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Die Erfindung bezieht sich auf einen Verbundwerkstoff gemäss dem Oberbegriff des Anspruches 1, einen Anlaufring gemäss Anspruch 27 und ein Verfahren zur Herstellung von Verbundwerkstoffen, wie es im Oberbegriff des Anspruches 39 beschrieben ist.
Um die Nachteile siliciumhältiger Aluminium-Zinnlegierungen bei Verwendung in Gleitlagern hinsichtlich einer geringeren Ermüdungsfestigkeit aufgrund der Kerbwirkung der Siliciumpartikel einerseits und der spanabhebenden Wirkung der Siliciumpartikel im Bereich der Gleitfläche andererseits zu vermeiden, wird häufig auf das Zulegieren von Silicium verzichtet. Um die mechanischen Eigenschaften auch von siliciumfreien Aluminiumlegierungen mit einem hohen Zinngehalt von 35 Gew.-% bis 65 Gew.-% zu verbessern, wurde bereits vorgeschlagen (DE 42 31 862 A1), unter anderem einerseits Blei und Wismut in einer Menge von insgesamt 0,5 Gew.-% bis 1,0 Gew. -% und andererseits wenigstens eines der Elemente Mangan, Nickel, Silber, Magnesium, Antimon und Zink in einer Gesamtmenge von höchstens 5 Gew. -% zuzu- legieren.
Wegen des hohen Zinngehaltes bildet sich beim Erstarren der Legierung aus der Schmelze ein zusammenhängendes Zinn-Netz aus, das die strukturelle Festigkeit des Gleitlager- werkstoffes sowie die Umformbarkeit erheblich beeinträchtigt, was im Hinblick auf die übliche Plattierung dieser gegossenen Legierungen mit Stahl und den damit zusammenhängenden Umformschritten von Bedeutung ist. Ausserdem nimmt mit steigendem Zinngehalt die Netzstruktur des Zinns in der Aluminiummatrix zunehmenden Einfluss auf die mechanischen Eigenschaften des Gleitlagerwerkstoffes.
Aluminiumlegierungen mit hohem Zinngehalt sind auch aus anderen Schriften bekannt. So ist beispielsweise aus der DE 40 04 703 A1 ein Schichtwerkstoff für Gleitlagerelemente mit Anti- friktionsschicht auf Aluminiumbasis bekannt. Dieser enthält neben den üblichen zulässigen Verun- reinigungen Zusätze von 1 Gew.-% bis 3 Gew.-% Nickel, 0,5 Gew.-% bis 2,5 Gew.-% Mangan und 0,02 Gew. -% bis 1,5 Gew.-% Kupfer. Der Zinngehalt ist mit 0,5 Gew. -% bis 20 Gew.-% vorge- sehen. Mit dieser Zusammensetzung wird erreicht, dass in einer Matrix aus AINiMnCu-Misch- kristallen neben eingelagerten Hartteilchen eine Zinnphase in Form von dispergierten Zinnteilchen vorhanden ist. Durch diesen Zinnzusatz sollen ein weitestgehend störungsfreier Lauf am Gleit- lagerelement auch bei höherer Geschwindigkeit, eine verminderte Reibung und verbesserte Notlaufeigenschaften erreicht werden.
In dieser Schrift wird aber auch erwähnt, dass der Zinnzusatz nötigenfalls durch einen Bleizusatz im Bereich zwischen 1 Gew.-% und 10 Gew.-% zu ersetzen ist, woraus geschlossen werden kann, dass eine derart ausgebildete Aluminiumlegierung mit dem darin enthaltenen hohen Zinngehalt aufgrund der mangelhaften Verteilung der Zinnphase nur bedingt in Gleitlagern für Hochleistungsmotoren eingesetzt werden kann.
Ein Mehrschichtgleitlager, das eine Aluminium-Zinn-Lagerlegierungsschicht mit einem Zinn- gehalt von 7 Gew. -% bis 20 Gew. -% umfasst, ist aus der DE 43 32 433 A1 bekannt. Darin wird allerdings festgestellt, dass, wenn der Zinngehalt 20 Gew.-% übersteigt, die mechanischen Eigenschaften der Lagerlegierung verschlechtert werden und eine solche Lagerlegierung unter harten Bedingungen, wie beispielsweise im Fall eines Hochleistungsmotors, nicht verwendet werden kann. Aus diesem Grund ist auch vorgesehen, Silicium mit einem Mengenanteil von bis zu 4 Gew.-% zuzulegieren.
Aus der DE 30 00 773 A1 ist eine Lagerlegierung auf Aluminium-Zinn-Basis mit 7 Gew.-% bis 35 Gew.-% Zinn bekannt. Durch Zulegieren weiterer Elemente soll die Dauerfestigkeit verbessert werden, indem das Absinken der Härte bei hohen Temperaturen verringert und indem insbeson- dere die Vergröberung der Zinnteilchen vermieden wird. Ausserdem soll die Verschleissfestigkeit der
Lagerlegierung erhöht werden, um die Haltbarkeit gegenüber einer zu lagernden Welle zu verbes- sern. Nachteilig ist dabei, dass, um diese Eigenschaften zu erhalten, der Aluminiumlegierung ein hoher Anteil von 0,1 Gew. -% bis 1 Gew.-% Chrom zulegiert werden muss, um die Verteilung des Zinns aufrechtzuerhalten.
Aus der US 4,471,032 A ist eine Lagerlegierung auf der Basis von Aluminium bekannt, der zwischen 1,5 Gew. -% und 35 Gew. -% Zinn zugesetzt sind. Daneben enthält diese Legierung zwischen 1 Gew.-% und 11 Gew. -% zumindest eines Elementes aus der Gruppe Mangan, Eisen,
Molybdän, Nickel, Zirkon, Kobalt, Titan, Antimon, Niob und Chrom, sodass auch hier wiederum intermetallische Hartteilchen gebildet werden, die die Dauerlaufeigenschaften eines daraus gebildeten Gleitlagers unter erschwerten Bedingungen verbessern sollen. Der Mengenanteil dieser
Hartphasen in der Matrix erschwert jedoch den Einsatz in Hochleistungsmotoren, da der
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gewünschte schmierende Effekt des Zinns verringert werden kann.
Die WO 97/22725 A1 beschreibt eine Aluminiumlegierung, welche gleichzeitig einen hohen Zinngehalt und eine hohe Festigkeit aufweist. Letztere wird unter anderem durch die Bildung von intermetallischen Phasen, welche die Aluminiummatrix verfestigen, erreicht. Die Zusammen- setzung ist dabei so gewählt, dass sich die Form der harten intermetallischen Ausscheidungen nicht negativ auf die Matrixfestigkeit auswirkt. Ausserdem trägt das besondere Benetzungsverhalten dieser Ausscheidungen mit dem Zinn zur Verbesserung der Strukturfestigkeit - wegen der minimalen Störung der Matrixstruktur durch das Zinnetz - bei.
Ein Merkmal dieser Lösung, die Verwendung sehr wenig in Aluminium löslicher Bildner intermetallischer Phasen, bringt jedoch den Nachteil mit sich, dass hier die möglichen Aushärtungseffekte nicht ausgenützt werden bzw. dass der erzielbare Aushärtungseffekt nur in ziemlich breiten Margen reproduzierbar ist.
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.
Der Erfindung liegt somit die Aufgabe zugrunde, eine Aluminiumlegierung bereitzustellen, deren strukturelle Festigkeit und mechanischen Eigenschaften auch bei höheren Zinngehalten verbessert sind.
Diese Aufgabe wird durch die Merkmale im Kennzeichenteil des Anspruches 1 gelöst. Vorteil- haft ist dabei, dass damit eine AI-Legierung für einen Verbundwerkstoff zur Verfügung gestellt werden kann, die kein ausgeprägtes Aushärtungsverhalten zeigt, wobei dieser Werkstoff anderer- seits 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. Dadurch kann ein Produkt hergestellt werden, das gute thermische, statische und dynamische Festigkeiten aufweisen kann.
Vorteilhaft ist dabei auch, dass diese AI-Legierung, 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 uner- wünschter Härteabfall verbunden ist und somit z.B. Gleitlager auch höheren Temperaturen, wie sie beispielsweise in neuartigen Lagerelementen mit sich schnell drehenden Wellen vorherrschen, standhalten. Vorteilhaft ist weiters, dass durch die Möglichkeit der vielfältigen 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 AI-Legierung anfallenden Kosten entsprechend gesteuert werden können. Andererseits ist es damit aber auch möglich, das beispielsweise durch das Zulegieren von radioaktiven Elementen bzw.
Isotopen wie beispielsweise 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 8 sind weitere vorteilhafte Ausführungsvarianten der erfindungs- gemässen AI-Legierung angegeben. Mit Hilfe dieser Elemente, bzw. durch die Vielzahl der Kombinationsmöglichkeiten ist es möglich, insbesondere bei Verwendung der AI-Legierung als Laufschicht 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 ist weiters eine Ausgestaltung nach Anspruch 9, wonach es möglich ist, eine AI-Legierung für Schichten, insbesondere Gleitlager, bereitzustellen, die neben der erforderlichen Härte auch einen grossen Anteil an in der AI-Matrix dispergierten Weichphasenbildnern, wie z.B.
Sn, Pb, Bi, Sb, oder dgl. aufweist. Durch die Elemente der Gruppe Pb, Bi, Sb, kann die Grenz-
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flächenspannung des Zinns so beeinflusst werden, dass sich bei der Erstarrung der AI-Matrix das Zinn nicht an den Korngrenzen der Matrix als zusammenhängendes Netz niederschlagen kann.
Die Unterbrechung der Netzstruktur der Weichphasen, insbesondere der Zinnphase, führt zu einer Veränderung der Gefügestruktur und bringt eine entsprechende Steigerung der Strukturfestigkeit der AI-Legierung und eine verbesserte Umformbarkeit mit sich.
Vorteilhaft sind auch Ausgestaltungen nach den Ansprüchen 10 bis 12, wonach eine AI-Legierung mit hohem volumetrischem Anteil an Weichphasen zur Verfügung steht, die den Einsatz in Motoren mit sich schnell drehenden Wellen erlaubt, ohne dass vorzeitige Ermüdungs- erscheinungen zu beobachten sind.
In den Ansprüchen 13 bis 26 sind vorteilhafte Ausführungsvarianten des erfindungsgemässen Verbundwerkstoffes angegeben, und können die einzelnen Vorteile der Beschreibung entnommen werden.
Der Aufgabe der Erfindung wird weiters durch einen Anlaufring entsprechend den Merkmalen im Kennzeichenteil des Anspruches 27 gelöst. Vorteilhaft ist dabei, dass ein derartiger Anlaufring aus einem Werkstoff mit einer hohen Rekristallisationstemperatur zur Verfügung gestellt werden können, wodurch diese Anlaufringe auch einer erhöhten Temperaturbelastung ausgesetzt werden können, ohne das damit ein unerwünschter Härteabfall verbunden ist. Durch diese Qualitäts- verbesserung des Anlaufringes ist es möglich die Wartungsintervalle zu verlängern, so dass in der Folge derartige Anlaufringe über einen langen Zeitraum kostenschonend betrieben werden können.
Weitere vorteilhafte Ausführungsvarianten des erfindungsgemässen Anlaufringes sind in den Ansprüchen 28 bis 38 gekennzeichnet 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 39 gelöst. Es ist damit möglich, den Verbundwerkstoff so auszu- führen, dass dieser einerseits eine Oberflache aufweist, die zur Lagerung von sich schnell drehenden Wellen geeignet ist, und andererseits eine Schicht aufweist, mit deren Hilfe die auf den Verbundwerkstoff übertragenen Kräfte abgetragen werden können. Es ist dadurch auch möglich, die Qualität des Verbundes zu verbessern, da die Eigenschaften der Aluminiumbasis mehreren Schichten innewohnend ist.
Vorteilhaft ist weiters ein Verfahren nach Anspruch 40, wonach es nach jedem oder mehreren Massiwerformungsschritt(en) möglich ist, unerwünscht aufgebaute Spannungen abzubauen.
Schliesslich ist auch ein Verfahren gemäss Anspruch 41 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 nachfolgenden Darstellungen naher erläutert.
Es zeigen:
Fig. 1 ein erfindungsgemässes Gleitlager mit Zweischichtaufbau und als Halbschale aus- gebildet ;
Fig. 2 ein schematisches Schliffbild einer erfindungsgemässen AI-Legierung;
Fig. 3 eine Ausführungsvariante eines erfindungsgemässen Gleitlagers mit dreischichtigem
Aufbau ;
Fig. 4 ein Schaubild für das Lagerstandsverhalten von Gleitlagern mit auf eine Stahllage aufplattierten Lauf- und Zwischenschichten aus unterschiedlichen Aluminiumlegie- rungen bei sich über die Laufzeit ändernder Lagerbelastung;
Fig. 5 ein Schaubild, welches den Härteverlauf in den einzelnen Schichten eines Gleit- lagers über die Betriebszeit zeigt;
Fig. 6 ein Schaubild entsprechend der Fig. 5 für ein Gleitlager mit erfindungsgemäss ausgebildeten Schichten.
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.
Weiters können auch Einzelmerkmale aus den gezeigten unterschiedlichen Ausführungsbeispielen
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für sich eigenständige, erfindungsgemässe Lösungen darstellen.
In Fig. 1 ist ein Lagerelement 1 z. B. eines Gleitlagers 2 dargestellt, dessen Laufschicht 3 aus einer erfindungsgemässen Aluminiumlegierung 4 gebildet ist. Die Laufschicht 3 ist dabei auf einer Oberfläche 5 von einer Stützschicht 6 abgedeckt, welche üblicherweise aus einem metallischen Werkstoff, wie beispielsweise Stahl, gebildet wird und zumindest einen Teil, der auf die Laufschichi 3 von einer Welle übertragenen Kräfte, aufnehmen soll.
Wie aus Fig. 1 zu ersehen ist, ist das Lagerelement 1 als Halbschale ausgebildet. Selbst- verständlich können aber auch Varianten mit Vollschalen aus der erfindungsgemässen Legierung auf Aluminiumbasis gebildet werden, wie dies in Fig. 1 mit strichlierten Linien dargestellt ist.
Derartige Lagerelemente 1 dienen üblicherweise zur Abstützung von rotationsbeweglichen 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 3 als Aluminiumlegierung mit hohem Weich- phasenanteil, z. B. Sn, Bi, Pb, Sb, oder dgl., in der Laufschicht 3 eine Nut 7 vorzusehen, die der Aufnahme und Zuführung eines geeigneten Schmierstoffes, beispielsweise Öl dient.
Diese Nut 7 kann entweder als flächige Kerbe mit in Richtung einer Stirnfläche 8 sich erweiternden Seitenwänden 9 ausgeführt sein, oder aber auch als umlaufende Nut angebracht werden, wie dies in Fig. 1 mit Hilfe der strichpunktierten Linien dargestellt ist. Selbstverständlich bestehen auch andere Möglichkeiten zur Zuführung von Schmierstoffen, wie z. B. durchgehende Bohrungen.
Möglich ist auch, dass zumindest eine der der Oberfläche 5 gegenüberliegenden Kanten der Laufschichte 3 gebrochen ist, wodurch z.B. ein seitlicher Austrag von unerwünschten Feststoff- partikeln möglich ist.
Die Laufschicht 3 kann mit der Stützschicht 6 bewegungsfest durch z.B. Aufplattierung, Auswalzung, Verschweissung, Verklebung, Klammerung, etc. verbunden sein, um eine gesicherte Lastabtragung zu gewährleisten. Bei der Auswahl der Verbindungsmethode sind natürlich die hohen Belastungen, u. a. durch erhöhte Temperaturen, zu beachten.
Die Nut 7 kann auch dazu dienen, Feststoffpartikel, welche z. B. aus dem Abrieb der Lauf- schicht 3 stammen, aufzunehmen und gegebenenfalls mit dem Schmiermittel auszutragen Dadurch wird die Laufschicht 3, welche unter anderem aufgrund ihrer Duktilität auch dazu dienen kann, Fremdpartikel einzubetten, entlastet, sodass die Standzeit der Laufschicht 3 und insgesamt somit des Gleitlagers 2 verlängert werden kann.
Die Aluminiumlegierung 4, insbesondere die Laufschicht 3 kann einen Gehalt an Scandium- beimengungen (Sc) von max. 10 Gew.-%, vorzugsweise 4 Gew.-% insbesondere zwischen 0,015 Gew.-% und 3,25 Gew.-%, aufweisen. Sämtliche Angaben zur Zusammensetzung von Legierungen sind so zu verstehen, dass sich die jeweiligen Gewichtsanteile auf 100 Gew.-% Gesamtlegierung beziehen.
Als vorteilhaft erweist es sich auch, wenn der Scandiumgehalt der Aluminiumlegierung 4 zwischen 0,015 Gew.-% und 2,5 Gew. -% bzw. 0,015 Gew.-% und 1,0 Gew.-% beträgt.
Neben Sc können weitere Elemente zur gezielten Einstellung bzw. Verbesserung der Eigen- schaften der Aluminiumlegierung 4 zulegiert werden. So ist es beispielsweise 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 zumindest 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 beispielsweise durch Thorium (Th),
Protactinium (Pa), Uran (U) oder dgl., ersetzt werden kann.
Zusätzlich kann die Aluminiumlegierung 4 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 4 zusätzlich zumindest ein
Element der Gruppe Mangan (Mn), Kupfer (Cu), Beryllium (Be), Kalzium (Ca), Zirkon (Zr),
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Molybdän (Mo), Wolfram (W) oder Silber (Ag) in einem Ausmass von in Summe max. 10 Gew.-%, vorzugsweise max. 5 Gew.-% insbesondere max. 3 Gew.-%, enthalten. Es ist weiters möglich, der Aluminiumlegierung 4 zusätzlich zumindest ein Element aus der Gruppe Titan (Ti), Vanadium (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 Aluminiumlegierung 4 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. -%, vorzugs- weise max. 6,5 Gew-%, enthalten kann.
Mit Hilfe der genannten zusätzlichen Legierungselemente ist es möglich, die Eigenschaften der Aluminiumlegierung 4 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 nicht nur ein geringes Gewicht auf, sondern zeigen zudem die Eigenschaft der Superplastizitat, 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 Struktur- werkstoff wird vor allem auf Ausscheidungen von Trialuminiden, z.B AI3Li, AI3Zr oder aber AI3Sc zurückgeführt. Derartige AI3Sc-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 Legie- rungen vor allem auf dem Gebiet der Strukturwerkstoffe. Die Möglichkeit des Einsatzes derartiger AI-Sc-Legierungen für Verbundwerkstoffe, insbesondere Gleitlager 2, wurde bis jetzt jedoch nicht erkannt.
Durch die gezielte Suche nach neuen Möglichkeiten zur Verbesserung der Qualität von Verbundwerkstoffen, konnte vom Anmelder nunmehr überraschender Weise festgestellt werden, dass sich Al-Sc-Legierungen dafür im besonderen Masse eignen. Als vorteilhaft hat es sich dabei erwiesen, dass durch das Zulegieren von Sc zu AI-Legierungen 4 AI3Sc Ausscheidungen auftreten.
Diese intermetallische Trialuminidphase kristallisiert mit einer kubisch primitiven Struktur (Raum- gruppe Pm3m) und ist isotyp zum Cu3Au-Strukturtyp. Die Sc-Atome sind dabei an den Ecken der Einheitszelle situiert. Die AI-Atome nehmen die flächenzentrierten 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 flächenzentrierten Gitter ein.
Aufgrund der geringen Differenz der Metallradien von Sc (162 pm, Koordinationszahl 12) und AI (143 pm, Koordinations- zahl 12) (ev. kovalente Bindungsanteile werden vernachlässigt) 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 Al3Sc (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 Gleitebenen wiederum enthält drei gleichwertige Gleitrichtungen < 110 > , sodass das Abgleiten also auf 12 verschiedenen Gleit-
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systemen 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 Haftfestigkeit zwischen den einzelnen Schichten des Verbundwerkstoffes erzielt werden. Die Härte kann aber zusätzlich durch weitere Legierungselemente, wie im folgenden noch näher beschrieben wird, verändert werden.
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 angesprochenen intermetallischen Trialuminide, also beispielsweise AI3Sc, verantwortlich.
Fig. 2 zeigt eine der möglichen Al-Sc-Legierungen, wobei als Weichphasenbildner Zinn enthalten ist. Aus diesem schematischen Schliffbild geht deutlich hervor, dass AI3Sc-Kristallite 10 feindispers als stabile, sphericale Ausscheidungen in der Aluminiummatrix vorliegen. Diese fein- disperse Gefügestruktur wird durch die Kohärenz der AI3Sc-Kristallite 10 zur Aluminiummatrix möglich. Verbunden damit kann die Beweglichkeit senkrecht auf die Gleitebenen und das Rekris- tallisationsverhalten durch erhöhte Rekristallisationstemperatur gesenkt werden. Ausserdem wird ein koaliszieren der Subkörner weitestgehend verhindert. Im Vergleich zu üblichen Kornver- feinerern, wie beispielsweise Ti, Zr, Mn, etc., können die Al-Sc-Dispersoide wegen ihrer besseren Löslichkeit eine grössere Volumenfraktion einnehmen.
Durch diese feine Verteilung der AI3Sc-Kristallite 10 ist es zudem möglich, dass beispielsweise auftretende Microrisse innerhalb der AI-Sc-Legierung sich an diesen AI3Sc-Kristalliten 10 "tot- laufen", und sind damit verbesserte mechanische Eigenschaften zu erreichen. Durch die hete- rogene Keimbildung, begründet durch die hohe Temperatur des AI-AI3Sc-Eutektikums, kann beispielsweise die Heissrissanfälligkeit gesenkt werden, und kann zudem die Schweissbarkeit der- artiger Legierungen verbessert werden, sodass ein besserer Verbund der einzelnen Schichten des Verbundwerkstoffes möglich ist. Die grössere Volumenfraktion des Sc ist wichtig, um die Rekristallisation zu verhindern und schützt vor der Vernichtung der Subkömer.
Die hohe Kohärenz kann zudem die Bewegung der Korngrenzen verhindern, sodass ein feineres Korngefüge 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 Verarbeitung bei höheren Temperaturen stattfinden kann, ohne dass mit einer nennenswerten Verringerung der mechanischen Festigkeiten aufgrund der Rekristallisation zu rechnen ist.
Ursache für die Rekristallisation ist, dass beispielsweise ein kalt verformtes Metall, also beispielsweise ein durch Walzen verformtes Metall, unter einem Zwangszustand steht und versucht bei Wärmebeauf- schlagung des Metalls, z.B. wenn also Gleitlager in Motoren eingesetzt werden mit sich schnell drehenden Wellen, die Verformungsspannungen abzubauen und Gitterstörungen auszuheilen.
Damit verbunden wäre ein bedeutender Abfall der mechanischen Eigenschaften, beispielsweise 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 10 kann auch die Überalterung derartiger Legierungen verbessert werden.
Die Korngrösse der AI3Sc-Kristallite 10 kann bei der erfindungsgemässen Zwischenschicht 5 im Bereich zwischen 0,005 )im und 5 um, vorzugsweise zwischen 0,1 um und 1 m, liegen.
Die Dichte 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 Aluminiumlegierung 4 zu steuern, sondern sind dadurch auch gezielt die Eigenschaften der Aluminiumlegierung 4 einstellbar.
Als Substitutionselemente für Sc kommen beispielsweise Elemente in Frage, die intermetal-
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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 lll 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, 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 ausgeprägt und können dadurch wiederum kohärente, in der Aluminiummatrix eingebettete Phasen entstehen. Selbstverständlich ist es möglich, dass das Sc durch die genannten Elemente nicht vollständig ersetzt wird, sondern dass sich vielmehr Mischkristalle des Typs Al3M1-xM'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 beispielsweise ternäre, quaternäre aber auch höhere.
Entsprechende Angaben dazu finden sich beispielsweise in dem Artikel "Exploratory alloy development in the system Al-Sc-X"; (Ralph R. Sawtell and J. W. Morris, Jr.; Dispersion Strengthened Aluminium Alloys; Edited by Y. -W. Kim and W. M. Griffith ; TheMinerals, Metals & Materials Society, 1988 ; 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 CusAu-Typ, beispielsweise im kubischen Mg2Cu-Typ, einer Lavesphase, oder dem orthorhom- bischen AIDy-Typ. Denkbar sind jedoch auch hierbei wiederum Mischkristailbildungen, 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 A13Dy-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 ternäre 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 AI-Sc-Legierung zu verändern, insbesondere zu erhöhen.
Wie in dem Artikel "Influence of the particle size on recrystallization and grain growth in
AI-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 Homogenisierungs- temperatur 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
Aluminiumlegierung 4 verhindern, sodass die Hochtemperaturbelastbarkeit derartiger Legierungen und damit in Folge auch des damit gebildeten Verbundwerkstoffes verbessert werden kann.
Durch die Zugabe von Zn ist es aber auch möglich, die Form von primär entstandenen
Aluminiden, beispielsweise 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
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zu belasten, da Aluminide mit runden Formen weniger Rekristallisationskeime bilden als nadelige, und somit kann durch das Zusammenwirken von Sc und Zr das Rekristallisationsverhalten der- artiger 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 aushärtbare Kentlegierungen, welche gut verformbar und abwalzbar sind. Cu wirkt zudem matrix- verstärkend durch Mischkristallhärtung. Einzelheiten dazu können beispielsweise dem Tagungs- bericht "The effect of Scandium on the age-hardening behavior of an AI-Cu alloy" (The fourth international Conference on aluminium alloys; M. Nakayama, Y. Miura, S 538 ff ; entnommen werden. AI2Cu und AI3Sc Kristallite 10 scheiden sich unabhängig voneinander aus, sodass es zu keiner heterogenen Keimbildung kommt. Die Ausscheidung dieser Kristallite beginnt aber nahezu gleichzeitig.
Es soll bereits an dieser Stelle festgehalten werden, dass die Ausscheidung der A3M-Phasen, insbesondere von AI3Sc, üblicher Weise 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, AI3Sc-Kristallite 10 bzw. entsprechende Ausscheidungen feindispers in der Aluminiummatrix zu verteilen, insbeson- dere dann, wenn nach der ersten Keimbildung die A3M-Phasen nicht weiter wachsen sondern eine Vielzahl einzelner Kristallkeime bilden.
AI3Sc-Kristallite 10 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 werden (siehe z. B. "The ageing behavior and tensile proper- ties of AI-Sc alloy"; The third International Conference on Aluminium Alloys; T. Tan, Z. Zheng, B.
Wang, Seite 290 ff ; und die thermische Stabilität erhöht werden. AI3Sc-Kristallite 10 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 Al-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 Al3Mg2 Phasen an den diversen Korngrenzen ausscheiden, wodurch interkristalline Korrosion hervorgerufen werden kann.
Cr kann durch die Ausscheidung von z.B. AI7Cr zur Komverfeinerung wie auch Zr beitragen. Cr ist in AI kaum löslich und durch die AI7Cr Ausscheidung wird die Kriechbeständigkeit erhöht.
Dadurch kann die Härte und die Festigkeit derartiger Aluminiumlegierungen 4 bei höherer Temperatur verbessert werden. Ausserdem kann durch AI7Cr Eisen gebunden werden, sodass eine Ausscheidung 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 Al ebenfalls unlöslich, kann aber durch die Ausscheidung von AI9Co2 die Kriech- beständigkeit erhöhen und zudem Fe binden.
Cu kann in starkem Masse die Zugfestigkeit des Aluminiums erhöhen. Höher kupferhaltige Legierungen können beispielsweise durch Abschrecken von annähernd 555 C aushärtbar sein.
Ni ist ebenso wie Co und Fe in AI unlöslich, kann aber durch AI3Ni-Ausscheidungen die Kriech- beständigkeit 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 werden, indem das Eisen von den günstiger geformten Al6Mn-Kristallen aufgenommen wird.
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Mit den Elementen Sn, Sb, Pb und Bi, den sogenannten Weichphasenbildnern, können die Eigenschaften der Aluminiumlegierung 4 so angepasst werden, dass letztere bei Verwendung als Laufschicht 3 eines Gleitlagers 2 die spezifischen Eigenschaften eines Lagerwerkstoffes, beispiels- weise Gleiteigenschaften, Duktilität, Einbettfähigkeit für Fremdpartikel usw., aufweisen kann.
Mit Hilfe der Elemente Ag, Au, Pd und Pt kann die Aushärtbarkeit von AI-Legierungen verän- dert werden, beispielsweise können aushärtbare Al-Ag-Legierungen durch die Ausscheidung der Gleichgewichtsphase AIAg2 hergestellt werden.
Die Elemente W, Ta, Re, Mo, Nb und Ca können weiters die plastischen Eigenschaften, 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 ist es möglich die Eigenschaften der Aluminiumlegierung 4 weiters dahingehend zu verändern, dass die Laufeigenschaften der Laufschicht 3 verbessert werden können.
Obwohl im folgenden ausschliesslich auf die Ausführungsvariante Gleitlager 2 für die Verwendung dieser Aluminiumlegierung 4 eingegangen wird, ist diese Verwendung der Aluminium- legierung 4 nicht beschränkend sondern ist vielmehr eine Vielzahl unterschiedlicher Ausführungs- varianten und Verwendungszwecke der Aluminiumlegierung 4 denkbar, beispielsweise unter Verzicht auf eine Stützschicht 6 oder Ersatz der Stützschicht 6 durch andere Werkstoffe zur Herstellung sogenannter Anlaufscheiben oder Anlaufringe, sowie für alle bekannten Ausführungen radial und/oder axial belasteter Gleitlager.
Die Aluminiumlegierung 4 enthält neben Aluminium (AI) mit schmelzungsbedingten Verunreini- gungen auch Weichphasenbildner, z. B. Zinn (Sn), Blei (Pb), Wismut (Bi), Antimon (Sb), oder dgl.
Zudem kann die Aluminiumlegierung 4 und somit auch daraus gebildete Verbundwerkstoffe wie, z B. Gleitlager 2, wie oben beschrieben auch andere Beimengungen aufweisen, sodass die Aluminiumlegierung 4 bzw. die daraus gebildeten Verbundwerkstoffe auch höheren Temperaturen, wie sie beispielsweise in neuartigen Lagerelementen mit sich schnell drehenden Wellen vorherr- schen, standhalten. Der Anteil an Weichphasenbildnern kann bis zu 50 Gew.-%, vorzugsweise zwischen 14 Gew. -% und 28,5 Gew.-% bezogen auf 100 Gew. -% Legierung, betragen.
Von Vorteil ist, dass die Aluminiumlegierung 4 nach einer Wärmebehandlung während eines Zeitraumes von 0,5 bis 48 Stunden bei einer Temperatur im Bereich zwischen 85 C und 445 C eine Härte aufweisen kann, deren Wert nicht mehr als 35 % unter dem vor der Wärmebehandlung gemessenen Härtewert nach einer Massivverformung, z. B. Walzen, Schmieden, Strangpressen oder dgl., liegt. Insbesondere kann der Wert der Härte im Bereich zwischen 70 % und 80 % des vor der Wärmebehandlung gemessenen Härtewertes nach besagter Massiwerformung liegen, wobei die Wärmebehandlung während eines Zeitraums von 1 bis 24 Stunden und bei einer Temperatur im Bereich zwischen 100 C und 350 C durchgeführt worden sein kann.
Die Aluminiumlegierung 4 kann eine Härte nach Vickers aufweisen, die im Bereich zwischen 35 HV2 und 95 HV2, bevorzugt 40 HV2 und 80 HV2, liegt.
Wie bereits erwähnt, können aus der erfindungsgemässen Aluminiumlegierung 4 Verbundwerk- stoffe gebildet werden, wobei diese Verbundwerkstoffe aus zumindest zwei Schichten unterschied- licher Zusammensetzung bestehen und insbesondere als Gleitlager 2 ausgebildet sein können. Die Härte der einzelnen Schichten des Verbundwerkstoffes sollte dabei unterschiedlich sein und insbe- sondere von einer ersten Randschicht zu einer dieser gegenüber angeordneten zweiten Rand- schicht zunehmen. Zumindest eine dieser Randschichten kann durch die erfindungsgemässe Aluminiumlegierung 4 gebildet werden, und insbesondere aufgrund des hohen Anteils an Weich- phasenbildnern als Laufschicht 3 für besagtes Gleitlager 2 verwendet werden.
Die zweite Randschicht kann als Stützschicht 6 ausgebildet und z. B. aus Stahl gebildet sein.
In der Fig. 3 ist ein anderes Lagerelement 1 mit der Stützschicht 6 und der Laufschicht 3 gezeigt, bei dem zwischen der Stützschicht 6 und der Laufschicht 3 eine Zwischenschicht 11, gegebenenfalls als Mittelschicht oder Bindungsschicht bezeichnend, angeordnet ist. Die mit der
Zwischenschicht 11 bewegungsfest verbundene Laufschicht 3 bildet bei dieser Ausführung durch Abstimmung ihrer Legierungsbestandteile einen Verbundwerkstoff, dessen Eigenschaften massgeb- lich die für das Lagerelement 1 angestrebten Eigenschaften beeinflussen.
Die Zwischenschicht 11 kann beispielsweise aus Reinaluminium, gegebenenfalls mit erschmelzungsbedingten Verunreini-
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gungen, aus einer Aluminiumlegierung, die als Hauptlegierungselemente zumindest eine Element aus einer Fe, Mn, Ni, Cr, Co, Cu, Pt, Mg, Sb oder Ag enthaltenden Elementgruppe enthält, aus einer AI-Zn 4,5 Legierung oder aus einer Aluminiumlegierung, der zumindest ein Element der voranstehend beschriebenen Elemente wie beispielsweise Sc oder dgl. zulegiert ist und die gegebenenfalls keine Weichphasenbildner, wie z. B. Sn, Pb, Bi, Sb oder dgl., enthält, gebildet sein.
Selbstverständlich ist es auch möglich, dass zumindest eine weitere Zwischenschicht zwischen der ersten und der zweiten Randschicht, also der Laufschicht 3 und der Stützschicht 6, angeordnet ist.
Die Laufschicht 3 kann in dem erfindungsgemässen Verbundwerkstoff eine Härte nach Vickers im Bereich zwischen 25 HV2 und 80 HV2, bevorzugt zwischen 30 HV2 und 70 HV2, aufweisen
Weiters kann die Zwischenschicht 11 eine Härte nach Vickers aufweisen, die im Bereich zwischen 55 HV2 und 100 HV2, bevorzugt zwischen 60 HV2 und 85 HV2, liegt.
Sowohl die Laufschicht 3 als auch die Zwischenschicht 11können aushärtbar ausgebildet sein.
Die Festigkeit der Zwischenschicht 11 sollte zumindest gleich, vorzugsweise jedoch höher als die Festigkeit der Laufschicht 3, sein. Insbesondere sollte der Wert der Härte der Zwischenschicht 11 zwischen dem Wert der Härte der Laufschicht 3 und jenem der Stützschicht 6 liegen. Bei der Anordnung mehrerer Zwischenschichten zwischen den beiden Randschichten kann es von Vorteil sein, wenn die Härte schrittweise von der ersten Randschicht in Richtung auf die zweite Rand- schicht, also von der Laufschicht 3 auf die Stützschicht 6, zunimmt.
Um die Eigenschaften des erfindungsgemässen Lagerwerkstoffes, also der Aluminiumlegierung 4 zu zeigen, wurde ein solcher Lagerwerkstoff mit einem üblichen Werkstoff eines Gleitlagers verglichen. Dazu wurde für den Lagerwerkstoff eine Aluminiumlegierung 4 mit einem Scandium- gehalt von 0,15 Gew.-%, einem Mangangehalt von 0,4 Gew. -%, sowie einem Zinngehalt von 25 Gew. -%, Rest Aluminium mit erschmelzungsbedingten Verunreinigungen hergestellt.
Aufgrund der Vielzahl an möglichen Legierungen, weiche aufgrund der unterschiedlichsten Kombinationsmöglichkeiten der Elemente hergestellt werden können, hat dieses Beispiel, wie bereits erwähnt, nur beispielhaften Charakter. Dies bedeutet jedoch nicht, dass die Erfindung allein auf dieses Beispiel beschränkt ist, sondern sind vielmehr alle möglichen Elementkombinationen für die Aluminiumlegierung 4 von der Erfindung umfasst.
Die Aluminiumlegierung 4 wurde mittels vertikalem Strangguss in einem rechteckigen Format vergossen. Die Gusshaut wurde anschliessend allseitig abgefräst. Der so entstandene Streifen wurde in mehreren Schichten zu einer Dicke von ca. 10,3 mm abgewalzt. Nach einem Richtwalz- vorgang wurde die Oberfläche aufgerauht und beidseitig mit je einem ca. 1 mm dicken Rein- aluminiumblech, zusammengewalzt.
Dieser Schichtverbundwerkstoff wurde anschliessend in fünf Schritten auf eine Dicke von 1,75 mm abgewalzt und anschliessend in einem Stich mit einem vorher gerichteten, entfetteten und oberflächig aufgerauhten Stahlblech zusammengewalzt. Es ergab sich auf dem Stahl-Rein- aluminium-AISc 0,15, Mn 0,4, Sn 25-Reinaluminium Verbundwerkstoff eine Gesamtauflagenstärke von 0,98 mm. Die Verbunde wurden anschliessend während 3,5 Stunden, bei einer Temperatur von 345 C wärmebehandelt.
Aus diesen Verbundwerkstoffstreifen wurden auf die übliche Art (Platinen ausstanzen, Platinen verpressen, Reinaluminium-Deckfolie ausdrehen, Feinbohren, etc.) Lagerschalen hergestellt.
Während des Herstellvorgangs kann die Wärmeabfuhr aufgrund der gewählten Abzugs- bedingungen zwischen 2,5 J/s und 4,3 J/s für die Erstarrung sichergestellt werden.
Selbstverständlich ist es möglich, dass anstelle des vertikalen Stranggusses der horizontal Strangguss verwendet wird, bzw. können wie weiter unten näher beschrieben wird zu diesem Herstellungsverfahren differente Verfahren verwendet werden.
Der so hergestellte Verbundwerkstoff wurde mit einem üblichen Werkstoff für ein Gleitlager 2, der neben Aluminium als Hauptlegierungsbestandteil 20 Gew.-% Sn, 0,9 Gew.-% Cu und den sonst in Aluminium üblichen Verunreinigungen bestand, verglichen.
Bei der erfindungsgemässen Aluminiumlegierung 4 für die Laufschicht 3 lag das Zinn-Netz im Gegensatz zur Vergleichslegierung in einer im wesentlichen unterbrochenen Form vor, so dass bei der erfindungsgemässen Legierung trotz des deutlich höheren Zinngehaltes eine bessere Struktur- festigkeit festgestellt werden konnte. Dem gemäss konnte eine Zunahme der Brinellhärte im Gusszustand von wenigstens fünf Punkten gemessen werden.
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Das im wesentlichen unterbrochene Zinnetz ist beispielsweise aus Fig. 2 durch die schraffierte Darstellung ersichtlich. Unterbrochen kann das Zinnetz beispielsweise durch Hartstoffpartikel 12 werden, die aus einem Teil der vorangenannten Elemente gebildet werden können, wobei diese Hartstoffpartikel 12 vorzugsweise gerundete Flächen aufweisen, sodass die Scherung verringert werden kann.
Zur Überprüfung der Verformbarkeit wurde der Vergleichswerkstoff der selben Behandlung wie die Aluminiumlegierung 4 unterzogen.
Es konnte dabei festgestellt werden, dass bei einer Walzverformung ohne Zwischenglühen der herkömmliche Werkstoff lediglich eine Verformung von max. 25 % in einem einzelnen Stich zuliess, wobei bereits erste Risse entstanden, die bei einer Stichabnahme bis zu 35 % zu nicht mehr weiter verwertbaren Bändern führten.
Bei dem erfindungsgemässen Lagerwerkstoff konnten erst bei einer Verformung von insgesamt 40 % erste Risse erkannt werden, doch wuchsen diese Risse mit zunehmender Stichstärke erheblich langsamer, so dass bei einer Stichabnahme von 50 % das Band bis auf einen schmalen Randbereich noch ohne weiteres verwendet werden konnte.
Ein weiterer Umformversuch bestand in der Prüfung der ohne Zwischenglühen statthaften Anzahl hintereinander durchgeführter Walzoperationen mit konstanter Stichabnahme von jeweils 5 %. Bei dem bisher üblichen Werkstoff musste die Verformung nach 8 bis 10 Stichen eingestellt werden. Dies entspricht einer maximalen Gesamtverformung von knapp mehr als 40 %. Durch nach jedem Stich durchgeführte Härtemessungen an der gewalzten Oberfläche konnte beobachtet werden, dass die Vergleichslegierung bereits nach 6 Stichen eine maximale Härte erreicht hatte.
Bei den folgenden Stichen konnte sogar ein teilweises Absinken der Härte festgestellt werden, was auf eine Strukturschädigung schliessen lässt.
Bei dem erfindungsgemässen Lagerwerkstoff konnte im Gegensatz dazu ein besonders starkes Anwachsen der Härte bis zum 11. Walzstich gemessen werden Danach fällt die Härte üblicher- weise nicht messbar ab. Bei einer entsprechenden Gesamtverformung von 48 % bis 53 % war eine weitere Verformung rissebedingt nicht mehr möglich.
In Fig. 4 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 Lagerelementes 1, insbesondere der Temperatur- und/oder Druckbelastung während einer sogenannten Einlaufphase und auch danach, zu einer Veränderung der Festigkeit, wobei die Veränderung 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 verwendungsunfähig wird, keine weiteren wesentlichen Veränderungen in der Festigkeit auf.
Anhand der nachfolgend beschriebenen Beispiele von unterschiedlichen Schichtaufbauten für derartige Gleitlager 2 wird der erfindungsgemässe Lageraufbau und die Auswirkung auf das Lager- standsverhalten erläutert.
Beispiel 1: Bei diesem Gleitlager 2 ist die Stützschicht 6 aus einem Stahl gebildet und besteht die Laufschicht 3 aus einer Aluminiumlegierung, insbesondere aus AlZn 4,5, die mit der Stützschicht 6 bewegungsfest verbunden ist
Beispiel 2 : Bei diesem Gleitlager 2 ist die Stützschicht 6 aus einem Stahl gebildet. Auf der Stützschicht 6 ist die Zwischenschichte 11aus Reinaluminium und auf dieser die Laufschicht 3 aus einer Aluminium Sn-Legierung, z.B. AISn6Cu oder AISn20Cu, aufgebracht.
Beispiel 3 : Bei diesem Gleitlager 2 ist die Stützschicht 6 aus einem Stahl gebildet. Auf der Stützschicht 6 ist die Zwischenschichte 11 aus einer CuPb-Legierung und auf dieser die Lauf- schicht 3 aus AISn20 gesputtert.
Beispiel 4 : diesem Aufbau eines Gleitlagers 2 besteht die Stützschicht 6 aus Stahl. Bei der ersten Ausführungsvariante ist auf diese Stützschicht 6 aus Stahl eine Zwischenschicht 11aus
Reinaluminium aufgebracht und diese wiederum mit einer erfindungsgemässen Laufschicht 3 verbunden, die neben AI 0,15 Gew.-% Sc, 0,4 Gew. -% Mn und 25 Gew.-% Sn enthält.
Beispiel 5: Auch bei dieser Variante eines Gleitlagers 2 besteht die Stützschicht 6 aus Stahl.
Über eine Zwischenschicht 11 aus Reinaluminium ist eine Laufschicht 3 aus einer Aluminium- legierung 4 mit 0,2 Gew.-% Zr und 25 Gew.-% Sn (AIZrSn 25) aufgewalzt.
Beispiel 6 : dieses Beispiel für das Gleitlager 2 soll das Zusammenwirken von Sc und
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Zr gezeigt werden. Die Laufschicht 3 besteht aus einer Aluminiumlegierung 4 mit 0,15 Gew.-% Sc, 0,4 Gew. -% Mn, 25 Gew.-% Sn und 0,1 Gew. -% Zr. Diese Legierung kann sowohl über eine Aluminium-Zwischenschicht 11 als auch über eine Zwischenschicht 11 aus einer AISc-Legierung mit der Stützschicht aus Stahl verbunden sein.
Beispiel 7 : Anhand dieses Beispiels soll der Einfluss des Mengenanteils an Weichphasen- bildnern gezeigt werden. Die Laufschicht 3 besteht aus einer Aluminiumlegierung mit 1,3 Gew-% Sc und nur 6 Gew. -% Sn. Diese Laufschicht 3 ist wiederum über eine Aluminium-Zwischenschicht 11mit der Stützschicht 6 aus Stahl verbunden.
Selbstverständlich kann in allen soeben angeführten Beispielen die Zwischenschicht 11 aus Reinaluminium durch eine Zwischenschicht 11aus einer AISc-Legierung ersetzt werden.
Um nun das Lagerstandsverhalten eines Gleitlagers 2 überprüfen zu können und verschie- denen Einsatzkategorien zuzuteilen, kann das Lagerstandsverhalten anhand von vorbestimmten Prüfverfahren festgestellt und überprüft werden. Zum Simulieren des Lastverlaufes wird beispiels- weise bei einem mit einer vorbestimmten Drehzahl rotierenden Welle die auf das Lagergehäuse 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 Maximal- lagerbelastung erreicht, wird der Versuch so lange fortgeführt, bis das Lager durch Verquetschung der Laufschicht 3 oder Gratbildung im Bereich der Lauf- bzw. Zwischenschicht 3, 11oder 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 dem Schaubild ist nunmehr das Lagerstandsverhalten der zuvor anhand der Beispiele 1 bis 7 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 in Beispiel 1 beschrieben ist, darstellt, fällt ein derartiges Gleitlager 2 bereits vor Erreichen der Maximalbelastung zum Zeitpunkt 13 - 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 2 mit einem Dreischichtaufbau erreicht, bei dem die Stützschicht 6 aus Stahl, die Zwischenschicht 11 aus Reinaluminium und die Laufschicht 3 aus mit Zinn legierten Aluminiumlegierungen - gemäss Beispiel 2 - gebildet ist.
Während die Aluminiumlegierung mit niederem Zinngehalt ebenfalls bereits vor Erreichen der Maximalbelastung zum Zeitpunkt 14 ausfällt, widersteht die höher legierte Aluminiumlegierung über einen längeren Zeitraum der Maximalbelastung bis zu einem Zeitpunkt 15, zu dem das Lager verquetscht bzw. bis zu einem Zeitpunkt 16, zu dem das Lager verrieben ist.
Sehr hohe Standzeiten eines Lagers werden, wie aus dem Stand der Technik bekannt, durch einen Lageraufbau gemäss Beispiel 3 erreicht, da ein derartiges Gleitlager 2 erst nach einer Laufzeit von ca. 10. 000 Minuten, also zum Zeitpunkt 17 ausfällt.
Derartige Lager, die bei diesem Vergleichstest eine derart hohe Lagerstandzeit erreichen, werden auch als "Durchläufer" bezeichnet.
Die Zeitpunkte 18,22 und 19, 21 zeigen die Versuchsergebnisse für einen Lageraufbau - gemäss Beispiel 4-, bei welchem die Zwischenschicht 11 aus Reinaluminium und die Laufschicht 3 aus der erfindungsgemässen Aluminiumlegierung 4 besteht. Damit konnte gegenüber der Ausge- staltung des Lagers nach Beispiel 2 eine wesentliche Erhöhung der Lagerstandzeit erzielt werden.
Der Zeitpunkt 18 bezeichnet dabei die Verquetschung eines Lagers des Aufbaus Stahl/Alumi- nium/AIScSn25 und der Zeitpunkt 19 das Verquetschen für einen Aufbau des Gleitlagers 2 Stahl/AlSc-Legierung/AlScSn25-Legierung
Ebenfalls verwendbar ist eine Ausgestaltung, bei der die Zwischenschicht 11 als Haupt- legierungselement Zink und die Laufschicht 3 als Hauptlegierungselement Zinn enthält.
Bei einem weiteren Versuch wurde auf die Stützschicht 6 aus Stahl, eine Zwischenschicht 11 aus AlZn 4,5 und auf diese eine Laufschicht 3 aus AISn20Cu aufgebracht. Ein derartig ausge- bildetes Gleitlager 2 zeigt, dass es bis zum Zeitpunkt 20 betriebsbereit ist.
Das beste Ergebnis wird jedoch bei einem Lageraufbau erreicht, bei dem die Stützschicht 6 wiederum aus Stahl und die Zwischenschicht 11 aus einer Al-Sc-Legierung, wobei das Sc zumindest teilweise durch Y, Hf, Mg, Ta, La, durch ein Element der Lanthanoide oder der Actinoide
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ersetzt sein kann, bzw.
die weitere Legierungselemente wie beispielsweise Li, Zn, Si, Mg, Mn, Cu, Be, Ca, Zr, Mo, W, Ag, Ti, V, Cr, Fe, Co, Ni, Pd, Au, Pt, In, Ge, Sn, Pb, Sb, Bi, Te, enthalten kann, und die insbesondere aus AlMn 0,5 Sc 0,15 besteht, auf der eine Laufschichte 3 mit der erfindungsgemässen Aluminiumlegierung 4, gemäss Beispiel 4, aufgebracht ist Überraschend war für den Fachmann jedoch, dass bei dieser Kombination, bei der die Zwischenschicht 11 mit zumindest Sc legiert ist und die erfindungsgemässe Laufschicht 3 verwen- det wird, mit einem gegenüber dem Lageraufbau nach Beispiel 3 erheblich einfacheren - im Hinblick auf das Herstellungsverfahren - und damit auch billigeren Lageraufbau ebenfalls ein "Durchläufer" - im Schaubild mit einem Zeitpunkt 21 eingetragen - erreicht werden konnte, wobei durch den Zeitpunkt 21 angedeutet werden soll,
dass ein derartig aufgebautes Gleitlager 2 erst nach einer Laufzeit von ca. 10. 000 Minuten verrieben ist und somit ausfällt, d. h durch ein neues Gleitlager 2 ersetzt werden muss.
Recht gute Ergebnisse hinsichtlich der Laufzeit zeigen auch ein Gleitlager 2 des Aufbaus Stahl/AISc/AISn20, welches zu einem Zeitpunkt 22 zu einer Verquetschung und erst bei einer Laufzeit entsprechend Zeitpunkt 23 zum Ausfall führt.
Zum Zeitpunkt 22 verreibt aber auch ein Gleitlager 2 des Aufbaus Stahl/AI/AIScSn25, also eines Gleitlagers 2 mit der erfindungsgemässen Aluminiumlegierung 4 für die Laufschicht 3. Dies zeigt insbesondere wieder die Bedeutung der Abstimmung des Schichtverbundes, wobei insbe- sondere auch der Zwischenschicht 11, also der Bindungsschicht, eine besondere Rolle zukommt, wie dies anhand des Zeitpunktes 21 recht eindrucksvoll zum Ausdruck kommt, welcher ja wie bereits beschrieben den Zeitpunkt des Ausfalls eines Gleitlagers 2 beschreibt, für welches die selbe erfindungsgemässe Aluminiumlegierung 4 für die Laufschicht 3 und ebenso eine Stahlstütz- schicht verwendet wurde, allerdings die Zwischenschicht 11 durch eine AI-Sc-Legierung ersetzt wurde (St/Alsc/AlScSn25).
Die Zeitpunkte 24 und 25 bedeuten den Bruch bzw. Ausfall eines Gleitlagers 2, welches aus einer Stützschicht 6 aus Stahl, einer Zwischenschicht 11 aus einer Ai-Sc-Legierung und einer Laufschicht 3 aus einer Aluminium-Zinn-Legierung besteht, die bis zu 32 Gew.-% Zinn enthalten kann, wobei das aufgrund des hohen Zinnanteils entstehende Zinn-Netz durch Hartstoffe aus zumindest einem Element einer Fe, Mn, Ni, Cr, Cu, Pt, Mg, Sb, W, Nb, V, Ag, Mo oder Zr enthaltenden Elementgruppen durchbrochen ist, wobei diese Hartstoffe von annähernd kugel- bzw würfelförmiger Form sind und durch Bildung intermetallischer Phasen, z.B. Aluminidbildung, entstehen.
Für die Zeitpunkte 24,25 wurde dazu ein Beispiel gewählt, welches 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, Rest- Aluminium plus Verunreinigungen in der Legierung enthält.
Ein überaus schlechtes Ergebnis brachte ein Gleitlager 2 nach Beispiel 7, wozu in Fig. 4 der Zeitpunkt 26 eingetragen ist. Dieses Gleitlager 2 erreicht zwar die Maximalbelastung von 75 bar, fällt aber beim Erreichen dieser Maximalbelastung durch Verreiben aus, weil in der Laufschicht 3 der Sn-Anteil zu gering ist.
Ein Gleitlager 2 mit einer Laufschicht 3 gemäss Beispiel 5 erreicht ebenfalls nicht die Werte eines Gleitlagers 2, das anstelle von Zirkon, Scandium in vergleichbaren Mengen enthält. In Fig. 4 können für ein derartiges Gleitlager 2 gemäss Beispiel 5 ebenfalls die bereits erwähnten Zeitpunkte 15,16 für den Bruch bzw. den Ausfall dieses Gleitlagers 2 herangezogen werden. Dieses Beispiel verdeutlicht also, dass das Zulegieren von Scandium zu Aluminium-Zinn-Legierungen auf die Eigenschaften des Gleitlagers 2 einen wesentlichen Einfluss hat und dass zudem Sc nicht zur Gänze durch Zr ersetzt werden kann.
Zum Unterschied dazu kann jedoch ein zumindest teilweiser Ersatz des Scandiums durch Zirkon durchaus sinnvoll sein, insbesondere auch im Hinblick auf die Herstellungskosten für derartige Gleitlager 2, wie dies durch die wiederum bereits verwendeten Zeitpunkte 18, 19, 21, 22 in Fig. 4 verdeutlicht ist. Diese genannten Zeitpunkte stehen dabei auch für ein Gleitlager 2 gemäss Beispiel 6 mit einer erfindungsgemässen Aluminiumlegierung die Sc und Zr in zumindest annähernd vergleichbaren Mengenverhältnissen enthält. Dabei zeigen die Zeitpunkte 18,22 den Bruch bzw. den Ausfall eines Gleitlagers 2 gemäss Beispiel 6 mit einer Zwischenschicht 11 aus Reinaluminium und die Zeitpunkte 19,21 dieses Gleitlager 2 mit einer Zwischenschicht 11 aus einer AISc-
Legierung.
Es kann somit verdeutlicht werden, dass der Ersatz der Zwischenschicht 11aus Rein- aluminium durch eine Zwischenschicht 11aus einer AISc-Legierung einen nicht unwesentlichen
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Einfluss auf das Lagerstandsverhalten eines derartigen Gleitlagers hat.
Schliesslich steht der Zeitpunkt 22 aber auch für den Bruch eines Gleitlagers 2 gemäss Beispiel 5 und der Zeitpunkt 23 für den Ausfall dieses Gleitlagers 2, wobei wiederum die Zwischenschichi 11aus einer AISc-Legierung besteht und somit wiederum der Einfluss dieser Zwischenschicht 11 auf die Gleitlagereigenschaften verdeutlicht werden kann, da dasselbe Gleitlager 2 gemäss Beispiel 5 mit einer Zwischenschicht 11 aus Aluminium bereits zu den Zeitpunkten 15,16 zum Bruch bzw. zum Ausfall führt.
Das Resümee dieser Betrachtung ist also, dass einerseits Gleitlager 2 mit der erfindungs- gemässen Aluminiumlegierung 4 für die Laufschicht 3, beispielsweise einer AIScSn25-Legierung, ein sehr gutes Lagerstandsverhalten aufweisen, welches insbesondere auch den Vergleich zu Gleitlagern 2 gemäss Beispiel 3, sogenannten "Hi-Tech" Gleitlagern, nicht zu scheuen braucht und dass andererseits Gleitlager 2 auch kostengünstig aus der erfindungsgemässen Aluminiumlegierung 4 für die Laufschicht 3 und einer Zwischenschicht 11 aus Reinaluminium hergestellt werden können, wobei derartige Gleitlager 2 durchaus für diverse Einsatzzwecke brauchbare Ergebnisse bezüglich des Lagerstandsverhaltens zeigen können.
In den Fig. 5 und 6 ist die sich über die Betriebszeit eines Gleitlagers 2 verändernde Härte in Form von Schaubildem gezeigt, wobei der prinzipielle Härteverlauf in Abhängigkeit zur unter- schiedlichen Zusammensetzung zwischen Laufschicht 3 und Zwischenschicht 11 steht.
Da die Stützschicht 6 aus Stahl immer gleich ist, wird dies in der Betrachtung nicht weiter berücksichtigt, da auch die Härte dieser Stahllage sich über die Betriebsdauer kaum verändert.
Wesentlich hierbei ist vielmehr, dass sich je nach der Legierung der Lauf- und Zwischen- schichten 3 bzw. 11eine unterschiedliche Härte ergibt.
Für einen lang andauernden störungsfreien Betrieb und für eine lange Lagerstandsdauer ist es vorteilhaft, wenn die Härteänderungen in der Zwischenschicht 11und der Laufschicht 3 in etwa gleichartig verlaufen, d. h. nur geringe Differenzen zwischen 0 % und 20 % bei der sich über die Betriebsdauer verändernden Härte auftreten. Für die Praxis günstige Ergebnisse werden dabei erzielt, wenn, wie in Schaubild gemäss Fig. 5 gezeigt, die erfindungsgemässe Aluminiumlegierung 4, die mit einem hohen Zinnanteil versehen ist, als Laufschicht 3 und Reinaluminium als Zwischen- schicht 11 verwendet wird.
Bei diesem Ausführungsbeispiel zeigt sich, dass durch die Aushärtung der erfindungsgemässen Aluminiumlegierung die Härte über die Betriebsdauer zunimmt, wogegen, wie aus dem Stand der Technik bereits bekannt, das Reinaluminium aufgrund der Wärme- und Druckeinwirkungen seine Verspannungen, die eine höhere Festigkeit bewirken, verliert und mit zunehmender Betriebszeit weicher wird. Durch die Wahl der Härtezunahme der Laufschicht 3 im Verhältnis zur Härteabnahme der Zwischenschicht 11 kann aber trotzdem noch ein positives Gesamtergebnis erzielt werden, welches eine hohe Lagerstandsdauer unter Einhaltung der Grenzwerte bei der Härteveränderung über die Betriebszeit ermöglicht.
Der Verlauf der Härtezu- bzw. -abnahme ist im Schaubild in Fig. 5 für die Laufschicht 3 durch eine Diagrammlinie 27 und für die Zwischenschicht 11durch eine Diagrammlinie 28 gezeigt.
Ein für den Fachmann überraschend positives Ergebnis bringt jedoch ein Lageraufbau hinsicht- lich des Härteverlaufs über die Betriebsdauer, wenn, wie im Schaubild in Fig. 6 gezeigt, die Laufschicht 3 aus einer erfindungsgemässen Aluminiumlegierung 4 gemäss Diagrammlinie 29 und die Zwischenschicht 11, wie eine Diagrammlinie 30 zeigt, aushärtbar sind und durch die Tempera- tureinwirkung über die Betriebsdauer deren Härte zunimmt, wodurch nur geringe bis überhaupt keine Differenzen bei den Härteveränderungen über die Betriebsdauer auftreten. Dies wird durch die erfindungsgemässe, mit hohem Zinnanteil versetzte und mit zusätzlichen Legierungselementen, z. B.
Sc, legierten Aluminiumlegierung 4 in der Laufschicht 3 und durch die gegebenenfalls mit Zinn legierte Aluminiumlegierung der Zwischenschicht 11 erreicht, die wie bereits zuvor erwähnt, durch Umformung und Plattieren miteinander bzw. mit der Stützschicht 6 aus Stahl verbunden sein können.
Gleichzeitig sieht man aus diesem Schaubild in Fig. 6, dass im Fall der höheren Härte der Zwischenschicht 11, wie im übrigen auch das Lagerstandsverhalten im Diagramm nach Fig. 4 zeigt, eine hohe Standzeit eines derartigen Lagers erreicht wird.
Erfindungsgemässe Verbundwerkstoffe können nach beliebigen geeigneten Verfahren, welche bereits aus dem Stand der Technik bekannt sind, hergestellt werden. So ist es beispielsweise möglich, die Aluminiumlegierung für die Zwischenschicht 11 und/oder die Aluminiumlegierung 4 für
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die Laufschicht 3 im Stranggussverfahren herzustellen, wobei Rohlinge vorbestimmbarer Dicke hergestellt werden können. Um aus diesen Rohlingen die einzelnen Schichten für den Verbund- werkstoff zu fertigen, können diese z. B. auf eine vorbestimmbare Dicke 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 durch- geführt, bis die erforderliche Wanddicke der Schichten erreicht ist.
Es ist aber auch möglich, insbesondere für die Herstellung des erfindungsgemässen Verbund- werkstoffes, den Abwalzvorgang so durchzuführen, dass zwei oder mehrere unterschiedliche und/oder gleiche Schichten übereinander gelegt werden und durch das Abwalzen und Plattieren ein fester Verbund der einzelnen Schichten hergestellt werden kann. Beispielsweise kann die AI-Legierung 4 für die Laufschicht 3 auf der Oberfläche 5 mit der AI-Legierung für die Zwischen- schichte 11, also beispielsweise einer Al-Sc-Legierung, und die der Oberfläche 5 gegenüber liegende Oberfläche der Laufschicht 3 mit einer Reinaluminiumfolie abgedeckt werden.
Durch letztere soll verhindert werden, dass insbesondere beim anschliessenden Glühen des entstandenen 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 Festigkeit für die Verwendung in einem Gleitlager 2 zu geben, kann in einem anschliessenden Schritt die Stütz- schicht 6, beispielsweise Stahl, über einen erneuten Walzvorgang auf dem Verbund angebracht und damit verbunden werden. Nach einer anschliessenden, erneuten Temperaturbehandlung des nunmehr beispielsweise dreischichtigen Verbundwerkstoffes, wird diesem z. B. in einem Press- gesenk die endgültige Form, wie die in Fig. 1 bzw. Fig. 3 beispielsweise dargestellte Halbschale zeigt, verliehen.
Abschliessend kann die zur Vermeidung des Zinnaustritts verwendete Aluminium- schicht von der Laufschicht 3 entfernt werden, beispielsweise durch Ausbohren. Entsprechende abschliessende Fertigungsschritte wie beispielsweise das Brechen der Kanten, das Ausbilden der Nut 7 etc. können danach erfolgen.
Neben der genannten Methode können aber auch eine Reihe weiterer Verfahren, wie beispielsweise das CVD-Verfahren (Chemical Vapour Deposition), diverse Vakuumbeschichtungs- techniken, beispielsweise Aufdampfen, lonenplattieren, Kathodenzerstäuben (Sputtern), galvani- sche Techniken, stromlose Tauchverfahren, Sprühbeschichtungsverfahren, etc. verwendet werden.
Zudem können diverse weitere Verarbeitungstechniken zur Endfertigung der Werkstoffe, wie z.B.
Lasertechniken verwendet werden.
Bei allen einsetzbaren Verfahren ist es möglich, die Stützschicht 6 und/oder die Zwischen- schicht 11und/oder die Laufschicht 3 als Ausgangswerkstoff für das Aufplattieren bzw. Beschich- ten zu wählen.
Es versteht sich von selbst, dass bestimmte, gegebenenfalls notwendige Zwischenschritte, wie beispielsweise das Entfetten der Oberflächen mit z.B. Lösungsmitteln, erfolgen können.
Wie bereits erwähnt, können die einzelnen Schichten, insbesondere die AI-Legierungen 4, während des Herstellungsprozesses, insbesondere nach einem Abwalzvorgang, zum Spannungs- abbau, welcher durch die Verformung begründete wird, einer Temperaturbehandlung unterzogen werden. So ist es beispielsweise möglich, die Zwischenschicht 11und/oder die Laufschicht 3 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 Zwischenschichten nach dieser Wärmebehandlung nicht mehr als 35 % unter demjenigen Wert der Härte liegen kann, den die Zwischenschicht 11 und/oder die Laufschicht 3 vor der Massiwerformung durch z.B. Walzen, Schmieden, Strangpressen oder dgl. aufgewiesen hat.
Der Wert der Härte für diese Zwischen- schicht 11 und/oder die Laufschicht 3 kann beispielsweise nach einer Massivverformung im
Bereich zwischen 70 % und 80 % des vor der Wärmebehandlung gemessenen Härtewertes liegen.
Die Dicke der einzelnen Schichten kann beispielsweise für die Laufschicht 3 im Bereich zwischen 0,3 mm bis 0,6 mm, vorzugsweise 0,4 mm bis 0,5 mm, für die Zwischenschicht 11 im
Bereich zwischen 0,05 mm bis 0,2 mm, vorzugsweise 0,1 mm bis 0,18 mm, und für die Stütz- schicht 6 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 nach dem jeweiligen Verwen- dungszweck richten kann, sodass in der Folge auch die Dicken der einzelnen Schichten
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entsprechend angepasst werden können.
Die Härte der Laufschicht 3 kann beispielsweise nach dem Plattieren im Bereich zwischen 26,0 HV2 und 120,0 HV2, vorzugsweise zwischen 40,0 HV2 und 95,0 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 11 nach dem Plattieren im Bereich zwischen 55,0 UMHV20p und 100,0 UMHV20p, vorzugsweise zwischen 60,0 UMHV20p und 85,0 UMHV20p und nach der Wärmebehandlung zwischen 45,0 UMHV20p und 80,0 UMHV20p, vorzugsweise zwischen 55,0 UMHV20p und 75,0 UMHV20p, und diejenige der Stützschicht 6, beispielsweise von Stahl im Bereich zwischen 110,0 HV2 und 260,0 HV2, vorzugsweise zwischen 150,0 HV2 und 240,0 HV2 nach dem Plattieren und im Bereich zwischen 105,0 HV2 und 240,0 HV2, vorzugsweise zwischen 145,0 HV2 und 235,0 HV2 liegen.
Die Wärmebehandlung zur Ermittlung oben genannter Werte erfolgte über drei Stunden bei ca 350 C. Versuche bei höheren Temperaturen, beispielsweise 350 C bis 400 C, zeigten jedoch keine signifikante Änderung der Härte der Zwischenschicht 11 und/oder der Laufschicht 3, 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 Harte der Zwischenschicht 11und/oder der Laufschicht 3 sowohl in Stranggussrichtung als auch quer zur Stranggussrichtung zumindest annähernd gleich, was sich aus der feindispersen Verteilung der AI3Sc-Kristallite 10 über das gesamte Volumen der AI-Legierungen 4 erklären lässt.
Die AI-Basis-Legierung(en) bzw. der Verbundwerkstoff kann bzw. können nach jeder Gesamt- verformung von mindestens 25 % und höchstens 91 % in einem oder mehreren Verformungs- schritten bei einer Temperatur im Bereich zwischen 85 C bis 445 C, vorzugsweise zwischen 150 C und 400 C, getempert werden.
Weiters ist es möglich, dass durch ein Plattierverfahren in einem Walzwerk die Dicke des Verbundwerkstoffes bzw. der jeweiligen Zwischenprodukte pro Stich im Bereich von 20 % bis 75 %, vorzugsweise zwischen 25 % und 50 %, verringert wird
Es sei an dieser Stelle nochmals darauf hingewiesen, dass sämtliche angeführten Zusammen- setzungen für AI-Legierungen 4 beispielhaften Charakter haben und aus einer Vielzahl möglicher Kombinationen ausgewählt wurden. Dies bedeutet jedoch nicht, dass die Erfindung auf diese Kombinationen bzw. AI-Legierungen 4 beschränkt ist, sondern sind vielmehr sämtliche mögliche Kombinationen von der Erfindung umfasst.
Der Ordnung halber sei abschliessend darauf hingewiesen, dass zum besseren Verständnis des Aufbaus des Verbundwerkstoffes bzw. der Aluminiumlegierung 4 diese bzw. deren Bestandteile teilweise unmassstäblich und/oder vergrössert und/oder verkleinert dargestellt wurden.
Die den eigenständigen erfinderischen Lösungen zugrundeliegende Aufgabe kann der Beschreibung entnommen werden.
Vor allem können die einzelnen in den Fig. 1 ; 3 ; 5,6 gezeigten Ausführungen den Gegenstand von eigenständigen, erfindungsgemässen Lösungen bilden. Die diesbezüglichen, erfindungsgemässen Aufgaben und Lösungen sind den Detailbeschreibungen dieser Figuren zu entnehmen.
Bezugszeichenaufstellung
1 Lagerelement
2 Gleitlager
3 Laufschicht
4 Aluminiumlegierung
5 Oberfläche
6 Stützschicht
7 Nut
8 Stirnfläche
9 Seitenwand
10 AI3Sc-Kristallit
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11 Zwischenschicht 12 Hartstoffpartikel 13 Zeitpunkt 14 Zeitpunkt 15 Zeitpunkt 16 Zeitpunkt 17 Zeitpunkt 18 Zeitpunkt 19 Zeitpunkt 20 Zeitpunkt 21 Zeitpunkt 22 Zeitpunkt 23 Zeitpunkt 24 Zeitpunkt 25 Zeitpunkt 26 Zeitpunkt 27 Diagrammlinie 28 Diagrammlinie 29 Diagrammlinie 30 Diagrammlinie
PATENTANSPRÜCHE: 1 Verbundwerkstoff aus zumindest zwei Schichten unterschiedlicher Zusammensetzung, insbesondere Gleitlager, wobei zumindest eine Schicht aus einer Aluminiumlegierung besteht, die neben Aluminium mit erschmelzungsbedingten Verunreinigungen auch Weich- phasenbildner, z. B.
Sn, Pb, Bi, Sb enthält, dadurch gekennzeichnet, dass die Aluminium- legierung (4) weiters einen Gehalt an Beimengungen von zumindest einem Element aus einer Sc, Y, Hf, Ta, La, die Lanthanoide und die Actinoide umfassenden Elementgruppe vom maximal 10 Gew.-%, vorzugsweise 4 Gew. -%, insbesondere zwischen 0,015 Gew.-% und 3,25 Gew. -%, bezogen auf 100 Gew-% Legierung, aufweist.