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Die Erfindung betrifft eine Zwischenschicht auf Aluminiumbasis zur Steigerung der mechani- schen Eigenschaften von metallischen Werkstoffen unterschiedlicher Zusammensetzung sowie einen damit hergestellten Verbundwerkstoff und ein Verfahren zum Herstellen dieses Verbund- werkstoffes gemäss den Oberbegriffen der Ansprüche 1, 11 bzw. 20.
Verbundwerkstoffe, insbesondere Gleitlager, für sich schnell drehende Maschinenteile, z. B.
Motorwellen, sind im zunehmenden Masse auf der Basis von Schichtverbundwerkstoffen des Auf- baues Stützschale-Bindungsschicht-Lagerschale aufgebaut, besonders, wenn es sich bei der Lagerschale um eine Leichtmetallegierung handelt. Der Bindungsschicht kommt insbesondere dann eine wichtige Rolle zu, wenn die Leichtmetall-Lagerlegierung mechanisch weiche Komponen- ten, wie z. B. Zinn, Blei oder dgl. enthält.
Es ist üblich, für die Bindungsschicht technisch reines Reinaluminium, z. B. A199,5 zu verwen- den. Im Zuge der Entwicklung immer höher belastbarer Leichtmetall-Lagerlegierungen für die Verwendung in modernen Motoren und Maschinen wird die Aluminiumbindungsschicht immer mehr zum schwächsten Glied des Schichtverbundwerkstoffes. Beispielsweise hat das Reinaluminium mittlerweile bezüglich der dynamischen Festigkeit und der Warmfestigkeit entscheidende Nachteile gegenüber der neuen Generation an Leichtmetall-Lagerlegierungen.
Um hier Abhilfe zu schaffen, wurden bereits einige Lösungskonzepte entwickelt. So wird z. B. in der DE 40 37 746 A1 und der DE 43 12 537 A1 vorgeschlagen, aushärtbare Aluminium-Legierun- gen für die Bindungsschicht zu verwenden. Da jedoch der Herstellprozess der Schichtverbunde auch mehrere Wärmebehandlungen beinhaltet, befinden sich diese aushärtbaren Werkstoffe struk- turell auf dem Niveau höchster Festigkeit. Neben einer teilweise unzulässigen Beeinträchtigung der gewünschten Duktilität besteht die Gefahr der Überalterung und somit eine unerwünschte Senkung der Lebensdauer des fertigen Produktes unter der thermischen und dynamischen Belastung in der Lagerstelle.
Aus der JP 61-079023 A ist ein Verbundwerkstoff bekannt, welcher durch eine Stahlstütz- schicht, eine Zwischenschicht aus Aluminium beziehungsweise aus einer mit Kupfer und/oder Magnesium legierten Aluminiumlegierung, sowie einer Lagerschicht aus einer Aluminiumlegierung mit Zinn und zumindest einem Element aus der Gruppe Silizium, Mangan, Antimon, Titan, Zirkon, Nickel, Eisen, Niob, Vanadium, Molybdän, Kobalt, gebildet wird.
Aus der JP 62-224722 A ist ein Verbundwerkstoff bekannt, der durch eine Stahlstützschicht, eine Zwischenschicht aus einer mit Silizium, Nickel, Eisen, legierten Aluminiumlegierung oder Reinaluminium und eine Lagerschicht aus einer Aluminiumlegierung, welche mit zumindest einem Element einer Zirkon, Vanadium, Niob, Molybdän und Kobalt enthaltenden Elementgruppe sowie mit Zinn legiert ist, gebildet wird.
Ein gänzlich anderer Ansatz besteht in der Verwendung von galvanisch auf die Stützschale aufgebrachten Nickel, Kupfer oder derartiger Schichten unter gänzlichem Verzicht einer weiteren Bindungsschicht auf Aluminiumbasis Aufgrund der geringen metallurgischen Verwandtschaft zwischen den Leichtmetall-Lagerlegierungen einerseits und dem Nickel, Kupfer oder dgl. anderer- seits bleibt die Haftfestigkeit durch den Grad der erzielten Adhäsion und Verklammerung beschränkt, wohingegen bei Leichtmetall-Bindungsschicht/Leichtmetall-Lagerschicht-Paarungen, die adhäsiven Verbundkräfte in der Bindungsebene mittels Wärmebehandlung und Diffusion erzeugter, die Haftfestigkeit steigernder Schichten verbessert werden, die nahezu den Charakter metallurgischer Diffusions- und Reaktionszonen aufweisen.
Der Erfindung liegt die Aufgabe zugrunde, eine Zwischenschicht auf Aluminiumbasis für Verbundwerkstoffe so auszubilden, dass damit die Qualität des Verbundwerkstoffes, bspw. die mechanischen Eigenschaften, durch Abstimmung der einzelnen Schichten aufeinander verbessert werden kann.
Diese Aufgabe wird durch die Merkmale im Kennzeichenteil des Anspruches 1 gelöst. Vorteil- haft ist dabei, dass damit eine Zwischenschicht für einen Verbundwerkstoff aus einer AI-Legierung zur Verfügung gestellt werden kann, die kein ausgeprägtes Aushärtungsverhalten zeigt, wobei dieser Werkstoff andererseits aber durch die feindisperse Verteilung von A3M-Phasen eine hohe
Duktilität aufweist, und dass trotz des Abbaues von Verfestigungen aus dem Herstellungsprozess durch Wärmebehandlungen hohe mechanische Festigkeitswerte beibehalten werden können. Da- durch kann ein Produkt hergestellt werden, das gute thermische, statische und dynamische Festig- keiten aufweisen kann.
Diese Zwischenschicht ist insbesondere auch für Gleitlager geeignet, wobei
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die Laufschicht derartiger Gleitlager auch aus höherfesten, neuartigen Werkstoffen gebildet sein kann. Vorteilhaft ist dabei auch, dass diese Zwischenschicht, bzw. der dafür verwendete Werkstoff, eine hohe Rekristallisationstemperatur aufweisen kann, sodass in der Folge Wärmebehandlungen bzw. Verformungsprozesse bei erhöhten Temperaturen stattfinden können, ohne dass damit ein unerwünschter Härteabfall verbunden ist. Vorteilhaft ist weiters, dass durch die Möglichkeit der viel- fältigen Kombination von Einzelelementen, die im Kennzeichenteil des Anspruches 1 angegeben sind, Werkstoffkennwerte in bestimmten Grenzen frei einstellbar sind und dass damit auch die bei der Herstellung der Zwischenschicht entstehenden Kosten entsprechend gesteuert werden können.
Andererseits ist es damit aber auch möglich, bspw. durch das Zulegieren von radioaktiven Elementen bzw. Isotopen wie bspw. U235 gleichzeitig eine Möglichkeit geschaffen werden kann, für Testzwecke Tracer zuzulegieren, um das Verhalten des Werkstoffes auf diversen Prüfmaschinen besser nachverfolgen zu können.
In den Ansprüchen 2 bis 7 sind weitere vorteilhafte Ausführungsvarianten der erfindungsge- mässen Zwischenschicht angegeben. Mit Hilfe dieser Elemente, bzw. durch die Vielzahl der Kombi- nationsmöglichkeiten, ist es möglich, insbesondere bei Verwendung der Zwischenschicht als Bindungsschicht für ein Gleitlager, diese entsprechend den jeweiligen Erfordernissen auf einfache Weise anzupassen, insbesondere auf die Eigenschaften der von dem Gleitlager weiters umfassten Schichten. Die Effekte, die durch das Zulegieren, der in den Ansprüchen angegebenen Elemente erreichbar sind, können im Detail der Beschreibung entnommen werden.
Von Vorteil bei den Ausführungsvarianten gemäss den Ansprüchen 8 bis 10 ist, dass damit eine Zwischenschicht zur Verfügung gestellt werden kann, deren Härte so gross ist, um diese Zwischen- schicht auch mit höherfesten Werkstoffen wie bspw. neuartigen Lagerwerkstoffen zu kombinieren, bzw. den Herstellungsprozess für diese Zwischenschichten zu verkürzen, da damit Wärmebehand- lungen bei erhöhten Temperaturen möglich sind.
Die Aufgabe der Erfindung wird aber auch durch einen Verbundwerkstoff gemäss Anspruch 11 gelöst. Vorteilhaft ist dabei, dass es durch die Anordnung der Zwischenschicht möglich ist, Verbund- werkstoffe aus Schichten unterschiedlicher Zusammensetzung, bspw. für Gleitlager, so herzu- stellen, dass deren Standzeit aufgrund der verbesserten mechanischen Eigenschaften, bzw. der Qualität des Verbundwerkstoffes, verlängert werden kann. Es sind damit in der Folge die benötig- ten Wartungsintervalle verlängerbar, sodass in der Folge für den Fall der Ausführung des Verbund- werkstoffes als Gleitlager die damit abgestützten Wellen über einen langen Zeitraum betrieben werden können, ohne dass eine Beschädigung der Oberfläche dieser Wellen aufgrund von unbeab- sichtigten Reibungsschlüssen zu befürchten ist.
In den Ansprüchen 12 bis 19 sind vorteilhafte Ausführungsvarianten des erfindungsgemässen Verbundwerkstoffes angegeben, und können die einzelnen Vorteile der Beschreibung entnommen werden.
Die Aufgabe der Erfindung wird aber auch durch ein Verfahren zur Herstellung eines Verbund- werkstoffes gemäss Anspruch 20 gelöst. Es ist damit möglich, den Verbundwerkstoff so auszu- führen, dass dieser einerseits eine Oberfläche aufweist, die zur Lagerung von sich schnell drehen- den Wellen geeignet ist, und andererseits eine Schicht aufweist, mit deren Hilfe die auf den Ver- bundwerkstoff übertragenen Kräfte abgetragen werden können.
Durch die Ausführungsvariante des Verfahrens gemäss Anspruch 21 ist es auf vorteilhafte Weise möglich, die Qualität des Verbundes zu verbessern, da die Eigenschaften der Aluminium- basis mehreren Schichten innewohnend sind.
Vorteilhaft ist weiters ein Verfahren nach Anspruch 22, wonach es nach jedem Massiwer- formungsschritt möglich ist, unerwünschte aufgebaute Spannungen abzubauen.
Von Vorteil ist weiters ein Verfahren gemäss Anspruch 23, da es damit möglich ist, den Ver- bundwerkstoff mit einer Vielzahl an möglichen Verfahren herzustellen und in der Folge das jeweilige am besten geeignete Verfahren auf den gewünschten Verbundwerkstoff abgestellt wer- den kann.
Schliesslich ist auch ein Verfahren gemäss Anspruch 24 von Vorteil, mit dessen Hilfe es möglich ist, die Anzahl der einzelnen Verfahrensschritte beim Plattierverfahren und somit die Herstellungs- kosten bzw. den Zeitaufwand für die Herstellung gezielt zu steuern.
Zum besseren Verständnis wird die Erfindung anhand der Darstellungen in den nachfolgenden Zeichnungen näher erläutert.
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Es zeigen:
Fig. 1 die erfindungsgemässe Bindungsschicht als Haftvermittler in einem Gleitlager in stark vereinfachter Darstellung;
Fig. 2 ein Schliffbild der Zwischenschicht mit feindispers verteilten AI3Sc-Ausscheidungen;
Fig. 3 ein Schaubild für das Lagerstandsverhalten von Gleitlagern mit auf eine Stahllage aufplattierten Lauf- und Zwischenschichten aus unterschiedlichen AI-Legierungen bei sich über die Laufzeit ändernder Lagerbelastung.
Einführend sei festgehalten, dass in den unterschiedlich beschriebenen Ausführungsformen gleiche Teile mit gleichen Bezugszeichen bzw. gleichen Bauteilbezeichnungen versehen werden, wobei die in der gesamten Beschreibung enthaltenen Offenbarungen sinngemäss auf gleiche Teile mit gleichen Bezugszeichen bzw. gleichen Bauteilbezeichnungen übertragen werden können. Auch sind die in der Beschreibung gewählten Lageangaben, wie z. B. oben, unten, seitlich usw. auf die unmittelbar beschriebene sowie dargestellte Figur bezogen und sind bei einer Lageänderung sinngemäss auf die neue Lage zu übertragen. Weiters können auch Einzelmerkmale oder Merk- malskombinationen aus den gezeigten und beschriebenen unterschiedlichen Ausführungsbeispie- len für sich eigenständige, erfinderische oder erfindungsgemässe Lösungen darstellen.
Fig. 1 zeigt einen erfindungsgemässen Verbundwerkstoff 1, bspw. in Form eines Gleitlagers 2.
Obwohl im folgenden ausschliesslich auf die Ausführungsvariante Gleitlager 2 für die Verwendung dieses Verbundwerkstoffes 1 eingegangen wird, ist diese Verwendung des Verbundwerkstoffes 1 nicht beschränkend, sondern ist vielmehr eine Vielzahl unterschiedlichster Ausführungsvarianten und Verwendungszwecke des Verbundwerkstoffes 1 denkbar, beispielsweise unter Verzicht auf eine Stahlstützschale oder Ersatz der Stahlstützschale durch andere Werkstoffe, z. B. für die Her- stellung sog. Anlaufscheiben oder Anlaufringe sowie für bekannte Ausführungen radial und/oder axial belasteter Gleitlager 2.
Der Verbundwerkstoff 1, insbesondere das Gleitlager 2, umfasst überlicherweise eine erste Randschicht 3, im folgenden als Laufschicht 4 bezeichnet, eine Zwischenschicht 5 und eine zweite Randschicht 6, im folgenden als Stützschale 7 bezeichnet. Dieser gewählte Aufbau ist wiederum nicht bindend und können insbesondere mehrere Schichten gleicher und/oder unterschiedlicher Zusammensetzung zwischen der Laufschicht 4 und der Stützschale 7 angeordnet sein, wobei sich die Anordnung nach dem jeweiligen Verwendungszweck richten kann.
Die Härte der einzelnen Schichten des Verbundwerkstoffes 1 ist vorzugsweise unterschiedlich und nimmt insbesondere von der ersten Randschicht 3 in Richtung auf die dieser gegenüber angeordneten zweiten Randschicht 6 zu. Selbstverständlich ist jedoch auch die dazu konträre Anordnung von Schichten unterschiedlicher Härte möglich, bzw. können zwei oder mehrere Schichten eine gleiche mittlere Härte aufweisen. Im Falle der Ausbildung des Verbundwerkstoffes 1 als Gleitlager 2 erweist es sich jedoch als vorteilhaft, wenn die Laufschicht 4 die geringste Härte aufweist und die Stützschale 7 am härtesten ausgebildet ist.
Wie aus Fig. 1 zu ersehen ist, ist das Lagerelement als Halbschale ausgebildet. Selbstver- ständlich können aber auch Varianten mit Vollschalen aus dem erfindungsgemässen Verbund- werkstoff 1 gebildet werden, wie dies in Fig 1 mit strichlierten Linien dargestellt ist.
Lagerelement wie z.B. Gleitlager 2 dienen üblicherweise zur Abstützung von rotationsbeweg- lichen Teilen, z. B. Wellen für Maschinen, Motoren, etc. Da diese Wellen normalerweise mit hohen Umdrehungszahlen betrieben werden - mit Ausnahme der Anlauf- und der Abstellphase - ist es erforderlich, das Festreiben von Lager und Welle zu verhindern. Dazu ist es beispielsweise möglich, neben der Ausbildung der Laufschicht 4 als Aluminiumlegierung mit hohem Zinnanteil, in der Laufschicht 4 eine Nut 8 vorzusehen, die der Aufnahme und Zuführung eines geeigneten Schmierstoffes, beispielsweise Öl, dienen kann. Diese Nut 8 kann entweder als flächige Kerbe mit in Richtung einer Stirnfläche 9 sich vergrössernden Seitenwänden 10 ausgeführt sein und/oder aber auch als umlaufende Nut angebracht werden, wie dies in Fig. 1 mit Hilfe der stichpunktierten Linien dargestellt ist.
Selbstverständlich bestehen auch andere Möglichkeiten zur Zuführung von Schmier- stoffen wie z. B. durchgehende Bohrungen etc.
Die Nut 8 kann auch dazu dienen, Partikel, welche z. B. aus dem Abrieb der Laufschicht 4 stammen, aufzunehmen und ggf. mit dem Schmiermittel auszutragen. Möglich ist auch, dass zumindest eine der einer Oberfläche 11gegenüberliegenden Kanten der Laufschichte 4 gebrochen ist, wodurch z.B ein seitlicher Austrag von unerwünschten Feststoffpartikeln möglich ist.
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Die einzelnen Schichten des verbundwerkstoffes 1, insbesondere des Gleitlagers 2, sind be- wegungsfest durch z.B. Aufplattierung, Auswalzung, Verschweissung, Verklebung, Klammerung, etc. verbunden, um eine gesicherte Lastabtragung zu gewährleisten. Bei der Auswahl der Verbin- dungsmethode sind natürlich die hohen Belastungen, u. a. auch erhöhte Temperaturen, zu beach- ten.
Die Stützschale 7 kann üblicherweise aus einem metallischen Werkstoff wie bspw. Stahl oder dgl. gebildet werden, und soll einen Teil der auf die Laufschicht 4 von einer Welle übertragenen Kräfte aufnehmen.
Obwohl im folgenden nur ein dreischichtiger Aufbau des Gleitlagers 2 beschrieben wird, ist es selbstverständlich möglich, dieses Gleitlager 2 beispielsweise zweischichtig auszuführen. Diese Möglichkeit besteht insbesondere dann, wenn die Zwischenschicht 5 durch geeignete Wahl der Legierungselemente in ihrer Härte so ausgeführt wird, dass sie die auftretenden Kräfte übernehmen bzw. abtragen kann, oder wenn die Zwischenschicht 5 in ihren Eigenschaften so gewählt wird, dass sie die Aufgaben der Laufschicht mit übernehmen kann.
Die Zwischenschicht 5, welche insbesondere als Bindungsschicht zwischen den einzelnen daran angrenzenden Schichten, bspw. der Laufschicht 4 und der Stützschale 7, fungieren kann, besteht vorzugsweise aus einer Legierung auf Aluminiumbasis, wobei die Legierung einen Gehalt an Scandiumbeimengungen (Sc) von max. 10 Gew. -%, vorzugsweise 4 Gew.-% insbesondere zwischen 0,015 Gew.-% und 3,25 Gew.-%, aufweisen kann, und den Rest Aluminium (AI) mit den erschmelzungsbedingten Verunreinigung bildet. Sämtliche Angaben zur Zusammensetzung von Legierungen sind so zu verstehen, dass sich die jeweiligen Gewichtsanteile auf 100 Gew.-% Gesamtlegierung beziehen.
Als besonders vorteilhaft erweist es sich auch, wenn der Scandiumgehalt der Aluminium- legierung zwischen 0,015 Gew.-% und 2,5 Gew.-% bzw. zwischen 0,015 Gew.-% und 1,0 Gew.-% beträgt.
Neben Sc können weitere Elemente zur gezielten Einstellung bzw. Verbesserung der Eigen- schaften der Zwischenschicht 5 der Aluminiumlegierung zulegiert werden. So ist es bspw. möglich, Sc durch zumindest ein Element aus der Gruppe Yttrium (Y), Hafnium (Hf), Niob (Nb), Tantal (Ta) und Lanthan (La) zumindest teilweise zu ersetzen, bzw. kann Sc zumindest teilweise durch zumin- dest ein Element aus der Gruppe der Lanthanoide, also beispielsweise durch Cer (Ce), Praseodym (Pr), Neodym (Nd), Promethium (Pm), Samarium (Sm), Europium (Eu), Gadolinium (Gd), Terbium (Tb), Dysprosium (Dy), Holmium (Ho), Erbium (Er). Thulium (Tm), Ytterbium (Yb) bzw. Lutetium (Lu) ersetzt werden.
Andererseits ist es aber auch möglich, dass das Sc zumindest teilweise durch zumindest ein Element aus der Gruppe der Actinoide, wie bspw. durch Thorium (Th), Protactinium (Pa), Uran (U) oder dgl., ersetzt werden kann.
Zusätzlich kann die Aluminiumlegierung noch weitere Elemente zur Strukturveränderung bzw. zur Veränderung der Eigenschaften enthalten. So ist es beispielsweise möglich, zumindest ein Element aus der Gruppe Lithium (Li), Zink (Zn), Silicium (Si) oder Magnesium (Mg) in einem Ausmass von in Summe max. 12 Gew. -%, vorzugsweise max. 6,5 Gew.-%, insbesondere max.
4,2 Gew.-%, zuzulegieren. Weiters kann die Aluminiumlegierung der Zwischenschicht 5 zusätzlich zumindest ein Element der Gruppe Mangan (Mn), Kupfer (Cu), Beryllium (Be), Kalzium (Ca), Zirkon (Zr), Molybdän (Mo), Wolfram (W) oder Silber (Ag) in einem Ausmass von in Summe max.
10 Gew.-%, vorzugsweise max. 5 Gew.-%, insbesondere max. 1,5 Gew.-%, enthalten. Es ist weiters möglich, der Legierung zusätzlich zumindest ein Element aus der Gruppe Titan (Ti), Vandium (V), Chrom (Cr), Eisen (Fe), Kobalt (Co) oder Nickel (Ni) in einem Ausmass von in Summe max. 10 Gew.-%, vorzugsweise max. 4 Gew. -%, insbesondere 1,5 Gew. -%, zuzusetzen. Weiters ist es möglich, dass die Legierung zusätzlich zumindest ein Element aus der Gruppe Palladium (Pd), Gold (Au), Platin (Pt), Indium (In), Germanium (Ge), Zinn (Sn), Blei (Pb), Antimon (Sb), Wismut (Bi), Tellur (Te) in einem Ausmass von in Summe max. 10 Gew.-%, vorzugsweise max.
6,5 Gew.-%, enthalten kann.
Mit Hilfe der genannten zusätzlichen Legierungselemente ist es möglich, die Eigenschaften der Aluminiumlegierung auf den jeweiligen Verwendungszweck speziell anzupassen.
Das Zulegieren von Sc zu AI-Legierungen ist schon seit längerem bekannt. So sind z.B. aus dem Stand der Technik Strukturwerkstoffe auf Aluminiumbasis bekannt, vor allem für die Raum- fahrt und die Flugzeugindustrie, die Scandiumbeimengungen enthalten. Diese Legierungen weisen
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nicht nur ein geringes Gewicht auf, sondern zeigen zudem die Eigenschaft der Superplastizität, welche vor allem auf ein stark entartetes Rekristallisationsverhalten zurückgeführt wird.
Beispielsweise sind aus der US 5,226,983 A, der EP 0 158 769 B1 und der US 4,816,087 A Aluminium-Lithium-Legierungen bekannt, die einen mehr oder weniger hohen Anteil an Scandium- beimengungen aufweisen. Die Möglichkeit der Verwendung dieser Legierungen als Strukturwerk- stoff wird vor allem auf Ausscheidungen von Trialuminiden, z. B. AI3Li, AI3Zr oder aber AI3Sc zurückgeführt. Derartige Al3Sc-Ausscheidungen werden auch in den beiden US-Patenten US 4,874,440 A und US 5,055,257 A beschrieben. Darin wird ausserdem die Möglichkeit diskutiert, das Scandium teilweise bzw. vollständig durch ein Element aus der Gruppe der Lanthaniden zu ersetzen, wobei es für die gewünschten Eigenschaften der Strukturwerkstoffe jedenfalls von besonderer Bedeutung ist, dass erwähnte Trialuminide in der Aluminiummatrix enthalten sind.
AI-Legierungen, die neben Sc auch Zr und eine Anzahl weiterer Elemente enthalten, sind aus der US 5,620,652 A bekannt. In dieser US-A wird eine Vielzahl von Verwendungsmöglichkeiten beschrieben, beispielsweise für Fitnessgeräte, Strukturwerkstoffe für die Flugzeugindustrie, die Autoindustrie, oder aber Anwendungen im marinen Sektor. Als vorteilhaft wird es dabei ange- sehen, dass durch die Verwendung dieser Legierungen in den besagten Anwendungsgebieten die zu bewegende Masse, also das Gewicht, bei Beibehaltung der mechanischen Festigkeit eine nicht unbeträchtliche Menge an Treibstoff eingespart werden kann.
Wie aus den voranstehenden Absätzen hervorgeht, lag bislang die Bedeutung dieser Legierun- gen vor allem auf dem Gebiet der Strukturwerkstoffe. Die Möglichkeit des Einsatzes derartiger Al-Sc-Legierungen für Verbundwerkstoffe 1, insbesondere Gleitlager 2, wurde bis jetzt jedoch nicht erkannt.
Durch die gezielte Suche nach neuen Möglichkeiten zur Verbesserung der Qualität von Ver- bundwerkstoffen 1, konnte vom Anmelder nunmehr überraschender Weise festgestellt werden, dass sich Al-Sc-Legierungen im besonderen Masse für Verbundwerkstoffe 1, insbesondere Gleitlager 2, eignen. Für Gleitlager 2 mit einem Aufbau Laufschicht 4/Zwischenschicht 5/Stützschale 7, ist es wichtig, dass die Zwischenschicht als Haftvermittler zwischen der Laufschicht 4 und der Stützschale 7 fungieren kann. Dazu sollte die Zwischenschicht 5 möglichst zumindest einen Teil der me- chanischen und/oder chemischen Eigenschaften der beiden anderen genannten Schichten in sich vereinigen, sodass ein mehr oder weniger kontinuierlicher Übergang der Eigenschaften zwischen den einzelnen Schichten stattfindet.
Als vorteilhaft hat es sich dabei erwiesen, dass durch das Zulegieren von Sc zu AI-Legierungen AI3Sc Ausscheidungen auftreten. Diese intermetallische Trialuminidphase kristallisiert mit einer kubisch primitiven Struktur (Raumgruppe Pm3m) und ist isotyp zum Cu3Au-Strukturtyp. Die Sc-Atome sind dabei an den Ecken der Einheitszelle situiert. Die AI-Atome nehmen die flächen- zentrierten Plätze, also bspw. 1/2 / 1/2 / 0, 1/2 / 0 / 1/2, etc. ein. Im metallischen Aluminium hingegen nehmen die Aluminiumatome wie bekannt die Positionen in einem kubisch flächen- zentrierten Gitter ein.
Aufgrund der geringen Differenz der Metallradien von Sc (162 pm, Koordina- tionszahl 12) und AI (143 pm, Koordinationszahl 12) (ev. kovalente Bindungsanteile werden ver- nachlässigt) kann man auch für die Trialuminide des Cu3Au-Typs zumindest annähernd eine hypothetische kubisch flächenzentrierte Struktur annehmen. Da zusätzlich die Gitterparameter von Aluminium (a = 0,4049 nm) und AI3Sc (a = 0,4105 nm) vergleichbar sind, kommt es zur Ausbildung sogenannter kohärenter Phasen, d. h. dass die Gitternetzlinien der Aluminiummatrix zwar gestört aber nicht durchbrochen werden. Dadurch erhalten diese Legierungen eine gute Verformbarkeit, begründet durch die immer vorhandenen Versetzungen, sowie die bei kubisch flächenzentrierten Kristallen vorhandenen Gleitrichtungen entlang der Oktaederflächen {111}.
Jede dieser Gleitebe- nen wiederum enthält drei gleichwertige Gleitrichtungen < 110 > , sodass das Abgleiten also auf 12 verschiedenen Gleitsystemen möglich ist.
Neben der guten Duktilität dieses Al-Sc-Werkstoffes ist es aber auch vorteilhaft, dass derartige AI-Legierungen kein ausgeprägtes Aushärtungsverhalten zeigen. Dadurch kann eine optimale Haft- festigkeit zwischen den einzelnen Schichten des Verbundwerkstoffes 1 erzielt werden. Die Härte der Zwischenschicht 5 kann aber zusätzlich durch weitere Legierungselemente, wie im folgenden noch näher beschrieben wird, verändert werden. Insbesondere kann die Härte dieser Zwischen- schicht 5 so eingestellt werden, dass deren Wert zwischen der Härte der Laufschicht 4 und der Stützschale 7 liegt.
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Ein weiterer Vorteil dieser Al-Sc-Legierungen ist, dass hohe mechanische Festigkeitskennwerte beibehalten werden, trotz des Abbaues von Verfestigungen aus dem Herstellungsprozess durch Wärmebehandlungen. Dadurch können entsprechende thermische, statische und dynamische Festigkeiten im Produkt erreicht werden. Für diese Eigenschaften sind zum Teil die bereits ange- sprochenen intermetallischen Trialuminide, also bspw. AI3Sc, verantwortlich.
Fig. 2 zeigt eine der möglichen Al-Sc-Legierungen mit der Zusammensetzung AI Mn 0,5 Sc 0,15. Aus diesem Schliffbild der Zwischenschicht 5 geht deutlich hervor, dass AI3Sc-Kristallite 12 feindispers als stabile, sphericale Ausscheidungen in der Aluminiummatrix vorliegen. Daneben sind noch, in ihren Dimensionen deutlich unterschiedliche, binäre AI-Mn-Ausscheidungen 13 zu sehen.
Diese feindisperse Gefügestruktur wird durch die Kohärenz der AI3Sc-Kristallite 12 zur Aluminium- matrix möglich. Verbunden damit kann die Beweglichkeit senkrecht auf die Gleitebenen und das Rekristallisationsverhalten durch erhöhte Rekristallisationstemperatur gesenkt werden. Ausserdem wird ein koaliszieren der Subkörner weitestgehend verhindert. Im Vergleich zu üblichen Kornver- feinerern, wie bspw. Ti, Zr, Mn, etc., können die Al-Sc-Dispersoide wegen ihrer besseren Löslich- keit eine grössere Volumenfraktion einnehmen.
Durch diese feine Verteilung der Al3Sc-Kristallite 12 ist es zudem möglich, dass beispielsweise auftretende Microrisse innerhalb der AI-Sc-Legierung sich an diesen AI3Sc-Kristalliten 12 "tot- laufen", und sind damit verbesserte mechanische Eigenschaften zu erreichen. Durch die hetero- gene Keimbildung, begründet durch die hohe Temperatur des AI-AI3Sc-Eutektikums, kann bspw. die Heissrissanfälligkeit gesenkt werden, und kann zudem die Schweissbarkeit derartiger Legierun- gen verbessert werden, sodass ein besserer Verbund der einzelnen Schichten des Verbundwerk- stoffes 1 möglich ist. Die grössere Volumenfraktion des Sc ist wichtig um die Rekristallisation zu verhindern und schützt vor der Vernichtung der Subkörner. Die hohe Kohärenz kann zudem die Bewegung der Korngrenzen verhindern, sodass ein feineres Komgefüge möglich ist.
Durch die Beimengung von Sc lassen sich Rekristallisationstemperaturen bis 600 C verwirk- lichen. Im Vergleich dazu weisen Aluminiumlegierungen mit Mangan (325 C), Chrom (325 C) oder Zirkon (400 C) bedeutend niedere Rekristallisationstemperaturen auf. Der Vorteil, der damit erreicht werden kann, ist die bessere Verarbeitbarkeit derartiger Legierungen, d. h. dass die Verar- beitung bei höheren Temperaturen stattfinden kann, ohne dass mit einer nennenswerten Verringe- rung der mechanischen Festigkeiten aufgrund der Rekristallisation zu rechnen ist.
Ursache für die Rekristallisation ist, dass beispielsweise ein kalt verformtes Metall, aiso beispielsweise ein durch Walzen verformtes Metall, unter einem Zwangszustand steht und versucht bei Wärmebeauf- schlagung des Metalls, beispielsweise wenn also Gleitlager in Motoren eingesetzt werden mit sich schnell drehenden Wellen, die Verformungsspannungen abzubauen und Gitterstörungen auszu- heilen. Damit verbunden wäre ein bedeutender Abfall der mechanischen Eigenschaften, beispiels- weise der Härte dieser Legierungen, und würde somit die Standzeit von beispielsweise Gleitlagern 2 bedeutend verkürzt, d. h. dass die Wartungsintervalle und somit auch die Wartungskosten um einen nicht unbedeutenden Faktor vergrössert werden.
Durch die thermische Stabilität der AI3Sc-Kristallite 12 kann auch die Überalterung derartiger Legierungen verbessert werden.
Die Korngrösse der AI3Sc-Knstallite 12 kann bei der erfindungsgemässen Zwischenschicht 5 im Bereich zwischen 0,005 \im und 5 )im, vorzugsweise zwischen 0,1 m und 1 m, liegen.
Die Dichte der Zwischenschicht 5, insbesondere der Al-Sc-Legierung, kann im Bereich zwischen 1,5 g/cm3 und 7 g/cm3 liegen und kann beispielsweise annähernd 3 g/cm3 betragen.
Wie bereits erwähnt, kann Sc zumindest teilweise durch eine Reihe anderer Metalle ersetzt werden. Dadurch ist es nicht nur möglich, die Kosten für die Herstellung der Zwischenschicht 5 zu steuern, sondern sind dadurch auch gezielt die Eigenschaften dieser Zwischenschicht 5 einstellbar.
Als Substitutionselemente für Sc kommen beispielsweise Elemente in Frage, die intermetal- lische Verbindungen mit Aluminium bilden können, ähnlich zu AI3Sc. Dadurch wird es wiederum möglich, diese intermetallischen Verbindungen aus der sogenannten "solid solution" in Aluminium auszuscheiden, und haben diese Ausscheidungen einen positiven Einfluss auf die Festigkeit der AI-Matrix.
Sc als 111 A-Element besitzt chemische Ähnlichkeiten zu Y, den Lanthanoiden und bestimmten Übergangselementen (Seltene Erden). So bilden beispielsweise Y, Dy, Ho, Er, Yb, Lu ähnlich zu
Scandium AI3M-Kristallite und sind diese Phasen z. T. isotyp zu besagtem Cu3Au-Typ. Zudem sind,
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wie in der US 4,874,440 A festgehalten ist, die Gitterparameter der kubisch primitiven Einheitszelle für diese Ausscheidungen annähernd von einer Grösse, die jenen von AI3Sc entspricht. Somit sind aber auch die Differenzen zum kubisch flächenzentrierten Gitter der AI-Matrix nicht signifikant aus- geprägt und können dadurch wiederum kohärente, in der Aluminiummatrix eingebettete Phasen entstehen.
Selbstverständlich ist es möglich, dass das Sc durch die genannten Elemente nicht voll- ständig ersetzt wird, sondern dass sich vielmehr Mischkristalle des Typs Al3M1-x M'x ausbilden.
Vergleicht man weiters die Elektronegativitätsdifferenz zwischen Aluminium und den vorab nicht genannten Lanthanoidelementen bzw. deren Metallradien, so ist es denkbar und möglich, das Sc durch diese Elemente zumindest teilweise zu ersetzen bzw. ist es möglich, dass sämtliche Metalle untereinander Mischkristallreihen bilden bspw. ternäre, quaternäre aber auch höhere.
Entsprechende Angaben dazu finden sich beispielsweise in dem Artikel "Explanatory Alloy Development in the System Al-Sc-X" (Ralph R. Sawtell and J. W. Morris, Jr.; Dispersion Strengthened Aluminum Alloys; Edited by Y. -W. Kim and W. M. Griffith ; TheMinerals, Metals & Materials Society, 1988, Seiten 409 bis 420)
Ebenso können sich auch Elemente aus der Gruppe der Actinoide verhalten.
Übergangselemente wie Hf, Nb, Ta, La sind zwar einerseits signifikant grösser als Sc, können aber andererseits ein ähnliches Verhalten wie Sc in Aluminiumlegierungen zeigen, welches auf elastische Effekte zurückgeführt werden kann.
Typischerweise kristallisieren Übergangselemente in anderen Strukturtypen als dem genann- ten Cu3Au-Typ, beispielsweise im kubischen Mg2Cu-Typ, einer Lavesphase, oder dem orthorhom- bischen AIDy-Typ. Denkbar sind jedoch auch hierbei wiederum Mischkristallbildungen, wobei durch die Zugabe von Übergangselementen die Eigenschaften verändert werden können und beispiels- weise die Festigkeit dadurch erhöht werden kann. Dabei können die Übergangselemente beinahe zur Gänze in den A3M-Phasen aufgenommen werden, und kann z.B. die Festigkeit von Al-Sc- Legierungen gesteigert werden.
Selbstverständlich ist es möglich, dass auch die Elemente der Lanthanoide in anderen Struktur- typen kristallisieren wie in beispielsweise dem angesprochenen AI3Dy-Typ, jedoch erscheint es für die Ausbildung kohärenter Phasen von entscheidender Bedeutung zu sein, dass die Gitterkonstante dieser A3M-Phasen zumindest annähernd den Wert der Gitterkonstante des kubisch flächen- zentrierten Aluminiums aufweist.
Neben den genannten Elementen können aber auch die Elemente Li und Zr Phasen des Typs A3M bilden, bzw. können diese auch temäre Mischkristalle des Typs Al3 (Li, Zr) in der Aluminium- matrix ausbilden. Lithium kann dabei dazu verwendet werden, dass ein signifikanter Anstieg der Dichte der Aluminiumlegierung vermieden wird. Zusätzlich ist es möglich, durch bewusste Lithium- zugabe das E-Modul der Al-Sc-Legierung zu verändern, insbesondere zu erhöhen.
Wie in dem Artikel "Influence of the particle size on recrystallization and grain growth in Al-Mg- X-alloys" (J. S. Vetrano, S. M. Bruemmer, L.M. Pawlowski, l.M. Robertson ; Materials Science and Engineering A 238 ; 101 ff) festgehalten ist, kann Zirkon Scandium in einem Ausmass von bis zu 50 Atom-% ersetzen. Dadurch können thermisch stabilere Ausscheidungen erreicht werden, wobei die Grösse dieser Kristallite weitestgehend unabhängig von der Homogenisierungstempe- ratur nach z. B. einem Guss ist und im Bereich zwischen 50 nm bis 150 nm liegen kann.
Derartige AI3(Zr, Sc) Ausscheidungen können die Rekristallisation fast bis zum Schmelzpunkt der Aluminium- legierung verhindern, sodass die Hochtemperaturbelastbarkeit derartiger Legierungen und damit in Folge auch des Verbundwerkstoffes 1 verbessert werden kann.
Durch die Zugabe von Zn ist es aber auch möglich, die Form von primär entstandenen Alu- miniden, bspw. Mn-, Fe-, Cr- Aluminide, etc. zu verändern, z. B. von der Nadelform in sphäricale Formen. Dadurch ist es möglich, derartige Legierungen auch bei höheren Temperaturen zu belasten, da Aluminide mit runden Formen weniger Rekristallisationskeime bilden als nadelige, und somit kann durch das Zusammenwirken von Sc und Zr das Rekristallisationsverhalten derartiger
Legierungen optimiert werden.
Neben den genannten Metallen können aber auch eine Reihe weiterer Elemente zugesetzt werden, wobei im folgenden abrissartig versucht werden soll, deren Einfluss auf die jeweiligen
Legierungen darzustellen.
Cu, Mg, Si und Zn werden von Aluminium in fester Lösung aufgenommen, wobei aluminium- reiche Mischkristalle entstehen können. Cu, bzw. Cu und Mg, bilden z. B. mit AI sogenannte
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ausnanDare kentiegierungen, weicne gut verrormDar und abwalzbar smd. Ou wirkt zudem matnx- verstärkend durch Mischkristallhärtung. Einzelheiten dazu können beispielsweise dem Tagungs- bericht "The effect of Scandium on the age-hardening behavior of an Al-Cu alloy" (The fourth international Conference on aluminum alloys; M. Nakayama, Y. Miura, 1994, S. 538 ff) entnommen werden. AI2Cu und AI3Sc Kristallite scheiden sich unabhängig voneinander aus, sodass es zu keiner heterogenen Keimbildung kommt Die Ausscheidung dieser Kristallite beginnt aber nahezu gleich- zeitig.
Es soll bereits an dieser Stelle festgehalten werden, dass die Ausscheidung der A3M-Phasen, insbesondere von AI3Sc, üblicherweise vor der Ausscheidung andersartiger Aluminide beginnt und somit diese Ausscheidungen beispielsweise einen Kristallkeim für letztgenannte Aluminide bilden können. Durch dieses frühzeitige Ausscheiden ist es aber auch möglich, Al3Sc-Kristallite 12 bzw. entsprechende Ausscheidungen feindispers in der Aluminiummatrix zu verteilen, insbesondere dann, wenn nach der ersten Keimbildung die A3M-Phasen nicht weiter wachsen sondern eine Viel- zahl einzelner Kristallkeime bilden.
AI3Sc-Kristallite 12 können bis zu einer Grösse von 10 nm wachsen und bleiben in der Folge fein und annähernd gleichmässig verteilt. Dadurch kann wie bereits erwähnt die Überalterung dieser Legierungen weitgehend vermieden (siehe z. B. "The ageing behavior and tensile properties of AI-Sc alloy"; The third International Conference on Aluminium Alloys; T. Tan, Z. Zheng, B. Wang, 1992, Seite 290 ff) und die thermische Stabilität erhöht werden. AI3Sc-Kristallite 12 wachsen üblicherweise nur bis 100 nm, wenn sie beim Lösungsglühen nicht aufgelöst werden.
Ein Mg-Zusatz alleine zu derartigen Legierungen führt normalerweise nicht zur Aushärtbarkeit.
Si und Mg können eine intermetallische Verbindung Mg2Si bilden, die ebenfalls temperatur- abhängig in der Aluminiummatrix löslich ist und zu aushärtbaren Legierungen führen kann Durch AI-Si-Mischkristalle kann die Festigkeit erhöht werden. Bei der Zugabe von Mg sollte jedoch darauf geachtet werden, dass der jeweilige Gewichtsanteil nicht zu gross ist und sich AI3Mg2 Phasen an den diversen Korngrenzen ausscheiden, wodurch interkristalline Korrosion hervorgerufen werden kann.
Cr kann durch die Ausscheidung von z.B. AL7Cr zur Kornverfeinerung wie auch Zr beitragen.
Cr ist in AI kaum löslich und durch die A17Cr Ausscheidung wird die Kriechbeständigkeit erhöht.
Dadurch kann die Härte und die Festigkeit derartiger Aluminiumlegierungen bei höherer Tempera- tur verbessert werden. Ausserdem kann durch AI7Cr Eisen gebunden werden, sodass eine Aus- scheidung von AI3Fe-Nadeln verhindert wird. Durch eine derartige Nadelbildung werden die mechanischen Eigenschaften von AI-Legierungen beeinflusst und kommt es unter Umständen zur Versprödung.
Fe kann jedoch in Verbindung mit Mn Aluminide bilden, die zur Verbesserung der Festigkeit bei höheren Temperaturen beitragen.
Co ist in AI ebenfalls unlöslich, kann aber durch die Ausscheidung von AlgCo2 die Kriechbe- ständigkeit erhöhen und zudem Fe binden.
Cu kann in starkem Masse die Zugfestigkeit des Aluminiums erhöhen. Höher kupferhaltige Legierungen können bspw. durch Abschrecken von annähernd 555 C aushärtbar sein.
Ni ist ebenso wie Co und Fe in AI unlöslich, kann aber durch Al3Ni-Ausscheidungen die Kriechbeständigkeit und die Festigkeit bei höheren Temperaturen wie beispielsweise Co erhöhen
Die Elemente Cr, Hf, Ti, V und Mn können ebenso wie Zr zur Kornverfeinerung, insbesondere zur Kontrolle der Kornstruktur, AI-Legierungen zugesetzt werden.
Mn-Zusätze wirken verfestigend und verbessern die Korrosionsbeständigkeit, bzw. kann damit auch die Rekristallisationstemperatur erhöht werden. Ausserdem kann wie bereits erwähnt speziell bei kleinen Fe-Gehalten die Ausbildung von langspiessigen, spröden AI3Fe-Nadeln verhindert wer- den, indem das Eisen von den günstiger geformten AI6Mn-Kristallen aufgenommen wird.
Mit den Elementen Sn, Sb, Pb und Bi, den sogenannten Weichphasenbildnem, können die
Eigenschaften der Zwischenschicht 5 jenen der Laufschicht 4 so angepasst werden, dass ein guter Verbund zwischen den einzelnen Schichten des Verbundwerkstoffes 1 erreicht werden kann, und dass insbesondere die Härte von der Laufschicht 4 in Richtung auf die Stützschale 7 zunimmt.
Mit Hilfe der Elemente Ag, Au, Pd und Pt kann die Aushärtbarkeit von AI-Legierungen verän- dert werden, bspw. können aushärtbare AI-Ag-Legierungen durch die Ausscheidung der Gleichge- wichtsphase AIAg2 hergestellt werden.
Die Elemente W, Ta, Re, Mo, Nb und Ca können weiters die plastischen Eigenschaften,
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insbesondere die Verformbarkeit, derartiger AI-Legierungen positiv beeinflussen.
Be kann, insbesondere in Mehrelementlegierungen, die Feinkörnigkeit der Ausscheidungen aus übersättigten festen Lösungsphasen verbessern.
Durch die Elemente In, Ge und Te können die Eigenschaften der Aluminiumlegierung für die Zwischenschicht 5 weiters dahingehend verändert werden, dass diese sowohl teilweise die Eigen- schaften der Laufschicht 4 als auch der Stützschale 7 umfassen.
Wie bereits erwähnt, kann der Verbundwerkstoff 1 die Laufschicht 4 umfassen. Als Werkstoffe für die Laufschicht 4 können sämtliche Materialien bzw. Legierungen verwendet werden, die zur Ausbildung der Laufschicht 4 für das Gleitlager 2 geeignet sind. Derartige Lagerwerkstoffe sollen z. B gute Gleiteigenschaften, eine gute Duktilität, eine Einbettfähigkeit für Fremdpartikel usw. aufweisen. Zudem sollten sie noch entsprechende Festigkeitseigenschaften besitzen.
Geeignete Werkstoffe für derartige Laufschichten 4 sind z.B. Aluminiumlegierungen mit einem entsprechenden Anteil an Weichphasenbildnern, z. B. Pb, Sn, Sb, Bi, etc. So ist es beispielsweise möglich, dass die Laufschicht 4 neben Aluminium auch Zinn als Hauplegierungselement enthält, wobei der Zinnanteil im Bereich zwischen 5 Gew. -% und 45 Gew. -%, vorzugsweise zwischen 14 Gew.-% und 40 Gew.-%, insbesondere zwischen 16 Gew.-% und 32 Gew.-%, liegen kann.
Neben Sn können aber auch eine Reihe weiterer Legierungselemente enthalten sein, wobei deren Gewichtsanteil in Summe höchstens 11 Gew. -% bezogen auf die Gesamtlegierung betragen kann. Bspw. kann zumindest ein Legierungselement aus einer Mn, Fe, Cr, Zr, Co und Zn enthaltenden Gruppe und zumindest ein Legierungselement aus einer Pb, Bi, Sb und In enthalten- den Gruppe zulegiert sein.
Die Laufschicht 4 kann aber auch aus einer Aluminiumlegierung mit zumindest 16 Gew. -% Zinn und aus in Summe höchstens 11Gew.-% anderen Elementen, wie Mg, Zn, Pb, Bi, Li, Sb, In, Fe, Cr, Mn, Cu oder dgl., gebildet sein.
Die letztgenannten Elemente können einzeln, d. h. sie müssen nicht zwingend in Kombination, in der Legierung vorhanden sein, allerdings mit der Beschränkung, dass jedenfalls ein Element aus der Gruppe Mg und Zn und ein Element aus der Gruppe Pb und Bi zulegiert sein muss.
Der Mengenanteil von Cu kann zwischen 0,65 Gew.-% und 1,80 Gew.-%, vorzugsweise zwischen 1,35 Gew. -% bis 1,45 Gew.-%, insbesondere 1,44 Gew. -%, der von Mn zwischen 0,25 Gew.-% und 0,75 Gew. -%, vorzugsweise zwischen 0,35 Gew.-% und 0,50 Gew.-%, insbe- sondere 0,47 Gew. -%, der von Fe zwischen 0,15 Gew. -% und 0,55 Gew. -%, vorzugsweise zwischen 0,18 Gew.-% und 0,28 Gew.-%, insbesondere 0,24 Gew. -% und der von Cr zwischen 0,05 Gew.-% und 0,18 Gew.-%, vorzugsweise zwischen 0,07 Gew.-% und 0,15 Gew-%, insbe- sondere 0,08 Gew.-% liegen. Den Rest auf 100 Gew.-% bildet AI mit den ihm eigenen, aus dem Abbaugebiet des Rohstoffes und dem Herstellungsprozess stammenden, Verunreinigungen.
Für die weitere Ausführung der Erfindung wird eine Legierung mit folgender Zusammensetzung verwendet, wobei die Zahlenangaben als Gewichtsprozent zu verstehen sind:
EMI9.1
<tb> Sn <SEP> 22,1 <SEP> Fe <SEP> 0,24
<tb>
<tb> Cu <SEP> 1,44 <SEP> Cr <SEP> 0,08
<tb>
<tb> Mn <SEP> 0,47 <SEP> Pb <SEP> 0,20
<tb>
<tb> Bi <SEP> 0,12 <SEP> Zn <SEP> 1,20
<tb>
<tb> Mg <SEP> 0,50 <SEP> AI <SEP> + <SEP> Verunreinigungen <SEP> Rest <SEP> auf <SEP> 100
<tb>
Diese Zusammensetzung stellt natürlich nur ein Beispiel von vielen Variationsmöglichkeiten dar, deren Aufzählung hier unmöglich ist. Dies bedeutet aber nicht, dass die Erfindung auf dieses Beispiel limitiert ist.
Charakteristisch für Legierungen dieser Art mit den angegebenen Grenzen an zuzulegierenden Elementen ist, dass es dabei nach dem Aufschmelzen der Bestandteile und dem anschliessenden Abkühlen zur Ausscheidung von sog. Hartteilchen kommt, die durch Verbindungsbildung, beispiels- weise Aluminidbildung, in dem Mehrkomponentensystem entstehen. Diese Hartteilchen über- nehmen dabei zum einen die Funktion der Härte der Legierung, zum anderen können sie bewirken, dass sich bei dem grossen Anteil an Zinn kein zusammenhängendes Zinnetz bildet, welches die Matrixstruktur und damit die Strukturfestigkeit empfindlich stören würde. Die Verfestigung der Aluminiummatrix ist jedoch stark von der Morphologie dieser intermetallischen Phasen abhängig.
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Da bei einer Sphärodisierungsglühung, wie sie z. B. zur Minimierung der Friktionswirkung von Alu- miniumlegierungen mit Siliziumhartteilchen verwendet wird, Ausscheidung und Zusammenlagerung des Zinns mit den damit verbundenen Nachteilen zu erwarten ist, werden der Legierung Elemente wie z. B. Antimon zugesetzt, um die Kerbwirkung der Hartpartikel zu verringern.
Durch die spezielle Elementkombination der Matrixlegierung, in der der Gehalt an wenig löslichen Aluminidbildnern auf ein Mindestmass reduziert ist, kann eine Matrixverstärkung durch Elemente erzielt wird, die in der Aluminiummatrix weniger eingeschränkt löslich sind. Durch die Elemente der Gruppe Pb, Bi, Sb und In kann die Grenzflächenspannung des Sn, durch die Elemente der Gruppe Mg, Zn, Li die des Aluminiums und damit insgesamt die Benetzbarkeit der Aluminiummatrix durch das Zinn so beeinflusst werden, dass sich bei der Erstarrung der Aluminium- matrix das Zinn nicht an den Korngrenzen der Matrix als zusammenhängendes Netz niederschla- gen kann.
Die Unterbrechung der Netzstruktur der Zinnphase führt somit zu einer Veränderung der Gefügestruktur und auf vorteilhafte Weise zu einer entsprechenden Steigerung der strukturellen Festigkeit der Legierung, und damit des Lagerelementes 1, sowie zu einer verbesserten Umform- barkeit.
In diesem Zusammenhang zeigt sich auch die vorteilhafte Verwendung von Al-Sc-Legierungen für derartige Verbundwerkstoffe 1, wobei es damit möglich ist auch für neue, höherfeste Lager- werkstoffe Zwischenschichten 5 zur Verfügung zu stellen, deren Eigenschaften auf die Eigen- schaften, beispielsweise die mechanischen Eigenschaften, der Laufschicht 4 bzw. der Stützschale 7 abgestimmt worden ist.
Die vorwiegend im Zinn bzw. vorwiegend im Aluminium löslichen Elemente sind zur Erzielung der angestrebten Wirkung in einer vom Zinn- bzw. Aluminiumgehalt abhängigen Menge zuzulegie- ren, die durch die maximale Löslichkeit der einzelnen Elemente bei eutektischer Temperatur bestimmt wird. Der Anteil des jeweiligen Elementes aus der neben Pb und Bi auch Sb und In ent- haltenden Elementengruppe soll zwischen 10 % und 75 % der maximalen Löslichkeit des jeweili- gen Elementes in dem gesamten Zinngehalt, der Gesamtanteil dieser Elementengruppe soll aber mindestens 50 % und höchstens 350 % der maximalen Löslichkeit des am wenigstens in Zinn löslichen Gruppenelementes betragen.
Der Anteil des jeweiligen Elementes aus der neben Mg und Zn auch Li enthaltenden Elementengruppe soll zwischen 6 % und 50 % der maximalen Löslichkeit des jeweiligen Elementes im gesamten Aluminiumgehalt liegen, der Gesamtanteil dieser Elementengruppe soll dabei aber mindestens 25 % und höchstens 150 % der maximalen Löslich- keit des am wenigsten im Aluminium löslichen Gruppenelementes ausmachen.
Die angegebenen oberen und unteren Grenzwerte für die auf den Zinn- bzw. Aluminiumgehalt bezogenen Anteile der Elemente stellen eine für die Unterbindung einer zusammenhängenden Netzstruktur des Zinns ausreichende Wirkung auf die Veränderung der Grenzflächenspannung dar, ohne eine nachteilige Wechselwirkung mit den Elementen der Matrixlegierung befürchten zu müssen. In diesem Zusammenhang ist allerdings zu beachten, dass ein Elementanteil über die maximale Löslichkeit hinaus im Rahmen der angegebenen Grenzen durchaus sinnvoll sein kann, weil diese Elemente ja bereits in der allmählich erstarrenden Schmelze zu wirken beginnen.
Um die Vorteile der genannten AI-Sc-Lagerlegierung gegenüber einem herkömmlichen Gleit- lagerwerkstoff deutlich zu machen, wird im folgenden em üblicher Gleitlagerwerkstoff mit 20 Gew.-% Zinn, 0,9 Gew.-% Kupfer, Rest Aluminium mit den üblichen Verunreinigungen einer Aluminiumlegierung oben genannter Zusammensetzung gegenübergestellt.
Dies soll jedoch nicht bedeuten, dass Gleitlagerwerkstoffe mit 20 Gew.-% Sn, 0,9 Gew.-% Cu, Rest AI nicht für die erfindungsgemässen Verbundwerkstoffe 1 verwendet werden können. Es soll damit nur verdeutlicht werden, dass AI-Sn-Lagerlegierungen mit sphäroidartigen Partikeln in der Sn-Weichmetallphase höhere Festigkeiten aufweisen können, wodurch auch der Vorteil der höher- festen Zwischenschicht 5 zum Ausdruck gebracht werden kann. Selbstverständlich können "min- derwertigere" Lagerwerkstoffe für die Laufschicht 4 gegebenenfalls verwendet werden, insbe- sondere dann, wenn die Anforderungen an die Laufschicht 4 nicht sehr hoch sind, sodass es z.B. aus Kostengründen günstiger ist, derartige Lagerwerkstoffe einzusetzen.
Die beiden zu untersuchenden Legierungen wurden unter übereinstimmenden Bedingungen im horizontalen Strangguss in Bandform vergossen, und zwar mit einer Breite von 100 mm und einer Höhe von 10 mm. Die Wärmeabfuhr während des Erstarrungsvorganges betrug in beiden Fällen zufolge der gewählten Abzugsverhältnisse zwischen 3,4 J/s bis 3,7 J/s. Da eine möglichst hohe
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Gesamtverformung ohne Unterbrechung durch ein Zwischenglühen bei Lagerwerkstoffen aus einer Aluminiumlegierung zu vorteilhaften mechanischen und tribologischen Eigenschaften führt, wurde die Verformbarkeit der beiden Legierungen untersucht. Zu diesem Zweck wurde der bekannte Gleitlagerwerkstoff einer Wärmebehandlung bei 350 C während einer Zeitspanne von 3 Stunden unterworfen.
Durch diese Glühbehandlung wird eine stärkere Globulitisierung der Zinnpartikel erzielt. Die erfindungsgemässe Legierung wurde ohne Wärmebehandlung bei einer Temperatur von 350 C über eine Zeitspanne von 3 und 19 Stunden untersucht. Für diese Untersuchungen wurde die Gusshaut bei den Proben sowohl der bekannten als auch der erfindungsgemässen Aluminiumle- gierung durch Fräsen entfernt Der Probenquerschnitt betrug danach jeweils 80 x 8 mm2 Mit diesen Proben wurden die ohne Zwischenglühen zulässigen Walzreduktionen bestimmt.
Beim bekannten Gleitlagerwerkstoff traten bereits bei einer Reduktion von knapp über 30 % erste makroskopische Risse auf. Bei einer Verformung bis auf 45 % führten diese rasch anwach- senden Risse zu einer Totalschädigung der Probe. Durch die nach jedem Stich durchgeführten Härtemessungen an der gewalzten Oberfläche konnte beobachtet werden, dass nach dem Erreichen einer maximalen Härte die Härte aufgrund einer Schädigung der Gefügestruktur von Stich zu Stich abnahm. Der erfindungsgemässe Werkstoff zeigte hingegen eine von Stich zu Stich zunehmende Härte.
Aus dem dargestellten Verhalten kann also auf eine erhebliche Verbesserung der strukturellen Eigenschaften, insbesondere der Festigkeit, geschlossen werden. Bei der thermisch überalterten Probe wurden erst bei einer Gesamtverformung von über 55 % makroskopische Risse erkennbar.
Solche Risse traten bei der thermisch unbehandelten Probe bei einer Gesamtverformung von über 60 % auf, und konnten bei der Probe mit einer Wärmebehandlung von 3 Stunden gar erst nach einer Gesamtverformung von über 70 % beobachtet werden. Im Gegensatz zum bekannten Gleit- lagerwerkstoff führten diese Risse ausserdem nicht zu einem Durchreissen der Proben.
Die Härte nach Vickers der Aluminiumlegierung konnte im Gusszustand nach dem Erkalten mit 42 HV2 in und quer zur Stranggussrichtung bestimmt werden. Nach dem Aufplattieren der Lauf- schicht 4 auf den Stahl der Stützschale 7 durch Walzen mit 45 % Stich und der Temperatur- behandlung bei 350 C für 3 Stunden, liess sich die Härte mit 52 HV2 in und quer zur Walzrichtung bestimmen. Die Härte der Aluminiumlegierung sollte auf jeden Fall nach dem Aufplattieren auf Stahl durch Walzen und einer Glühbehandlung bei 300 C bis 400 C für zwei bis fünf Stunden, vorzugsweise 350 C für drei Stunden in und quer zur Walzrichtung mindestens 20 % höher sein als quer zur Gussrichtung im Gusszustand. Die Härte sollte zudem einen Wert in und quer zur Walznchtung von 48 HV2 bis 68 HV2, vorzugsweise 50 HV2 bis 54 HV2, aufweisen.
Die Härte des Stahls sollte nach dem Aufplattieren der Laufschicht durch Walzen mit mindestens 40 % Stich in höchstens zwei Stichen oder mit mindestens 25 % Stich in höchstens einem Stich und anschliessender Glühbehandlung bei 300 C bis 400 C für zwei bis fünf Stunden, vorzugsweise 350 C für drei Stunden in und quer zur Walzrichtung mindestens 175 HV2 aufweisen.
Aus diesen Messungen ist also eindeutig zu schliessen, dass die erfindungsgemässe Aluminiumlegierung die vorteilhafte Eigenschaft der Verfestigung durch Umformen, insbesondere durch Walzen, besitzt und somit auch für den Einsatz in Hochleistungsmotoren geeignet ist Letzteres ist auch damit zu begründen, dass Legierungen auf Aluminiumbasis die der Erfindung entsprechen einen ausreichend hohen Gehalt an Weichphasen aufweisen, sodass insgesamt derartige Aluminium- matrixlegierungen tribologische Eigenschaften besitzen, die dem starken Wunsch nach immer längeren Wartungsintervallen Rechnung tragen. Der Gehalt an Weichphasen bewirkt dabei, dass Beschädigungen von Lager und Welle durch das infolge der langen Wartungsintervalle stark verschmutzte, mit Feststoffteilchen aus dem Abrieb beladene, Schmiermittel vermieden werden.
Eine vorteilhafte Eigenschaft dieser Aluminiumlegierung bzw. der daraus gebildeten Lager- werkstoffe ist aber auch deren Nachverfestigung z. B. in Motoren als Folge der Temperatur- belastung während des Betriebes, die bekanntlich durch das Schmiermittel nur beschränkt vermieden werden kann. Damit kann nachhaltig vermieden werden, dass die durch mehrmaligen Temperaturwechsel fein verteilten, nicht gebundenen Zinnpartikel zu grösseren Teilchen zusam- menfliessen - Zinn besitzt bekanntlich einen Schmelzpunkt von 232 C, eine Temperatur die durch laufende Wellen schnell erreicht wird - und ausgeschieden werden.
Hierbei zeigt sich wiederum die vorteilhafte Verwendung von Al-Sc-Legierungen mit deren guten mechanischen Eigenschaften, wobei sich dabei beispielsweise die mögliche Abstimmung
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der Härte der Zwischenschichte 5 auf die Härte der Laufschicht 4 in vorteilhafter Weise darstellt und derartige Al-Sc-Legierungen auch für höherfeste Lagerwerkstoffe verwendet werden können.
Erfindungsgemässe Verbundwerkstoffe 1 können nach beliebigen geeigneten Verfahren, welche bereits aus dem Stand der Technik bekannt sind, hergestellt werden. So ist es bspw. möglich, die Aluminiumlegierung für die Zwischenschicht 5 und/oder die Aluminiumlegierung für die Laufschicht 4 im Stranggussverfahren herzustellen, wobei Rohlinge vorbestimmbarer Dicke herge- stellt werden können. Um aus diesen Rohlingen die einzelnen Schichten für den Verbundwerkstoff 1 zu fertigen, können diese auf eine vorbestimmbare Dicke bspw. abgewalzt werden. Dieses Abwalzen kann in mehreren Schritten erfolgen, wobei pro Stich die Dicke des Rohlings um ca.
10 % bis 70 % verringert werden kann und wird dieses Verfahren vorzugsweise so lange durchge- führt, bis die erforderliche Wanddicke der Schichten erreicht ist.
Es ist aber auch möglich, insbesondere für die Herstellung des erfindungsgemässen Verbund- werkstoffes 1, den Abwalzvorgang so durchzuführen, dass zwei oder mehrere unterschiedliche und/oder gleiche Schichten übereinander gelegt werden, wobei durch das Abwalzen und Plattieren ein fester Verbund der einzelnen Schichten hergestellt werden kann. Beispielsweise kann die AI-Legierung für die Laufschicht 4 auf der Oberfläche 11mit der AI-Legierung für die Zwischen- schichte 5, also beispielsweise einer Al-Sc-Legierung und die der Oberfläche 11 gegenüber liegen- de Oberfläche der Laufschicht 4, beispielsweise mit einer Reinaluminiumfolie, abgedeckt werden.
Durch letztere soll verhindert werden, dass insbesondere beim anschliessenden Glühen des ent- standenen Schichtverbundes Weichphasen, die üblicherweise eine Schmelztemperatur aufweisen, die unter bzw. nahe der Glühtemperatur liegen kann, aus der Aluminiummatrix der Lagerlegierung austritt und somit verloren gehen würde. Um diesem Verbund die benötigte mechanische Festig- keit für die Verwendung in einem Gleitlager 2 zu geben, kann in einem anschliessenden Schritt die Stützschale 7, beispielsweise Stahl, über einen erneuten Walzvorgang auf dem Verbund ange- bracht und damit verbunden werden. Nach einer anschliessenden, erneuten Temperaturbehandlung des nunmehr beispielsweise dreischichtigen Verbundwerkstoffes 1 wird diesem beispielsweise in einem Pressgesenk die endgültige Form, wie die in Fig. 1 z. B. dargestellte Halbschale, verliehen.
Abschliessend kann die zur Vermeidung des Zinnaustritts verwendete Aluminiumschicht von der Laufschicht 4 entfernt werden, bspw. durch Ausbohren. Entsprechende abschliessende Fertigungs- schritte wie beispielsweise das Brechen der Kanten, das Ausbilden der Nut 8 etc. können danach erfolgen.
Es ist aber auch möglich, dass die AI-Basis-Legierung bzw. der Verbundwerkstoff nach jeder Gesamtverformung von mindestens 25 % und höchstens 91 % in einem oder mehreren Verformungsschritten bei einer Temperatur im Bereich zwischen 85 C bis 445 C, vorzugsweise zwischen 150 C und 400 C, getempert wird.
Weiters ist es möglich, dass durch ein Plattierverfahren in einem Walzwerk die Dicke des Verbundwerkstoffes bzw. der jeweiligen Zwischenprodukte pro Stich im Bereich zwischen 20 % und 75 %, vorzugsweise zwischen 25 % und 50 % verringert wird.
Neben der genannten Methode können aber auch eine Reihe weiterer Verfahren, wie bspw. das CVD-Verfahren (Chemical Vapour Deposition), diverse Vakuumbeschichtungstechniken bei- spielsweise Aufdampfen, Ionenplattieren, Kathodenzerstäuben (Sputtern), galvanische Techniken, stromlose Tauchverfahren, Sprühbeschichtungsverfahren, etc. verwendet werden. Zudem können diverse weitere Verarbeitungstechniken zur Endfertigung der Werkstoffe 1, wie beispielsweise Lasertechniken, verwendet werden.
Bei allen einsetzbaren Verfahren ist es möglich, die Stützschale 7 und/oder die Zwischen- schicht 5 und/oder die Laufschicht 4 als Ausgangswerkstoff für das Aufplattieren bzw. Beschichten zu wählen.
Es versteht sich von selbst, dass bestimmte gegebenenfalls notwendige Zwischenschritte, wie bspw. das Entfetten der Oberflächen, mit z. B. Lösungsmitteln erfolgen können.
Wie bereits erwähnt, können die einzelnen Schichten, insbesondere die Ai-Legierungen, während des Herstellungsprozesses, insbesondere nach einem Abwalzvorgang, zum Spannungs- abbau, welcher durch die Verformung begründet wird, einer Temperaturbehandlung unterzogen werden. So ist es beispielsweise möglich, die Zwischenschicht 5 einer Wärmebehandlung von 0,5 bis 48 Stunden bei einer Temperatur von 85 C bis 445 C zu unterziehen, wobei vorteilhafterweise der Wert der Härte der Zwischenschicht 5 nach dieser Wärmebehandlung nicht mehr als 35 %
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unter demjenigen Wert der Härte liegen kann, den die Zwischenschicht 5 vor der Massiwer- formung durch z.B. Walzen, Schmieden, Strangpressen oder dgl. aufgewiesen hat.
Der Wert der Harte für diese Zwischenschicht 5 kann bspw. nach einer Massiwerformung im Bereich zwischen 70 % und 80 % des vor der Wärmebehandlung gemessenen Härtewertes liegen, wobei eine Wärmebehandlung von 1 bis 24 Stunden bei einer Temperatur im Bereich zwischen 100 C und 350 C durchgeführt worden sein kann.
Die Dicke der einzelnen Schichten kann bspw. für die Laufschicht 4 im Bereich zwischen 0,3 mm bis 0,6 mm, vorzugsweise 0,4 mm bis 0,5 mm, für die Zwischenschicht 5 im Bereich zwischen 0,05 mm bis 0,2 mm, vorzugsweise 0,1 mm bis 0,18 mm, und für die Stützschale 7 im Bereich zwischen 0,8 mm und 1,8 mm, vorzugsweise zwischen 1,0 mm und 1,5 mm, liegen.
Selbstverständlich sind die einzelnen Dicken der Schichten nur beispielhaft zu verstehen, da sich insbesondere die Gesamtdicke des Verbundwerkstoffes 1 nach dem jeweiligen Verwendungs- zweck richten kann, sodass in der Folge auch die Dicken der einzelnen Schichten entsprechend angepasst werden können.
Die Härte der Laufschicht 4 kann beispielsweise nach dem Plattieren im Bereich zwischen 30,0 HV2 und 110 HV2, vorzugsweise zwischen 45,0 HV2 und 85 HV2 und nach der Wärme- behandlung im Bereich zwischen 25,0 HV2 und 85,0 HV2, vorzugsweise zwischen 40,0 HV2 und 75,0 HV2, diejenige der Zwischenschicht 5 nach dem Plattieren im Bereich zwischen 55,0 UMHV20p bis 100 UMHV20p, vorzugsweise 60 UMHV20p bis 85 UMHV20p und nach der Wärmebehandlung zwischen 45 UMHV20p und 80 UMHV20p, vorzugsweise zwischen 55 UMHV20p und 75 UMHV20p, und diejenige der Stützschale 7 beispielsweise von Stahl im Bereich zwischen 110 HV2 und 260 HV2, vorzugsweise zwischen 150 HV2 und 240 HV2 nach dem Plattieren und nach der Wärmebehandlung im Bereich zwischen 105 HV2 und 240 HV2, vorzugsweise zwischen 145 HV2 und 235 HV2 liegen.
Im Vergleich dazu würde eine Zwischenschicht 5 aus Reinaluminium, wie sie bspw. aus dem Stand der Technik bekannt ist, eine Härte von etwa 45 UMHV20p vor der Wärmebehandlung und ca. 29 UMHV20p nach der Wärmebehandlung, also eine deutlich geringere Härte als die Al-Sc- Legierung der erfindungsgemässen Zwischenschicht 5 aufweisen.
Die Wärmebehandlung zur Ermittlung oben genannter Werte erfolgte über drei Stunden bei ca.
350 C. Versuche bei höheren Temperaturen, bspw. 350 C bis 400 C, zeigten jedoch keine signi- fikante Änderung der Härte der Zwischenschicht 5, was sich wie bereits erwähnt dadurch erklären lässt, dass die Rekristallisationstemperatur für Al-Sc-Legierungen im Bereich von ca. 600 C liegt.
Wie weitere Messungen zeigten, ist die Härte der Zwischenschicht 5 sowohl in Strang- gussrichtung als auch quer zur Stranggussrichtung zumindest annähernd gleich, was sich aus der feindispersen Verteilung der Al3Sc-Kristallite 12 über das gesamte Volumen der AI-Legierung erklären lässt.
Es sei an dieser Stelle nochmals darauf hingewiesen, dass sämtliche angeführten Zusammen- setzungen für AI-Legierungen beispielhaften Charakter haben und aus einer Vielzahl möglicher Kombinationen ausgewählt wurden. Dies bedeutet jedoch nicht, dass die Erfindung auf diese Kombinationen bzw. AI-Legierungen beschränkt ist, sondern sind vielmehr sämtliche mögliche Kombinationen von der Erfindung umfasst.
In Fig. 3 ist ein Schaubild gezeigt, bei welchem auf der Ordinate die Belastung in bar und auf der Abszisse die Laufzeit in Minuten mit einer logarithmischen Teilung aufgetragen ist.
Wie bekannt, kommt es durch die Belastung des Gleitlagers 2, insbesondere der Temperatur- und/oder Druckbelastung, während einer sogenannten Einlaufphase und auch danach zu einer Veränderung der Festigkeit, wobei die Festigkeit von den Legierungsbestandteilen abhängt. Nach dieser sogenannten Einlaufzeit und dem Erreichen bestimmter Grenzwerte treten bis zum Erreichen eines Laufzeitendes, an dem durch Materialermüdung ein derartiges Lager verwen- dungsunfähig wird, keine weiteren wesentlichen Veränderungen in der Festigkeit auf.
Anhand der nachfolgend beschriebenen Beispiele für unterschiedliche Schichtaufbauten für derartige Gleitlager 2 wird der erfindungsgemässe Lageraufbau und die Auswirkung auf das Lager- standsverhalten erläutert.
Bei sämtlichen im folgenden beschriebenen Gleitlagern 2 wird als Stützschicht 6 immer Stahl verwendet, sodass diese Stützschicht 6 in den nun folgenden Beispielen 1 bis 6 nicht mehr erwähnt wird, sondern implizit mitgelesen werden kann. Ausserdem sind die einzelnen Schichten der im
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folgenden beschriebenen Gleitlager 2 untereinander bewegungsfest verbunden.
Beispiel 1 : Bei diesem Gleitlager 2 ist die Laufschicht 4 aus einer Aluminiumlegierung mit Zn, insbesondere AlZn 4,5 gebildet.
Beispiel 2 : dieses Dreischichtgleitlager 2 wird eine Zwischenschicht 5 aus Reinaluminium und eine Laufschicht 3 aus einer Al-Sn-Legierung, insbesondere AISn6Cu verwendet.
Beispiel 3 : Dieses Beispiel zeigt ein Gleitlager 2 mit einer Zwischenschicht 5 aus Reinalu- minium und einer Laufschicht 4 aus einer AI-Sn-Legierung, insbesondere AISn20Cu.
Beispiel 4 : Für dieses Gleitlager 2 wurde eine Zwischenschicht aus einer CuPb-Legierung verwendet, auf die eine Laufschicht aus AISn20 gesputtert wurde.
Beispiel 5 : Das Gleitlager 2 dieses Beispiels ist eine Weiterentwicklung des Beispiels 1, wobei hierbei jedoch eine AIZn-Legierung nicht mehr als Laufschicht 4, sondern als Zwischenschicht 5 verwendet wird und die Laufschicht durch eine AISn20-Legierung gebildet wird. Anstelle der AlZn- Legierung können bei diesem Beispiel auch erfindungsgemässe AISc-Legierungen als Zwischen- schicht 5 verwendet werden.
Beispiel 6 : Dieses abschliessende Beispiel beschreibt ein Gleitlager 2 mit einer erfindungs- gemässen Zwischenschicht 5 aus einer AISc-Legierung. Als Laufschicht 4 wurde eine AI-Legierung verwendet, die bis zu 32 Gew.-% Sn als Hauptlegierungselement enthalten kann und die weiters einen Hartstoff aus zumindest einem Element eines Fe, Mn, Ni, Cr, Co, Cu, Pt, Mg, Sb, W, Nb, V, Ag, Mo oder Zr enthaltenden Elementgruppe enthält. Der Hartstoff kann dabei als intermetallische Phase, z. B. durch Aluminidbildung in den Grenzbereichen der Matrix vorhanden sein, sodass das aufgrund des grossen Sn-Gehaltes entstehende Zinnetz durchbrochen werden kann. Vorzugsweise ist der Hartstoff kugel- bzw. würfelförmig ausgebildet.
Beispielsweise kann die Legierung neben AI mit dem ihm eigenen Verunreinigungen 22,1 Gew. -% Sn, 1,44 Gew. -% Cu, 0,47 Gew. -% Mn, 0,24 Gew.-% Fe, 0,08 Gew.-% Cr und 0,5 Gew.-% Mg enthalten.
Um nun das Lagerstandsverhalten eines Gleitlagers 2 überprüfen zu können und verschiede- nen Einsatzkategorien zuzuteilen, kann das Lagerstandsverhalten anhand von vorbestimmten Prüfverfahren festgestellt und überprüft werden. Zum Simulieren des Lastverlaufes wird beispiels- weise in einem Prüfmotor mit einer vorbestimmten Drehzahl rotierenden Welle die auf das Lager- gehäuse einwirkende Last aufgebracht, wobei z.B. in Abhängigkeit von der Lagergrösse in der verwendeten Zylindergrösse mit einem Hydraulikdruck von 75 bar gearbeitet werden kann. Ist dann die Maximallagerbelastung erreicht, wird der Versuch so lange fortgeführt, bis das Lager durch Verquetschung der Laufschicht 4 oder Gratbildung im Bereich der Lauf- bzw. Zwischenschicht 4,5 oder durch Verreiben so beschädigt ist, dass es ausgetauscht werden muss.
Die Definition, ab wann diese Schäden so bewertet werden, dass das Lager nicht mehr verwendbar ist, ist vor jeder einzelnen Versuchsreihe im Detail festzulegen.
In Fig. 3 ist nunmehr das Lagerstandsverhalten der zuvor anhand der Beispiele 1 bis 6 beschriebenen Ausbildungen der einzelnen Gleitlager 2 gezeigt.
Wie nun eine Betrachtung des Schaubildes zeigt, das beispielsweise einen aus dem Stand der Technik bekannten einfachen Lageraufbau, wie er im Beispiel 1 beschrieben ist, darstellt, fällt ein derartiges Gleitlager 2 bereits vor Erreichen der Maximalbelastung zum Zeitpunkt 14 - wie im Schaubild gezeigt - durch Verreiben der Lagerstelle aus.
Ein besseres Lagerstandsverhalten wird bereits mit einer ebenfalls aus dem Stand der Technik bekannten Ausgestaltung eines Gleitlagers mit einem Dreischichtaufbau erreicht, bei dem die Stützschale 7 aus Stahl, die Zwischenschicht 5 aus Reinaluminium und die Laufschicht 4 aus mit Zinn legierten AI-Legierungen - gemäss Beispiel 2 und 3 - gebildet ist.
Während die AI-Legierung mit niederem Zinngehalt gemäss Beispiel 2 ebenfalls vor Erreichen der Maximalbelastung zum Zeitpunkt 15 ausfällt, widersteht die höherlegierte AI-Legierung über einen längeren Zeitraum die Maximalbelastung bis zu einem Zeitpunkt 16, zu dem das Lager verquetscht bzw. bis zu einem Zeitpunkt 17, zu dem das Lager verrieben ist.
Sehr hohe Standzeiten eines Lagers werden, wie aus dem Stand der Technik bekannt, durch einen Lageraufbau gemäss Beispiel 4 erreicht, da ein derartiges Gleitlager 2 erst nach einer
Laufzeit von ca. 10. 000 Minuten, also zum Zeitpunkt 18, ausfällt. Derartige Lager, die bei diesem Vergleichstest eine derart hohe Lagerstandzeit erreichen, werden auch als "Durchläufer" bezeich- net.
Beispiel 5 zeigt den Einfluss des Materials, das für die Zwischenschicht 5 verwendet wird, auf
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die Eigenschaften eines Gleitlagers 2. Während ein Gleitlager 2 mit einer Zwischenschicht 5 aus einer AIZn-Legierung bereits zum Zeitpunkt 19 ausfällt, bringt der Ersatz dieser AIZn-Zwischen- schicht durch eine Zwischenschicht 5 aus einer erfindungsgemässen AISc-Legierung eine wesent- liche Erhöhung der Lagerstandzeit. In Fig. 3 sind dazu Zeitpunkte 20,21, welche den Bruch des Gleitlagers 2 bzw. dessen Ausfall bezeichnen, eingetragen.
Schliesslich zeigen Zeitpunkte 22,23 die Versuchsergebnisse für ein Gleitlager 2, dass einer- seits eine verbesserte erfindungsgemässe AISc-Legierung als Zwischenschicht 5 enthält und die andererseits für die Laufschicht 4 eine AISn-Legierung mit hohem Zinnanteil verwendet. Im Vergleich zu der Laufschicht 4 des Beispiels 5 ist bei dieser höher festen AISn-Legierung allerdings das sich durch den hohen Zinnanteil ausbildende Zinnetz durch Hartstoffe unterbrochen, wobei die an sich störende Wirkung dieser Hartstoffe durch die auftretenden Scherkräfte dadurch umgangen werden kann, dass diese Hartstoff eine kugelige oder würfelige Form aufweisen.
Das Resümee dieser Betrachtung ist, dass einerseits durch einen Einsatz der erfindungsge- mässen Zwischenschicht auf AISc-Basis ein Gleitlager 2 zur Verfügung gestellt werden kann, dessen Eigenschaften so ausgebildet sind, insbesondere im Zusammenspiel der erfindungs- gemässen Zwischenschicht 5 mit einer höher festen Laufschicht 4, dass damit Lagerstandsverhalten erreicht werden können, die durchaus mit sogenannten "High-Tech"-Gleitlagern 2, welche mit der Sputtertechnik hergestellt worden sind, vergleichbar sind und dass andererseits aber auch durchaus brauchbare Lagerstandsverhalten mit kostengünstigeren Gleitlagern 2 erreicht werden können, wenn für diese die erfindungsgemässe Zwischenschicht 5 eingesetzt wird.
Der Ordnung halber sei abschliessend darauf hingewiesen, dass zum besseren Verständnis des Aufbaus des Verbundwerkstoffes 1 bzw. der Zwischenschicht 5 diese bzw. deren Bestandteile teil- weise unmassstäblich und/oder vergrössert und/oder verkleinert dargestellt wurden.
Die den eigenständigen erfinderischen Lösungen zugrundeliegende Aufgabe kann der Be- schreibung entnommen werden.
Vor allem können die einzelnen in den Fig. 1; 2 ; 3 gezeigten Ausführungen den Gegenstand von eigenständigen, erfindungsgemässen Lösungen bilden. Die diesbezüglichen, erfindungsge- mässen Aufgaben und Lösungen sind den Detailbeschreibungen dieser Figuren zu entnehmen.
Bezugszeichenaufstellung
1 Verbundwerkstoff
2 Gleitlager
3 Randschicht
4 Laufschicht
5 Zwischenschicht
6 Randschicht
7 Stützschale
8 Nut
9 Stirnfläche
10 Seitenwand
11 Oberfläche
12 AI3Sc-Kristallit
13 AI-Mn-Ausscheidung
14 Zeitpunkt
15 Zeitpunkt
16 Zeitpunkt
17 Zeitpunkt
18 Zeitpunkt
19 Zeitpunkt
20 Zeitpunkt
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21 Zeitpunkt 22 Zeitpunkt 23 Zeitpunkt
PATENTANSPRÜCHE: 1.
Zwischenschicht, insbesondere Bindungsschicht, aus einer Legierung auf Aluminiumbasis für Verbundwerkstoffe mit Schichten unterschiedlicher Zusammensetzung, insbesondere
Gleitlager, dadurch gekennzeichnet, dass die Legierung einen Gehalt an Beimengungen von zumindest einem Element aus einer Sc, Y, Hf, Nb, Ta, La, die Lanthanoide und die
Actinoide umfassenden Elementgruppe von maximal 10 Gew.-%, vorzugsweise 4 Gew.-%, insbesondere zwischen 0,015 Gew.-% und 3,25 Gew. -%, bezogen auf 100 Gew-%
Legierung, aufweist und den Rest Aluminium mit erschmelzungsbedingten Verunreini- gungen bildet.