EP3638820A1 - Monotektische aluminium-gleitlagerlegierung und verfahren zu seiner herstellung und damit hergestelltes gleitlager - Google Patents

Monotektische aluminium-gleitlagerlegierung und verfahren zu seiner herstellung und damit hergestelltes gleitlager

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EP3638820A1
EP3638820A1 EP18730218.7A EP18730218A EP3638820A1 EP 3638820 A1 EP3638820 A1 EP 3638820A1 EP 18730218 A EP18730218 A EP 18730218A EP 3638820 A1 EP3638820 A1 EP 3638820A1
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EP
European Patent Office
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alloy
plain bearing
aluminum
bismuth
weight
Prior art date
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Withdrawn
Application number
EP18730218.7A
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English (en)
French (fr)
Inventor
Edgar Gust
Kostyantyn Gzovskyy
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Zollern BHW Gleitlager GmbH and Co KG
Original Assignee
Zollern BHW Gleitlager GmbH and Co KG
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Publication date
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    • F16C2204/00—Metallic materials; Alloys
    • F16C2204/20—Alloys based on aluminium

Definitions

  • the invention relates to a monotectic aluminum sliding bearing alloy with bismuth inclusions, which is suitable for plastic deformation.
  • the invention further relates to a process for producing a monotectic aluminum sliding bearing alloy with bismuth inclusions.
  • the invention further relates to a slide bearing made with the sliding bearing alloy.
  • Highly stressed plain bearings are constructed of several layers to meet the variety of requirements placed on the bearings and partly contradictory. There are often used steel-aluminum composites.
  • the sliding bearing materials While the steel support shell ensures the absorption of the mechanical stress and the tight fit, the sliding bearing materials must withstand the manifold tribological stresses and be fatigue-proof. To meet this requirement, the sliding bearing materials in the aluminum matrix on the one hand contain hard phases, such as silicon and intermetallic precipitates, and on the other soft phases, such as lead or tin. Heavy-duty multilayer plain bearings often additionally have a 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.
  • an aluminum alloy comprises one or more of the components 1 to 50% by weight, preferably 5 to 30% by weight lead, 3 to 50% by weight, preferably 5 to 30% by weight.
  • This alloy known from DE 4003018 A1 is cast in continuous casting vertically to a strip or wire of thickness 5 to 20 mm or diameter, the melt being cast at a cooling rate of 300 to 1500 K / s. Due to the rapid cooling rate, it is intended to prevent large-volume precipitations of a minority phase from being formed in the period between when the demixing temperature has fallen below and after complete solidification of the matrix metal. From the practice of continuous casting of aluminum alloys, however, it is known that, as a result of the very high cooling rates, there is a considerable risk of crack formation and the process stability required for series production is difficult to ensure.
  • a cast aluminum difficult to control monotectic aluminum sliding bearing alloy with up to 15 wt .-% bismuth and with at least one element selected from the group silicon, tin, lead in total from 0.5 to 15 wt .-% and possible additions from the group copper, manganese, magnesium, nickel, chromium, zinc and antimony in a a total 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.
  • EP 0 190 691 A1 discloses an alloy with 4 to 7% by weight bismuth, 1 to 4.5% by weight silicon, 0 to 1, 7% by weight copper, 0 to 2.5% by weight.
  • % Lead and at least one element from the group nickel, manganese, chromium in a total amount of up to 1% and additionally at least one element from the group tin, zinc, antimony of a total of up to 5 wt .-% known.
  • high silicon contents reinforce the aluminum matrix, they have a negative influence on the size of the minority phase and lead to a significant worsening of the droplet distribution in the strand.
  • the originally spherical lead or bismuth phase is deformed into very thick threads, which considerably reduce the mechanical strength and the tribological properties of the material.
  • One possible solution for setting the desired material properties is the transformation of the elongated precipitates of the minority phase into compact structural forms by a subsequent heat treatment.
  • a monotectic aluminum-silicon-bismuth alloy is heat-treated at temperatures of 575 ° C. to 585 ° C. in order to achieve a fine distribution of the bismuth phase stretched in the form of a plate 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. From US Pat. No. 5,286,445 an aluminum sliding bearing alloy with a bismuth content of 2 to 15% by weight, 0.05 to 1% by weight of zirconium and a copper content and / or magnesium content of up to 1.5% is known.
  • this alloy contains at least one element from the group of tin, lead and indium in the sum of 0.05 to 2 wt .-% or at least one element selected from the group silicon, manganese, vanadium, antimony, niobium, molybdenum, cobalt, iron, Titanium, chromium in the sum of 0.05 to 5 wt .-%.
  • tin, lead and indium support the re-coagulation of stretched bismuth drops to finer precipitates at temperatures of 200 ° C to 350 ° C.
  • the elements zirconium, silicon and magnesium cause the actual hardening effect after annealing in the temperature range 480 ° C to 525 ° C, which is carried out according to US 5,286,445 shortly before the Walzplattiervorgang.
  • the transition elements should ensure an additional increase in the mechanical strength of the material.
  • magnesium with bismuth preferably forms the intermetallic compound Mg3Bi2. This deposits itself in the bismuth drops and significantly reduces the embedding capacity of the bismuth drops for abrasion particles. By adding tin, the mechanical strength of the sliding bearing material is significantly impaired at higher temperatures.
  • the heat treatment temperatures proposed in DE 4014430 A1 and in US Pat. No. 5,286,445 lead above 480 ° C., leading to the formation of brittle intermetallic phases between the steel support shell and the aluminum.
  • the bismuth-containing alloys described above have all been of no practical significance, since the complex processes occurring during their production by continuous casting and subsequent further processing to the sliding bearing shell have not been sufficiently controlled to date.
  • the prerequisite for an optimum property profile of the aluminum sliding bearing alloys is the possibility of being able to maintain a fine distribution of the minority phase even after the necessary forming and roll cladding processes.
  • 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 based on the object by appropriate combination of alloying elements to form an alloy which is characterized by a specific ultrafine-grained microstructure with small bismuth inclusions and makes it possible to achieve a uniform and fine distribution of the bismuth phase and this during subsequent processing the bands, for example, in the manufacturing phase to a plain bearing shell to maintain.
  • a monotectic aluminum sliding bearing alloy with bismuth inclusions which consists of 1 to 20 wt.% Bismuth, at least one element selected from 0.05 to 7 wt.% Copper, 0.05 to 15 wt.% Silicon , 0.05 to 5 wt.% Of manganese and 0.05 to 5 wt.% Of zinc as the main alloying elements and 0.005 to 0.4 wt.% Of titanium, 0.005 to 0.7 wt.% Of zirconium and 0.001 to 0.1 wt. % Boron as additional elements and optionally one or more additional elements, balance aluminum.
  • the aluminum plain bearing alloy according to the invention is ultrafine-grained and has a uniform and fine distribution of the bismuth phase. It has improved technological properties, such as rolling, weldability with steel and fatigue strength of the plain bearing metal. These properties are achieved by the peculiarities of the interaction of aluminum with manganese, silicon, zinc and / or copper as well as the combination of titanium, zirconium and boron in the liquid state and in the process of crystallization.
  • the combination of the additional elements titanium, zirconium and boron surprisingly brings about the ultrafine-grained structure which is also retained in a subsequent post-processing.
  • the combination of said additional alloy element leads in one Aluminum bismuth manganese (copper, silicon or zinc) Alloy to form a specific ultrafine-grained microstructure of approximately 100 to 20 pm with small bismuth inclusions of 50 to 1 pm.
  • This structure is suitable for a high degree of plastic deformation.
  • the alloy of the present invention exhibits a behavior resembling superplastic behavior and ensuring increased mechanical and tribological properties, namely good fatigue behavior, low scuffing limit, low relative wear, and high specific bearing capacity.
  • the combination of titanium, zirconium and boron causes the grain refining of aluminum alloys containing copper, zinc, silicon or manganese or a combination of these elements as main alloying elements.
  • the plain bearing alloy according to the invention has superplastic properties. Superplastic properties of aluminum alloy are known in principle.
  • EP 0 297 035 B1 discloses that alloys containing 0.8-2.5% Si, 3.5-6.0% Mg, 0.1-0.6% Mn, 0.05-0.5% Zr, max. 6.0% Zn, max. 3.0% Cu, 0.3% Si, 0.05% Ti, 0.05% Cr, balance aluminum are suitable for superplastic formability.
  • WO / 1983/001629 shows a superplastic aluminum alloy plate containing 1, 5 to 9.0% magnesium, 0.5 to 5.0% silicon, 0.05 to 1, 2% manganese, 0.05 to 0.3% Chromium and the balance of aluminum, and a method for producing a superplastic aluminum alloy plate by continuously casting a molten aluminum alloy containing 1, 5 to 9.0% magnesium, 0.5 to 5.0% silicon, 0.05 to 1, 2% manganese and 0.05 to 0.3% chromium to form a 3 to 20 mm thick strip, which is subjected to homogenization.
  • Grain boundary slip (grain shape is retained (model: oily sand), rotation and displacement of individual grains)
  • Dynamic recovery process recovery process, such as the transverse sliding of screw dislocations.
  • the present invention is based on the finding that the combination of the additional elements titanium, zirconium and boron leads to an ultrafine-grained, superplastic-like monotectic aluminum sliding bearing alloy with small bismuth inclusions, which is suitable for highly plastic deformation.
  • an increase in elemental concentrations above 7 wt% for copper or zinc, above 15 wt% for silicon, and above 3 wt% for manganese leads to coarsening of the structure and deterioration of alloy properties.
  • the content of zinc is preferably up to 2.5% by weight, preferably between 0.5 and 2% by weight.
  • the content of silicon is preferably between 1, 2 and 15 wt.%, With particular preference, the proportions 1, 5 to 5 wt.% And 10 to 15 wt.% Are.
  • the ratio of atomic radii is
  • MnTomradius / AlAtomradius 0.8881 [D.B. Miracle, Candidate Atomic Cluster Configurations in Metallic Glass Structures. Materials Transactions, Vol. 47, no. 7 (2006) pp. 1737 to 1742].
  • manganese, copper and zinc, zirconium and titanium lead to the formation of particularly dense and stable clusters with aluminum with the coordination number 12, which can be decahedral, icosahedral or octahedral, FCC (face centered) or cuboctahedral.
  • the decahedral or icosahedral packing on the one hand and the solid body on the other hand have distinctly different packings.
  • Increasing the packing density under strong supercooling inhibits the diffusion of the atoms for crystallization and for other phase transformations.
  • the melt In the case of large supercooling, the melt has a large excess of free energy which the system can use for multiple solidification paths far out of equilibrium in multiple metastable phases.
  • metastable solids can arise, which may consist of supersaturated mixed phases, grain-fined alloys, disordered superlattice structures, metastable crystallographic phases.
  • the grain refining achieved by the clustering leads to a change in the morphology from a coarse-grained dendritic structure to an equiaxial grain-fined microstructure with a typical grain size smaller than 100 micrometers. This also leads to a substantial refining of a bismuth phase to the average size of 20 microns.
  • bismuth serves as the sole soft phase, d. H. There is no combination of bismuth with lead and / or tin for this purpose. Lead and / or tin should not occur in the plain bearing alloy according to the invention or at most in small amounts with a total content of less than 0.5% by weight.
  • Group 1 The eligible additional alloying elements are subdivided into five groups: Group 1:
  • Nickel, cobalt, iron, chromium with a total content of at most 1% by weight.
  • Tin, lead with a total content of max. 0.5% by weight.
  • lower limits are in each case 0.001% by weight, ie essentially the limit of detectability.
  • the additional alloying elements of group 1 show two mechanisms of action. These mechanisms are generally simultaneous, but in some cases one is dominated by the other.
  • the elements tantalum, niobium, hafnium, vanadium, tungsten, molybdenum, antimony, scandium, cerium have a larger or at least not significantly smaller atomic radius than aluminum and lead to the formation of particularly dense and stable clusters of the coordination number 12 - decahedral or octahedral and cuboctahedral clusters ,
  • the decahedral packing on the one hand and the solid body on the other hand have significantly different packings. Increasing the packing density under strong supercooling inhibits the diffusion of the atoms for crystallization and for other phase transformations.
  • metastable solids can arise, which may consist of supersaturated mixed phases, grain-fined alloys, disordered superlattice structures, metastable crystallographic phases.
  • the grain refining achieved by the clustering leads to a change in the morphology from a coarse-grained dendritic structure to an equiaxial grain-fined microstructure with a typical grain size smaller than 100 micrometers. This also leads to a substantial refining of the bismuth phase to the average size of 20 microns.
  • the elements tantalum, niobium, hafnium, vanadium, tungsten, molybdenum, scandium react peritectically with aluminum and lead to the formation of additional crystal nuclei from an AlxM1 phase, where M1 is one of the metals mentioned.
  • the additional crystallization nuclei lead to the refining of the matrix ( ⁇ ). This also leads to a refining of the bismuth phase to the average size of 40 microns.
  • the additional nuclei may be AbV, AbNb, AbTa phase type. Nucleation grain morphology changes from a coarse grained dendritic texture to a fine grained dendritic texture with a typical grain size greater than 100 microns.
  • the bismuth phase is coarsened to a grain size of 100 microns. Since the increase in the AWV11 phase can also lead to a decrease in the plasticity and coarsening of the bismuth phase, the sum fraction (total proportion) should be limited to 0.5% by weight at the top.
  • Sc, Hf, Nb, Zr, Ti, V, Mn form supersaturated ⁇ -mixed crystals, especially at high solidification rates.
  • the solute Sc, Zr, Ti, V, Mn is targeted as a secondary AbXYZ, where XYZ - Sc, Hf, Nb, Zr, Ti, V, such as: Ab (Sc, Zr) or Ab (Ti , Zr) Ali2Mn2CU nanophases.
  • the high density of these nano-structured phases leads to significant increases in strength combined with high toughness.
  • These nano-structured phases inhibit the recrystallization process and lead to the formation and maintenance of ultrafine grain structures.
  • the additional alloy elements of group 2 namely nickel, cobalt, iron, chromium, which have a much smaller atomic radius than aluminum, lead to the formation of particularly dense and stable clusters of the coordination numbers 12, 1 1, 10, 9 of icosahedral cluster type, with aluminum a eutectic Show conversion.
  • the additional alloying elements of group 2 namely silicon, zinc, copper, nickel, cobalt, iron, chromium form the eutectic e with aluminum (aAI + Al x M2 y ), where M2 is one of the elements from this group.
  • the eutectic thus consists of two phases, namely ⁇ -mixed crystal and the intermetallic phase Al x M2 y .
  • metastable solids can form, which may consist of supersaturated mixed phases, grain-fined alloys, disordered superlattice structures, metastable crystallographic phases. This leads to a considerable hardening of the alloy. Since a high proportion of eutectic can contribute to the reduction of plasticity, the sum fraction should be limited to 1, 0 wt.% Upwards.
  • These additional nucleation nuclei may be AITiC, AITiB, TaC, TiC phase. Since the increase of said phases can reduce the plasticity, the total content of these alloying elements is limited upwards by 0.1% by weight.
  • the additional alloy elements of group 4 namely silver, germanium, lithium are soluble in the aluminum matrix and form ⁇ -mixed crystals. As a result, the solid solution hardening is effected.
  • the total amount should be limited to 1, 0 wt.%. It has been found that the addition of titanium and boron can also be effected by the use of the commercial grain refining agent ⁇ 5 ⁇ 1 or AITi3C0.15 in addition amounts of about 0.3 to 2% by weight. As a result, a strong grain-fine effect is exerted on the alloy according to the invention and the formation of hot cracks during continuous casting at different cooling rates is reliably prevented.
  • the addition of the mentioned grain refining agent also causes a significant reduction in the size of the minority phase. The maximum diameter of the bismuth drops could be reduced to less than 30 microns by using grain refining additives in the cast state even at relatively low cooling rates of about 5 K / s.
  • the invention further comprises a method for producing an aluminum sliding bearing alloy using the composition according to the invention as described above.
  • the alloying components are combined in a casting process to form an alloy in which the cooling rate is 5 to 300 K / s.
  • the cooling rate can be increased up to 1000 K / s with the addition of the above-mentioned grain refining agents.
  • 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 230 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. Further layers, eg adhesion promoter layers or coatings can 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 alloy according to the invention in a plain bearing.
  • the sliding bearing material cast strips with a cross section of 10 mm x130 mm are produced in this example on a continuous casting plant.
  • the take-off speed is 8 mm / s and the cooling rate is 100 K / s.
  • the strands are milled horizontally on the broad sides to a thickness of about 8 mm.
  • a brushed and degreased adhesion promoter from an aluminum alloy with the first roll pass on the also brushed and degreased
  • AIBi7Mn1 4CuO, 5TiO, 15Zr0.3B0.005-AIBi7Mn2.3Cu1, 6CrO, 35TiO, 15ZrO, 15B0.003-,
  • AISi1 1 Bi7Cu0,5Ti0, 17Zr0,22B0,009 alloy in the rolling mill stand In order to improve the plating capability of the aluminum bearing strip, it is subjected to a 370 ° C recovery anneal for up to 3 hours. The thickness of the plated starting material strip is 4 mm. This is then rolled to 1, 3 mm in only one roll pass and connected to steel strip on a plating mill.
  • the produced material compound is subjected to a 3 hour heat treatment at a temperature of 360 ° C, wherein the bond between the steel and the aluminum bearing material is increased by a diffusion process and after plating in the aluminum-zinc-copper Matrix strongly stretched bismuth threads are predominantly remodeled to fine up to 20 pm large spherical drops.
  • the also resulting from the heat treatment high hardness of at least
  • the plated strip can be divided and formed into bearing shells.
  • AISi1 1 Bi7Cu0,5Ti0, 17Zr0,22B0,009 shows that the developed alloys have the higher technological and mechanical properties.
  • Table 1 Comparison of the technological and mechanical properties (Table 1) of the alloy AIZn5Cu3Bi7 alloy according to WO2006131 129A1 and the developed alloys Alloy hardness 2.5 / 62.5 / 30 after necessary rolling passes
  • AIBi7Mn1 4Cu0,5Ti0,15Zr0,3B0, 55 1
  • the plain bearing alloy according to the invention is preferably continuously cast and characterized in the cast already by a fine distribution of the bismuth phase, which is largely independent of the withdrawal and cooling rate.
  • long bismuth plates may subsequently be completely re-coagulated by heat treatment at temperatures of 270 ° C to 400 ° C to finely divided spherical droplets, which are present at a corresponding process control less than 20 pm.
  • the alloy contains between about 7 and 12 weight percent bismuth.
  • the proportion of manganese is between 1 and 5 wt .-%, in particular between about 1, 3 and 4.5 wt .-%.
  • the proportions of the different elements are independently variable within the given limits.
  • the attached microstructures illustrate the structure of embodiments.
  • Figures 1 and 2 show the structure of AIBi7Mn1, 4Cu0.5Ti0.15Zr0.3B0.005 and AIBi7Mn2.3Cu1, 6Cr0.35Ti0, 15Zr0, 15B0.003 alloys after casting and after plating on steel strip. Dark is the bismuth phase.
  • Figure 3 shows the microstructure of the AIBi7Mn1, 4CuO, 5TiO, 15Zr0.3B0.005 alloy (etched) plated on steel strip.
  • FIG. 4 shows the microstructure of the AlSil 1 Bi7CuO, 5TiO, 17ZrO, 22BO, 009-l-alloy (etched). It should be noted that the examples are illustrative only and not limiting of the invention. The person skilled in the art also knows how slide bearings and bearing shells are produced and how, thus, the production of the alloy according to the invention can be included in the usual bearing manufacturing processes.

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Abstract

Eine monotektische Aluminium-Gleitlagerlegierung mit Bismut-Einschlüssen, die für eine plastische Verformung geeignet ist, besteht aus 1 bis 20 Gew.% Bismut wenigstens einem Element ausgewählt aus 0,05 bis 7 Gew.% Kupfer, 0,05 bis 15 Gew.% Silizium, 0,05 bis 3 Gew.% Mangan, 0,05 bis 5 Gew.% Zink als Hauptlegierungselement und in Kombination, 0,005 bis 0,4 Gew.% Titan, 0,005 bis 0,7 Gew.% Zirkonium, 0,001 bis 0,1 Gew.% Bor als Zusatzlegierungselemente sowie optional einem oder mehreren weiteren Zusatzelementen, Rest Aluminium. Die Gleitlagerlegierung ist ultrafeinkörnig und weist superplastisch-ähnliche Eigenschaften auf.

Description

Monotektische Aluminium-Gleitlagerlegierung und Verfahren zu seiner Herstellung und damit hergestelltes Gleitlager
Die Erfindung betrifft eine monotektische Aluminium-Gleitlagerlegierung mit Bismut-Einschlüssen, die für eine plastische Verformung geeignet ist.
Die Erfindung betrifft ferner ein Verfahren zur Herstellung einer monotektischen Aluminium-Gleitlagerlegierung mit Bismut-Einschlüssen.
Die Erfindung betrifft ferner ein mit der Gleitlagerlegierung hergestelltes 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 vielfach 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. Hochbelastbare Mehrschicht Gleitlager besitzen häufig zusätzlich eine auf der Funktionsschicht galvanisch aufgebrachte 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 Vergleich 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 Strang- guss 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 ei- nem 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 pm aufweisen. Die Zugabemenge der Kornfei- nungsmittel 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 Kornfeinungszusätze, die zu den im Patent beschriebenen Resultaten führen.
Aus der EP 0 190 691 A1 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 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 dem 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, Vanadium, Antimon, Niob, Molybdän, Kobalt, Eisen, Titan, Chrom in Summe von 0,05 bis 5 Gew.-%. Die Zusätze an Zinn, Blei und Indium unterstützen die 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.
Die ungünstige Wirkung von Silizium auf die Größe und Verteilung der Minoritätsphase ist bereits erwähnt 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 Bismut tropfen 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 führen die in der DE 4014430 A1 und in der US 5,286,445 vorgeschlagenen Temperaturen der Wärmebehandlung von über 480 °C, zur Bildung spröder intermetallischer Phasen zwischen der Stahlstützschale und dem Aluminium.
Die vorstehend beschriebenen Bismut haltigen 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 beibehalten zu können. Weitere Anforderungen sind eine hohe Festigkeit, mechanische Belastbarkeit - unter anderem auch bei hohen Temperaturen - Verschleißbeständigkeit der Aluminiummatrix sowie eine gute Umformbarkeit.
Der Erfindung liegt somit die Aufgabe zugrunde, durch entsprechende Kombination der Legierungselemente eine Legierung zu bilden, die durch ein spezifisch ultrafeinkörniges Gefüge mit kleinen Bismut-Einschlüssen gekennzeichnet ist und es ermöglicht, eine gleichmäßige und feine Verteilung der Bismutphase zu erreichen und diese während der nachfolgenden Weiterverarbeitung der Bänder, beispielsweise in der Fertigungsphase zu einer Gleitlagerschale, beizubehalten.
Diese Aufgabe wird durch eine monotektische Aluminium-Gleitlagerlegierung mit Bismut-Einschlüssen gelöst, die besteht aus 1 bis 20 Gew.% Bismut, wenigstens einem Element ausgewählt aus 0,05 bis 7 Gew.% Kupfer, 0,05 bis 15 Gew.% Silizium, 0,05 bis 3 Gew.% Mangan und 0,05 bis 5 Gew.% Zink als Hauptlegierungselemente und 0,005 bis 0,4 Gew.% Titan, 0,005 bis 0,7 Gew.% Zirkonium und 0,001 bis 0, 1 Gew.% Bor als Zusatzelemente sowie optional einem oder mehreren weiteren Zusatzelementen, Rest Aluminium.
Die erfindungsgemäße Aluminium-Gleitlagerlegierung ist ultrafeinkörnig und weist eine gleichmäßige und feine Verteilung der Bismutphase auf. Sie hat verbesserte technologische Eigenschaften, wie Walzbarkeit, Schweißbarkeit mit Stahl und Dauerfestigkeit des Gleitlagermetalls. Diese Eigenschaften werden durch die Besonderheiten der Wechselwirkung von Aluminium mit Mangan, Silizium, Zink und/oder Kupfer sowie mit der Kombination von Titan, Zirkonium und Bor in flüssigem Zustand und im Prozess der Kristallisation erreicht. Die Kombination der Zusatzelemente Titan, Zirkonium und Bor bewirkt in überraschender weise die ultrafeinkörnige Struktur, die auch in einer anschließenden Nachverarbeitung beibehalten wird. Die Kombination der genannten Zusatzlegierungselement führt in einer Aluminium-Bismut-Mangan (Kupfer, Silizium oder Zink) Legierung zur Bildung eines spezifischen ultrafeinkörnigen Gefüges von ca. 100 bis 20 pm mit kleinen Bismut-Einschlüssen von 50 bis 1 pm. Dieses Gefüge ist geeignet für eine hochgradige plastische Umformung. Nach einer derartigen Umformung zeigt die erfindungsgemäße Legierung ein Verhalten, das einem superplastischen Verhalten ähnelt und erhöhte mechanische und tribologische Eigenschaften gewährleistet, nämlich ein gutes Ermüdungsverhalten, eine niedrige Fressgrenze, einen niedrigen relativen Verschleiß und eine hohe spezifische Tragfähigkeit. Die Kombination von Titan, Zirkonium und Bor bewirkt die Kornfeinung von Aluminiumlegierungen, die Kupfer, Zink, Silizium oder Mangan oder eine Kombination dieser Elemente als Hauptlegierungselemente enthalten. Die erfindungsgemäße Gleitlagerlegierung hat superplastische Eigenschaften. Superplastische Eigenschaften von Aluminiumlegierung sind grundsätzlich bekannt.
Durch T.Ruspaev, U. Draugelates und B. Bouaifi; Einflus der AhCu - Phase auf die Superplastizität der AICuMn Legierung, Mat-wiss. u. Werkstofftech. 34, 219- 224, 2003.) sind Legierungen mit superplastischer Umformbarkeit bekannt. Als Beispiele sind angegeben: AIZn5,7Mg1 ,6ZrO,4; AIZn6, 1 Mg3, 1 Cu1 ,5MnCrTi;
AICu6ZrO,5; AICu6MnO,4ZrO,2.
Durch US 3,841 ,919 A ist bekannt, dass Legierungszusammensetzungen im begrenzten Konzentrationsbereich: Punkt A (89.8%, AI, 9.7% Si und 0.5% Mg), Punkt B (78.6% AI, 14.1 % Si und 7.3% Mg), Punkt C (78.5% AI, 16.6% Si und 4.9% Mg) und Punkt D (86.3% AI, 13.2% Si und 0.5% Mg) Superplastizität zeigen.
Durch EP 0 297 035 B1 ist bekannt, dass Legierungen mit 0,8 - 2,5%Si, 3,5 - 6,0% Mg, 0,1 -0,6% Mn, 0,05-0,5% Zr, max. 6,0% Zn, max. 3,0% Cu, 0,3% Si, 0,05 %Ti, 0,05%Cr, Rest Aluminium zur superplastischen Umformbarkeit geeignet sind.
WO/1983/001629 zeigt eine superplastische Aluminium legierungsplatte, die 1 ,5 bis 9,0% Magnesium, 0,5 bis 5,0% Silicium, 0,05 bis 1 ,2% Mangan, 0,05 bis 0,3% Chrom und den Rest aus Aluminium enthält und ein Verfahren zur Herstellung einer superplastischen Aluminiumlegierungsplatte durch kontinuierliches Gießen einer geschmolzenen Aluminiumlegierung, die 1 ,5 bis 9,0% Magnesium, 0,5 bis 5,0% Silicium, 0,05 bis 1 ,2% Mangan und 0,05 bis 0,3% Chrom enthält, um einen 3 bis 20 mm dicken Streifen zu bilden, wobei er einer Homogenisierung unterworfen wird. Die Verarbeitung bei 430 bis 550 °C und das Kaltwalzen auf ein Walzverhältnis von 60% oder mehr.
Durch die Habilitationsschrift zur Erlangung der Lehrbefugnis im Fach Werkstofftechnik von Dr.-Ing. Dipl.-Phys. Ralph Jörg Hellmig, TU Clausthal, 2008„Hochgradige plastische Umformung durch Equal Channel Angular Pressing (ECAP)" ist bekannt, dass Legierungen mit superplastischer Umformbarkeit durch spezifische, ultrafeinkörnige Gefüge gekennzeichnet sind und folgende Eigenschaften haben: deutliche Steigerung der Festigkeit gegenüber konventionellen Werkstoffen einstellbare Zustände hoher Festigkeit und Duktilität durch geeignete Kombination mit Wärmebehandlungen
extreme Superplastizität
verbessertes Ermüdungsverhalten.
Es ist bekannt, dass metallphysikalische Ursachen der Superplastizität sind:
Korngrenzgleiten (Kornform bleibt erhalten (Modell: öliger Sand), Drehung und Verschiebung der einzelnen Körner)
Versetzungskriechen (durch thermisch aktivierte Prozesse werden
Hindernisse wie Leerstellen oder Zwischengitteratome überwunden) Diffusionskriechen (Leerstellen diffundieren durch das Kristallgitter)
Dynamischer Erholungsprozess (Erholungsvorgang, wie z.B. das Quergleiten von Schraubenversetzungen).
Die vorliegende Erfindung beruht auf der Erkenntnis, dass die Kombination der Zusatzelemente Titan, Zirkonium und Bor zu einer ultrafeinkörnigen, superplastisch-ähnlich monotektischen Aluminium-Gleitlagerlegierung mit kleinen Bismut- Einschlüssen führt, die zur hochgradig plastischen Umformung geeignet ist. Allerdings führt eine Erhöhung der Elementkonzentrationen oberhalb von 7 Gew.% für Kupfer oder Zink, oberhalb von 15 Gew.% für Silizium und oberhalb von 3 Gew.% für Mangan zu einer Vergröberung der Struktur und Verschlechterung der Legierungseigenschaften. Bevorzugt liegt der Gehalt an Zink bis 2,5 Gew.%, vorzugsweise zwischen 0,5 und 2 Gew.%. Der Gehalt an Silizium liegt bevorzugt zwischen 1 ,2 und 15 Gew.%, wobei besonders bevorzugt die Anteile 1 ,5 bis 5 Gew.% und 10 bis 15 Gew.% sind.
Eine Erklärung für die ultrafeinkörnige Struktur der erfindungsgemäßen Gleitlagerlegierung ergibt sich aus der Bildung von speziellen Clustern mit hoher Packungsdichte.
Mangan hat einen nur unwesentlich kleineren Atomradius (MnAtommdius = 127 pm) als Aluminium (AUtomradius = 143 pm). Das Verhältnis der atomaren Radien beträgt
MnAtomradius/AlAtomradius = 0,8881 [ D.B. Miracle, Candidate Atomic Cluster Configu- rations in Metallic Glass Structures. Materials Transactions, Vol. 47, No. 7 (2006) pp. 1737 to 1742].
Das liegt sehr nahe am optimalen Verhältnis der Atomradien von 0,9 für die Bildung icosaedrischer Cluster mit der Koordinationszahl - 12.
Silizium hat einen nur unwesentlich kleineren Atomradius (SUtomradius = 1 10 pm) als Aluminium (AUtomradius = 143 pm). Das Verhältnis der atomaren Radien beträgt SiAtomradius/AlAtomradius = 0,769 [ D.B. Miracle, Candidate Atomic Cluster Configurati- ons in Metallic Glass Structures. Materials Transactions, Vol. 47, No. 7 (2006) pp. 1737 to 1742].
Kupfer und Zink haben ebenfalls einen nur unwesentlich kleineren Atomradius (Cu(Zn)Atomradius = 135 pm) als Aluminium (AUtomradius = 143 pm). Das Verhältnis der atomaren Radien beträgt Cu(Zn)Atomradius/AUtomradius = 0,94 [ D.B. Miracle, Candidate Atomic Cluster Configurations in Metallic Glass Structures. Materials
Transactions, Vol. 47, No. 7 (2006) pp. 1737 to 1742].
Das liegt sehr nahe am optimalen Verhältnis der Atomradien von 0,9 für die Bildung icosaedrischer Cluster mit der Koordinationszahl - 12.
Titan hat einen nur unwesentlich kleineren Atomradius (TUtomradius = 140 pm) als Aluminium (AUtomradius = 143 pm). Das Verhältnis der atomaren Radien beträgt TiAtomradius/AlAtomradius = 0,979 [ D.B. Miracle, Candidate Atomic Cluster Configurati- ons in Metallic Glass Structures. Materials Transactions, Vol. 47, No. 7 (2006) pp. 1737 to 1742].
Das liegt sehr nahe am optimalen Verhältnis der Atomradien von 1 ,0 für die Bildung octahedraler, FCC (flächenzentriert) oder cuboktaedrischer Cluster mit der Koordinationszahl - 12.
Zirkonium hat einen nur unwesentlich größeren Atomradius (ZrAtommdius = 155 pm) als Aluminium (AUtomradius = 143 pm). Das Verhältnis der atomaren Radien beträgt TiAtomradius/A tomradius = 1 ,08 [ D.B. Miracle, Candidate Atomic Cluster Configurati- ons in Metallic Glass Structures. Materials Transactions, Vol. 47, No. 7 (2006) pp. 1737 to 1742].
Bor hat einen wesentlich kleineren Atomradius (BAtomradius = 85 pm) als Aluminium (AUtomradius = 143 pm). Das Verhältnis der atomaren Radien beträgt
TiAtomradius/AUtomradius = 0,594 [ D.B. Miracle, Candidate Atomic Cluster Configura- tions in Metallic Glass Structures. Materials Transactions, Vol. 47, No. 7 (2006) pp. 1737 to 1742].
Das liegt sehr nahe am optimalen Verhältnis der Atomradien von 0,591 für die Bildung icosaedrischer Cluster mit der Koordinationszahl - 7.
Eine wohl wichtige Rolle bei der Bildung der Struktur der Legierung während der Kristallisation spielt Bor in Verbindung mit Titan und/oder Aluminium.
Es ist bekannt, dass icosaedrische oder decahedrische Cluster insbesondere mit der Koordinationszahl - 7 eine besondere Neigung zur starken Unterkühlung der Schmelze aufweisen. Im unterkühlten Zustand bildet sich eine ikosaedrische oder decahedrische Nahordnung heraus und es bilden sich Cluster mit einer hohen Packungsdichte. Ikosaedrische Nahordnung einerseits und der feste Körper andererseits haben deutlich unterschiedliche Packungen. Die Erhöhung der Packungsdichte bei starker Unterkühlung hemmt die Diffusion der Atome für die Kristallisation und für andere Phasenumwandlungen. Im Fall einer großen Unterkühlung weist die Schmelze einen großen Überschuss an freier Energie auf, den das System für vielfältige Erstarrungswege weit außerhalb des Gleichgewichts in mannigfachen metastabilen Phasen nutzen kann. Somit können metastabile Festkörper entstehen, die aus übersättigten Mischphasen, korngefeinten Legierungen, ungeordneten Übergitterstrukturen, metastabilen kristallographischen Phasen bestehen können. Dies führt zu einer erheblichen Verfestigung der Legierung.
Basierend auf diesen Berechnungen führen Mangan, Kupfer und Zink, Zirkon und Titan zur Bildung von besonders dichten und stabilen Clustern mit Aluminium mit der Koordinationszahl 12, deren Ausprägung - decahedrisch, icosaedrisch oder octahe-dral, FCC (flächenzentriert) oder cuboktaedrisch sein kann. Dies führt zu einer besonders wirksamen Wechselwirkung zwischen Aluminium und Kupfer und Zink, Zirkon, Titan und Mangan Atomen, wobei Kupfer und Zink, Zirkon, Titan und Mangan Initiatoren für eine dichte Packung sowohl im flüssigen als auch im festen Zustand sind.
Die decahedrische oder icosaedrische Packung einerseits und der feste Körper andererseits haben deutlich unterschiedliche Packungen. Die Erhöhung der Packungsdichte bei starker Unterkühlung hemmt die Diffusion der Atome für die Kristallisation und für andere Phasenumwandlungen. Im Fall einer großen Unterkühlung weist die Schmelze einen großen Überschuss an freier Energie auf, den das System für vielfältige Erstarrungswege weit außerhalb des Gleichgewichts in mannigfachen metastabilen Phasen nutzen kann. Somit können metastabile Festkörper entstehen, die aus übersättigten Mischphasen, korngefeinten Legierungen, ungeordneten Übergitterstrukturen, metastabilen kristallographischen Phasen bestehen können. Die durch die Clusterbildung erzielte Kornfeinung führt zu einer Änderung der Morphologie von einem grobkörnigen dendritischen Gefüge zu einem equiaxialen korngefeinten Gefüge mit einer typischen Korngröße kleiner als 100 Mikrometer. Dies führt auch zu einer wesentlichen Feinung einer Bismutphase bis zur mittleren Größe von 20 Mikrometern.
Zu große Mengen an zusätzlichen Legierungselemente können das Kristallisationsintervall vergrößern und die optimale Wechselwirkung zwischen Aluminium und Kupfer, Silizium, Mangan, Zink, Titan, Zirkon, Bor behindern. Dies trägt zur Entwicklung von Seigerungen und zur Vergrößerung der Bismuteinschlüsse bei, wodurch sich die Eigenschaften der Legierung verschlechtern. Um den positiven Einfluss von Kupfer und Zink, Zirkon, Titan und Mangan zu gewährleisten, ist es sinnvoll, dass die Menge zusätzlicher Elemente kleiner als 1 ,0 Gew.% ist.
Bei der erfindungsgemäßen Gleitlagerlegierung dient Bismut als einziger Weichphasenbildner, d. h. es liegt zu diesem Zweck keine Kombination von Bismut mit Blei und/oder Zinn vor. Blei und/oder Zinn sollen in der erfindungsgemäßen Gleitlagerlegierung nicht oder allenfalls in geringen Mengen mit einem Gesamtanteil von unter 0,5 Gew.% vorkommen.
Mit weiteren Zusatzlegierungselementen ist es möglich, die Eigenschaft der erfindungsgemäßen Legierung auf einen bestimmten Verwendungszweck speziellen anzupassen.
Die infrage kommenden Zusatzlegierungselemente sind unterteilt in fünf Gruppen: Gruppe 1 :
Tantal, Niob, Hafnium, Vanadium, Wolfram, Molybdän, Antimon, Scandium, Cer, Calcium mit einem Gesamtanteil von maximal 0,5 Gew.%.
Gruppe 2:
Nickel, Kobalt, Eisen, Chrom mit einem Gesamtanteil von maximal 1 Gew.%. Gruppe 3:
Kohlenstoff, Stickstoff mit einem Gesamtanteil von maximal 0,1 Gew.%. Gruppe 4:
Silber, Germanium, Lithium mit einem Gesamtanteil von maximal 1 ,0 Gew.%. Gruppe 5:
Zinn, Blei mit einem Gesamtanteil von maximal 0,5 Gew.%. In den einzelnen Gruppen sind untere Grenzen jeweils 0,001 Gew.%, also im Wesentlichen die Nachweisbarkeitsgrenze.
Die Zusatzlegierungselemente der Gruppe 1 zeigen zwei Wirkungsmechanismen. Diese Mechanismen wirken im Allgemeinen gleichzeitig, aber in einigen Fällen wird der eine vom anderen dominiert.
Wirkungsmechanismus 1 :
Die Elemente Tantal, Niob, Hafnium, Vanadium, Wolfram, Molybdän, Antimon, Scandium, Cer haben einen größeren oder zumindest nicht wesentlich kleineren Atomradius als Aluminium und führen zur Bildung von besonders dichten und stabilen Clustern der Koordinationszahl 12 - decahedrische oder octahedrale und cuboktaedrische Cluster. Die decahedrische Packung einerseits und der feste Körper andererseits haben deutlich unterschiedlich Packungen. Die Erhöhung der Packungsdichte bei starker Unterkühlung hemmt die Diffusion der Atome für die Kristallisation und für andere Phasenumwandlungen. Im Fall einer großen Unterkühlung weist die Schmelze einen großen Überschuss an freier Energie auf, den das System für vielfältige Erstarrungswege weit außerhalb des Gleichgewichts in mannigfachen metastabilen Phasen nutzen kann. Somit können metastabile Festkörper entstehen, die aus übersättigten Mischphasen, korngefeinten Legierungen, ungeordneten Übergitterstrukturen, metastabilen kristallographischen Phasen bestehen können. Die durch die Clusterbildung erzielte Kornfeinung führt zu einer Änderung der Morphologie von einem grobkörnigen dendritischen Gefüge zu einem equiaxialen korngefeinten Gefüge mit einer typischen Korngröße kleiner als 100 Mikrometer. Dies führt auch zu einer wesentlichen Feinung der Bismut Phase bis zur mittleren Größe von 20 Mikrometern. Während der Bildung des octahedralen und cuboctahedralen Clusters dominiert das Kristallwachstum. Die Packungen der octahedralen und cuboctahedralen Cluster einerseits und des festen Körpers andererseits weisen Ähnlichkeiten auf. In diesem Fall entsteht nur eine sehr geringe Unterkühlung vor der Erstarrungsfront und es bildet sich ein transkristallines Gefüge mit einer typischen Korngröße kleiner als 500 Mikrometer mit kleinen Einschlüssen von Bismut bis zu einer mittleren Größe von 10 Mikrometern innerhalb der transkristallinen Körner aus. Wirkungsmechanismus 2:
Die Elemente Tantal, Niob, Hafnium, Vanadium, Wolfram, Molybdän, Scandium reagieren peritektisch mit Aluminium und führen zur Bildung zusätzlicher Kristallkeime aus einer AlxM1 -Phase, wobei M1 eines der genannten Metalle ist. Die zusätzlichen Kristallisationskeime führen zur Feinung der Matrix (αΑΙ). Dies führt auch zu einer Feinung der Bismut Phase bis zur mittleren Größe von 40 Mikrometern. Die zusätzlichen Kristallisationskeime können AbV, AbNb, AbTa -Phase Art sein. Die Kornfeinung durch Keimbildung ändert die Morphologie von einem grobkörnigen dendritischen Gefüge zu einem feinkörnigen dendritischen Gefüge mit einer typischen Korngröße größer als 100 Mikrometer. Im Falle einer starken Dominanz des zweiten Mechanismus, was oft der Fall ist, wenn eine hohe Konzentration von Zusatzlegierungselementen der Gruppe 1 eine grobe intermetallische Phase bilden, wird die Bismutphase bis zu einer Korngröße von 100 Mikrometern vergröbert. Da auch hier die Erhöhung der AWV11 - Phase zur Senkung der Plastizität und Vergröberung der Bismutphase führen kann, soll der Summenanteil (Gesamtanteil) nach oben mit 0,5 Gew.% begrenzt werden.
Sc, Hf, Nb, Zr, Ti, V, Mn bilden übersättigte α-Mischkristalle, besonders, bei hohen Erstarrungsgeschwindigkeiten. Durch eine anschließende Wärmebehandlung wird das gelöste Sc, Zr, Ti, V, Mn gezielt als sekundäre AbXYZ, wo XYZ - Sc, Hf, Nb, Zr, Ti, V, wie zum Beispiel: Ab(Sc, Zr) oder Ab(Ti,Zr) Ali2Mn2CU Nanophasen. Die hohe Dichte dieser nano-strukturierten Phasen bewirkt signifikante Festigkeitssteigerungen bei gleichzeitig hoher Zähigkeit. Diese nano-strukturierten Phasen bewirken eine Hemmung des Rekristallisationsprozesses und führen zur Bildung und Erhaltung ultrafeinkörniger Kornstrukturen. Letztlich führen diese zu den besonderen Eigenschaften der ultrafeinkörnigen Superplastisch-ähnlichen monotektischen Aluminium-Gleitlagerlegierung mit kleinen Bismut Einschlüssen, die zu hochgradiger plastischer Umformung geeignet ist.
Die Zusatzlegierungselemente der Gruppe 2, nämlich Nickel, Kobalt, Eisen, Chrom, die einen wesentlich kleineren Atomradius als Aluminium haben, führen zur Bildung von besonders dichten und stabilen Clustern der Koordinationszahlen 12, 1 1 , 10, 9 vom ikosaedrischen Clustertyp, die mit Aluminium eine eutektische Umwandlung zeigen. Die Zusatzlegierungselemente der Gruppe 2 nämlich Silizium, Zink, Kupfer, Nickel, Kobalt, Eisen, Chrom, bilden mit Aluminium das Eutek- tikum e(aAI + AlxM2y), wobei M2 eines der Elemente aus dieser Gruppe ist. Das Eutektikum besteht somit aus zwei Phasen, nämlich αΑΙ-Mischkristall und der intermetallische Phase AlxM2y. In den αΑΙ-Mischkristallen gelöste Legierungsatome bewirkten die sogenannte Mischkristallhärtung. In der Matrix feindispers eingelagerte Teilchen AlxM2y stellen Hindernisse für die wandernden Versetzungen dar und bewirken eine Teilchenhärtung. Es ist bekannt, dass eutektische Legierungen eine besondere Neigung zur starken Unterkühlung aufweisen. Im unterkühlten Zustand bildet sich eine ikosaedrische Nahordnung heraus und es entstehen Cluster mit einer hohen Packungsdichte. Ikosaedrische Nahordnung einerseits und der feste Körper andererseits haben deutlich unterschiedliche Packungen. Die Erhöhung der Packungsdichte bei starker Unterkühlung hemmt die Diffusion der Atome für die Kristallisation und für andere Phasenumwandlungen. Im Fall einer großen Unterkühlung weist die Schmelze einen großen Überschuss an freier Energie auf, den das System für vielfältige Erstarrungswege weit außerhalb des Gleichgewichts in mannigfachen metastabilen Phasen nutzen kann. Somit können metastabile Festkörper entstehen, die aus übersättigten Mischphasen, korngefeinten Legierungen, ungeordneten Übergitterstrukturen, metastabilen kristallographi- schen Phasen bestehen können. Dies führt zu einer erheblichen Verfestigung der Legierung. Da ein hoher Anteil an Eutektikum zur Senkung der Plastizität beitragen kann, soll der Summenanteil mit 1 ,0 Gew.% nach oben begrenzt sein.
Durch die Elemente Kohlenstoff und Stickstoff der Gruppe 3, oder einer Kombination von Kohlenstoff, Stickstoff mit Titan, Zirkonium, Tantal, Niob, Vanadium werden hauptsächlich zusätzliche Kristallisationskeime gebildet. Diese zusätzlichen Kristallisationskeime können AITiC, AITiB, TaC, TiC-Phase sein. Da die Erhöhung der genannten Phasen zur Senkung der Plastizität betragen kann, wird der Gesamtanteil dieser Legierungselemente nach oben mit 0,1 Gew.% begrenzt.
Die Zusatzlegierungselemente der Gruppe 4 nämlich Silber, Germanium, Lithium sind in der Aluminiummatrix löslich und bilden αΑΙ-Mischkristalle. Dadurch wird die Mischkristallhärtung bewirkt. Der Summenanteil soll mit 1 ,0 Gew.% begrenzt werden. Es wurde festgestellt, dass die Zugabe von Titan und Bor auch durch die Anwendung des handelsüblichen Kornfeinungsmittel ΑΓΠ5Β1 oder AITi3C0, 15 in Zugabemengen von ca. 0,3 bis 2 Gew.-% erfolgen kann. Dadurch wird eine starke kornfeinende Wirkung auf die erfindungsgemäße Legierung ausgeübt und die Bildung von Warmrissen beim Stranggießen mit verschiedenen Abkühlungsgeschwindigkeiten sicher unterbunden. 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 Mikrometer reduziert werden.
Die Erfindung umfasst ferner 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 300 K/s beträgt. Die Abkühlgeschwindigkeit kann auf bis zum 1000 K/s bei Zugabe der oben erwähnten Kornfeinungsmittel erhöht werden. 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. 230 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 Halbzeugs 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 Legierung in einem Gleitlager.
Die Erfindung ist im Folgenden anhand eines Ausführungsbeispiels näher erläutert.
Zur Herstellung des Gleitlagerwerkstoffes werden in diesem Beispiel an einer Stranggießanlage Gussbänder mit einem Querschnitt 10 mm x130 mm erzeugt. Bei der Herstellung der Bänder liegt die Abzugsgeschwindigkeit bei 8 mm/s sowie die Abkühlungsgeschwindigkeit bei 100 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 Aluminium legierung mit dem ersten Walzstich auf die ebenfalls gebürstete und entfettete
AIBi7Mn1 ,4CuO,5TiO, 15Zr0,3B0,005- AIBi7Mn2,3Cu1 ,6CrO,35TiO, 15ZrO, 15B0,003-,
AIBi5Cu1 ,5Mn0,45Ti0,25Zr0,23B0,004,
AIBi5Cu2,5Zn2Si1 Mn0,45Ti0,25Zr0,25B0,002- oder
AISi1 1 Bi7Cu0,5Ti0, 17Zr0,22B0,009 -Legierung im Walzgerüst aufplattiert. Um die Plattierfähigkeit des Aluminium-Lager-Werkstoffbandes zu verbessern, wird dieses einer Erholungsglühung bei 370 °C von bis zu 3 Stunden Dauer unterzogen. Die Dicke des plattierten Vormaterialbandes liegt bei 4 mm. Dieses wird anschließend auf 1 ,3 mm in nur einem Walzstich abgewalzt und auf Stahlband auf einem Plattierwalzwerk miteinander verbunden. Anschließend wird die 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 Diffusi- onsprozess gesteigert wird und die nach dem Plattieren in der Aluminium-Zink- Kupfer-Matrix stark gestreckten Bismutfäden überwiegend zu feinen bis zu 20 pm großen kugelförmigen Tropfen umgebildet werden. Die ebenfalls aus der Wärmebehandlung resultierende hohe Härte von wenigstens
55 HB (2,5/62,5/30) für AIBi7Mn1 ,4Cu0,5Ti0, 15Zr0,3B0,005,
62 HB für AIBi7Mn2,3Cu1 ,6CrO,35TiO,15ZrO, 15B0,003,
60 HB für AIBi5Cu1 ,5Mn0,45Ti0,25Zr0,23B0,004,
63 HB für AIBi5Cu2,5Zn2Si1 Mn0,45Ti0,25Zr0,025B0,002 und
82 HB für AISi1 1 Bi7Cu0,5Ti0,17Zr0,22B0,009 (Tabelle 1 )
ist vorteilhaft. Nach dieser Wärmebehandlung kann das plattierte Band unterteilt und zu Lagerschalen eingeformt werden.
Der Vergleich der technologischen und mechanischen Eigenschaften (Tabelle 1 ) der AIZn5Cu3Bi7-Legierung gemäß WO2006131 129A1 und der entwickelten Legierungen AIBi7Mn1 ,4Cu0,5Ti0,15Zr0,3B0,005 und
AIBi7Mn2,3Cu1 ,6CrO,35TiO, 15ZrO, 15B0,003;
AIBi5Cu1 ,5Mn0,45Ti0,25Zr0,23B0,004;
AIBi5Cu2,5Zn2Si1 Mn0,45Ti0,25Zr0,23B0,002,
AISi1 1 Bi7Cu0,5Ti0, 17Zr0,22B0,009 zeigt, dass die entwickelten Legierungen über die höheren technologischen und mechanischen Eigenschaften verfügen.
Tabelle 1 . Vergleich der technologischen und mechanischen Eigenschaften (Tabelle 1 ).der Legierung AIZn5Cu3Bi7-Legierung gemäß WO2006131 129A1 und der entwickelten Legierungen Legierung Härte 2,5/62,5/30 nach notwendige Walzstiche
Wärmebehandlung 3h, zur erreichen 1 ,3 mm 360°C nach Plattierung
AIZn5Cu3Bi7, von 43 5
WO2006131 129A1
AIBi7Mn1 ,4Cu0,5Ti0,15Zr0,3B0, 55 1
005
AIBi7Mn2,3Cu1 ,6Cr0,35Ti0, 15 62 1
Zr0, 15B0,003
AIBi5Cu1 ,5Mn0,45Ti0,25 60 1
Zr0,23B0,004
AIBi5Cu2,5Zn2Si1 MnO,45TiO,25 63 1
Zr0,25B0,002
AISi1 1 Bi7CuO,5TiO, 17ZrO,22 72 1
B0,009
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 pm vorliegen. Vorzugsweise enthält die Legierung zwischen ca. 7 und 12 Gew.-% Bismut. Der Anteil an Mangen liegt zwischen 1 und 5 Gew.-%, insbesondere zwischen ca. 1 ,3 und 4,5 Gew.-%. Die Anteile der verschiedenen Elemente sind unabhängig voneinander im Rahmen der gegebenen Grenzen variierbar.
Die beigefügten Gefügeabbildungen verdeutlichen die Struktur von Ausführungsbeispielen.
Die Figur 1 und 2 zeigt das Gefüge der AIBi7Mn1 ,4Cu0,5Ti0,15Zr0,3B0,005 und AIBi7Mn2,3Cu1 ,6Cr0,35Ti0, 15Zr0, 15B0,003 Legierungen nach dem Gießen und nach dem Plattieren auf Stahlband. Dunkel abgebildet ist die Bismutphase.
Die Figur 3 zeigt, das Gefüge der AIBi7Mn1 ,4CuO,5TiO, 15Zr0,3B0,005-Legierung (geätzt) plattiert auf Stahlband. Die Figur 4 zeigt das Gefüge der AlSil 1 Bi7CuO,5TiO, 17ZrO,22BO,009-l_egierung (geätzt). Es soll erwähnt werden, dass die Beispiele allein der Illustration dienen und die Erfindung nicht beschränken. Dem Fachmann ist auch bekannt, wie Gleitlager und Lagerschalen hergestellt werden und wie somit die Herstellung der erfindungsgemäßen Legierung in die üblichen Lager-Herstellungsprozesse einbezogen werden kann.

Claims

Patentansprüche
1. Monotektische Aluminium-Gleitlagerlegierung mit Bismut-Einschlüssen, die für eine plastische Verformung geeignet ist, bestehend aus
1 bis 20 Gew.% Bismut
wenigstens einem Element ausgewählt aus
0,05 bis 7 Gew.% Kupfer
0,05 bis 15 Gew.% Silizium
0,05 bis 3 Gew.% Mangan
0,05 bis 5 Gew.% Zink als Hauptlegierungselement und in Kombination 0,005 bis 0,4 Gew.% Titan
0,005 bis 0,7 Gew.% Zirkonium
0,001 bis 0, 1 Gew.% Bor als Zusatzlegierungselemente
sowie optional einem oder mehreren weiteren Zusatzelementen,
Rest Aluminium.
2. Gleitlagerlegierung nach Anspruch 1 , dadurch gekennzeichnet, dass ein oder mehrere Zusatzlegierungselemente aus den nachstehenden Gruppen enthalten sind:
Gruppe 1 :
Tantal, Niob, Hafnium, Vanadium, Wolfram, Molybdän, Antimon, Scandium, Cer, Calcium mit einem Gesamtanteil von maximal 0,5 Gew.%.
Gruppe 2:
Nickel, Kobalt, Eisen, Chrom mit einem Gesamtanteil von maximal 1 Gew.% Gruppe 3:
Kohlenstoff, Stickstoff mit einem Gesamtanteil von maximal 0,1 Gew.% Gruppe 4:
Silber, Germanium, Lithium mit einem Gesamtanteil von maximal 1 ,0 Gew.% Gruppe 5:
Zinn, Blei mit einem Gesamtanteil von maximal 0,5 Gew.%.
3. Gleitlagerlegierung nach Anspruch 1 oder 2, dadurch gekennzeichnet, dass der Anteil Bismut 4,5 bis 15,5 Gew.%, bevorzugt 5 bis 8 Gew.% beträgt.
4. Gleitlagerlegierung nach einem der Ansprüche 1 bis 3, dadurch gekennzeichnet, dass der Anteil Mangan und/oder Kupfer und/oder Silizium und/oder Zink 0,5 bis 2,8 Gew.%, bevorzugt 0,7 bis 1 ,5 Gew.% beträgt.
5. Gleitlagerlegierung nach einem der Ansprüche 1 bis 4, dadurch gekennzeichnet, dass die Legierung bis zu 3 Gew.% Al-Ti-B oder Al-Ti-C Kornfeinungs- m ittel enthält.
6. Verfahren zur Herstellung einer Aluminium-Gleitlagerlegierung mit der in einem der Ansprüche 1 bis 4 angegebenen Zusammensetzung, dadurch gekennzeichnet, dass die Legierungselemente in einem Gießverfahren zu der Legierung verbunden werden, bei dem die Abkühlgeschwindigkeit zwischen 5 und 300 K/s liegt.
7. Verfahren nach Anspruch 6, dadurch gekennzeichnet, dass als Gießverfahren ein Stranggießverfahren verwendet wird.
8. Verfahren nach Anspruch 6 oder 7, dadurch gekennzeichnet, dass die Legierung für die Bereitstellung eines Halbzeugs mit wenigstens einer Stützschicht versehen wird.
9. Verfahren nach einem der Ansprüche 6 bis 8, dadurch gekennzeichnet, dass die Legierung im Zuge nachfolgender Umform prozesse wenigstens einer Wärmebehandlung bei Temperaturen von 200°C bis 400°C unterworfen wird.
10. Verfahren nach Anspruch 9, dadurch gekennzeichnet, dass die Wärmebehandlung auf einen Walz- und/oder Walzplattiervorgang erfolgt.
1 1 . Gleitlagerelement mit einer Stützschicht und einer darauf aufgebrachten Gleitlagerlegierung nach einem der Ansprüche 1 bis 5.
12. Gleitlager gebildet mit wenigstens einem Gleitlagerelement nach Anspruch 1 1 .
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