RU2329321C2 - Antifriction alloy on aluminium base - Google Patents
Antifriction alloy on aluminium base Download PDFInfo
- Publication number
- RU2329321C2 RU2329321C2 RU2006116103/02A RU2006116103A RU2329321C2 RU 2329321 C2 RU2329321 C2 RU 2329321C2 RU 2006116103/02 A RU2006116103/02 A RU 2006116103/02A RU 2006116103 A RU2006116103 A RU 2006116103A RU 2329321 C2 RU2329321 C2 RU 2329321C2
- Authority
- RU
- Russia
- Prior art keywords
- alloy
- tin
- lead
- iron
- content
- Prior art date
Links
Landscapes
- Braking Arrangements (AREA)
- Sliding-Contact Bearings (AREA)
Abstract
Description
Изобретение относится к области металлургии литейных сплавов, в частности антифрикционных сплавов на основе алюминия, преимущественно для деталей, работающих в условиях трения скольжения.The invention relates to the field of metallurgy of cast alloys, in particular aluminum-based antifriction alloys, mainly for parts operating under sliding friction conditions.
Известен литейный сплав, например "Антифрикционный сплав" на основе алюминия по патенту РФ №2030475, содержащий олово, медь, марганец и алюминий.A cast alloy is known, for example, an “Antifriction alloy” based on aluminum according to the patent of the Russian Federation No. 2030475, containing tin, copper, manganese and aluminum.
Недостатком данного сплава является его высокая хрупкость, относительно высокий коэффициент трения, а также низкая стойкость к схватыванию и задирам при работе в условиях ограниченной смазки или кратковременного ее отсутствия.The disadvantage of this alloy is its high brittleness, relatively high coefficient of friction, and also low resistance to setting and scoring when working in conditions of limited lubrication or its short-term absence.
Наиболее близким из аналогов по совокупности существенных признаков и достигаемому результату является антифрикционный сплав для контактной вставки троллейбуса по патенту РФ №2045838. Сплав содержит медь 5,0...12,0 мас.%, магний 1,0...2,0 мас.%, марганец 0,2...2,0 мас.%, железо 0,3...1,7 мас.%, кремний 0,3...6,0 мас.%, цинк 0,1...2,0 мас.%, олово 3,0...20 мас.%, титан 0,1...0,5 мас.% и алюминий остальное. Сплав по прототипу обладает достаточно высокой износостойкостью и относительно низким коэффициентом трения.The closest of the analogues in terms of the set of essential features and the achieved result is an antifriction alloy for the trolleybus contact insert according to RF patent No. 2045838. The alloy contains copper 5.0 ... 12.0 wt.%, Magnesium 1.0 ... 2.0 wt.%, Manganese 0.2 ... 2.0 wt.%, Iron 0.3 .. .1.7 wt.%, Silicon 0.3 ... 6.0 wt.%, Zinc 0.1 ... 2.0 wt.%, Tin 3.0 ... 20 wt.%, Titanium 0 , 1 ... 0.5 wt.% And the rest is aluminum. The prototype alloy has a sufficiently high wear resistance and a relatively low coefficient of friction.
Недостатком данного сплава являются его низкие характеристики конструктивной прочности. Сплав имеет низкие триботехнические параметры при работе в условиях ограниченной смазки или ее кратковременного отсутствия. Связано это с тем, что легкоплавкая фаза, ответственная за низкий коэффициент трения и износостойкость сплава, не образует развитой многокомпонентной эвтектики и располагается по границам зерен с образованием замкнутого контура.The disadvantage of this alloy is its low structural strength characteristics. The alloy has low tribological parameters when operating in conditions of limited lubrication or its short-term absence. This is due to the fact that the low-melting phase, which is responsible for the low coefficient of friction and wear resistance of the alloy, does not form a developed multicomponent eutectic and is located along the grain boundaries with the formation of a closed loop.
Задачей предлагаемого изобретения является создание сплава, обладающего развитой многокомпонентной эвтектикой, в которой выделения легкоплавкой фазы не образуют замкнутого контура по границам зерен α-твердого раствора, с получением технического результата в виде повышенных триботехнических параметров, исключающих схватывание и задиры, и улучшения показателей конструктивной прочности сплава.The objective of the invention is to create an alloy having a developed multicomponent eutectic, in which the allocation of the low-melting phase does not form a closed loop along the grain boundaries of the α-solid solution, with the obtaining of a technical result in the form of increased tribological parameters, excluding setting and scoring, and improving the structural strength of the alloy .
Поставленная задача решается за счет того, что в известный сплав, содержащий медь, магний, марганец, железо, кремний, цинк, олово, титан и алюминий, дополнительно введен свинец и цирконий, при следующем соотношении компонентов, мас.%:The problem is solved due to the fact that in the known alloy containing copper, magnesium, manganese, iron, silicon, zinc, tin, titanium and aluminum, lead and zirconium are additionally introduced, with the following ratio of components, wt.%:
Олово и свинец введены в сплав в виде двухкомпонентной композиции, в которой отношение свинца к олову составляет 0,47...0,51.Tin and lead are introduced into the alloy in the form of a two-component composition in which the ratio of lead to tin is 0.47 ... 0.51.
Предлагаемый сплав плавили в электропечи сопротивления САТ-01 с чугунным тиглем. В расплав алюминия вводили лигатуры алюминий-медь, алюминий-кремний, алюминий-титан, алюминий-магний и цинк. Для уменьшения отрицательного влияния железа на свойства сплава марганец вводили в виде Al-Mn-Cr лигатуры. Приготовленный расплав рафинировали гексахлорэтаном в количестве 0,1% от веса шихты. После очистки и удаления с поверхности расплава шлака вводили цирконий. Для этого сплав рафинировали гексафторцирконатом калия (К2ZrF6) в количестве 0,25% от веса шихты при температуре Т=760...780°С.The proposed alloy was melted in an electric resistance furnace SAT-01 with a cast-iron crucible. Aluminum-copper, aluminum-silicon, aluminum-titanium, aluminum-magnesium and zinc alloys were introduced into the aluminum melt. To reduce the negative effect of iron on the properties of the alloy, manganese was introduced in the form of Al-Mn-Cr alloys. The prepared melt was refined with hexachloroethane in an amount of 0.1% by weight of the mixture. After cleaning and removal from the surface of the molten slag, zirconium was introduced. For this, the alloy was refined with potassium hexafluorozirconate (K 2 ZrF 6 ) in an amount of 0.25% of the weight of the mixture at a temperature of T = 760 ... 780 ° C.
При обработке расплава солями K2ZrF6 в микрообъемах протекают химические реакции, процессы адсорбции и флотации, вследствие чего в сплаве образуются дисперсные частицы Al3Zr и AlF3, которых при модифицировании солями многократно больше, чем содержится этих частиц при модифицировании сплава Al-Zr лигатурой.When the melt is treated with K 2 ZrF 6 salts in microvolumes, chemical reactions, adsorption and flotation processes occur, as a result of which dispersed particles Al 3 Zr and AlF 3 are formed in the alloy, which, when modified with salts, are many times more than these particles contain when the Al-Zr alloy is modified ligature.
Модифицирование цирконием носит избирательный характер с одновременным увеличением количества первичных центров кристаллизации, вследствие чего изменяется гранулометрический и стехиометрический состав выделяющихся фаз, содержащих железо и кремний. После тщательного перемешивания расплава и удаления с поверхности шлака вводили Sn-Pb лигатуру при температуре Т=710...730°С и проводили продувку сплава аргоном. После очистки поверхности сплава от шлака проводили разливку в металлический кокиль.Modification with zirconium is selective with a simultaneous increase in the number of primary crystallization centers, as a result of which the granulometric and stoichiometric composition of the precipitated phases containing iron and silicon changes. After thoroughly mixing the melt and removing it from the surface of the slag, the Sn-Pb alloy was introduced at a temperature of T = 710 ... 730 ° C and the alloy was purged with argon. After cleaning the surface of the alloy from slag, casting was performed in a metal chill mold.
В прототипе легкоплавкая фаза образует замкнутый контур по границам зерен α-твердого раствора, обладает не эффективной формой выделения, обусловленной недостаточным составом фаз. Это ведет к возникновению на границах зерен горячих кристаллизационных трещин и, следовательно, приводит к снижению характеристик конструктивной прочности и триботехнических параметров сплава.In the prototype, the low-melting phase forms a closed loop along the grain boundaries of the α-solid solution; it does not have an effective form of separation due to insufficient phase composition. This leads to the appearance of hot crystallization cracks at the grain boundaries and, consequently, leads to a decrease in the structural strength characteristics and tribological parameters of the alloy.
Присутствие в предлагаемом сплаве титана и циркония, заявленные соотношения компонентов, а также введение в сплав свинца и олова в виде двухкомпонентной композиции позволили обеспечить условия, способствующие кристаллизации твердой фазы в виде многокомпонентной эвтектики, легкоплавкая составляющая которой образована Pb, Sn, Zn. Это дает возможность получить по границам α-твердого раствора хорошо развитую, однородную по структуре эвтектику с благоприятной формой выделяющихся фаз.The presence in the proposed alloy of titanium and zirconium, the stated ratios of the components, as well as the introduction of lead and tin into the alloy in the form of a two-component composition, made it possible to provide conditions conducive to crystallization of the solid phase in the form of a multicomponent eutectic, the low-melting component of which is formed by Pb, Sn, Zn. This makes it possible to obtain, along the boundaries of the α-solid solution, a well-developed, uniform in structure, eutectic with a favorable shape of the phases emitted.
Элементы, отрицательно влияющие на характеристики конструктивной прочности, трудно удаляются из сплава, а их форма и размеры в максимальной степени способствуют охрупчиванию сплава. Модифицирование предлагаемого сплава гексафторцирконатом калия (K2ZF6) способствует изменению гранулометрической формы и стехиометрического состава выделяющихся железо-кремний содержащих фаз. Гексафторцирконат калия вводили в сплав в мелкодисперсном порошкообразном виде. Преимущество модифицирования солями K2ZF6 заключается в том, что процесс ведут при низких температурах(Т=760...780°С), то есть перегрев сплава не требуется и позволяет получать стабильную модифицированную структуру. Легкоплавкая составляющая эвтектики за счет многокомпонентности состава не создает замкнутого контура по границам зерен и в сочетании с твердой фазой ограничивает развитие горячих кристаллизационных трещин. Все это в совокупности позволяет оптимизировать показатели конструктивной прочности сплава и его триботехнические параметры.Elements that adversely affect the structural strength characteristics are difficult to remove from the alloy, and their shape and dimensions contribute to the embrittlement of the alloy to the maximum extent. Modification of the proposed alloy with potassium hexafluorozirconate (K 2 ZF 6 ) contributes to a change in the particle size distribution and stoichiometric composition of the precipitated iron-silicon containing phases. Potassium hexafluorozirconate was introduced into the alloy in a finely divided powder form. The advantage of modifying with salts of K 2 ZF 6 is that the process is carried out at low temperatures (T = 760 ... 780 ° C), that is, overheating of the alloy is not required and allows to obtain a stable modified structure. The low-melting component of the eutectic due to the multicomponent composition does not create a closed loop along the grain boundaries and, in combination with the solid phase, limits the development of hot crystallization cracks. All this together allows you to optimize the structural strength of the alloy and its tribological parameters.
Наиболее эффективным легирующим элементом в составе многокомпонентной легкоплавкой фазы является свинец, но он не создает твердых растворов с алюминием и не смачивается им. В свою очередь, олово полностью смачивается жидким алюминием и хорошо взаимодействует со свинцом с образованием двухкомпонентной эвтектики. Эти свойства обеспечивают возможность введения свинца в сплав совместно с оловом, что в совокупности с вышеизложенным позволяет обеспечить достижение заданного технического результата.The most effective alloying element in the multicomponent low-melting phase is lead, but it does not create solid solutions with aluminum and is not wetted by it. In turn, tin is completely wetted by liquid aluminum and interacts well with lead to form a two-component eutectic. These properties provide the possibility of introducing lead into the alloy together with tin, which, together with the foregoing, makes it possible to achieve a given technical result.
Существенные признаки и заявленные соотношения, указанные в формуле изобретения, взаимосвязаны и изменение любого из них ведет к ухудшению характеристик сплава.The essential features and the claimed ratios indicated in the claims are interconnected and a change in any of them leads to a deterioration in the characteristics of the alloy.
Содержание меди 2,5...4,5 мас.%Copper content 2.5 ... 4.5 wt.%
Медь с алюминием образует θ-фазу (CuAl2) и обеспечивает благоприятную морфологию многокомпонентной эвтектики, положительно влияет на триботехнические характеристики, способствует упрочнению и повышению несущей способности сплава, снижает температурный коэффициент линейного расширения.Copper with aluminum forms the θ phase (CuAl 2 ) and provides a favorable morphology of multicomponent eutectics, positively affects the tribological characteristics, helps to strengthen and increase the bearing capacity of the alloy, and reduces the temperature coefficient of linear expansion.
Присутствие меди в количестве более 4,5 мас.% способствует возникновению горячих кристаллизационных трещин и снижает задиростойкость.The presence of copper in an amount of more than 4.5 wt.% Contributes to the occurrence of hot crystallization cracks and reduces scoring resistance.
Содержание меди менее 2,5 мас.% недостаточно для эффективного легирования и снижает износостойкость.A copper content of less than 2.5 wt.% Is insufficient for effective alloying and reduces wear resistance.
Содержание олова 1,5...3,5 мас.% и свинца 0,7...1,8 мас.%The content of tin 1.5 ... 3.5 wt.% And lead 0.7 ... 1.8 wt.%
При обозначенном содержании олова и свинца при трении в триботехнической паре на поверхности трения образуется эффективная легкоплавкая фаза, обеспечивающая создание субмикроскопического соединения (пленки) "металлического мыла".With the indicated tin and lead content during friction in the tribotechnical pair, an effective low-melting phase is formed on the friction surface, which provides the creation of a submicroscopic compound (film) of the "metal soap".
Содержание олова более 3,5 мас.% и свинца более 1,8 мас.% снижает предельную нагрузку и допустимое [PV], без заметного прироста задиростойкости.The content of tin more than 3.5 wt.% And lead more than 1.8 wt.% Reduces the ultimate load and allowable [PV], without a noticeable increase in scoring resistance.
Содержание олова менее 1,5 мас.% и свинца менее 0,7 мас.% значительно увеличивает возможность схватывания.The content of tin is less than 1.5 wt.% And lead less than 0.7 wt.% Significantly increases the possibility of setting.
Содержание магния 1,9...3,0 мас.%Magnesium content 1.9 ... 3.0 wt.%
При данном содержании магния в сплаве образуется α-твердый раствор, а также S-фазы (Al2CuMg, Mg2Si, Mg2Al3), что упрочняет α-твердый раствор, повышает коррозионную стойкость и улучшает литейные свойства сплава.At a given magnesium content in the alloy, an α-solid solution is formed, as well as S phases (Al 2 CuMg, Mg 2 Si, Mg 2 Al 3 ), which strengthens the α-solid solution, increases corrosion resistance and improves the casting properties of the alloy.
Содержание магния более 3,0 мас.% повышает температурный коэффициент линейного расширения, способствует образованию магнезиальной шпинели MgO*Al2O3, что охрупчивает сплав.The magnesium content of more than 3.0 wt.% Increases the temperature coefficient of linear expansion, promotes the formation of magnesia spinel MgO * Al 2 O 3 , which embrittle the alloy.
При содержании магния менее 1,9 мас.% эффект легирования не проявляется.When the magnesium content is less than 1.9 wt.%, The doping effect is not manifested.
Содержание кремния 4,0...7,0 мас.%Silicon content 4.0 ... 7.0 wt.%
Кремний значительно снижает температурный коэффициент линейного расширения, повышает коррозионную стойкость, улучшает литейные свойства сплава.Silicon significantly reduces the temperature coefficient of linear expansion, increases corrosion resistance, improves the casting properties of the alloy.
При содержании кремния более 7,0 мас.% коэффициент упрочнения растет незначительно, при этом выделяется грубодисперсный первичный кремний, что снижает конструктивную прочность, ухудшаются триботехнические параметры и увеличивается склонность сплава к схватыванию.When the silicon content is more than 7.0 wt.%, The hardening coefficient increases slightly, while coarse-grained primary silicon is released, which reduces the structural strength, tribological parameters deteriorate and the tendency of the alloy to set.
Содержание менее 4,0 мас.% недостаточно для обеспечения необходимого коэффициента упрочнения, при этом снижается износостойкость, коррозионная стойкость, увеличивается температурный коэффициент линейного расширения, а это приводит к потере натяга и проворачиванию втулок в парах трения при работе с повышенными температурами.A content of less than 4.0 wt.% Is not enough to provide the necessary hardening coefficient, while the wear resistance, corrosion resistance is reduced, the linear expansion temperature coefficient is increased, and this leads to a loss of interference and turning the sleeves in friction pairs when working at elevated temperatures.
Содержание цинка 0,3...2,5 мас.%Zinc content 0.3 ... 2.5 wt.%
Цинк в заданных соотношениях не создает с алюминием интерметаллидных фаз, способствует образованию многокомпонентной легкоплавкой эвтектики, упрочняет сплав, не создавая при этом предпосылок для возникновения горячих кристаллизационных трещин.Zinc in predetermined proportions does not create intermetallic phases with aluminum, promotes the formation of multicomponent low-melting eutectics, and strengthens the alloy without creating the prerequisites for the occurrence of hot crystallization cracks.
При содержании цинка более 2,5 мас.% значительно повышается температурный коэффициент линейного расширения, а это приводит к потере натяга и проворачиванию втулок в парах трения при работе с повышенными температурами.When the zinc content is more than 2.5 wt.%, The temperature coefficient of linear expansion increases significantly, and this leads to a loss of interference and turning of the sleeves in friction pairs when working at elevated temperatures.
При содержании цинка менее 0,3 мас.% эффект легирования не проявляется.When the zinc content is less than 0.3 wt.%, The doping effect is not manifested.
Содержание марганца 0,3...0,7 мас.%Manganese content 0.3 ... 0.7 wt.%
Марганец нейтрализует вредное влияние железа и кремния, изменяя их стехиометрический и гранулометрический состав, не влияет на температурный коэффициент линейного расширения.Manganese neutralizes the harmful effects of iron and silicon, changing their stoichiometric and particle size distribution, does not affect the temperature coefficient of linear expansion.
При содержании марганца более 0,7 мас.% образуются крупные кристаллы железо-кремний содержащих фаз, что ухудшает триботехнические параметры и характеристики конструктивной прочности сплава.When the manganese content is more than 0.7 wt.%, Large crystals of iron-silicon containing phases are formed, which affects the tribological parameters and structural strength characteristics of the alloy.
Содержание менее 0,3 мас.% недостаточно для создания полноценных скоагулированных железосодержащих фаз.A content of less than 0.3 wt.% Is not enough to create complete coagulated iron-containing phases.
Содержание титана и циркония 0,15...0,25 мас.%The content of titanium and zirconium 0.15 ... 0.25 wt.%
Титан и цирконий значительно снижают температурный коэффициент линейного расширения, что способствует сохранению натяга в парах трения при работе с повышенными температурами. Введение в сплав титана и циркония в означенных соотношениях способствует измельчению структуры сплава, повышению его однородности, при этом в сплаве образуются Т-фазы F2Ti и Fe2Zr, подавляется образование железосодержащей фазы в грубопластинчатой форме, и обеспечивает коагуляцию первичных кристаллов кремния. Эффект модифицирования сплава титаном и цирконием сохраняется при многократных переплавах.Titanium and zirconium significantly reduce the temperature coefficient of linear expansion, which contributes to the preservation of interference in friction pairs when working at elevated temperatures. The introduction of titanium and zirconium into the alloy in the above ratios helps to refine the structure of the alloy and increase its uniformity. In this case, T-phases F 2 Ti and Fe 2 Zr are formed in the alloy, the formation of the iron-containing phase in the coarse-plate form is suppressed, and coagulation of primary silicon crystals is ensured. The effect of modifying the alloy with titanium and zirconium is retained during repeated remelting.
Содержание титана и циркония свыше 0,25 мас.% влечет за собой эффект перемодифицирования, что инициирует образование грубодисперсных кристаллов железа и кремния, охрупчивает сплав, снижает триботехнические параметры.The content of titanium and zirconium in excess of 0.25 wt.% Entails the effect of overmodification, which initiates the formation of coarse crystals of iron and silicon, embrittle the alloy, and reduces tribological parameters.
Содержание титана и циркония менее 0,15 мас.% недостаточно для одновременного модифицирования сплава по кремнию и изменения гранулометрической формы железосодержащих фаз. Температурный коэффициент линейного расширения снижается незначительно, что уменьшает вероятность сохранения натяга в парах трения при повышенных температурах.A content of titanium and zirconium of less than 0.15 wt.% Is not sufficient for the simultaneous modification of the silicon alloy and the change in the particle size distribution of the iron-containing phases. The temperature coefficient of linear expansion decreases slightly, which reduces the likelihood of preservation of interference in friction pairs at elevated temperatures.
Содержание железа 0,3...0,7 мас.%The iron content of 0.3 ... 0.7 wt.%
Железо снижает температурный коэффициент линейного расширения, связывает медь в нерастворимые интерметаллидные фазы, что снижает эффект от легирования сплава медью.Iron reduces the temperature coefficient of linear expansion, binds copper into insoluble intermetallic phases, which reduces the effect of alloying the alloy with copper.
Содержание железа более 0,7 мас.% увеличивает количество грубодисперсных железосодержащих фаз, что способствует охрупчиванию сплава, увеличивает коэффициент трения, снижает показатели конструктивной прочности сплава.The iron content of more than 0.7 wt.% Increases the number of coarse iron-containing phases, which contributes to the embrittlement of the alloy, increases the friction coefficient, reduces the structural strength of the alloy.
Содержание железа менее 0,3 мас.% не оказывает влияние на триботехнические параметры и температурный коэффициент линейного расширения.An iron content of less than 0.3 wt.% Does not affect the tribological parameters and temperature coefficient of linear expansion.
Для проверки заявленного технического решения были приготовлены несколько вариантов сплавов с различными соотношениями компонентов. В табл.1 представлены три варианта сплава, имеющие средние и граничные значения из предложенных соотношений. Предложенные варианты сплавов и сплав по прототипу были подвергнуты сравнительным испытаниям.To verify the claimed technical solution, several variants of alloys with different ratios of components were prepared. Table 1 presents three alloy variants having average and boundary values from the proposed ratios. The proposed alloys and the prototype alloy were subjected to comparative tests.
Испытания проводили на отлитых в металлический кокиль и механически обработанных образцах. Механические и триботехнические свойства предложенного сплава в сопоставлении с прототипом приведены в табл.2. Механические свойства (предел текучести, временное сопротивление разрушению, относительное удлинение) определяли на стандартной машине 2167Р-50 (ГОСТ 7855-84) в соответствии с требованиями ГОСТ 1497-84. Триботехнические испытания проводили на машине трения 2070 СМТ-1 на образцах "диск-колодка" (диск-сталь 45, закалка и низкий отпуск). Перед испытаниями проводилась приработка пар образцов в условиях картерной смазки до полной притирки поверхности колодки к диску.The tests were carried out on molded in a metal mold and machined samples. The mechanical and tribological properties of the proposed alloy in comparison with the prototype are given in table.2. Mechanical properties (yield strength, temporary fracture resistance, elongation) were determined on a standard machine 2167P-50 (GOST 7855-84) in accordance with the requirements of GOST 1497-84. Tribotechnical tests were performed on a friction machine 2070 SMT-1 on disk-block samples (disk-steel 45, quenching and low tempering). Before the tests, run-in of pairs of samples was carried out under conditions of crankcase lubrication until the surface of the block was completely ground to the disk.
Интенсивность изнашивания определяли при скорости скольжения 3,65 м/с, нагрузке 1000 Н, в условиях ограниченной (фитильной) смазки на базе 100 ч непрерывной работы. Испытания на задиростойкость проводили при скорости скольжения 0,1 м/с после однократного смазывания консистентной смазкой. В процессе испытания нагрузка на пару трения повышалась ступенчато. Выдержка под нагрузкой осуществлялась до стабилизации коэффициента трения.The wear rate was determined at a sliding speed of 3.65 m / s, a load of 1000 N, under conditions of limited (wick) lubrication based on 100 hours of continuous operation. Scoring tests were carried out at a sliding speed of 0.1 m / s after a single lubrication with grease. During the test, the load on the friction pair increased stepwise. Exposure under load was carried out until the coefficient of friction was stabilized.
Результаты испытаний, приведенные в табл.2, свидетельствуют, что предлагаемый сплав по сравнению с прототипом обладает лучшим комплексом характеристик конструктивной прочности в сочетании с триботехническими параметрами. Твердость больше на 25...225 МПа, временное сопротивление разрушению выше на 4...29 МПа, температурный коэффициент линейного расширения в 1,16...1,27 раза меньше по сравнению с прототипом. Интенсивность изнашивания предлагаемого сплава в 1,11 раза, а коэффициент трения в 1,5 раза меньше, чем у сплава-прототипа, что в совокупности позволяет считать данное техническое решение соответствующим критерию "промышленная применимость".The test results shown in table 2, indicate that the proposed alloy in comparison with the prototype has the best range of structural strength characteristics in combination with tribological parameters. Hardness is higher by 25 ... 225 MPa, temporary fracture resistance is higher by 4 ... 29 MPa, the temperature coefficient of linear expansion is 1.16 ... 1.27 times less compared to the prototype. The wear rate of the proposed alloy is 1.11 times, and the friction coefficient is 1.5 times less than that of the prototype alloy, which together allows us to consider this technical solution to meet the criterion of "industrial applicability".
Claims (1)
Priority Applications (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| RU2006116103/02A RU2329321C2 (en) | 2006-05-10 | 2006-05-10 | Antifriction alloy on aluminium base |
Applications Claiming Priority (1)
| Application Number | Priority Date | Filing Date | Title |
|---|---|---|---|
| RU2006116103/02A RU2329321C2 (en) | 2006-05-10 | 2006-05-10 | Antifriction alloy on aluminium base |
Publications (2)
| Publication Number | Publication Date |
|---|---|
| RU2006116103A RU2006116103A (en) | 2007-11-27 |
| RU2329321C2 true RU2329321C2 (en) | 2008-07-20 |
Family
ID=38959886
Family Applications (1)
| Application Number | Title | Priority Date | Filing Date |
|---|---|---|---|
| RU2006116103/02A RU2329321C2 (en) | 2006-05-10 | 2006-05-10 | Antifriction alloy on aluminium base |
Country Status (1)
| Country | Link |
|---|---|
| RU (1) | RU2329321C2 (en) |
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| RU2571665C1 (en) * | 2014-08-25 | 2015-12-20 | Александр Евгеньевич Миронов | Cast antifriction alloy based on aluminium for monometallic journal bearings and method of its manufacturing |
| RU2606141C1 (en) * | 2013-07-22 | 2017-01-10 | Немак Линц Гмбх | High-fire resistance casting aluminium alloy and cast products for internal combustion engines, cast from said alloy |
| RU2639164C2 (en) * | 2016-05-23 | 2017-12-20 | федеральное государственное бюджетное образовательное учреждение высшего образования "Тольяттинский государственный университет" | Method of producing castings from iron aluminides |
| RU2643284C2 (en) * | 2016-04-29 | 2018-01-31 | Общество с ограниченной ответственностью "Антифрикционные сплавы" | Aluminium-based antifriction alloy |
-
2006
- 2006-05-10 RU RU2006116103/02A patent/RU2329321C2/en not_active IP Right Cessation
Cited By (4)
| Publication number | Priority date | Publication date | Assignee | Title |
|---|---|---|---|---|
| RU2606141C1 (en) * | 2013-07-22 | 2017-01-10 | Немак Линц Гмбх | High-fire resistance casting aluminium alloy and cast products for internal combustion engines, cast from said alloy |
| RU2571665C1 (en) * | 2014-08-25 | 2015-12-20 | Александр Евгеньевич Миронов | Cast antifriction alloy based on aluminium for monometallic journal bearings and method of its manufacturing |
| RU2643284C2 (en) * | 2016-04-29 | 2018-01-31 | Общество с ограниченной ответственностью "Антифрикционные сплавы" | Aluminium-based antifriction alloy |
| RU2639164C2 (en) * | 2016-05-23 | 2017-12-20 | федеральное государственное бюджетное образовательное учреждение высшего образования "Тольяттинский государственный университет" | Method of producing castings from iron aluminides |
Also Published As
| Publication number | Publication date |
|---|---|
| RU2006116103A (en) | 2007-11-27 |
Similar Documents
| Publication | Publication Date | Title |
|---|---|---|
| US10543571B2 (en) | Cu-added Ni—Cr—Fe-based alloy brazing material | |
| US5176740A (en) | Aluminum-alloy powder, sintered aluminum-alloy, and method for producing the sintered aluminum-alloy | |
| CN101705396B (en) | Aluminum-based bearing compound material and preparation method thereof | |
| RU2329321C2 (en) | Antifriction alloy on aluminium base | |
| US6706126B2 (en) | Aluminum alloy for sliding bearing and its production method | |
| JP2004256873A (en) | Aluminum alloy for casting having excellent high temperature strength | |
| JP2005187896A (en) | Heat resistant magnesium alloy casting | |
| EP1052299A1 (en) | High strength aluminum alloy for pressure casting and cast aluminum alloy comprising the same | |
| JP3784858B2 (en) | Method for producing aluminum wear-resistant sintered alloy | |
| RU2284364C2 (en) | Anti-friction alloy and method of manufacture of bimetal blanks for bearings from this alloy | |
| US6899844B2 (en) | Production method of aluminum alloy for sliding bearing | |
| JP2003293068A (en) | FREE-MACHINABLE HYPER-EUTECTIC Al-Si ALLOY | |
| KR100323300B1 (en) | Alluminium cast alloy having no ag for high strength and low cost and manufacturing method thereof | |
| RU2441091C2 (en) | Cast aluminium alloy-(sparingly-alloyed high-strength silumin) | |
| JPWO2016039380A1 (en) | Al alloy containing Cu and C and method for producing the same | |
| RU2226569C1 (en) | Aluminum-base casting antifriction alloy | |
| JPH06271966A (en) | Aluminum alloy material for casting | |
| CN101705402B (en) | Aluminum-based bearing alloy and preparation method thereof | |
| RU2643284C2 (en) | Aluminium-based antifriction alloy | |
| CN102644012A (en) | Preparation method of cocrystallized Al-Si alloy piston material | |
| JPH0353378B2 (en) | ||
| RU2577876C1 (en) | Bearing alloys based on aluminum and its manufacturing method | |
| JPH01294840A (en) | Wear-resistant aluminum alloy | |
| RU2365659C1 (en) | Bearing cast iron | |
| JPS61117244A (en) | Sliding aluminum alloy |
Legal Events
| Date | Code | Title | Description |
|---|---|---|---|
| QB4A | Licence on use of patent |
Effective date: 20101029 |
|
| MM4A | The patent is invalid due to non-payment of fees |
Effective date: 20170511 |