WO2007039340A1

WO2007039340A1 - Verfahren zur herstellung einer verschleissbeständigen aluminiumlegierung, nach dem verfahren erhaltene aluminiumlegierung und deren verwendung

Info

Publication number: WO2007039340A1
Application number: PCT/EP2006/065258
Authority: WO
Inventors: Mathias Woydt
Original assignee: BAM Bundesanstalt für Materialforschung und -prüfung
Priority date: 2005-09-30
Filing date: 2006-08-11
Publication date: 2007-04-12
Also published as: US20080219882A1; EP1943039B1; EP1943039A1; ATE516094T1; DE102005047037A1

Abstract

Die Erfindung betrifft ein Verfahren zur Herstellung einer verschleißbeständigen Aluminiumlegierung, eine nach dem Verfahren hergestellte Aluminiumlegierung und die Verwendung derselben. Das Verfahren umfasst die Schritte: (i) Bereitstellen einer Aluminiumlegierung der Zusammensetzung Fe: 3 - 10; X: 3 - 10; Y: 0 - 1,5; Z: 0 - 10; worin X für ein Element oder eine Elementkombination (a) V und Si; (b) Cr und Ti; (c) Ce; oder (d) Mn steht, jeweils mit der Maßgabe, dass der Anteil der einzelnen Elemente in den Elementkombinationen (a) und (b) mindestens 0,5 Gew.-% beträgt; Y für ein oder mehrere Kornfeinungselemente ausgewählt aus der Gruppe B, Ce, Sr, Sc, Mg, Nb, Mn und Zr steht, sofern diese nicht bereits als X vorhanden sind; Z für einen oder mehrere eine Warmfestigkeit erhöhende Zusätze ausgewählt aus der Gruppe keramische Fasern, Partikel und Platelets steht; und wobei sich die Angaben auf Gew.-% an der Legierung beziehen und Al sowie herstellungsbedingte Verunreinigungen den auf 100 Gew.-% verbleibenden Restanteil an der Legierung einnehmen, mit der Maßgabe, dass der Anteil von Al an der Legierung mindestens 80 Gew.-% beträgt; (ii) Schmelzen der Aluminiumlegierung, Auflösen und Homogenisieren der Legierungselemente bei Temperaturen von 650°C bis 1.000°C; und (iii) Gießen der Schmelze in eine Gussform bei einer Gießtemperatur, die in einem Bereich beginnend mit einer Schmelztemperatur der Legierung bis zu einer Temperatur von 150°C oberhalb der Schmelztemperatur liegt.

Description

Verfahren zur Herstellung einer verschleißbeständigen Aluminiumlegierung, nach dem Verfahren erhaltene Aluminiumlegierung und deren Verwendung

Technisches Gebiet

Die Erfindung betrifft ein Verfahren zur Herstellung einer verschleißbeständigen Aluminiumlegierung, nach dem Verfahren erhaltene Aluminiumlegierungen und deren Verwendung.

Hintergrund der Erfindung und Stand der Technik

Motorische Gleitpaarungen mit aus einer Aluminiumbasis-Legierung hergestellten Gleitelementen finden sich beispielsweise in einer Kolben-Kolbenring-Zylinderlaufbahn-Baugruppe oder Kurbelwellen-Lagerschalen-Baugruppe, insbesondere in Form von Kurbelwellenlagerschalen, Zylinderlaufbahnen, Kolbenringen, Kolben und Ventilführungen.

Die Gleitflächen der Gleitelemente können zusätzlich auch beschichtet oder thermo- chemisch behandelt sein. Seit den dreißiger Jahren des vergangenen Jahrhunderts sind Zylinderlaufbahnen aus eutektischen AISi-Legierungen („Silumin") mit groben Si- Primärkristallen bekannt und motorisch im Einsatz. Diese können bis zu 1 ,3 Gew.-% Eisen enthalten. Die Werkstoffmatrix dieser Konzepte baut auf Aluminium und Silizium auf. Zur funktionalen Ausgestaltung der Zylinderlaufbahnoberfläche kommt es im Wesentlichen darauf an, durch chemische oder mechanische Behandlungen der Laufbahnen die Aluminiummatrix um 0,5 - 2 μm zurückzusetzen, damit die harten Siliziumkristalle (Hv -12 - 14 GPa) den Traganteil ausbilden.

Den niedrigsten Systemverschleiß (Kolbenring und Zylinderlaufbahn) erzielen AISi- Laufbahnen gegen nitrierte Kolbenringe, die mit der Verschleißerwartung von hoch- gekohlten Grauguss-Zylinderlaufbahnen (3,3 - 3,8 Gew.-% C) identisch oder z.T. auch besser sein kann. Die Patentschrift US 6,030,577 offenbart AISi(17-35 Gew.-% Si) mit 3 - 5 Gew.-% Fe.

Insgesamt zeigte sich jedoch, dass diese bewährte Paarung aus AISi-Legierungen tribologisch nicht mehr den Belastungen neuer bzw. zukünftiger hochaufgeladener und/oder mit wasserstoffbetriebenen Motoren standhält. Dabei kristallisiert sich heraus, dass dies sowohl für AISiI 7- (Alusil) wie auch für AISi25-Legierungen („SILITEC") gilt. Weiterhin limitiert sind die AISi-Legierungen in der tribologischen Gutlast bzw. Fresslast hinsichtlich der tribologischen Hochdruckeigenschaften.

Das sehr gut gießbare Stoffsystem Al-Si-Mg, z.B. AI-9,0Si-0,5Mg (A359), zeichnet sich durch eine mit der Temperatur stark abfallende Festigkeit aus und durch folgende eutektische Gleichgewichte mit geringer Temperatur:

a. AI-Mg₂Si-Mg mit einer Schmelztemperatur von 555°C, b. AI-Mg₂Si-AI₃Mg₂ mit einer Schmelztemperatur von 451 °C oder c. AI₃₀^Mg_{69 1} o Mg + Mg₁₇AI₁₂ + Mg₂Si mit einer Schmelztemperatur von

437°C.

Ähnliche Phasengleichgewichte existieren auch im Stoffsystem Al-Cu-Zn.

Die Warmfestigkeit von AISi-Legierungen kann durch keramische Fasern, Partikel und/oder Platelets verbessert werden, wie z.B. AISiMg 30 Vol.-% SiCp (Lanxide Corp., AI-7,0Si-0,3Mg) oder A359-20 Vol.% SiCp (p=platelet) oder verstärkt durch Partikel aus Siliziumkarbid, wie DURALCAN F3S.20S, 20 Gew.-% SiC) oder AA6061+ 40 VoI.- % AI₂O₃ (AI-1%Mg+ 30 Gew.-% AI₂O₃ (PRIMEX™). Allerdings wird der Kolbenring- verschleiß durch die keramischen Phasen sehr negativ beeinflusst.

Für eine optimale Ausbildung der Verbrennung von H₂-betriebenen Motoren ist die hohe thermische Diffusivität des Aluminiums (K^RT -60-80 mm²/s) essentiell, wodurch sich Beschichtungen der Zylinderlaufbahn mit Ingenieurkeramiken, Cermets oder Hartmetallen, trotz erwiesener, besserer Verschleißbeständigkeit, ausschließen. Zum Vergleich: K^RT= 16,6 mm²/s eines lamellaren Graugusses mit 3,7 Gew.-% C.

Die Patentschrift US 4,948,558 offenbart ein Stoffsystem AIFeXY. Neben den intermetallischen Phasen kennzeichnen amorphe und kristalline Aluminiumphasen die Gefügemorphologie der rascherstarrten Al-Sonderlegierungen. Bisher werden diese warmfesten Sonderlegierungen, z. B. AI88,5 Fe8,5 V1 ,3 Sil , 7 oder AI84,5Fe7Cr6Ti2,5, technologisch aufwendig durch Schmelzverdüsung rasch erstarrt und anschließend konnpaktiert und stranggepresst oder pulvermetallurgisch dargestellt. Die Legierungen wurden bisher weder im Zusammenhang mit verschleißbeanspruchten Bauteilen erwähnt oder noch mit „klassischem" Gießen unter Schwerkrafteinfluss oder Druck in Formen oder Kokillen hergestellt. Die Patentschrift US 5,318,641 von ALCOA offenbart im Stoffsystem Al-Fe-Ce die Legierung (X8019) mit einer Zugfestigkeit bei RT von bis zu 1.600 MPa mit in einer teilamorphen Matrix ausgeschiedenen kristallinen Nanoteilchen. Das amorphe oder teilamorphe Gefüge rekristallisiert oberhalb von 300 - 450⁰C (AI90_J8Fe6,2Nb1 _J0Si2,0 (at.%), bei 450⁰C), wodurch die hohen Festigkeiten verloren gehen. Damit einher geht eine Komvergröberung. Durch Pulververdüsung, Schmelzspinnen oder Sprühkompak- tieren mit anschließendem Kompaktieren und/oder Strangpressen können wirtschaftlich in einer Großserie keine Zylinderlaufbahnen oder Motorblöcke gefertigt werden, insbesondere im Vergleich zu Wettbewerbslösungen, wie dem thermischen Spritzen oder Lasernitrieren von Grauguss.

Sämtliche ultra hochfesten Al-Sonderlegierungen mit 800 MPa < σ_Zug ^RT < 1.600 MPa werden entweder pulvermetallurgisch oder durch Pulververdüsung oder nach dem Schmelzspinnverfahren bzw. Sprühkompaktieren hergestellt. Sie besitzen einen hohen Volumenanteil an intermetallischen Phasen, die Dank der raschen Erstarrung als feine Dispersoide kleiner als 50-100 nm vorliegen.

Die Patentanmeldung US 2003/0185701 (K.L. Sahoo et al.) offenbart Gießparameter für das Stoffsystem Al-Fe-V-Si. Danach betragen die Gießtemperaturen 800-1.000⁰C, wobei in einer auf 350-500⁰C vorgewärmte Kokille abgegossen wird. Das Inokulum zur Komfeinung besteht aus <1 ,0 Gew.-% Mg/Ni. Ein Bezug zu tribologisch beanspruchten Oberflächen wird weder nachgelegt noch offenbart, noch die erfindungsgemäßen Gießtemperaturen.

Die Publikation von Sahoo et al., J. of. Materials Processing Technology 135 (2003) 253-257, präsentiert für eine AI-8, 3Fe-0, 8V-0, 9Si-Legierung die mechanischen Eigenschaften und Gefügemorphologien korngefeint mit 0,18 Gew.-% Mg, welche mit 1 K/s bis 14 K/s erstarrten.

Die nach US 2003/0185701 hergestellte AI-8,3Fe-0,8V-0,9Si-Legierungen erzielten mit und ohne Komfeinung durch 0,1-1 ,0 Gew.-% Mg Vickershärten zwischen 43-143, welche deutlich geringer als die der erfindungsgemäßen Legierungen.

Die chinesische Publikation von Z. -H. Chen et al., J. Cent. South Univ. Technol. Vol. 7, No. 4, Dec. 2000, stellt die Herstellung von Bauteilen aus einer AA8009-Legierung nach dem OSPREY-Verfahren dar. Ein Bezug zu tribologisch beanspruchten Oberflächen wird weder nachgelegt noch offenbart. - A -

Die Patentanmeldung US 2004/0156739 offenbart für Turbinenanwendungen Alumini- umlegierungen mit bis zu 20 Gew.-% Seltener Erden, welche mit Abkühlungsgeschwindigkeiten von 10-100 K/s gegossen wurden. Ein Bezug zu tribologisch beanspruchten Oberflächen wird weder nachgelegt noch offenbart.

Die Patentanmeldung US 2004/0261916 offenbart das dispersionverfestigende Stoffsystem Al-Ni-Mn, wobei die Legierungen bestehend aus 0,5-6,0 Gew.-% Ni und 1 ,0- 3,0 Gew.-% Mn mit bis zu 0,3 Gew.-% Zr und/oder Sc korngefeint sein können. Ein Bezug zu tribologisch beanspruchten Oberflächen wird weder nachgelegt noch offen- bart.

Die Patentanmeldung US 2004/0140019 offenbart das dispersionsverfestigende Stoffsystem Al+<11 Gew.-% (Mg, Li, Si, Ti, Zr), welches durch Tieftemperaturmahlen mit bis zu 0,3 Gew.-% Stickstoff angereichert wird. Daraus werden Rohre in US 2004/0255460 zur Führung von kryogene Medien gefertigt. Ein Bezug zu Gießtechnologien oder tribologisch beanspruchten Oberflächen wird weder nachgelegt noch offenbart.

Es besteht demnach anhaltender Bedarf nach einem Werkstoff, der die geschilderten Limitierungen des Standes der Technik überwindet.

Zusammenfassung der Erfindung

Ein erster Aspekt der Erfindung, der zur Lösung der gestellten Aufgabe beitrat, liegt in der Bereitstellung eines Verfahrens zur Herstellung einer verschleißbeständigen Aluminiumlegierung. Das erfindungsgemäße Verfahren umfasst die Schritte:

(i) Bereitstellen einer Alumimumlegierung der Zusammensetzung

Fe: 3 - 10;

X: 3 - 10;

Y: 0 - 1 ,5;

Z: 0 - 10; worin

X für ein Element oder eine Elementkombination

(a) V und Si;

(b) Cr und Ti;

(C) Ce; oder

(d) Mn steht, jeweils mit der Maßgabe, dass der Anteil der einzelnen Elemente in den Elementkombinationen (a) und (b) mindestens 0,5 Gew.-% beträgt; Y für ein oder mehrere Komfeinungselemente ausgewählt aus der Gruppe B, Ce, Sr, Sc, Mg, Nb, Mn und Zr steht, sofern diese nicht bereits als X vorhanden sind;

Z für einen oder mehrere eine Warmfestigkeit erhöhende Zusätze ausgewählt aus der Gruppe keramische Fasern, Partikel und Platelets steht; und wobei sich die Angaben auf Gew.-% an der Legierung beziehen und AI sowie herstellungsbedingte Verunreinigungen den auf 100 Gew.-% verbleibenden Restanteil an der Legierung einnehmen, mit der Maßgabe, dass der Anteil von

AI an der Legierung mindestens 80 Gew.-% beträgt; (ii) Schmelzen der Aluminiumlegierung, Auflösen und Homogenisieren der

Legierungselemente bei Temperaturen von 650⁰C bis 1.000⁰C; und (iii) Gießen der Schmelze in eine Gussform bei einer Gießtemperatur, die in einem Bereich beginnend mit einer Schmelztemperatur der Legierung bis zu einer

Temperatur von 150°C oberhalb der Schmelztemperatur liegt.

Der vorliegende Erfindungsgegenstand verbessert die Verschleißbeständigkeit, die tribologische Tragfähigkeit und die Warmfestigkeit von Aluminiumbasis-Legierungen. Ursache hierfür mögen im Gefüge ausgeschiedene intermetallische Phasen sein, wie z.B. AIFe₃, AI₃Fe (H_v ~ 9,8 GPa, Θ), AI₅Fe₂ (η, Hy- 10,5 GPa), AI₆Fe, AI₁₃Fe₄, AI₅Fe₂ (η, Hv- 10,5 GPa), AI₃(Ti, Cr), AI₃Ti, AI₄(Cr, Fe), AI₁₀(Cr, Fe), AISi₂ oder AI₈Fe₂Si, welche Mikrohärten von 4.000-8.000 MPa aufweisen.

In der erfindungsgemäßen Metallurgie bilden sich keine eutektischen Schmelzgleichgewichte mit Liquidustemperaturen unterhalb von 600 - 620°C aus. Vorzugsweise sollte deshalb der Siliziumgehalt nicht 2,0 Gew.-%, noch bevorzugter nicht 1 ,0 Gew.- % Si überschreiten. Die intermetallischen Phasen bilden sich aus eutektischen (α-AI o AI₃Fe) und peritektischen Phasengleichgewichten.

Die erfindungsgemäßen Legierungen unterscheiden sich morphologisch vor allem in der Ausbildungsform der Dendriten aus intermetallischen Phasen von den in bekannten AISi-Legierungen ausgeschiedenen Siliziumkristallen. Die Siliziumkristalle liegen in Aluminiumlegierungen als individuelle Einzelkristalle vor, während ein dendritisches Netzwerk eine hervorragende Einbindung in die Matrix ermöglicht zur Aufnahme für Schubspannungen aus der tribologischen Beanspruchung. Die erfindungsgemäßen Legierungen lassen sich eindeutig über ihr Herstellungsverfahren charakterisieren. Eine besondere Aufgabe der vorliegenden Erfindung liegt auch darin, die im festen Zustand im Aluminium nicht oder kaum löslichen Legierungselemente, wie z.B. Fe, Ti, Cr, Mo oder V, auch mittels einfacher Gusstechnologie als homogene, seigerungsfreie Gefüge darzustellen. Dieses wird insbesondere durch die Komfeinung mit einem Element ausgewählt aus der Gruppe B, Ce, Sr, Sc, Mg, Nb, Mn und Zr sowie durch spezielle Gießtemperaturen erzielt.

Eine Werkzeugform im Sinne der Erfindung kann jede beliebige für die metallische Gusstechnik geeignete Form beinhalten. Zu Testzwecken können beispielsweise Graphitkokillen eingesetzt werden.

Anzumerken ist, dass eine Vorhersage der Bildung von intermetallischen Phasen oder Dendriten beim Gießen nicht möglich ist, deren Gegenwart jedoch gerade die tribologischen Werkstoffeigenschaften maßgeblich beeinflussen. Die fehlende Prognostizierbarkeit von intermetallischen Phasen, Morphologie und Zusammensetzung der einzelnen Anteile am Gefüge sowie die durch eutektische Phasenbildung entstehenden Probleme lassen rein theoretische Überlegungen zur Prognose geeigneter Werkstoffe ungeeignet erscheinen. Experimentell wurde nun belegt, dass sich durch Halten der Temperatur der Schmelze auf über 650 ⁰C ein Phasengleichgewicht über das gesamte Volumen des Werkstoffs in einem für gewerbliche Applikation sinnvollen Zeitraum einstellt.

Nach dem Schmelzen und Homogenisieren können vorzugsweise noch zwischen 0,5 Gew.-% bis 0,8 Gew.-% eines oder mehrerer der Elemente ausgewählt aus der Gruppe Bor, Ce, Sr, Sc, Mg, Nb, Mn oder Zr zur Komfeinung zulegiert werden. Die Komfeinung reduziert vorrangig die Größe der Dendriten der bei der Erstarrung ausgeschiedenen intermetallischen Phasen, führt aber auch zu einer Erhöhung der Keimanzahl/-dichte während der Primärkristallisation des Aluminiums.

Eine höhere Abkühlungsgeschwindigkeit von >100 K/s erzielt denselben Effekt, so dass die Komfeinung vorteilhafterweise bei größeren Wandstärken der Gussteile anzuwenden ist, um ein gleichmäßiges Gefügebild zu erhalten. Die noch relativ großen Dendriten sind für eine tribologische Gleitbeanspruchung und die für Anbindung der intermetallischen Phasen im Gefüge günstig, jedoch nicht für die Nachalimentierung der Erstarrungsfront mit Schmelze. Deshalb muss durch Kornfeinungselemente ein Optimum in deren Größe jeweils gesucht werden gegebenenfalls unter Zuhilfenahme des magnetischen Rührens. Die Ausbildung der Dendriten aus den intermetallischen Phasen kann auch durch magnetisches Rühren verhindert werden. Das magnetische Rühren verbessert dadurch auch die Alimentierung der Erstarrungsfront mit frischer Schmelze und hilft so die Vermeidung von Leerstellen (Poren).

Vorzugsweise liegt die Gießtemperatur im Schritt (iii) im Bereich von 1°C bis 80°C, insbesondere im Bereich von 10⁰C bis 50⁰C, oberhalb der Schmelztemperatur der Legierung. Die Gießtemperaturen liegen vorzugsweise unterhalb von 800 °C.

Nach einer weiteren bevorzugten Variante des Verfahrens wird eine Legierung mit 4-8 Gew.-% an Fe und/oder 3-5 Gew.-% an X bereitgestellt. Weiterhin ist bevorzugt, dass X für die Elementkombination (a) derart vorgegeben wird, dass ein Anteil von Si kleiner oder gleich 2 Gew.-%, insbesondere kleiner oder gleich 1 Gew.-% beträgt. Die genannten Maßnahmen führen zu Aluminiumlegierungen, mit besonders günstigem tribologischen Verhalten.

Vorzugsweise sind die Schritte (ii) und (iii) Teil eines metallurgischen Schmelzgießprozesses ausgewählt aus der Gruppe Sandguss, Druckguss, Strangguss, Dünnbandgießen, Schleuderguss und Kalttiegelverfahren. Die genannten Verfahren lassen sich besonders einfach im Zusammenspiel mit dem erfindungsgemäßen Verfahren realisieren. Das aus der Legierung bestehende Werkstück kann vorzugsweise durch Gesenkschmieden bearbeitet werden. Das Werkstück wird dabei völlig vom geschlossenen Werkzeug, dem Gesenk, umschlossen und die in das Gesenk eingebrachte Gravur bestimmt die Form des fertigen Formlings.

Schließlich ist bevorzugt, wenn die Temperatur der Gussform im Bereich von 450 °C bis 600 °C liegt. Hierdurch können Aluminiumlegierungen mit besonders günstigem tribologischen Verhalten hergestellt werden.

Ein zweiter Aspekt der Erfindung bezieht sich auf eine nach dem zuvor beschriebenen Verfahren hergestellte oder erhältliche Aluminiumlegierung.

Ein dritter Aspekt der Erfindung liegt in der Verwendung der zuvor genannten Aluminiumlegierung zur Herstellung von Gleitelementen in Kurbelwellenlagerschalen, ZyMn- derlaufbahnen, Kolbenringen, Kolben, Ventilführungen, Lagerbuchsen oder Lagerschalen. Nachfolgend wird die Erfindung anhand von Ausführungsbeispielen und den dazu gehörigen Zeichnungen näher erläutert. Es zeigen:

Fig. 1 bis 3 Probenquerschnitte durch AlFeVSi-Legierungen;

Fig. 4 und 5 geätzte und ungeätzte REM-Aufnahmen einer 88,5AI8,5Fe1 ,3V1 ,7Si-Legierung;

Fig. 6 einen Probenquerschnitt durch eine AlFeCrTi-Legierung;

Fig. 7 bis 9 REM-Aufnahmen der AlFeCrTi-Legierung;

Fig. 10 eine LOM-Aufnahme der AlFeCrTi-Legierung;

Fig. 11 eine LOM-Aufnahme einer rasch abgekühlten AlFeCrTi-Legierung mit Restschmelze;

Fig. 12 und 13 LOM-Aufnahmen einer AI84,4Fe7Cr6Ti2,5Mg0,1 -Legierung und

Fig. 14 bis 16 Versuchsergebnisse zum tribologischen Verhalten der Legierungen.

Die nachfolgenden Figuren 1 - 13 beschreiben die Herstellungsparameter mit den sich dann einstellenden und die Gefügemorphologien von erfindungsgemäßen Legierungen auf Basis von AIFeVSi und AIFeCrTi in Argonatmosphäre.

Ausführungsbeispiel 1 - AlFeVSi-Legierungen

Die Fig. 1 - 3 zeigen Probenquerschnitte von AlFeVSi-Legierungen, die unter verschiedenen Bedingungen gegossen wurde. Der 12mm-Probenquerschnitt aus Fig. 1 zeigt eine AI88,4Fe8,5V1 ,3Si 1 ,7ZrO, 1 -Legierung, die in eine auf 600⁰C vorgewärmte Graphitkokille bei einer Schmelztemperatur von 750⁰C gegossen wurde und der Zr als Komfeinungselement zugesetzt wurde. Dem Probenquerschnitt (14mm) aus Fig. 3 liegt eine AI88,5Fe8,5V1 ,3Si1 ,7-Legierung zu Grunde, die ohne Vorwärmung in eine Graphitkokille bei einer Schmelztemperatur von 700°C gegossen wurde. Fig. 2 zeigt die gleiche Legierung jedoch unter der Verfahrensvariante, dass die Schmelztemperatur 750°C betrug und die Graphitkokille auf 500°C erwärmt war. Letztere Legierung offeriert einen E-Modul bei Raumtemperatur (RT) von E^RT = 85,7 GPa und bei 500⁰C immer noch E^500°c = 65 GPa. Derartige Werte des E-Moduls sind also mit denen eines hochgekohlten, lamellaren Graugusses (-3,7 Gew.-% C, GL11) vergleichbar und deutlich größer als die von AISi-Legierungen. Es sei für beide beispielhaft vorgestellten, erfindungsgemäßen Al-Gusslegierungen darauf hingewiesen, dass die hohen E-Moduli ohne Zusatz von keramischen Fasern, Partikeln oder Platelets erzielt wurden. Allein durch den hohen E-Modul können die erfindungsgemäßen Legierungen Grauguss Werkstoff mechanisch substituieren, da zudem diese mit ansteigender Temperatur in ähnlicher Weise abnimmt, wie bei hochgekohltem Grauguss. Der Festigkeitsabfall der erfindungsgemäßen Legierungen wird zudem zu höheren Temperaturen verschoben.

Die Fig. 1 - 3 verdeutlichen, dass durch eine auf 500⁰C vorgewärmte Graphitkokille die gleichmäßige Ausbildung der Gefügestruktur der AI88,5Fe8,5V1 ,3Si1 ,7-Legierung über den Querschnitt erzielt wird, allerdings fördern diese Bedingungen den Wachstum großer Dendriten aus AI₃Fe (Kartei für Röntgenbeugung JCPDS NR.: 001- 1265) von mehreren Millimeter Länge. Erst die Komfeinung mit 0,1 Gew.-% Zr, eine auf 600°C vorgewärmte Graphitkokille in Verbindung mit einer Gießtemperatur von 750⁰C erzielt ein deutlich feineres Gefügebild, welches homogen über den Querschnitt ausgeprägt ist.

Neben der Ausscheidung von „primären" Dendriten aus AI₃Fe (001-1265) und AI₈oVi₂Fe₇,₅ (JCPDS Nr.: 040-1229) in der 88,5AI8,5Fe1,3V1 ,7Si-Legierung zeigen die REM-Aufnahmen der Fig. 4 (ungeätzt) und Fig. 5 (geätzt) das feine „perlitartige" Muster aus dem eutektischen Zerfall der Restschmelze, welches als AISi₂ (Aluminium- disilicid) besteht. Dieses bildet den Schlüssel für die Ausbildung der hohen Warm- festigkeit einer „klassisch" gegossenen AIFe-XY-Legierung ohne Verwendung der Verfahren zur Rascherstarrung.

Ausführungsbeispiel 2 - AlFeCrTi-Legierungen

Fig. 6 zeigt eine Gefügemorphologie einer bei 700°C gegossenen AI84,5Fe7Cr6Ti2,5- Legierung, wobei der Legierung keine Komfeinungselemente zugesetzt wurden und der Guss in eine nicht vorgeheizte Graphitkokille (0=14mm) erfolgte. Die Legierung aus AI84,5Fe7Cr6Ti2,5 verfügt über einen Elastizitätsmodul von E^RT = 104,1 GPa, welcher bei 500⁰C auf E^50trc = 83 GPa abfällt.

Das Legierungssystem AI84,4Fe7,0Cr6,0Ti2,5 scheidet auch ein dichtes, aber geschlossenes, primäres Dendritennetzwerk aus (siehe Fig. 6), welche mittels EDX als ein AI₄(Fe₁Cr) analysiert wurde. Außerdem offenbaren die REM-Aufnahmen (Fig. 7 (ungeätzt); Fig.8 (geätzt)) zusätzlich zu den AI₃Fe-Dendriten Ausscheidungen aus AI₄(V₁Fe). Innerhalb der lamellaren Drendriten findet man eine globulare Unterstruktur. Zusätzlich findet man im selben Gefüge weitere Ausscheidungen aus AI₃(Ti₁Cr) (Fig. 9; REM-Aufnahme, geätzt).

Wie auch bei der 88,5AI8,5Fe1 ,3V1 ,7Si-Legierung, zeigt die AlFeCrTi-Legierung ein feines, „perlitartiges" Muster aus dem eutektischen Zerfall der Restschmelze der AI84_J4Fe7,0Cr6,0Ti2_J5-Legierung (Fig. 10). Zum Vergleich zeigt Fig. 11 eine LOM- Aufnahme der lamellaren Dendriten aus intermetallischen Phasen in einer rasch abgekühlten AlFeCrTi-Legierung mit der Restschmelze.

Durch Verringerung der Differenz zwischen Gieß- und Kokillentemperatur auf 250K und durch Komfeinung mittels 0,1 Gew.-% Mg erscheint das Dendritennetzwerk in einer AI84,4Fe7,0Cr6,0Ti2,5Mg0,1 -Legierung etwas feiner (Fig. 12), was insbesondere durch deren Verzweigung bzw. Verästelung verursacht wird (Fig. 13). Die AI84,4Fe7_J0Cr6,0Ti2_J5Mg0_J1 -Legierung wurde bei 750⁰C in eine auf 500⁰C vorgeheizte Graphitkokille (14 mm) gegossen. Die 88,5AI8,5Fe1 ,3V1 ,7Si-Legierungen neigen eher zur Ausbildung von stemchenförmigen Kristallen im Vergleich zu der AI84,4Fe7,0Cr6,0Ti2,5Mg0,1 -Legierung mit einem Dendritennetzwerk.

Insgesamt hat es sich auch gezeigt, dass die erfindungsgemäßen AlFeXY-Legierun- gen vorteilhafterweise mit geringer Übertemperatur von max. 150K über der Schmelztemperatur der Legierung zu gießen sind.

Tribologisches Verhalten

Die außermotorischen Charakterisierung des tribologischen Verhaltens der erfindungsgemäßen AlFeXY-Legierungen erfolgte nach der BAM-Prüftechnik, welche die Literaturstelle „Woydt M. and N. Kelling, Characterization of the tribological behaviour of lubricants and materials for the tribosystem „piston ring/Cylinder Liner, in: ASTM STP 1404 „Bench testing of industrial fluid lubrication and wear properties used in machinery applications", June 2000, Seattle, ISBN 0-8031-2867-3, p. 153" detailliert beschreibt. Fig. 14 zeigt den Verschleißkoeffizienten (engl, wear coefficient or rate) von rotierenden Proben aus zwei AIFeXY und von verschiedenen Kolbenringen unter Misch/Grenzreibung in Erstbefüllungsleichtlaufölen SAE OW-30 (FUCHS „PCX") bzw. 5W-30 (Castrol „SLX") (F_N = 50 N; s = 24 km; T = 170 °C). Beide in Fig. 14 verwendeten AlFeXY-Legierungen wurden im Vakuum gegossen und die intermetallischen Phasen durch chemisches oder mechanisches (Honen) Freistellen nicht frei gelegt. Die tribologischen Funktionsflächen waren auf R_PK -0,43 μm beim AI88,4Fe8,5V1 ,3Si I JZrO₁ I und R_PK ~ 0,37 μm beim

AI84_J4Fe7,0Cr6_J0Ti2_J5Mg0_J 1 geläppt.

Die Fig. 14 gibt die erzielten Versuchsergebnisse in Form des Verschleißkoeffizienten des Grundkörpers (Kolbenring) getrennt vom Gegenkörper (rotierende Probe bzw. Zylinderlaufbahn) mit der zu der jeweiligen Paarung gehörenden Misch- /Grenzreibungszahl wieder. Die in Fig. 14 verwendeten Erstbefüllungsöle SAE 5W-30 und SAE OW-30 auf Basis von Kohlenwasserstoffen verfügen über eine Hochtempe- raturscherviskosität (High-Temperature-High-Shear-Viscosity (HTHS)) von 3,0 mPas. Der GG20HCN ist ein mit 3,66 Gew.-% Kohlenstoff hochgekohlter Grauguss mit lamellarem Graphit. Die Kolbenringbezeichnungen „MKP81A", „MKJet502 (WC/Cr₃C₂, „superpoliert")" und „CKS36" sind Markenbezeichnungen der Firma Federal Mogul Burscheid GmbH. „Nitriert" bedeutet in den Diagrammen eine „Standardnitrierung" durch die Firma Federal Mogul Burscheid GmbH. Die atmosphärisch, plasmagespritzte (APS) Ti_nO_2n-I- und Ti_n-2Cr₂θ_2n-i-Ringbeschichtungen stellen Experimentalbeschichtungen für Kolbenringe der Firma CIE Automotive (Tarabusi, Barrio Urquizu 58, ES-48140 Igorre) dar. Die AlFeXY-Legierungen AI84,4Fe7,0Cr6,0Ti2,5Mg0,1 und 88,4AI8,5Fe1,3V1 , 7SiZrO, 1 wurden im Vakuum bei 750°C in einer auf 600°C vorgewärmten Graphitkokille abgegossen.

In der BAM-Prüfanordnung gelten nitrierte Ringe gegen AISiI 7 (AISiI 7Cu4Mg, „Alusil" von Kolbenschmidt) oder AISi25Ni4 („Silitec" der PEAK Werkstoff GmbH) bis 25 N Normalkraft als verschleißarm bzw. befinden sich in der Verschleißtieflage, wobei sie oberhalb von ~ 25 N (ölabhängig!) in die Verschleißhochlage übergehen. Der nachfolgenden Tabelle sind die Misch-/Reibkoeffizienten von AISi-Legierungen (chemisch freigestellt) in der BAM-Prüfanordnung (T = 170 ⁰C; s = 24 km; v = 0,3 m/s) im Vergleich zum AI84,4Fe7Cr6Ti2,5Mg0,1 zu entnehmen.

* Erstbefüllungsöl, **Polypropylenglykolmonobutylether-Motorölformulierung der BAM.

Im Durchschnitt aus über 200 Versuchen mit hochgekohltem Grauguss GGL20HCN beträgt in der BAM-Prüfanordnung der mittlere Verschleißkoeffizient bei F_N= 50 N von GGL20HCN 4,8 10^~8 mπϊVNm. Die Verschleißbeständigkeit der mit 0,1 Gew.-% Mg korngefeinten AI84,4Fe7Cr6Ti2,5Mg0,1 -Legierung erzielt gegen den molybdänbasierten MKP81A-Kolbenring eine mit hochgekohltem Grauguss vergleichbare Verschleißbeständigkeit und Tragfähigkeit/Belastbarkeit.

Auffällig in der Tabelle sind die höheren Reibungszahlen mit dem Erstbefüllungsöl SAE 5W-30 unter Misch-/Grenzreibung der AlFeXY-Legierungen im Vergleich zum GGL20HCN.

Die relativ hohen Mischreibungszahlen können durch die Verwendung eines PoIy- alkylenglykoles (PAG46-4+2,6 Phopani, HTHS = 3,6 mPas) oder eines Polypropylen- glykolmonobutylethers (PPG32-2+2,6 Phopani; HTHS = 2,87 mPas) vermindert werden (siehe Fig. 15). Der im Erstbefüllungsöl SAE OW-30 („PCX") mit einer HTHS von 3,0 mPas enthaltene, metallfreie Reibungserniedriger wirkt beim AIFeCrTi nicht. Gegen einen nitrierten Kolbenring unterstreicht Fig. 15, dass die AI84,4Fe7,0Cr6,0Ti2,5Mg0,1 -Legierung laufbahnseitig, bei gleicher Normalkraft von F_N = 50 N, im Rahmen der Präzisionsgrenzen des Prüfverfahrens hinsichtlich des Verschleißkoeffizienten mit dem hochgekohlten Grauguss vergleichbar ist (s = 24 km; T = 170°C). Insbesondere im PPG32-2 ist der Gesamtverschleiß vom Kolbenring und Laufbahn mit denen von GG20HCN vergleichbar.

Bezogen nur auf den „nitrierten" Kolbenring zeigt Fig. 16, dass das AIFeVSi, jedoch insbesondere das AIFeCrTi, in den ölen FUCHS PCX OW-30 und dem Polyglykol PPG32-2+2,6 Phopani eine mit dem hochgekohlten Grauguss GGL20HCN vergleichbare Verschleißbeständigkeit aufweist (F_N = 50 N; s = 24 km; T = 170 ⁰C). In Fig. 16 ist noch der Verschleißkoeffizient eines Langzeitversuches (108 km) wiedergegeben, wodurch ein starkes, verschleißsenkendes Einlaufverhalten der AlFeCrTi-Legierung dokumentiert wird.

Kurbelwellen-Gleitlagerschalen aus „elektischer" AISiI 2CuNiMg (Karl Schmidt GmbH, KS 1275 (Werkstoffnummer 3210.9), heute Kolbenschmidt AG mit 11-13,5% Si, 0,5-1 ,3 Cu, 0,8-1 ,3 Mg, 0,5-1 ,3 Ni, -0,25 Zn, -0,1% Cr, Rest AI) fanden im Doppelstern-Flugmotor BMW 801 Anwendung (Ing. Buske, Die Abhängigkeit der Lagerbelastbarkeit von der Lagerbauform, Bericht über die Schmierstoff-Tagung, Teil 1 : Reibung und Verschleiß, Kälteverhalten, 11. /12. 12. 1941 , Berlin-Adlershof, S. 119- 148), wobei der Kurbelwellenzapfen aus einem "Nitrierstahl" mit HRC 58 bestand. Eine derartige Werkstofflösung ist in der Automobil- und Baumaschinenindustrie seitdem unüblich. Die heutigen Laufflächen der Gleitlagerschalen aus AISn14Cu8, AISn20, PbSn10Cu3, GZ-CuSn7ZnPb oder Bleibronzen sowie auch Gleitlackbeschichtungen erfordern in den Schmierstoffen Korrosionsschutzadditive für Bundmetalle, welche die ökotoxikologischen Eigenschaften deutlich verschlechtern. AISi- oder AlFeXY-Legierungen sind insgesamt weniger korrosionsgefährdet und ermöglichen einen Verzicht oder eine deutliche Senkung der Konzentration der Korrosionsschutzadditive. Bekannt im Stand der Technik ist noch eine AI96(Ni,Mn)- Legierung (Glyco-172) mit einer maximal zulässigen geometrischen Lagerpressung von 80 MPa, welche ermüdungs- und korrosionsbeständig ist, jedoch neigt sie unter Mangelschmierung zum adhäsiven Versagen, was durch die AlFeXY-Metallurgie unterdrückt wird.

Die tribologische Grenzbelastbarkeit von 100 MPa (geometrische Flächenpressung) der Gleitpaarung „AISi12CuNiMg/Nitrierstahl" im BMW801 -Doppelsternmotor bei einer öleintrittstemperatur von 99°C des vollsynthetischen Schmierstoffes „SS-1600" auf Basis eines Adipinesters und Ethylenöles ist bemerkenswert, da es mit einer kinematischen Viskosität ηiooc~ 6,2 mm²/s noch deutlich „dünner" war als heutige Leichtlauföle mit ηiooc~ 9-12 mitf/s.

Weiterhin vorteilhaft für ein AlFeXY-System ist, dass die Verschleißschutz- und Hochdruckadditive in Motor- und Getriebeölen, auch bedingt durch die Metallurgie der Prüfkörper in Tribometem, auf Eisen abgestimmt sind und nicht auf Silizium.

Ventilführungen erfordern eine hohe thermische Diffusivität, da sie die Wärme aus dem Ventilschaft in den Zylinderkopf ableiten, verbunden mit einer entsprechenden Verschleißbeständigkeit. Deshalb bestehen Ventilführungen bevorzugt aus Kupfer- basis-Legierungen, wie CuZn36Mn3AI2SiPb (≡ CuZn40AI2 nach DIN 17660 bzw. CW713R) mit λ_RT ~63 W/mK bzw. K^RT ~ 19,7 mm²/s. An den Oberflächen im unteren Teil der Führung des Auslassventils sind Temperaturen von 500⁰C nicht ungewöhnlich. Die erfindungsgemäßen Aluminiumlegierungen offerieren eine 3-4 mal höhere thermische Diffusivität verbunden mit der notwendigen Temperaturbeständigkeit ohne Schmelzgleichgewichte bis >600°C.

Aluminium-Kolbenwerkstoffe bestehen aus eutektischen AISi12CuXX-Legierungen oder übereutektischen AISiI 8CuXX-Legierungen mit ebenfalls bis zu 0,85 Gew.-% Eisen. Die thermischen Diffusivitäten liegen zwischen 55 mitf/s < K^RT < 61,7 mm²/s.

Claims

Patentansprüche

1. Verfahren zur Herstellung einer verschleißbeständigen Aluminiumlegierung, umfassend die Schritte: (i) Bereitstellen einer Aluminiumlegierung der Zusammensetzung

Fe: 3 - 10; X: 3 - 10; Y: 0 - 1 ,5; Z: 0 - 10; worin

X für ein Element oder eine Elementkombination

(a) V und Si;

(b) Cr und Ti;

(c) Ce; oder (d) Mn steht, jeweils mit der Maßgabe, dass der Anteil der einzelnen Elemente in den Elementkombinationen (a) und (b) mindestens 0,5 Gew.-% beträgt; Y für ein oder mehrere Kornfeinungselemente ausgewählt aus der Gruppe B, Ce, Sr, Sc, Mg, Nb, Mn und Zr steht, sofern diese nicht bereits als X vorhan- den sind;

Z für einen oder mehrere eine Warmfestigkeit erhöhende Zusätze ausgewählt aus der Gruppe keramische Fasern, Partikel und Platelets steht; und wobei sich die Angaben auf Gew.-% an der Legierung beziehen und AI sowie herstellungsbedingte Verunreinigungen den auf 100 Gew.-% verbleibenden

Restanteil an der Legierung einnehmen, mit der Maßgabe, dass der Anteil von AI an der Legierung mindestens 80 Gew.-% beträgt;

(ii) Schmelzen der Aluminiumlegierung, Auflösen und Homogenisieren der Legierungselemente bei Temperaturen von 650⁰C bis 1.000⁰C; und (iii) Gießen der Schmelze in eine Gussform bei einer Gießtemperatur, die in einem Bereich beginnend mit einer Schmelztemperatur der Legierung bis zu einer Temperatur von 150°C oberhalb der Schmelztemperatur liegt.

2. Verfahren nach Anspruch 1 , bei dem die Gießtemperatur im Schritt (iii) im Bereich von TC bis 80⁰C oberhalb der Schmelztemperatur der Legierung liegt.

3. Verfahren nach Anspruch 2, bei dem die Gießtemperatur im Schritt (iii) im Bereich von 10°C bis 50°C oberhalb der Schmelztemperatur der Legierung liegt.

4. Verfahren nach einem der vorhergehenden Ansprüche, bei dem eine Temperatur der Gussform im Bereich von 450⁰C bis 600⁰C liegt.

5. Verfahren nach einem der vorhergehenden Ansprüche, bei dem die Legierung 4 - 8 Gew.-% an Fe enthält.

6. Verfahren nach einem der vorhergehenden Ansprüche, bei dem die Legierung 3 - 5 Gew.-% an X enthält.

7. Verfahren nach einem der vorhergehenden Ansprüche, bei dem die Legierung 0,5 - 0,8 Gew.-% an Y enthält.

8. Verfahren nach einem der vorhergehenden Ansprüche, bei dem X für die Element- kombination (a) steht und ein Anteil von Si kleiner oder gleich 2 Gew.-% beträgt.

9. Verfahren nach Anspruch 1 , bei dem bei dem X für die Elementkombination (a) steht und ein Anteil von Si kleiner oder gleich 1 Gew.-% beträgt.

10. Verfahren nach einem der vorhergehenden Ansprüche, bei dem die Schritte (ii) und (iii) Teil eines metallurgischen Schmelzgießprozesses ausgewählt aus der Gruppe Sandguss, Druckguss, Strangguss, Dünnbandgießen, Schleuderguss und Kalttiegelverfahren sind.

11. Aluminiumlegierung hergestellt oder erhältlich nach einem Verfahren gemäß einem der Ansprüche 1 bis 10.

12. Verwendung der Aluminiumlegierung nach Anspruch 11 zur Herstellung von Gleitelementen in Kurbelwellenlagerschalen, Zylinderlaufbahnen, Kolbenringen, Kolben, Ventilführungen, Lagerbuchsen oder Lagerschalen.