, hier eine AIZn5Cu3Bi7-Legierung, sich in ihrem Gefüge während der Bearbeitung ändert. Figur 1 zeigt das Gefüge der Legierung nach der Herstellung durch Stranggießen. Dunkel abgebildet ist die Bismutphase, die tröpfchenförmig vorliegt.
Figur 2 zeigt das Gefüge der Legierung nach dem Walzen. Im Walzgefüge sind die durch das Walzen langgestreckten Bismutplatten zu erkennen.
Figur 3 zeigt das Walzgefüge nach einer Wärmebehandlung bei 360 0C über 3 Stunden. Die langgestreckten Bi-Platten konnten durch die Wärmebehandlung wirkungsvoll rekoaguliert werden. In Figur 1 noch vereinzelt zu erkennende größere Tropfen wurden durch das Strecken und Re-Koagulieren zerteilt, so dass der Grad der Feinverteilung durch die Behandlung insgesamt erhöht ist.
Es soll erwähnt werden, dass das Beispiel allein der Illustration dient und die Erfindung nicht beschränkt. Dem Fachmann ist auch bekannt, wie Gleitlager und Lagerschalen hergestellt werden und wie somit die Herstellung der erfindungsgemäßen Legierung in die üblichen Lager-Herstellungsprozesse einbezogen werden kann.

Claims

Patentansprüche
1. Monotektische Aluminium-Gleitlagerlegierung mit 5 bis 20 Gew.-% Bismut,
3 bis 20 Gew.-% Zink, 1 bis 4 Gew.-% Kupfer sowie zusätzlich einer oder mehrerer der Komponenten Mangan, Vanadin, Niob, Nickel, Molybdän,
Kobalt, Eisen, Wolfram, Chrom, Silber, Calcium, Scandium, Cer, Beryllium, Antimon, Bor, Titan, Kohlenstoff, Zirkonium in Summe bis zu 5 Gew.-% und Aluminium ad 100 Gew.-%.
2. Monotektische Aluminium-Gleitlagerlegierung nach Anspruch 1 , dadurch gekennzeichnet, dass die Legierung zwischen 7 und 12 Gew.-% Bismut enthält.
3. Monotektische Aluminium-Gleitlagerlegierung nach Anspruch 1 oder 2, dadurch gekennzeichnet, dass die Legierung zwischen 3 und 6 Gew.-%
Zink enthält.
4. Monotektische Aluminium-Gleitlagerlegierung nach einem der Ansprüche 1 bis 3, dadurch gekennzeichnet, dass die Legierung zwischen 2 und 4 Gew.-%, insbesondere zwischen 2 und 3 Gew.-% Kupfer enthält.
5. Monotektische Aluminium-Gleitlagerlegierung nach einem der Ansprüche 1 bis 4, dadurch gekennzeichnet, dass die Legierung bis zu 2 Gew.-% Al-Ti- B- oder Al-Ti-C-Kornfeinungsmittel enthält.
6. Verfahren zur Herstellung einer Aluminium-Gleitlagerlegierung unter Verwendung der Zusammensetzung nach einem der Ansprüche 1 bis 5, dadurch gekennzeichnet, dass die Legierungsbestandteile in einem Gießverfahren zu einer Legierung verbunden werden, bei welchem die Abkühlungsgeschwindigkeit 5 bis 1000 K/s beträgt.
7. Verfahren nach Anspruch 6, dadurch gekennzeichnet, dass die Abzugsgeschwindigkeit 2 bis 15 mm/s beträgt.
8. Verfahren nach Anspruch 6 oder 7, dadurch gekennzeichnet, dass als Gießverfahren ein Stranggießverfahren angewendet wird.
9. Verfahren nach einem der Ansprüche 6 bis 8, dadurch gekennzeichnet, dass die Legierung für die Bereitstellung eines Halbzeugs mit wenigstens einer Stützschicht versehen wird.
10. Verfahren nach einem der Ansprüche 6 bis 9, dadurch gekennzeichnet, dass an der Legierung im Zuge nachfolgender Umformprozesse wenigstens eine Wärmebehandlung bei Temperaturen von 270 0C bis 400
°C vorgenommen wird.
11. Verfahren nach Anspruch 10, dadurch gekennzeichnet, dass die Wärmebehandlung auf einen Walz- und/oder Walzplattiervorgang folgt.
12. Gleitlagerschale, die als eines der darin verwendeten Materialien eine Legierung nach einem der Ansprüche 1 bis 5 enthält oder aus dieser besteht.
13. Gleitlager mit einer Schale nach Anspruch 11.
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