EP3003714A2 - Gleitlagerverbundwerkstoff mit aluminium-lagermetallschicht - Google Patents

Gleitlagerverbundwerkstoff mit aluminium-lagermetallschicht

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EP3003714A2
EP3003714A2 EP14728959.9A EP14728959A EP3003714A2 EP 3003714 A2 EP3003714 A2 EP 3003714A2 EP 14728959 A EP14728959 A EP 14728959A EP 3003714 A2 EP3003714 A2 EP 3003714A2
Authority
EP
European Patent Office
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metal layer
composite material
particles
bearing
bearing metal
Prior art date
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Ceased
Application number
EP14728959.9A
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
Karl-Heinz Lindner
Gerd Andler
Matthias SCHNATZ
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.)
Federal Mogul Wiesbaden GmbH
Original Assignee
Federal Mogul Wiesbaden GmbH
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Filing date
Publication date
Application filed by Federal Mogul Wiesbaden GmbH filed Critical Federal Mogul Wiesbaden GmbH
Publication of EP3003714A2 publication Critical patent/EP3003714A2/de
Ceased legal-status Critical Current

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    • 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
    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B32—LAYERED PRODUCTS
    • B32B—LAYERED PRODUCTS, i.e. PRODUCTS BUILT-UP OF STRATA OF FLAT OR NON-FLAT, e.g. CELLULAR OR HONEYCOMB, FORM
    • B32B15/00—Layered products comprising a layer of metal
    • B32B15/01—Layered products comprising a layer of metal all layers being exclusively metallic
    • B32B15/012—Layered products comprising a layer of metal all layers being exclusively metallic one layer being formed of an iron alloy or steel, another layer being formed of aluminium or an aluminium alloy
    • 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
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    • F16C33/12—Structural composition; Use of special materials or surface treatments, e.g. for rust-proofing
    • F16C33/121—Use of special materials
    • 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
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    • Y10T428/00—Stock material or miscellaneous articles
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    • Y10T428/12493—Composite; i.e., plural, adjacent, spatially distinct metal components [e.g., layers, joint, etc.]
    • Y10T428/12736—Al-base component
    • Y10T428/12764—Next to Al-base component

Definitions

  • the invention relates to a sliding bearing composite material with a support layer made of steel, an aluminum on the support layer disposed intermediate layer, preferably from a lead-free impurities aluminum alloy, and arranged on the intermediate layer bearing metal layer of a lead-free impurities aluminum alloy.
  • Such plain bearing composite materials are being developed in particular for bearing shells or bushings or thrust washers for use in internal combustion engines of motor vehicles. They are the subject of a variety of print fonts. With an improvement of the bearing metal composition, the documents EP 1 334 285 A1, DE 10 201 1 003 797 B3, DE 102 46 848 B4 or EP 2 105 518 A2, for example, differ.
  • the aluminum bearing alloy known from the latter specification comprises 1.5 to 8 wt.% Si, 3 to 40 wt.% Sn, one or more elements from the group consisting of Cu, Zn and Mg in a total amount of 0.1 to 6 wt .-%, optionally one or more elements from the group consisting of Mn, V, Mo, Cr, Ni, Co and B, in a total amount of 0.01 to 3 wt .-% and the rest aluminum.
  • the focus of the investigation in that document is on the particle size distribution of the Si particles contained in the finished aluminum bearing alloy product, which has both a proportion of small Si particles having a particle size of less than 4 ⁇ and larger Si particles having a particle size of 4 to 20 ⁇ should contain in a certain, but very wide distribution.
  • a sliding bearing composite material with a carrier layer made of steel, an intermediate layer arranged on the carrier layer and a bearing metal layer arranged on the intermediate layer is known from an aluminum alloy which is lead-free to impurities.
  • the aluminum alloy of the bearing metal layer contains 10.5-14 wt.% Tin, 2-3.5 wt.% Silicon, 0.4-0.6 wt.% Copper, 0.15-0.25 wt. % Chromium, 0.01-0.08 wt% strontium and 0.05-0.25 wt% titanium.
  • the silicon is distributed in the form of particles in the bearing metal layer of the shape before that, based on a surface of the bearing metal layer, the area ratio of visible in this surface silicon particles with a diameter of 4 ⁇ to 8 ⁇ at least 2.5%.
  • the chemical composition and the hard particles were improved in view of high wear resistance.
  • Wear resistance is still an important factor for the mixed friction conditions prevailing in start-stop applications, so there is always a need for optimization here. Furthermore, however, the inventors have taken on the task at the same time to increase the fatigue strength of the bearing material.
  • the invention provides that the aluminum alloy of the bearing metal layer 6.0 - 10.0 wt .-% tin, 2.0 - 4.0 wt .-% silicon, 0.7 - 1, 2 wt. -% copper, 0.15 - 0.25 Wt% chromium, 0.02-0.20 wt% titanium 0.1-0.3 wt% vanadium and optionally less than 0.5 wt% of other elements, balance aluminum.
  • the term "lead-free except for impurities" is understood to mean that a lead content which could possibly be present due to contamination of individual alloying elements is at least less than 0.1% by weight.
  • the bearing metal layer in particular when using a ductile intermediate layer, can be designed significantly in the direction of increased fatigue strength by the specific choice of the tin content in combination with adapted microalloying elements, as was customary in the prior art. Therefore, the bearing is not only suitable for use in the main bearing area, where mixed friction conditions occur more frequently during start-stop operation, under which there is no (hydrodynamic) oil lubrication of the bearing, but also as a connecting rod bearing material.
  • Ti improves grain refining of the matrix material during the casting process, regardless of suitable temperature control and suitable degrees of forming in the manufacture of the sliding bearing composite.
  • Ti content 0.02-0.2 wt.%, Preferably 0.04-0.1 wt.%.
  • a sufficiently fine grain size of the Al matrix material can be adjusted, which ensures high strength with good stretching properties of the matrix material.
  • the particle size distribution of the matrix material in turn has an influence both on the distribution of the Si particles, since the Si dissolves in the Al matrix, and on the incorporation of the soft phase, ie the insoluble Sn along the grain boundaries.
  • the Ti content requires a very precise coordination with the proportion of Si and Sn.
  • the latter is present in a range from 6.0% by weight to 10.0% by weight, preferably from 8.0 to 10.0% by weight. It is precisely in this area that the alloy system of the bearing metal layer has the excellent sliding properties and has due to a relatively low content of tin as a soft phase, the necessary strength for higher loads, which makes it possible to use in mixed friction conditions.
  • the Si content with an upper limit of 4% by weight, preferably 3% by weight, is set so low in accordance with the invention that the ductility of the bearing metal layer required in view of the high degree of deformation of the rolling steps is given.
  • a minimum content of Si particles of 2.0 wt .-% is necessary in order to adjust a sufficient wear resistance of the bearing metal material it can.
  • the seizure tendency can be considerably reduced, which again is advantageous in mixed-friction conditions.
  • the Si content is not critical with regard to diffusion processes and brittle phase formation.
  • the Cr content must be considered in the context of the Cu content.
  • Both elements have proven to be particularly important in the aluminum matrix with regard to the heat resistance of the material. This is always required for heavily loaded applications.
  • the Cr content of 0.15 to 0.25 wt .-% has proved to be favorable with simultaneous addition of Cu with a content of 0.7 to 1, 2 wt .-%, in order to increase sufficient strength in the matrix To make excretions.
  • a content of 0.25 wt .-% Cr and 1, 2 wt .-% Cu should not be exceeded, again to not adversely affect the formability.
  • the combination of Cr and Cu also has the positive effect that an upper limit of the used Cu of 1, 2 wt .-% reduces the cost and increases the recyclability of the material.
  • the aluminum alloy of the bearing metal layer has 0.1 to 0.3% by weight of vanadium.
  • Vanadium has an inhibiting effect on the recrystallization of the matrix material because it raises its recrystallization temperature. Vanadium thus serves to increase the heat resistance, which, in conjunction with the Ti, allows problem-free adjustment of a grain size matched to the soft phase and the Si.
  • the aluminum alloy of the bearing metal layer preferably has a 0.2% yield strength R p , o, 2 of more than 90 MPa and a tensile strength R m of more than 145 MPa, the material parameters being tensile tested at room temperature in accordance with DIN EN ISO 6892- 1 are determined.
  • the aluminum alloy of the bearing metal layer comprises at least one of the elements selected from the group consisting of 0.01-0.08 wt% strontium, 0.1-0.2% zirconium and 0.1-0.2 scandium.
  • the particle size distribution of the Si in the bearing metal layer which in turn is influenced by the chemical composition, is decisive for the wear resistance.
  • the inventors have recognized that the targeted addition of a small amount Sr in the range of 0.03 to 0.08 wt .-% in the above-mentioned Si content favors the adjustability of the particle size distribution.
  • the Sr ensures an optimized particle size distribution with regard to minimizing wear. At the same time, it affects the shape of the Si particles which, on account of the Sr content after casting, on average have a finer and rounder appearance than could be observed without the addition of Sr. In this way, with regard to the subsequent heat treatment and rolling steps, the formability of the matrix material does not deteriorate significantly due to the addition of Si.
  • the Sr content is exactly matched to the Si content.
  • the intermediate layer of rolled to final dimension sliding bearing element has a thickness 02 of 25 ⁇ to 70 ⁇ and preferably from 25 ⁇ to 50 ⁇ on.
  • the intermediate layer preferably has a microhardness of 40 HV 0.01 to 90 HV 0.01.
  • the Vickers hardness test is carried out according to the European standard EN 6507-1 on the intermediate layer of the finished (formed) plain bearing element.
  • the test probe (the indenter) is in this case pressed in the plane direction of the intermediate layer in this in the region of a prepared cutting edge of the sliding bearing element.
  • the cutting edge is preferably prepared by grinding.
  • the silicon in the bearing metal layer in the form of particles in the bearing metal layer is preferably distributed in such a way that 30-70 Si particles> 5 ⁇ can be found on an area of 0.04 mm 2 . This particle size distribution has been found to be particularly advantageous because the Si hard particles> 5 ⁇ are sufficiently large to ensure a high wear resistance of the material as hard carrier crystals.
  • a surface section of the bearing metal layer of a specific dimension under a microscope, preferably at 500 ⁇ magnification, is considered.
  • the bearing metal layer can be considered in any plane, since it is assumed that a substantially homogeneous distribution of the Si particles in the layer or at least that a distribution that is intentionally or unintentionally inhomogeneous, that is, for example gradually in one direction. or decreases, at least does not leave the claimed limits.
  • the bearing metal layer is preferably prepared to the shape that first a flat cut is made. The visible in the surface section Si particles are measured to the shape that their longest recognizable extent is determined and equated to the diameter.
  • the average Si particle size of all Si particles thus measured> 5 ⁇ is 6 to 8 ⁇ .
  • a diameter of 6 to 8 ⁇ m ensures that the particles in turn do not become so large that they lead to a reduction in the strength of the matrix, in particular under dynamic load.
  • the size distribution of the silicon particles is preferably set by a cooling rate after the casting process of less than 75 K / s, more preferably less than 50 K / s.
  • the tin is present distributed in the bearing metal layer in the form of particles or inclusions in the matrix so that on a measuring area of 1 42 mm 2 not more than 50 Sn particles having a surface area of more than 100 ⁇ 2 present.
  • the preparation of the bearing metal layer for the purpose of measuring the tin distribution is carried out here as described above.
  • the Sn particles visible in a surface section with a scanning electron microscope are identified by means of EDX analysis by searching for a gray value range associated with the tin within the surface section. Subsequently, the area proportions of the individual tin particles are determined. For this purpose, coherent pixels of the scanning electron micrograph, which fall within the grayscale range assigned to the tin, are counted. With known size of the surface section and known resolution of the recording with the scanning electron microscope and the size of a single pixel is known. From the number of contiguous pixels and the pixel size, the area of a tin particle can be determined.
  • the determined on the surface cut tin particles in size classes such as ⁇ 100 ⁇ 2 and> 100 ⁇ 2 or divided into size classes of other gradation.
  • all Sn particles in the surface section with a surface area> 100 ⁇ 2 are added up and the number thereof normalized to said standard measurement area of 1.42 mm 2 , provided that the surface section of interest does not already coincide with the measurement area.
  • a polymer-based covering layer is arranged on the bearing metal layer.
  • the polymer layer results in a more uniform load distribution over the entire bearing width, especially at high loads.
  • the elastic and plastic adaptability of the polymer layer the reliability of the entire bearing can be increased even further.
  • Figure 1 shows a basic layer structure of a first embodiment of the sliding bearing composite material according to the invention
  • Figure 2 shows a basic layer structure of a second embodiment of the sliding bearing composite material according to the invention
  • FIG. 3 shows an illustration of the determination of the Si particle size distribution
  • FIG. 5 shows a diagram for comparing the size distribution of the tin phases in the bearing metal alloy.
  • Figure 1 shows schematically a cross section through a sliding bearing composite material according to a first embodiment of the invention. He has a total of 3 layers. The uppermost layer shown in FIG. 1 is a bearing metal layer 10 which has the Al-based composition according to the invention. The bearing metal layer 10 is applied via an intermediate layer 12 on a support or support layer 14 made of steel. The intermediate layer serves as a bonding agent between the bearing metal layer 10 and the steel layer. It consists of pure aluminum or an aluminum alloy.
  • a surface section 20 is shown symbolically in FIG. 1, which has the inner structure illustrated in FIG. 3 enlarged. In order to produce an image of such a surface cutout, preferably a flat cut is prepared at a suitable point of the bearing metal layer. Notwithstanding the illustration in Figure 1, the surface section can for example also be considered parallel to the sliding surface.
  • the layer thickness of the intermediate layer in the sliding bearing composite material according to the invention is preferably 25 ⁇ m to 70 ⁇ m and particularly preferably not more than 50 ⁇ m.
  • the second exemplary embodiment according to FIG. 2 has a different layer structure in that a polymer coating 16 is applied to the bearing metal layer 10 ', which is particularly advantageous in bearing applications which are particularly stressed.
  • the invention is not limited to the two embodiments shown. It is equally possible to provide a multilayer arrangement with further functional layers. Gradient layers are also not excluded. Basically, the number and shape of the layers is therefore not limited. Above all, for the above-mentioned reason of cost savings, however a sliding bearing composite are preferred, which has as few layers as a safe operation allows.
  • a surface section 20 of the bearing metal layer is selected and marked with a certain edge length and width under a microscope, for example at 500-fold magnification. Let this example be a rectangle with edge lengths of 500 ⁇ and 800 ⁇ , so the measuring surface of 400,000 ⁇ . 2
  • this surface section can be seen a variety of Si particles 22, which can be distinguished from other inclusions, in particular by the soft phase, but also by foreign particles, both not shown here, can be distinguished by a certain gray or color value range.
  • the detection of Si particles is preferably carried out automatically in an electronic imaging system.
  • the Si particles 22 are measured in the shape that regardless of the shape of their longest detectable extent is determined. This extension is called the diameter. Corresponding to their diameter, the Si particles are classified into classes, such as, for example,> 5 ⁇ m and / or 2 ⁇ m, 2-4 ⁇ m, 4-6 ⁇ m, 6-8 ⁇ m, etc.
  • the number of Si particles assigned to this class is simply counted and then converted to a standard surface area of, for example, 0.04 mm 2 for comparability.
  • the particle surfaces of all the particles assigned to the class can also be determined and added up and an average value calculated therefrom.
  • 4 shows bar graphs comparing the strength values "yield strength Rp , o, 2" and “tensile strength R m " and the elongation at break "A" for three different compositions of the aluminum alloy of the bearing metal layer at two different test temperatures
  • the alloys include those shown in Table 1 Compositions in% by weight:
  • a bearing metal alloy is chosen, as is known from the document DE 1 0 201 1 003 797 B3. Based on this, vanadium was added to the alloy and this new alloy was tested as a second comparative example. Both examples were compared with an embodiment of the inventive composition with increased Cu content and reduced Sn content.
  • the first comparative example is represented by the left-hand bar graph, the second comparative example by the middle bar graph, and the embodiment according to the invention by the right-hand bar graph. The comparisons were performed once at room temperature, left half of Figure 4, and at a test temperature of 175 ° C, right half of Figure 4.
  • a composition of the alloying elements in the context of the invention leads to a significant increase of the tensile strength R m by more than 40%, in particular with an elevated test temperature of 175 ° C., whereby the elongation is still sufficiently high at about 30% , It also shows that this behavior results from a combination of the addition of vanadium with a moderate increase of the Cu content and reduction of the Sn content. Surprisingly, it has also been found that a finer tin distribution is produced in the composition range of the bearing metal alloy according to the invention. This is demonstrated by the two diagrams of FIG. 5, which show the measured size distribution of the soft phase in the aluminum matrix in the three examples discussed above.
  • the soft-phase distribution was determined by scanning electron microscopy (SEM) using EDX measurement.
  • SEM scanning electron microscopy
  • the Sn phase in the cut is identified, which takes place on the basis of its characteristic, defined gray value on a defined surface.
  • the chemical composition of the Sn phase determined by its gray value is verified by means of EDX analysis. All particles matching the gray value and the EDX analysis are then recorded in terms of their size (area) and classified into freely selectable size classes.
  • the result is a microstructural characterization of the Sn phase size and its distribution within the classes.
  • the respective left-hand bar in FIG. 5 represents the number of sizes of the soft-phase particles for Comparative Example 1 according to Table 1, the average for Comparative Example 2 according to Table 1 and the right-hand example for Table 1 according to the invention.
  • the counting and measurement of the Sn phases refers in each case to an area with a size of 1.42 mm 2 . It can be seen that in the alloy according to the invention significantly more particles in the classes ⁇ 10 ⁇ 2 are present, whereas particles in the classes> 100 ⁇ 2 are significantly reduced. This is partly attributed to the improved strength.
  • the tin in the bearing metal layer is preferably distributed so that on an area of 1, 42 mm 2 not more than 50 Sn particles having an area of more than 100 ⁇ 2 can be seen.
  • the special choice of the alloying elements of the bearing metal alloy surprisingly also has an influence on the Si precipitates in the bearing metal layer.
  • the Si size distribution which, as explained with reference to Figure 3, has been determined, in turn, has a direct impact on the strength and the wear resistance. Too coarse Si particles act as internal notches and reduce strength. At the same time, however, sufficient Si particles in a size range between 2 and 8 ⁇ m are required to ensure the known wear resistance of AISnSi alloys, because Si hard particles> 5 ⁇ m are sufficiently large, which are hard support crystals for the wear resistance of the material contribute.
  • the silicon particles in the bearing metal layer are distributed with respect to their diameter so that 30-70 Si particles> 5 ⁇ are to be found on an area of 0.04 mm 2 , preferably the average Si particle size of all measured Si particles with a diameter> 5 ⁇ at 6.0-8.0 ⁇ .
  • these alloys make an excellent compromise for a bearing metal alloy with increased strength due to the special selection of alloying elements combined with a finer Sn distribution and a Si distribution which further ensures good wear resistance.
  • the bearing metal surface comes into contact with the counter-rotor, the feeding behavior and the fatigue strength are controlled to a first approximation via the bearing metal.
  • the inventors have found that but also the intermediate layer contributes to the load capacity of the bearing. Cracks run from the surface to the weakest part of the composite under classic fatigue when the bearing fails. Due to its good adaptability, the intermediate layer ensures that there are no bonding problems even when roll-bonding the bearing metal to the intermediate layer (cladding) and the bearing metal / intermediate layer layer system on the steel (bonding).
  • the intermediate layer improves the performance of the plain bearing especially at higher loaded start-stop motors, because they no aging phenomena, especially no temperature-induced formation of brittle intermetallic AlFe phases at the phase boundary between the steel of the support layer and the intermediate layer undergoes, which is why their mechanical properties in terms of strength and ductility are ideally matched to the bearing metal layer, permanently preserved.

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Abstract

Die Erfindung betrifft einen Gleitlagerverbundwerkstoff mit einer Trägerschicht aus Stahl, einer auf der Trägerschicht angeordneten Zwischenschicht aus Aluminium oder aus einer bis auf Verunreinigungen bleifreien Aluminiumlegierung und einer auf der Zwischenschicht angeordneten Lagermetallschicht aus einer bis auf Verunreinigungen bleifreien Aluminiumlegierung, die 6,0 -10,0 Gew.-% Zinn, 2,0 –4.0 Gew.-% Silizium, 0,7 –1,2 Gew.-% Kupfer, 0,15 –0,25 Gew.-% Chrom, 0,02 –0,20 Gew.-% Titan 0,1 –0,3 Gew.-% Vanadium und wahlweise weniger als 0,5 Gew.-% sonstiger Elemente, Rest Aluminium enthält.

Description

Gleitlagerverbundwerkstoff mit Aluminium-Lagermetallschicht
Beschreibung
Die Erfindung betrifft einen Gleitlagerverbundwerkstoff mit einer Trägerschicht aus Stahl, einer auf der Trägerschicht angeordneten Zwischenschicht aus Aluminium, bevorzugt aus einer bis auf Verunreinigungen bleifreien Aluminiumlegierung, und einer auf der Zwischenschicht angeordneten Lagermetallschicht aus einer bis auf Verunreinigungen bleifreien Aluminiumlegierung.
Derartige Gleitlagerverbundwerkstoffe werden insbesondere für Lagerschalen oder Buchsen oder Anlaufscheiben für den Einsatz in Verbrennungsmotoren von Kraftfahrzeugen entwickelt. Sie sind Gegenstand einer Vielzahl von Druck- Schriften. Mit einer Verbesserung der Lagermetallzusammensetzung setzen sich beispielsweise die Schriften EP 1 334 285 A1 , DE 10 201 1 003 797 B3, DE 102 46 848 B4 oder EP 2 105 518 A2 auseinander. Die aus letzterer Schrift bekannte Aluminiumlagerlegierung umfasst 1 ,5 bis 8 Gew.-% Si, 3 bis 40 Gew.-% Sn, ein oder mehrere Elemente aus der Gruppe, bestehend aus Cu, Zn und Mg in einer Gesamtmenge von 0,1 bis 6 Gew.-%, optional ein oder mehrere Elemente aus der Gruppe, bestehend aus Mn, V, Mo, Cr, Ni, Co und B, in einer Gesamtmenge von 0,01 bis 3 Gew.-% und im übrigen Aluminium. Der Schwerpunkt der Untersuchung in jener Schrift liegt auf der Partikelgrößenverteilung der in dem fertigen Aluminiumlagerlegierungsprodukt enthaltenen Si-Partikel, welche so- wohl einen Anteil kleiner Si-Partikel mit einer Korngröße von weniger als 4 μιτι als auch größere Si-Partikel mit einer Korngröße von 4 bis 20 μιτι in einer bestimmten, jedoch sehr breiten Verteilung enthalten soll. Mit der angegebenen Verteilung soll die Neigung des Werkstoffes mit dem Gleitpartner zu verkleben (Fressneigung) vermindert und die Einbindung der Partikel in den Werkstoff verbessert werden. Zum Erreichen der geforderten Partikelgrößenverteilung trägt nach der Lehre jener Schrift die Abfolge eines Glühschritts bei einer Temperatur von 350°C bis 450°C über einen Zeitraum von 8 bis 24 Stunden und ein nachfolgender Walzschritt bei. Aus der DE 10 201 1 003 797 B3 ist ein Gleitlagerverbundwerkstoff mit einer Trägerschicht aus Stahl, einer auf der Trägerschicht angeordneten Zwischenschicht und einer auf der Zwischenschicht angeordneten Lagermetallschicht aus einer bis auf Verunreinigungen bleifreien Aluminiumlegierung bekannt. Die Aluminiumlegierung der Lagermetallschicht enthält 10,5 - 14 Gew.-% Zinn, 2 - 3,5 Gew.-% Silizium, 0,4 - 0,6 Gew.-% Kupfer, 0,15 - 0,25 Gew.-% Chrom, 0,01 - 0,08 Gew.-% Strontium und 0,05 - 0,25 Gew.-% Titan. Das Silizium liegt in Form von Partikeln in der Lagermetallschicht der Gestalt verteilt vor, dass bezogen auf eine Fläche der Lagermetallschicht der Flächenanteil der in dieser Fläche sichtbaren Siliziumpartikel mit einem Durchmesser von 4 μιτι bis 8 μιτι wenigstens 2,5% beträgt. Hierbei wurden die chemische Zusammensetzung und die Hartteilchen im Hinblick auf eine hohe Verschleißbeständigkeit verbessert.
Die Verschleißbeständigkeit ist für die in Start-Stopp-Anwendungen vorherrschenden Mischreibungsbedingungen nach wie vor ein bedeutender Faktor, so dass hier stets Optimierungsbedarf besteht. Ferner haben es sich die Erfinder aber zur Aufgabe gemacht, gleichzeitig die Ermüdungsfestigkeit des Lagermaterials zu erhöhen.
Die Aufgabe wird erfindungsgemäß durch einen Gleitlagerverbundwerkstoff mit den Merkmalen des Patentanspruchs 1 gelöst.
Bei einem Gleitlagerverbundwerkstoff der eingangs genannten Art sieht die Erfindung vor, dass die Aluminiumlegierung der Lagermetallschicht 6,0 - 10,0 Gew.-% Zinn, 2,0 - 4.0 Gew.-% Silizium, 0,7 - 1 ,2 Gew.-% Kupfer, 0,15 - 0,25 Gew.-% Chrom, 0,02 - 0,20 Gew.-% Titan 0,1 - 0,3 Gew.-% Vanadium und wahlweise weniger als 0,5 Gew.-% sonstiger Elemente, Rest Aluminium enthält.
Als„bis auf Verunreinigungen bleifrei" wird im Sinne dieser Schrift verstanden, dass ein Bleianteil, der gegebenenfalls durch Verunreinigung einzelner Legierungselemente vorhanden sein könnte, jedenfalls geringer ist als 0,1 Gew.-%.
Die Erfinder haben erkannt, dass die Lagermetallschicht, insbesondere bei Verwendung einer duktilen Zwischenschicht, durch die spezielle Wahl des Zinn- gehaltes in Kombination mit angepassten Mikrolegierungselementen deutlich in Richtung erhöhter Ermüdungsfestigkeit ausgelegt werden kann, als dies im Stand der Technik üblich war. Deshalb eignet sich das Lager nicht nur im Hauptlagerbereich, wo im Start-Stopp-Betrieb vermehrt Mischreibungsbedin- gungen auftreten, unter denen keine (hydrodynamische) Olschmierung des Lagers gegeben ist, sondern auch als Pleuellagerwerkstoff.
Die Zugabe von Ti verbessert, ungeachtet einer geeigneten Temperaturführung und geeigneter Umformgrade bei der Herstellung des Gleitlagerverbundwerkstoffes, die Kornfeinung des Matrixmaterials beim Gießprozess. Durch eine exakte Einhaltung des Ti-Gehalts von 0,02 - 0,2 Gew.-%, bevorzugt 0,04 - 0,1 Gew.-%, kann bei den im Hinblick auf die Si-Partikelgrößenverteilung angestrebten geringen Abkühlraten des Gießprozesses eine hinreichend feine Korngröße des AI-Matrixmaterials eingestellt werden, die eine hohe Festigkeit bei guten Dehneigenschaften des Matrixwerkstoffes sicherstellt. Die Korngrößenverteilung des Matrixmaterials hat wiederum sowohl Einfluss auf die Verteilung der Si- Partikel, da sich das Si in der AI-Matrix löst, als auch auf die Einlagerung der Weichphase, d.h. des unlöslichen Sn entlang der Korngrenzen. Deshalb bedingt der Ti-Gehalt eine möglichst exakte Abstimmung mit dem Anteil des Si und des Sn. Letzteres liegt erfindungsgemäß in einem Bereich von 6,0 Gew.-% bis 10,0 Gew.-%, bevorzugt von 8,0 bis 10,0 Gew.-% vor. Genau in diesem Bereich weist das Legierungssystem der Lagermetallschicht die hervorragenden Gleiteigenschaften auf und verfügt aufgrund eines vergleichsweise geringen Gehalts an Zinn als Weichphase über die nötige Festigkeit für höhere Belastungen, die einen Einsatz bei Mischreibungsbedingungen möglich macht.
Der Si-Gehalt ist mit einer Obergrenze von 4 Gew.-%, vorzugsweise 3 Gew.-%, erfindungsgemäß so niedrig eingestellt, dass die im Hinblick auf die hohen Umformgrade der Walzschritte geforderte Duktilität der Lagermetallschicht gegeben ist. Auf der anderen Seite ist ein Mindestgehalt der Si-Partikel von 2,0 Gew.-% notwendig, um eine hinreichende Verschleißbeständigkeit des Lagermetall Werkstoff es einstellen zu können. Durch das Angebot an Si bzw. Si- Partikeln und deren durch die Wärmebehandlung gesteuerte Größe kann die Fressneigung erheblich abgesenkt werden, was abermals bei Mischreibungsbedingungen von Vorteil ist. Dabei ist der Si-Gehalt anders als bei Rein-Al- Zwischenschichten unkritisch im Hinblick auf Diffusionsprozesse und Sprödpha- senbildung. Den Cr-Gehalt muss man im Zusammenhang mit dem Cu-Gehalt betrachten. Beide Elemente haben sich in der Aluminiummatrix als besonders wichtig im Hinblick auf die Warmfestigkeit des Werkstoffes herausgestellt. Diese ist bei hochbelasteten Anwendungen stets gefordert. Der Cr-Gehalt von 0,15 bis 0,25 Gew.-% hat sich bei gleichzeitiger Zulegierung von Cu mit einem Gehalt von 0,7 bis 1 ,2 Gew.-% als günstig erwiesen, um in der Matrix ausreichend festigkeits- steigernde Ausscheidungen zu bilden. Andererseits sollte ein Gehalt von 0,25 Gew.-% Cr und 1 ,2 Gew.-% Cu nicht überschritten werden, um wiederum die Umformbarkeit nicht negativ zu beeinflussen. Schließlich wirkt sich die Kombination aus Cr und Cu auch dahingehend positiv aus, dass eine Obergrenze des eingesetzten Cu von 1 ,2 Gew.-% die Kosten senkt und die Recyclingfähigkeit des Materials erhöht.
Schließlich weist die Aluminiumlegierung der Lagermetallschicht 0,1 bis 0,3 Gew.-% Vanadium auf. Vanadium wirkt hemmend auf die Rekristallisation des Matrixmaterials, weil es dessen Rekristallisationstemperatur anhebt. Damit dient Vanadium der Erhöhung der Warmfestigkeit, was im Zusammenspiel mit dem Ti eine problemlose Einstellung einer auf die Weichphase und das Si abgestimmten Korngröße erlaubt.
Bevorzugt weist die Aluminiumlegierung der Lagermetallschicht eine 0,2-%- Streckgrenze Rp,o,2 von mehr als 90 MPa und eine Zugfestigkeit Rm von mehr als 145 MPa auf, wobei die Materialparameter bei Raumtemperatur im Zugversuch nach DIN EN ISO 6892-1 ermittelt sind.
Es hat sich überraschend herausgestellt, dass die Zugabe von Vanadium erst im Zusammenwirken mit einem relativ geringen Zinngehalt von 6 bis 10 Gew.-% eine signifikante Festigkeitssteigerung, insbesondere eine Steigerung der 0,2- %-Streckgrenze Rp,o,2 von über 60% und der Zugfestigkeit Rm von über 15% bewirkt. Das Erstaunliche ist, dass diese signifikante Änderung bereits bei geringfügen Anteilen von 0,2% Vanadium und einer geringfügigen Verringerung des Zinngehalts von 12% auf 8 Gew.-%, ausgehend von dem aus der DE 10 201 1 003 797 B3 bekannten Werkstoff, also innerhalb eines kleinen Spielraumes stattfindet.
Bevorzugt weist die Aluminiumlegierung der Lagermetallschicht wenigstens eines der Elemente ausgewählt aus der Gruppe 0,01 - 0,08 Gew.-% Strontium, 0,1 - 0,2 % Zirconium und 0,1 - 0,2 Scandium auf. Für die Verschleißbeständigkeit ist neben dem Si-Anteil auch die Partikelgrößenverteilung des Si in der Lagermetallschicht maßgeblich, die wiederum durch die chemische Zusammensetzung beeinflusst wird. Die Erfinder haben erkannt, dass die gezielte Zugabe einer geringen Menge Sr im Bereich von 0,03 bis 0,08 Gew.-% bei dem oben genannten Si-Gehalt die Einstellbarkeit der Partikelgrößenverteilung begünstigt. Zusammen mit einer geringen Abkühlrate nach dem Gießprozess von < 75 K/sec, bevorzugt < 50 K/sec, sorgt das Sr im Hinblick auf eine Verschleißminimierung für eine optimierte Partikelgrößenverteilung. Gleichzeitig beeinflusst es die Form der Si-Partikel, welche in Folge des Sr- Gehalts nach dem Gießen im Mittel eine gefeintere und gerundetere Erscheinungsform aufweisen als dies ohne die Zugabe von Sr beobachtet werden konnte. Auf diese Weise verschlechtert sich im Hinblick auf die Folgearbeitsschritte Wärmebehandeln und Walzen die Umformbarkeit des Matrixwerkstoffs durch die Zugabe des Si nicht wesentlich. Der Sr-Gehalt ist insoweit exakt ab- gestimmt auf den Si-Gehalt.
Bevorzugt weist die Zwischenschicht des auf Endmaß gewalzten Gleitlagerelementes eine Dicke 02 von 25 μιτι bis 70 μιτι und bevorzugt von 25 μιτι bis 50 μιτι auf.
Die Zwischenschicht weist bevorzugt eine Mikrohärte von 40 HV 0,01 bis 90 HV 0,01 auf.
Die Härteprüfung nach Vickers erfolgt gemäß der europäischen Norm EN 6507- 1 an der Zwischenschicht des fertigen (umgeformten) Gleitlagerelementes. Die Prüfspitze (der Eindringkörper) wird hierbei in Ebenenrichtung der Zwischenschicht in diese im Bereich einer präparierten Schnittkante des Gleitlagerelementes eingedrückt. Die Schnittkante wird vorzugsweise durch Schleifen vorbereitet. Bevorzugt liegt das Silizium in der Lagermetallschicht in Form von Partikeln in der Lagermetallschicht so verteilt vor, dass 30-70 Si-Partikel > 5 μιτι auf einer Fläche von 0,04 mm2 vorzufinden sind. Diese Partikelgrößenverteilung hat sich als besonders vorteilhaft herausgestellt, weil die Si-Hartteilchen > 5 μιτι ausreichend groß sind, um als harte Tragkristalle eine hohe Verschleißbeständigkeit des Werkstoffes zu gewährleisten.
Zur Ermittlung der Partikelgrößenverteilung wird ein Flächenausschnitt der Lagermetallschicht einer bestimmen Abmessung unter einem Mikroskop, vorzugsweise bei 500-facher Vergrößerung, betrachtet. Die Lagermetallschicht kann dabei in einer beliebigen Ebene betrachtet werden, da von einer im Wesentlichen homogenen Verteilung der Si-Partikel in der Schicht ausgegangen wird oder zumindest davon, dass eine Verteilung, die gewollt oder ungewollt inhomogen ist, also beispielsweise in einer Richtung graduell zu- oder abnimmt, jedenfalls die beanspruchten Grenzen nicht verlässt. Die Lagermetallschicht wird dazu vorzugsweise der Gestalt präpariert, dass zunächst ein ebener Schliff angefertigt wird. Die in dem Flächenausschnitt sichtbaren Si-Partikel werden der Gestalt vermessen, dass deren längste erkennbare Ausdehnung ermittelt und dem Durchmesser gleichgesetzt wird. Schließlich werden alle Si-Partikel in dem Flächenausschnitt mit einem Durchmesser > 5 μιτι aufaddiert und die Anzahl derselben in der untersuchten Gesamtmessfläche auf eine Normfläche bezogen. Es können auch die Durchmesser aller in eine solche Klasse (> 5 μιτι) fallender Si-Partikel ermittelt und aufaddiert werden und daraus ein Mittelwert errechnet werden
Besonders bevorzugt liegt die mittlere Si-Partikelgröße aller so gemessenen Si- Partikel > 5 μιτι bei 6 - 8 μιτι. Ein Durchmessermittel von 6 bis 8 μηη stellt sicher, dass die Partikel wiederum nicht so groß werden, dass sie zu einer Reduzierung der Festigkeit der Matrix, insbesondere unter dynamischer Beanspruchung, führen. Wie bereits zuvor angesprochen, ist die Größenverteilung der Siliziumpartikel vorzugsweise durch eine Abkühlrate nach dem Gießprozess von weniger als 75 K/s, besonders bevorzugt weniger als 50K /s eingestellt.
Weiterhin hat sich überraschend als vorteilhaft herausgestellt, wenn das Zinn in der Lagermetallschicht in Form von Partikeln oder Einschlüssen in der Matrix so verteilt vorliegt, dass auf einer Messfläche von 1 ,42 mm2 nicht mehr als 50 Sn- Partikel mit einer Fläche von mehr als 100 μιτι2 vorliegen.
Die Präparation der Lagermetallschicht zum Zweck der Messung der Zinnvertei- lung erfolgt hier wie vorstehend geschildert. Die in einem Flächenausschnitt mit einem Rasterelektronenmikroskop sichtbaren Sn-Partikel werden mittels EDX- Analyse identifiziert, indem nach einem dem Zinn zugeordneten Grauwertbereich innerhalb des Flächenausschnittes gesucht wird. Anschließend werden die Flächenanteile der einzelnen Zinnpartikel bestimmt. Hierzu werden zusammen- hängende Bildpunkte der Rasterelektronenmikroskopaufnahme, die in den dem Zinn zugeordneten Grauwertbereich fallen, gezählt. Bei bekannter Größe des Flächenausschnittes und bekannter Auflösung der Aufnahme mit dem Rasterelektronenmikroskop ist auch die Größe eines einzelnen Bildpunktes bekannt. Aus der Anzahl der zusammenhängenden Bildpunkte und der Bildpunktgröße kann die Fläche eines Zinn-Partikels ermittelt werden. Schließlich werden die auf dem Flächenausschnitt ermittelten Zinnpartikel in Größenklassen wie beispielsweise < 100 μιτι2 und > 100 μιτι2 oder auch in Größenklassen anderer Abstufung eingeteilt. In dem erfindungsgemäßen Fall werden alle Sn-Partikel in dem Flächenausschnitt mit einer Fläche > 100 μιτι2 aufaddiert und die Anzahl derselben auf besagte Norm-Messfläche von 1 ,42 mm2 normiert, sofern der untersuchte Flächenausschnitt nicht bereits mit der Messfläche übereinstimmt.
Vorteilhaft, insbesondere bei besonders hoch beanspruchten Lageranwendungen in Verbrennungsmotoren, ist auf der Lagermetallschicht eine Deckschicht auf Polymerbasis angeordnet.
Die Polymerschicht führt dazu, dass, insbesondere bei hohen Lasten, eine gleichmäßigere Lastverteilung über die gesamte Lagerbreite erfolgt. Durch die elastische und plastische Anpassungsfähigkeit der Polymerschicht kann hierdurch die Betriebssicherheit des gesamten Lagers nochmals gesteigert werden.
Figur 1 einen prinzipiellen Schichtaufbau eines ersten Ausführungsbeispiels des erfindungsgemäßen Gleitlagerverbundwerkstoffes;
Figur 2 einen prinzipiellen Schichtaufbau eines zweiten Ausführungsbeispiels des erfindungsgemäßen Gleitlagerverbundwerkstoffes;
Figur 3 eine Illustration der Bestimmung der Si-Partikelgrößenverteilung;
Figur 4 ein Diagramm zum Vergleich der Festigkeitswerte und Bruchdehnung der Lagermetalllegierung in Abhängigkeit von dem Vanadium- und Zinngehalt und
Figur 5 ein Diagramm zum Vergleich der Größenverteilung der Zinn- Phasen in der Lagermetalllegierung. Figur 1 zeigt schematisch einen Querschnitt durch einen Gleitlagerverbundwerkstoff gemäß einem ersten Ausführungsbeispiel der Erfindung. Er weist insgesamt 3 Schichten auf. Als oberste Schicht ist in Figur 1 eine Lagermetallschicht 10 dargestellt, die die anspruchsgemäße Zusammensetzung auf Al- Basis aufweist. Die Lagermetallschicht 10 ist über eine Zwischenschicht 12 auf einer Stütz- oder Trägerschicht 14 aus Stahl aufgebracht. Die Zwischenschicht dient als Haftvermittler zwischen der Lagermetallschicht 10 und der Stahlschicht. Sie besteht aus Rein-Aluminium oder einer Aluminiumlegierung. Ferner ist in Figur 1 ein Flächenausschnitt 20 symbolisch dargestellt, der vergrößert die in Figur 3 illustrierte innere Struktur aufweist. Um ein Bild eines solchen Flächenausschnittes anzufertigen, wird vorzugsweise ein ebener Schliff an geeigneter Stelle der Lagermetallschicht präpariert. Abweichend von der Darstellung in Figur 1 kann der Flächenausschnitt beispielsweise auch parallel zur Gleitfläche betrachtet werden.
Die Schichtdicke der Zwischenschicht in dem erfindungsgemäßen Gleitlagerverbundwerkstoff beträgt vorzugsweise 25 μιτι bis 70 μιτι und besonders bevorzugt nicht mehr als 50 μιτι.
Das zweite Ausführungsbeispiels gemäß Figur 2 weist einen dahingehend abweichenden Schichtaufbau auf, dass auf der Lagermetallschicht 10' eine Poly- merbeschichtung 16 aufgebracht ist, welche insbesondere in besonders hoch beanspruchten Lageranwendungen vorteilhaft ist.
Die Erfindung ist nicht auf die beiden gezeigten Ausführungsformen beschränkt. Es ist ebenso gut möglich, eine Mehrschichtanordnung mit weiteren Funktionsschichten vorzusehen. Gradientenschichten sind ebenfalls nicht ausgeschlossen. Grundsätzlich ist die Zahl und Form der Schichten daher nicht begrenzt. Vor allem aus dem eingangs erwähnten Grund der Kostenersparnis wird jedoch ein Gleitlagerverbundwerkstoff bevorzugt werden, der so wenige Schichten aufweist, wie ein sicherer Betrieb zulässt.
Anhand der Figur 3 wird im Folgenden die Methode zur Bestimmung der Si- Partikelgrößenverteilung in der Lagermetallschicht erläutert. Nachdem zunächst ein ebener Flächenschliff von der Lagermetallschicht präpariert wurde, der beispielsweise zur Gleitfläche verläuft, wird unter einer einem Mikroskop, beispielsweise bei 500-facher Vergrößerung ein Flächenausschnitt 20 der Lagermetallschicht mit einer bestimmten Kantenlänge und -breite ausgewählt und markiert. Sei dieses beispielsweise ein Rechteck mit Kantenlängen von 500 μιτι und 800 μιτι, also der Messfläche von 400.000 μιτι2. In diesem Flächenausschnitt erkennt man eine Vielzahl von Si-Partikeln 22, die sich erfahrungsgemäß durch einen bestimmten Grau- oder Farbwertbereich optisch von anderen Einschlüssen, insbesondere von der Weichphase, aber auch von Fremdpartikeln, beides hier nicht dargestellt, unterscheiden lassen. Die Erfassung der Si- Partikeln erfolgt vorzugsweise automatisiert in einem elektronischen Bilderfassungssystem. Die Si-Partikeln 22 werden der Gestalt vermessen, dass ungeachtet der Form deren längste erkennbare Ausdehnung ermittelt wird. Diese Ausdehnung wird als Durchmesser bezeichnet. Ihrem Durchmesser entspre- chend werden die Si-Partikel in Klassen, wie beispielsweise > 5 μιτι und/oder <2 μιτι, 2-4 μιτι, 4-6 μιτι, 6-8 μιτι, usw., eingeteilt.
Hiervon ausgehend lassen sich vorzugsweise zwei Größen ermitteln: Die Anzahl der dieser Klasse zugeordneten Si-Partikel wird einfach gezählt und dann zwecks Vergleichbarkeit auf eine Normfläche von beispielsweise 0,04 mm2 umgerechnet. Alternativ oder zusätzlich können auch die Partikelflächen aller der Klasse zugeordneten Partikel ermittelt und aufaddiert werden und daraus ein Mittelwert errechnet werden. Figur 4 zeigt Balkendiagramme zum Vergleich der Festigkeitswerte„Streckgrenze Rp,o,2" und„Zugfestigkeit Rm" und der Bruchdehnung„A" für drei verschiedene Zusammensetzungen der Aluminiumlegierung der Lagermetallschicht bei zwei unterschiedlichen Prüftemperaturen. Die Legierungen enthalten die aus der Tabelle 1 ersichtliche Zusammensetzungen in Gew.-%:
Tabelle 1
Als Stand der Technik (1 . Vergleichsbeispiel) ist eine Lagermetalllegierung gewählt, wie sie aus der Schrift DE 1 0 201 1 003 797 B3 bekannt ist. Hiervon ausgehend wurde der Legierung Vanadium zugesetzt und diese neue Legierung als zweites Vergleichsbeispiel getestet. Beide Beispiele wurden mit einem Ausführungsbeispiel der erfindungsgemäßen Zusammensetzung mit erhöhtem Cu- Gehalt und reduziertem Sn-Gehalt verglichen. Das erste Vergleichsbeispiel wird jeweils durch das linke Balkendiagramm, das zweite Vergleichsbeispiel durch das mittlere Balkendiagramm und das erfindungsgemäße Ausführungsbeispiel durch das rechte Balkendiagramm repräsentiert. Die Vergleiche wurden einmal bei Raumtemperatur, linke Hälfte der Figur 4, und bei einer Prüftemperatur von 175°C, rechte Hälfte der Figur 4, durchgeführt.
Es zeigt sich, dass eine Zusammensetzung der Legierungselemente im Rahmen der Erfindung gegenüber dem Bekannten insbesondere bei erhöhter Prüftemperatur von 175°C zu einer signifikanten Erhöhung der Zugfestigkeit Rm um über 40 % führt, wobei die Dehnung mit etwa 30 % immer noch ausreichend hoch ist. Es zeigt sich auch, dass dieses Verhalten aus eine Kombination der Zugabe von Vanadium bei gleichzeitiger moderater Erhöhung des Cu-Gehaltes und Reduzierung des Sn-Gehaltes resultiert. Überraschenderweise hat sich auch gezeigt, dass in dem erfindungsgemäßen Zusammensetzungsbereich der Lagermetalllegierung eine feinere Zinnverteilung entsteht. Dies belegen die beiden Diagramme der Figur 5, die die gemessene Größenverteilung der Weichphase in der Aluminiummatrix bei den drei vorstehend diskutierten Beispielen zeigen. Die Weichphasen-Verteilung wurde am Rasterelektronenmikroskop (REM) mittels EDX-Messung ermittelt. Dabei wird zunächst die Sn-Phase im Schliff identifiziert, was anhand ihres charakteristischen, definierten Grauwertes auf einer festgelegten Fläche erfolgt. Die chemische Zusammensetzung der über ihren Grauwert ermittelten Sn-Phase wird mittels EDX-Analyse verifiziert. Alle im Grauwert und der EDX-Analyse übereinstimmenden Partikel werden dann hinsichtlich ihrer Größe (Fläche) erfasst und in frei wählbare Größenklassen eingeordnet. Das Resultat ist eine Gefügecharakterisierung hinsichtlich der Sn-Phasengröße und deren Verteilung innerhalb der Klassen. Der jeweils linke Balken in Figur 5 gibt die Anzahl der in die jeweils darunter angegebenen Klasse fallenden Größe der Weichphasenpartikel für das Vergleichsbeispiel 1 gemäß Tabelle 1 , der mittlere für das Vergleichsbeispiel 2 gemäß Tabelle 1 und der rechte für das erfindungsgemäße Ausführungsbeispiel gemäß Tabelle 1 wieder. Unter den Angaben zur Größenklasse ist jeweils die Anzahl nochmals tabellarisch angegeben. In dem oberen Diagramm der Figur 5 sind die Klassen von <1 μηη2 bis 20μηη2 und in dem unteren Diagramm die Klassen von 20μηη2 bis >150μηη2 gezeigt, wobei darauf zu achten ist, dass das untere Diagramm eine andere Skalierung der Ordinate aufweist. Die Zählung und Vermessung der Sn-Phasen bezieht sich jeweils auf eine Fläche mit einer Grö- ße von 1 ,42 mm2. Es ist zu erkennen, dass bei der erfindungsgemäßen Legierung deutlich mehr Teilchen in den Klassen <10 μιτι2 vorhanden sind, wohingegen Teilchen in den Klassen > 100 μιτι2 deutlich reduziert sind. Dies wird unter anderem für die verbesserte Festigkeit verantwortlich gemacht. Ursache hierfür ist, dass größere, zusammenhängende Sn-Bereiche oder Partikel innerhalb der AI-Matrix zu einer Schwächung des Gefüge führen, da sie als weiche, separate Phase vorliegen (Sn- oder Weichphase), was sich bei mechanischer Beanspruchung, besonders bei erhöhter Temperatur, nachteilig auswirkt. Deshalb ist das Zinn in der Lagermetallschicht vorzugsweise so verteilt, dass auf einer Fläche von 1 ,42 mm2 nicht mehr als 50 Sn-Partikel mit einer Fläche von mehr als 100 μιτι2 erkennbar sind.
Die spezielle Wahl der Legierungselemente der Lagermetalllegierung hat über- raschenderweise auch einen Einfluss auf die Si-Ausscheidungen in der Lagermetallschicht. Die Si-Größenverteilung, welche, wie anhand von Figur 3 erläutert, ermittelt wurde, hat wiederum einen direkten Einfluss auf die Festigkeit und auf die Verschleißbeständigkeit. Zu grobe Si-Teilchen wirken als innere Kerben und reduzieren die Festigkeit. Gleichzeitig werden aber ausreichend Si-Teilchen in einem Größenbereich zwischen 2 und 8 μιτι benötigt um die an sich bekannt gute Verschleißbeständigkeit von AISnSi-Legierungen sicher zu stellen, weil Si- Hartteilchen > 5 μιτι ausreichend groß sind, die als harte Tragkristalle zur Verschleißbeständigkeit des Werkstoffes beitragen. Diese Anforderung lässt sich wie folgt in geeigneter Weise parametrisieren: Die Silizium-Partikeln in der Lagermetallschicht liegen bezüglich Ihres Durchmessers so verteilt vor, dass 30-70 Si-Partikel > 5 μιτι auf einer Fläche von 0,04 mm2 vorzufinden sind, bevorzugt liegt die mittlere Si-Partikelgröße aller gemessenen Si-Partikel mit einem Durchmesser > 5μηη bei 6,0-8,0μηη. Somit bilden diese Legierungen einen hervorragender Kompromiss für eine Lagermetalllegierung mit erhöhter Festigkeit, als Folge der speziellen Auswahl der Legierungselemente, kombiniert mit einer feineren Sn-Verteilung und einer Si-Verteilung die weiterhin die gute Verschleißbeständigkeit sicherstellt.
Da die Lagermetalloberfläche in Kontakt mit dem Gegenläufer tritt, wird das Fressverhalten und die Ermüdungsfestigkeit in erster Näherung über das Lagermetall gesteuert. Die Erfinder haben festgestellt, dass aber auch die Zwischenschicht zu der Belastbarkeit des Lagers beiträgt. Risse laufen bei Versa- gen des Lagers bei klassischer Ermüdung von der Oberfläche zur schwächsten Stelle des Verbundwerkstoffes. Die Zwischenschicht stellt aufgrund guter Anpassungsfähigkeit sicher, dass es schon beim Walzplattieren des Lagermetalls auf die Zwischenschicht (Cladding) und des Schichtsystems aus Lagermetall und Zwischenschicht auf den Stahl (Bonding) keine Bindungsprobleme gibt. Zudem verbessert die Zwischenschicht die Performance des Gleitlager insbesondere bei höher belasteten Start-Stopp Motoren, weil sie keine Alterungserscheinungen, insbesondere keine temperaturbedingte Ausbildung spröder intermetallischer AlFe-Phasen an der Phasengrenze zwischen dem Stahl der Trägerschicht und der Zwischenschicht erfährt, weshalb ihre mechanischen Eigenschaften, die hinsichtlich Festigkeit und Duktilität idealerweise auf die Lagermetallschicht abgestimmt sind, dauerhaft erhalten bleiben.

Claims

Patentansprüche
1 . Gleitlagerverbundwerkstoff mit einer Trägerschicht aus Stahl, einer auf der Trägerschicht angeordneten Zwischenschicht aus Aluminium oder aus einer bis auf Verunreinigungen bleifreien Aluminiumlegierung und einer auf der Zwischenschicht angeordneten Lagermetallschicht aus einer bis auf Verunreinigungen bleifreien Aluminiumlegierung, die
6,0 -10,0 Gew.-% Zinn,
2,0 - 4.0 Gew.-% Silizium,
0,7 - 1 ,2 Gew.-% Kupfer,
0,15 - 0,25 Gew.-% Chrom,
0,02 - 0,20 Gew.-% Titan
0,1 - 0,3 Gew.-% Vanadium und wahlweise weniger als 0,5 Gew.-% sonstiger Elemente, Rest Aluminium enthält.
2. Gleitlagerverbundwerkstoff nach Anspruch 1 , dadurch gekennzeichnet, dass die Aluminiumlegierung der Lagermetallschicht eine 0,2-%- Streckgrenze Rp,o,2 von mehr als 90 MPa und eine Zugfestigkeit von mehr als 145 MPa aufweist.
3. Gleitlagerverbundwerkstoff nach Anspruch 1 oder 2, dadurch gekennzeichnet,
dass die Aluminiumlegierung der Lagermetallschicht wenigstens eines der Elemente ausgewählt aus der Gruppe 0,01 - 0,08 Gew.-% Strontium 0,1 - 0,2 % Zirconium und 0,1 - 0,2 Scandium aufweist.
4. Gleitlagerverbundwerkstoff nach einem der vorstehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet,
dass der Anteil des Zinns in Aluminiumlegierung der Lagermetallschicht 8,0 - 10,0 Gew.-% beträgt.
5. Gleitlagerverbundwerkstoff nach einem der vorstehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet,
dass der Anteil des Siliziums in Aluminiumlegierung der Lagermetallschicht 2,0 - 3,0 Gew.-% beträgt.
6. Gleitlagerverbundwerkstoff nach einem der vorstehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet,
dass der Anteil des Titans in Aluminiumlegierung der Lagermetallschicht 0,04 - 0,10 Gew.-% beträgt.
7. Gleitlagerverbundwerkstoff nach einem der vorstehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet,
dass das Silizium in der Lagermetallschicht in Form von Partikeln so verteilt vorliegt, dass 30-70 Si-Partikel > 5 μιτι auf einer Fläche von 0,04 mm2 vorliegen.
8. Gleitlagerverbundwerkstoff nach einem der vorstehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet,
dass die mittlere Si-Partikelgröße aller gemessenen Si-Partikel in der Lagermetallschicht > 5 μιτι bei 6,0-8,0 μιτι liegt.
9. Gleitlagerverbundwerkstoff nach einem der Ansprüche 7 oder 8, dadurch gekennzeichnet, dass die Größenverteilung der Siliziunnpartikel in der Lagernnetallschicht durch eine Abkühlrate nach dem Gießprozess von weniger als 75 K/s, bevorzugt 50K /s eingestellt ist.
Gleitlagerverbundwerkstoff nach einem der vorstehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet,
dass das Zinn in der Lagermetallschicht in Form von Partikeln so verteilt vorliegt, dass auf einer Fläche von 1 ,42 mm2 nicht mehr als 50 Sn- Partikel mit einer Fläche von mehr als 100 μιτι2 vorliegen.
Gleitlagerverbundwerkstoff nach einem der vorstehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet,
dass die Zwischenschicht eine Dicke 02 von 25 - 70 μιτι aufweist.
Gleitlagerverbundwerkstoff nach einem der vorstehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet,
dass die Zwischenschicht eine Mikrohärte von 40 HV 0,01 - 90 HV 0,01 aufweist.
Gleitlagerverbundwerkstoff nach einem der vorstehenden Ansprüche dadurch gekennzeichnet,
dass auf der Lagermetallschicht eine Deckschicht auf Polymerbasis an geordnet ist.
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