EP1888798B1 - Aluminium-gleitlagerlegierung - Google Patents

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EP1888798B1
EP1888798B1 EP05756177A EP05756177A EP1888798B1 EP 1888798 B1 EP1888798 B1 EP 1888798B1 EP 05756177 A EP05756177 A EP 05756177A EP 05756177 A EP05756177 A EP 05756177A EP 1888798 B1 EP1888798 B1 EP 1888798B1
Authority
EP
European Patent Office
Prior art keywords
alloy
weight
plain bearing
aluminium
bismuth
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.)
Expired - Lifetime
Application number
EP05756177A
Other languages
English (en)
French (fr)
Other versions
EP1888798A1 (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
Anticipated expiration legal-status Critical
Expired - Lifetime legal-status Critical Current

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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.
  • steel-aluminum composites are used. 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.
  • 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.
  • the heavy-duty multilayer 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 one or more of the components 1 to 50 wt .-%, preferably 5 to 30 wt .-% lead, 3 to 50 wt .-%, preferably 5 to 30 wt .-% bismuth and 15 to 50 wt .-% indium and additionally one or more of the components 0.1 to 20 wt .-% silicon, 0.1 to 20 wt .-% tin, 0.1 to 10 wt .-% zinc, 0.1 to 5 wt % Of magnesium, 0.1 to 5% by weight of copper, 0.05 to 3% by weight of iron, 0.05 to 3% by weight of manganese, 0.05 to 3% by weight of nickel and 0.001 may contain up to 0.30% by weight of titanium.
  • This off DE 4003018 A1 known alloy is cast in a continuous casting to a strip or wire of 5 to 20 mm thickness or diameter, wherein the melt is poured 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.
  • the method described can be difficult to control monolithic aluminum sliding bearing alloy with up to 15 wt .-% bismuth and at least one element selected from the group silicon, tin, lead in total from 0.5 to 15 wt .-% and possible additions from the group Copper, manganese, magnesium, nickel, chromium, zinc and antimony in a total amount of up to 3% in reproducible quality by casting tapes.
  • a homogeneous distribution of the minority phase is achieved in this case by intensive stirring of the melt in the electromagnetic field.
  • grain refining agents moreover, the texture of this alloy is strained.
  • From the EP 0 190 691 is an alloy with 4 to 7 wt .-% bismuth, 1 to 4.5 wt .-% silicon, 0 to 1.7 wt .-% copper, 0 to 2.5 wt .-% lead and at least one element 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.
  • a monotectic aluminum-silicon-bismuth alloy heat-treated at temperatures of 575 ° C to 585 ° C to achieve a fine distribution of the plate-like bismuth stretched after rolling.
  • 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.
  • 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 .-%.
  • the additions of tin, lead and indium assist the re-coagulation of stretched bismuth drops to finer precipitates at temperatures of 200 ° C to 350 ° C.
  • the elements zirconium, silicon and magnesium cause after annealing in the temperature range 480 ° C to 525 ° C, which after the US 5,286,445 is performed just before the Walzplattiervorgang, the actual hardening effect.
  • the transition elements should ensure an additional increase in the mechanical strength of the material.
  • 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.
  • those in the DE 4014430 A1 and in the US 5,286,445 proposed temperatures of the heat treatment of over 480 ° C in view of the formation of brittle intermetallic phases between steel contactor shell and aluminum very unfavorably selected. According to the state of the art, the temperature range acceptable for the cladding of aluminum with steel is below 400 ° C.
  • the bismuth-containing alloys described so far have all not acquired any practical significance, since the complex processes occurring during their production by continuous casting and subsequent further processing to the sliding bearing shell have not yet been sufficiently controlled.
  • the possibility also applies, in particular to the necessary forming and Walzplattiervor réellen to be able to produce a fine distribution of the minority phase.
  • 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: bismuth 5 to 20% by weight, zinc 3 to 20% by weight, copper 1 to 4% by weight and additionally one or more 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 5 wt .-% and balance aluminum, but without tin , Lead and silicon, except in amounts caused by melting-induced impurities, or in an amount of up to 1% by weight in each case.
  • 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 to 1 wt .-%, but better to about 0.5 wt .-%, both tin (Sn), lead (Pb) and However, silicon (Si) may be present 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 can subsequently be completely re-coagulated by heat treatment at temperatures of 270 ° C to 400 ° C to finely divided spherical droplets, which are present with a corresponding process control 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 according to the invention differs from the known ones by the use of bismuth as the sole soft phase former, i. there is no combination of bismuth with lead and / or tin, as well as one up to max. 20 wt .-% increased zinc and up to max. 4 wt .-% increased copper content.
  • bismuth as the sole soft phase former
  • annealing up to 400 ° C are provided. 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 ° C in the course of subsequent forming processes according to the preferred embodiment of this invention.
  • Such heat treatment preferably follows a rolling and / or roll cladding operation whereby 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 cladding 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 sliding bearing material For the production of the sliding bearing material, cast strips with a cross-section of 10 mm ⁇ 100 mm with the addition of 0.6% by weight AlTi5B1 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 AlZn5Cu3Bi7 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.
  • 5 rolling passes are necessary.
  • the steel strip and the aluminum bearing material strip are connected together in a plating mill.
  • the produced material compound is subjected to a 3 hour heat treatment at a temperature of 360 ° C, whereby the bonding 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, here an AlZn5Cu3Bi7 alloy, changes in its microstructure 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.
  • FIG. 3 shows the rolled structure after a heat treatment at 360 ° C for 3 hours.
  • the elongated Bi plates could be effectively recoagulated by the heat treatment.
  • larger drops to be detected occasionally were divided by stretching and re-coagulation, so that the degree of fine distribution is increased overall by the treatment.

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Description

  • 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 Kornfeinungsmitteln 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 °C bis 585 °C 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 °C bis 350 °C. Die Elemente Zirkonium, Silizium und Magnesium bewirken nach dem Glühen im Temperaturbereich 480 °C bis 525 °C, 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 °C 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 °C.
  • 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 herstellen zu können. Weitere Anforderungen sind eine hohe Festigkeit, mechanische Belastbarkeit - unter anderem auch bei hohen Temperaturen - Verschleißbeständigkeit der Aluminiummatrix sowie eine gute Umformbarkeit.
  • Das Dokument EP-A-0 947 260 offenbart eine monotektische Aluminium-Gleitlagerlegierung mit einem Gehalt von:
    • 2 bis 30 Gew.-% Wismut
    wahlweise
    • 1 bis 15 Gew.-% Silizium oder
    • 1 bis 10 Gew.-% Zink oder
    • 1 bis 15 Gew.-% Kupfer und/oder
    • 0,1 bis 10 Gew.-% Zinn
    und
    • 0,1 bis 5 Gew.-% Cer,
    • 0,05 bis 3 Gew.-% Chrom,
    • 0,05 bis 3 Gew.-% Eisen,
    • 0,05 bis 3 Gew.-% Mangan,
    • 0,05 bis 3 Gew.-% Magnesium,
    • 0,05 bis 3 Gew.-% Nickel und/oder
    • 0,001 bis 5 Gew.-% Titan.
  • 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: 5 bis 20 Gew.-% Bismut, 3 bis 20 Gew.-% Zink, 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 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 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 °C bis 400 °C 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 Al-Bi-Legierungen, 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 °C 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 AlTi5B1 oder AlTi3C0,15 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 Kornfeinungszusätzen 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 °C 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 AlZn5Cu3Bi7-Legierung
    Fig. 2
    Walzgefüge einer AlZn5Cu3Bi7-Legierung, Gesamtumformgrad 94 %, vor der Wärmebehandlung
    Fig. 3
    Walzgefüge einer AlZn5Cu3Bi7-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.-% AlTi5B1 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 AlZn5Cu3Bi7-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 °C 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 °C 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 AlZn5Cu3Bi7-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 °C 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 (13)

  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.-%, 0 bis 1 Gew.-% Zinn, 0 bis 1 Gew.-% Silizium, 0 bis 1 Gew.-% Blei 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 °C 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 12.
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