DE3000772C2

DE3000772C2 - Zinnhaltige Aluminium-Lagerlegierung

Info

Publication number: DE3000772C2
Application number: DE19803000772
Authority: DE
Inventors: Soji Nishio Aichi Kamiya; Tamotsu Toyota Aichi Nara
Original assignee: Taiho Kogyo Co Ltd
Current assignee: Taiho Kogyo Co Ltd
Priority date: 1980-01-10
Filing date: 1980-01-10
Publication date: 1993-05-27
Anticipated expiration: 2000-01-11
Also published as: DE3000772A1

Description

Die Erfindung bezieht sich auf eine zinnhaltige AIuminium-Lagerlegierung und auf die Verwendung für mil Stahlstützschalen versehene und vorzugsweise durch Preßschweißen hergestellte Verbundlagerwerkstoffe.

In den vergangenen Jahren ist es erforderlich geworden, Kraftfahrzeugverbrennungsmotoren kompakt und mit hoher Leistung herzustellen. Außerdem müssen sie zum Einhalten der Abgasbestimmungen mit Rückfördcrvorrichtungen u. dgl. versehen werden, die in das Kurbelgehäuse übergetretenes unverbranntes Gemisch rückfördern. Die Einsatzbedingungen für die Lagerwerkstoffe in Verbrennungsmotoren sind deshalb bei hohen Belastungen und hohen Temperaturen härter geworden. Unter solchen harten Bedingungen neigen die herkömmlichen Lagerwerkstoffe zum Ausfall durch Ermüdung und zu anomalem Verschleiß, durch die verschiedene Störungen der Motoren hervorgerufen werden.

Bei den Wellen, die mit den Lagerwerkstoffen in Berührung gebracht werden, besteht die Tendenz, daß die bislang hergestellten Schmiedewellen durch weniger teuere Wellen aus Sphäroguß oder anderem Material mit rauher Oberfläche ersetzt werden, um die Herstellungskosten zu senken. Die Verbesserung in der Verschleißfestigkeit, in der Beständigkeit gegen Fressen und in der Dauerfestigkeit bei hohen Temperaturen isl deshalb um so mehr erforderlich.

Beispiele für die zinnhaltige AIuminium-Lagerlegierung, die im Stand der Technik zum Herstellen der l.:igcr von Verbrennungsmotoren benutzt wird, sind:

Al (Rest) - Sn (3,5-4,5) - Si (3.5-4,5) - Cu (0,7-1,3); AI(Rest) - Sn(4-8) - Si(I —2) - Cu(0,l-2) - Ni(O₁I-I);

50 Al (Rest) - Sn (3-40) - Pb (0.1-5) - Cu (0,2-2) - Sb(O₁I -3) - Si (0,2-3) - Ti(O₁OI-I);

Al (Rest) - Sn (15—30) - Cu (0,5-2) und Al (Rest) - Sn (1 -23) - Pb(l,5-9) - Cu (0,3-3) - Si(I -8),

v,obei die in Klammern gesetzten Werte die Gewichtsprozentsätze der Werkstoffkomponenten angeben.

Aus FR 11 87 467 ist eine Lagerlegierung mit 1,5 bis 25% Eisen, bis zu 35% Kupfer,Titan, Magnesium, Chrom, Zinn, Cer und/oder Erdalkalimetallen und Aluminium als Rest bekannt.

Aus GB 4 70 248 ist eine AIuminium-Lagerlegierung bekannt, die aus 1,5 bis weniger als 8% eines niedrig schmelzenden Bestandteils mit Zinn und Antimon, 0,8 bis 4,8% eines härtenden Bestandteils aus Nickel, Mangan, Vanadium. Kobalt, Chrom, Molybdän und/oder Wolfram einschließlich des vorhandenen Eisens, bis 1,5% Magnesium und Aluminium als Rest besteht, wobei der Antimongehalt 1,5% des niedrig schmelzenden Bestandteils nirht überschreiten und der härtende Bestandteil mindestens zur Hälfte aus Nickel und/oder Mangan bestehen muß. Bei Verwendung von Aluminium handelsüblicher Reinheit für die Legierungsherstellung enthält diese bekannte AIuminium-Lagerlegierung 0,2 bis 0,5% Eisen und 0,15 bis 0,6% Silizium, wobei der Sili/.iunigchalt zur Härtung bis 1% erhöht werden kann. Der niedrig schmelzende Bestandteil dieser bekannten Lagcrlcgierung kann außerdem die Metalle Kadmium, Blei und/oder Wismut in einer Menge enthalten, die den vorhandenen Zinngehalt nicht überschreiten darf. Nach GB 4 70 248 wird die dort genannte Legierung zur Herstellung von Lagern für Stahlwellen, d. h. für Pleuellager oder Kurbelwellenlager in Verbrennungsmotoren verwendet.
Nach der deutschen Patentanmeldung W 1271, ausgelegt am 27. September 1951, ist eine Aluminiumlegierung

Tür Gleitlager bekannt, die aus mehr als 0,5 bis 8% Blei, das auch ganz oder teilweise durch Zinn, Kadmium, Wismut, Thallium und Indium ersetzt werden kann, 0,6 bis 10% Kupfer, bis zu 2% Chrom, bis zu 2% Silizium und Aluminium als Rest besteht. Die in der deutschen Patentanmeldung W 1271 genannten Lagerlegierungen sind zur Verwendung in Verbindung mit Stah.'wellen geeignet.

Nach Aluminium-Taschenbuch, 13. Auflage, 1974, S. 311 und 926, ist es bekannt, Aluminium-Lagerlegierungen je nach ihrer Härte bei Gehäusen aus Stahl oder Gußeisen und bei hoher Lagertemperatur mit Stahlstützschalen zu verbinden, die durch Preßschweißsn aufgebracht werden.

Wenn diese herkömmlichen Legierungen für die Lager von Kraftfahrzeugverbrennungsmotoren unter harten Bedingungen, wie sie oben beschrieben worden sind, benutzt werden, kommt es manchmal in kurzer Zeit zum Ausfall infolge Ermüdung, wenn die Motoren ständig unter starken Belastungen betrieben werden. Das ist auf die Tatsache zurückzuführen, daß die Temperatur des Schmieröls in einem Verbrennungsmotor während des durchgehenden Vollastbetriebes sehr hoch wird, und beispielsweise kann die Temperatur des Schmieröls in einer ölwanne 130 bis 150" C erreichen, so daß die Temperatur der Gleitflächen von Lagern ebenfalls sehr stark erhöht wird. Infolgedessen wird, da der eutektische Punkt einer solchen Legierung in der Größenordnung von 225" C liegt, die Härte der Legierung unter den Hochtemperaturbedingungen schnell gering, was das Schmelzen und das Wandern der Zinnkomponentt verursacht und zur Folge hat, daß die Dauerfestigkeit gesenkt wird.

Zusätzlich zu dem Verringern der Dauerfestigkeit aufgrund des Verlustes an Härte bei hohen Temperaturen bewirkt die Vergröberung von Zinnteilchen in dem Gefügebild von herkömmlicher zinnhaltiger AIuminium-Lagcrlegierung ebenfalls ein Absinken der Dauerfestigkeit. Das heißt, der Aluminiumlagerwerkstoff wird im allgemeinen wie oben erwähnt hergestellt, indem eine zinnhaltige Aluminium-Lagerlegierung durch Preßschweißen auf eine Stahlstützschale aufgebracht wird, wobei ein Glühschritt nach dem Preßschweißen erforderlich ist, um die Haftfestigkeit zwischen beiden Metallen zu verbessern. Das Glühen erfolgt im allgemeinen bei einer Temperatur unterhalb des Punktes, an welchem sich eine intermetallische Aluminium-Eisen-Verbindung abscheidet, und je höher die Behandlungstemperatur ist und je langer die Behandlungszeit ist, um so größer wird die Haftfestigkeit Tatsächlich wird, wenn die herkömmliche zinnhaltige Aluminium-Lagerlegierung während des Glühens in einen Hochtemperaturzustand gebracht wird, die Vergröberung der Aluminiumkorngrenzen und Zinnteilchen nachteiligerweise in dem Legierungsgefügebild hervorgerufen. Das heißt, wenn die herkömmliche zinnhaltige Aluminium-Lagerlegierung einem Glühvorgang ausgesetzt wird, um die Haftfestigkeit an der Stahlstützschale zu verbessern, kommt es zur Vergröberung der Zinnteilchen, was das Verringern der Dauerfestigkeit der Lagerlegierung bei hohen Temperaturen zur Folge hat.

Weiter sind diese herkömmlichen zinnhaltigen Aluminium-Lagerlegierungen hinsichtlich ihrer Verschleißfestigkeit nicht gut genug. Insbesondere wenn Wellen mit harten und rauhen Oberflächen, beispielsweise solche aus Sphäroguß, mit den Lagerlegierungen in Berührung gebracht werden, wird die Verschleißfestigkeit stark verringert und es kommt zu Ausfällen aufgrund von Ermüdung, was im Stand der Technik ein ernstes Problem darstellt.

Aufgabe der Erfindung ist es, eine zinnhaltige Aluminium-Lagerlegierung zu schaffen, die eine relativ hohe Verschleißfestigkeit hat und bei der es bei hohen Temperaturen zu einem relativ geringen Verlust an Härte kommt, so daß sie auch eine hohe Dauerfestigkeit hat.

Diese Aufgabe ist erfindungsgemäß durch die im Kennzeichen des Patentanspruchs 1 oder eines der Patentansprüche 3 bis 7 angegebene Legierungszusammensetzung gelöst.

Bei der zinnhaltigen Aluminium-Lagerlegierung nach der Erfindung wird die Dauerfestigkeit sehr verbessert, indem das Absinken der Härte bei hohen Temperaturen verringert wird und indem insbesondere die Vergröberung der Zinnteilchen vermieden wird. Außerdem wird die Verschleißfestigkeit der Lagerlegierung erhöht, um die Haltbarkeit gegenüber einer zu lagernden Welle zu verbessern, die eine harte und rauhe Oberfläche hat.

Eine vorteilhafte Ausgestaltung der Erfindung, die den Gegenstand des Unteranspruchs 2 bildet, ergibt eine weitere Verbesserung der Lagereigenschaften.

Die relativ hohe Verschleißfestigkeit der erfindungsgemäßen Lagerlegierung ermöglicht deren Verwendung gemäß den Ansprüchen 8 bis 11.

Mehrere Ausführungsbeispiele der Erfindung werden im folgenden unter Bezugnahme auf die Zeichnung näher beschrieben. Es zeigt

F i g. 1 ein Diagramm, das die Verschleißverluständerungen von Legierungen mit der Zunahme von Belastungen zeigt, die auf Stahlwellen ausgeübt werden, welche mit den Legierungen in Berührung sind, und

F i g. 2 ein Diagramm, das die Verschleißverluständerungen von Legierungen mn der Zunahme von Belastungen zeigt, die auf Wellen aus Sphäroguß ausgeübt werden, welche mit den Legierungen in Berührung sind.

Die zinnhaltige Aluminium-Lagerlegierung nach der Erfindung gemäß Anspruch 1 wird hergestellt, indem Zinn (Sn), Chrom (Cr), Zirkonium (Zr) und/oder Niob (Nb), Kupfer (Cu) und/oder Magnesium (Mg) einer Aluminiumschmelze zugesetzt werden.

In Verbindung mit dtr Zinnmenge können die Paßfähigkeit und die Schmiereigenschaften mit zunehmender Zinnmenge insgesamt verbessert werden, wobei jedoch die Härte gesenkt wird. Die Belastbarkeit eines Lagers wird deshalb gering. Wenn dagegen die Zinnmenge gering wird, wird die Belastbarkeit erhöht, die Legierung ist

aber ais Lagerwerksiufi zu iiari und die Fitßiäiiigkcii wiiü sciucchici". im Siäiid der Technik Ϊ5Ί die obere Grenze für den Zinngehalt im allgemeinen etwa 15% und die untere Grenze etwa 3%. Bei der Erfindung wird der Zinngehalt auf den Bereich von 3 bis 7% beschränkt, in welchem die Belastbarkeit gut ist.

Der Zusatz von Chrom (Cr) bewirkt, daß die Härte der Legierung vergrößert wird und die Legierung am Erweichen bei hohen Temperaturen gehindert wird, so daß die Vergröberung der Zinnteilchen selbst beim Glühen nicht auftritt. Zuerst werden die Effekte zum Erhöhen der Härte und zum Vermeiden des Erweichens der Legierung bei hohen Temperaturen beschrieben. Wenn die Menge an Chrom kleiner als 0,1 Gew.-% ist. kann die Verbesserung der Härte bei hoher Temperatur nicht erwartet werden. Wenn die Chromzusatzmenge 1.0

Gew.-% übersteigt, kann die intermetallische Al-Cr-Verbindung nicht fein und gleichmäßig dispergiert werden, was weiter unten noch näher beschrieben ist, weshalb die Auswirkung des Zusatzes gering wird. Demgemäß wird die Chromzusatzmenge auf den Bereich von 0,1 bis 1,0 Gew.-°/o beschränkt. Insbesondere bildet in Verbindung mit der Verbesserung der Härte bei hoher Temperatur das Chrom eine feste Lösung in dem Aluminium, die die Rekristallisationstemperatur des Aluminiums erhöht, und darüber hinaus verbessert die feste Lösung selbst die Härte der Aluminiummatrix. Gleichzeitig wird die Härte der Chrom enthaltenden Legierung höher, selbst wenn sie mehrmals gewalzt wird, was einen Gegensatz zum Gießen darstellt. Mit der Erhöhung der Rekristallisationstemperatur des Aluminiums können die Motorenlager, die hohen Temperaturen ausgesetzt werden, ihre mechanischen Eigenschaften beibehalten. Insbesondere kann das Absenken der Härte bei hohen

ίο Temperaturen verringert werden und das Erweichen von Lagern in einem Hochtemperaturbereich kann gut vermieden werden, wodurch die Haltbarkeit der Lager verbessert wird. Weiter hat die intermetallische Al-Cr-Verbindung, die über der Grenze der festen Lösung ausgeschieden wird, eine Vickershärte von mehr als 370, so daß die Dispersion dieser Verbindung der Lagerlegierung hilft, die Härte bei hoher Temperatur aufrechtzuerhalten. Die Dispersion einer solchen intermetallischen Verbindung in richtiger Menge hat deshalb eine günstige Auswirkung. Der erfindungsgemäße Bereich der Chrommenge ist, wie oben beschrieben, 0,1 bis 1,0 Gcw.-%, und, wenn die Chrommenge innerhalb dieses Bereiches liegt, ergibt sich eine feine und gleichmäßige Abscheidung der intermetallischen Verbindung und die Härte der Lagerlegierung wird erhöht.

Im folgenden wird die Auswirkung des Chromzusatzes zur Vermeidung der Vergröberung der Zinnteilchen beschrieben. Die Vergröberung der Zinnteilchen ist eine Erscheinung, die auf das Wandern von Aluminiumkorngrenzen und Zinnteilchen bei sich auf hoher Temperatur befindlicher Lagerlegierung zurückzuführen ist. Da das Chrom als die obenerwähnte intermetallische AI-Cr-Verbindung ausgeschieden wird, die in der Aluminiumlcgicrungsmatrix feinst verteilt wird, blockiert diese intermetallische Verbindung direkt das Wandern der Aluminiumkorngrenzen und behindert gleichzeitig das Wachstum von Aluminiumkristallkörnern. Das Wandern von Zinnteilchen wird deshalb ebenfalls behindert und infolgedessen kann die Vergröberung der Zinnteilchen vermieden werden. Das steht in Beziehung zu der Tatsache, daß die feinst verteilten Zinnteilchen während der Wiederholung des Walzens und Glühens dort gehalten werden, wo sie sich befinden, so daß die obenerwähnten verschiedenen Auswirkungen erzielt werden können.

Weiter kann die Verflüssigung von Zinnteilchen, die einen niedrigen Schmelzpunkt von etwa 232°C haben, unter Hochtemperaturbedingungen wirksam verhindert werden, weil die Zinnteilchen in einem feinst verteilten Zustand in der Aluminiummatrix gehalten werden. Unter diesem Gesichtspunkt wird die Auswirkung des Verhinderns des Absenkens der Härte verständlich.

Vorstehend ist die Auswirkung des Verhinderns der Vergröberung der Zinnteilchen in dem Glühschrilt beschrieben. Diese Auswirkung kann auch in dem Bearbeitungszustand des Lagerwerkstoffes erwartet werden, in dem die Temperatur gleich der im Glühzustand ist. Demgemäß kann die Dauerfestigkeit im praktischen

35 Gebrauch auch mit dem Blockieren des Erweichem verbessert werden.

Zum Verbessern hauptsächlich der Verschleißfestigkeit werden Zirkonium (Zr) und/oder Niob (Nb) zugesetzt. Die Zusatzmenge jedes dieser Elemente liegt innerhalb des Bereiches einer Linie bis 10 Gew.-°/o, während die Gesamtmenge dieser Elemente nicht mehr als 10 Gew.-% beträgt und vorzugsweise in dem Bereich von 1 bis 6 Gew.-°/o liegt, wobei diese Menge gemäß dem Verwendungszweck festgelegt werden kann. Der Grund für die vorstehende Beschränkung ist folgender. Die ausgeschiedenen Substanzen (oder kristallisierten Substanzen, dasselbe soll im folgenden gelten) dieser Elemente sind in der Aluminiummatrix dispergiert. weshalb die Verschleißfestigkeit verbessert werden kann. Wenn die Zusatzmenge kleiner als 1 Gew.-% ist, kann sich die Auswirkung des Zusatzes nicht ergeben, während, wenn die Zusatzmenge mehr als 10 Gew.-°/o beträgt, zuviel Substanz ausgeschieden wird, so daß die Anpaßbarkeit an das Walzen schlecht wird und das Wiederholen von Walzen und Glühen schwierig wird. Weiter wird die Bildung der feinen Zinnteilchen blockiert. Um diese unerwünschten Effekte vollständig zu beseitigen, ist die bevorzugte obere Grenze auf 6 Gew.-% festgelegt worden.

Die Ausscheidungsformen dieser spezifizierten Zusätze sind die ausgeschiedenen Substanzen jedes zugesetzten Elements, die der intermetallischen Verbindungen zwischen den zugesetzten Elementen, die der intcrmelallisehen Verbindungen von Aluminium und zugesetzten Elementen und die der intermetallischen Verbindungen von Aluminium und der intermetallischen Verbindung von zugesetzten Elementen. Die Verschleißfestigkeit kann durch die ausgeschiedenen Substanzen in allen Formen der vorstehenden verbessert werden.

Die Vickershärten dieser ausgeschiedenen Substanzen erreichen mehrere hundert so daß die ausgeschiedenen Substanzen sehr hart sind und der Verschleiß von Lagern, der durch die Reibung mit Wellen verursacht wird, durch die ausgeschiedenen Substanzen beträchtlich verringert werden kann. Demgemäß kann ein ziemlich gutes Resultat erzielt werden, wenn eine richtige Menge der ausgeschiedenen Substanz in der Aluminiummatrix vorhanden ist Der Bereich der richtigen Menge reicht wie oben beschrieben, von 1 bis 10 Gew.-%, und, wenn die Menge der ausgeschiedenen Substanz in diesem Bereich liegt kann die ausgeschiedene Substanz gleichmäßig dispergiert werden und die Verschleißfestigkeit kann wirksam verbessert werden, ohne daß nachteilige Effekte, wie das Absenken der Paßfähigkeit, hervorgerufen werden.

Der Effekt der Verbesserung der Verschleißfestigkeit ist beträchtlich, wenn das Lager eine Welle trägt die eine harte und rauhe Oberfläche hau Die Leistungsfähigkeit des Lagers hängt im allgemeinen von der Härte und der Rauhigkeit des abzustützenden Werkstoffes in großem Ausmaß ab. Wenn beispielsweise der herkömmliche Lagerwerkstoff auf Al-Sn-Basis zum Abstützen einer Welle aus Sphäroguß benutzt wird, werden die Eigcnschaften des Lagers hinsichtlich Verhindern des Fressens und hinsichtlich der Verschleißfestigkeil merklich verschlechtert Da die Wellen aus Sphäroguß billig hergestellt werden können, werden sie in jüngerer Zeil anstelle der geschmiedeten Stahl wellen weitgehend verwendet In der Eisenmatrix der Welle sind weiche Graphit teilchen verstreut Wenn die Wellenoberfläche abgeschabt wird, werden deshalb blattartige Schleifgrate um die

Graphitteilchen herum gebildet. Wenn die Welle, die solche Schleifgrate aufweist, gegenüber dem Lager unter starker Belastung verschoben wird, bei der die Rauhigkeit der Welle und des Lagers und die Dicke des Ölfilms zwischen ihnen einander gleich sind, wird die Lageroberfläche, die weicher als die Welle ist, abgeschliffen. Wenn dieser Zustand andauert, wird die Oberfläche des Lagers rauh und der Spalt zwischen dem Lager und der Welle wird groß, was zum Durchbrechen oder zum Verlust des Ölfilms führt. Infolgedessen kommt es zu einer direkten Berührung zwischen der Welle und dem Lager (d. h. zu einem Metall-Metall-Kontakt), die zum Fressen beider Teile führt.

In der Lagerlegierung nach der Erfindung ist dagegen die ausgeschiedene Substanz, die in der Aluminiummatrix durch den Zusatz von einem oder mehreren Elementen der oben angegebenen Legierungszusätze gebildet wird, härter als die obenerwähnten Schleifgrate der Welle aus Sphäroguß. Die ausgeschiedene Substanz beseitigt deshalb die obenerwähnten Schleifgrate von der Oberfläche der Welle und außerdem ist bei der ausgeschiedenen Substanz eine Übertragung und ein Anhaften von Metall kaum möglich. Der Verschleißvorgang der Lageroberfläche kann deshalb innerhalb einer relativ kurzen Zeit aufgehalten werden, um die Bildung eines stabilen Ölfilms zu bewirken. Infolgedessen können in bezug auf die Welle aus Sphäroguß die Verschleißfestigkeit und die Eigenschaft des Verhinderns des Fressens des Lagers verbessert werden.

In der Gruppe der Legierungszusätze ist der erwünschteste Zusatz Zr und danach Nb. Die Reihenfolge der Elemente ergibt sich in Anbetracht des Grades der gleichmäßigen Dispersion der intermetallischen Verbindungen mit Aluminium oder anderen Elementen und der einfachen Gießbarkeit.

Die erfindungsgemäße Legierung gemäß Anspruch 1 enthält weiter 0,1 bis weniger als 0,8 Gew.-% insgesamt Kupfer (Cu) und/oder Magnesium (Mg). Kupfer und/oder Magnesium werden angesichts der Tatsache zügesetzt, daß sie das Absinken der Härte bei hohen Temperaturen verringern. Wenn die Zusatzmenge von ihnen kleiner als 0,1 Gew.-% ist, kann mit keinem so starken Anstieg der Härte gerechnet werden. Wenn die Menge an Sn auf den oben angegebenen schmalen Bereich von 3 bis 7% beschränkt wird, und die Menge an Cu und/oder Mg groß gemacht wird, wird die Legierung zu hart und führt zum Verschleiß des mit ihr in Kontakt befindlichen Materials. Die Menge an Cu und/oder Mg ist deshalb kleiner als 0,8 Gew.-%.

Weiter zeigt sich die Auswirkung des Zusatzes an Kupfer und/oder Magnesium, wenn Chrom gleichzeitig zugesetzt wird, und der Effekt des Erhöhens der Härte bei hohen Temperaturen ist nicht zu erwarten, wenn nur Kupfer und/oder Magnesium zugesetzt werden. Wenn Kupfer und/oder Magnesium der Aluminiummatrix zugesetzt werden, wird also die Härte beim Walzen stark erhöht, was im Vergleich zu dem Fall, in welchem andere Elemente der Aluminiummatrix zugesetzt werden, bemerkenswert ist. Es ist jedoch zu beachten, daß die Kupfer und/oder Magnesium enthaltende Aluminiummatrix bei etwa 200°C leicht erweicht werden kann, weshalb nicht erwartet werden kann, daß die Härte bei hohen Temperaturen aufrechterhalten wird. Wenn dagegen Kupfer und/oder Magnesium zusammen mit Chrom zugesetzt werden, wird dagegen die Härte, die während des Walzens aufgrund der Auswirkung des Zusatzes von Kupfer und/oder Magnesium erhöht wird, durch das Glühen nicht so stark gesenkt, was der Zusatz des Chroms mit sich bringt. Diese Härte kann unter Hochtemperaturbedingungen aufrechterhalten werden, weshalb die Lagerlegierung nach der Erfindung im Vergleich zu den bekannten Legierungen eine höhere Härte bei hohen Temperaturen hat, die die Verbesserung der Dauerfestigkeit ergibt.

Weiter kann bei der Lagerlegierung nach der Erfindung gemäß Anspruch 1 die Eigenschaft, ein Zinn enthaltendes Gleitmetall zu sein, weiter verbessert werden, indem insgesamt bis zu 9 Gew.-% eines oder mehrerer der Elemente Blei (Pb), Wismut (Bi), Thallium (Tl), Kadmium (Cd) und Indium (In) zugesetzt werden. Die Auswirkung des Zusatzes von Blei, Wismut, Indium, Thallium und Kadmium zeigt sich, wenn sie zusammen mit Chrom zugesetzt werden. Im Stand der Technik ist ins Auge gefaßt worden, diese Elemente Legierungen auf Al-Sn-Basis zuzusetzen, und der Zusatz ist in einigen Fällen angewandt worden. Wenn jedoch nur diese Elemente der Legierung auf Al-Sn-Basis zugesetzt werden, bilden sie Legierungen, bei denen der Nachteil, daß der Schmelzpunkt des Zinns niedrig wird, nicht vermieden werden kann. Somit kommt es bei der bekannten Legierung auf Al-Sn-Basis wahrscheinlich zum Schmelzen und zum Wandern des Zinns bei niedrigen Temperaturen, wodurch das Wachstum von Zinnteilchen zu größeren und gröberen Teilchen verursacht wird. Wenn eine solche Legierung als Lagerwerkstoff benutzt wird, kommt es bei einem Betrieb unter ständiger starker Belastung zum teilweisen Schmelzen und zum Abschaben. Erfindungsgemäß werden dagegen die Zinnteilchen durch den Zusatz von Chrom fein gemacht und das Gefügebild wird bei hohen Temperaturen in der Lagerlegierung nach der Erfindung beibehalten. Selbst wenn eines oder mehrere der obengenannten Elemente Blei, Wismut, Indium, Thallium und Kadmium der Legierung zugesetzt werden, kann die Schmiereigenschaft des Zinns verbessert werden, ohne daß die Nachteile des Standes der Technik auftreten. Weiter kann die Lagerlegierung nach der Erfindung für ein Lager benutzt werden, welches eine hohe Dauerfestigkeit haben muß, und außerdem wird es möglich, die Paßfähigkeit des Lagerwerkstoffes zu verbessern.

Die Zusatzmenge an einem oder mehreren der Elemente Blei, Wismut Indium, Thallium und Kadmium, die die obigen Auswirkungen haben, liegt wie oben beschrieben, in dem Bereich von insgesamt bis zu 9 Gew.-%. Unter diesen Elementen sind Blei und Indium am meisten vorzuziehen, und an diese schließen sich Wismut und Kadmium und dann Thallium an. Das ist von der Tatsache abhängig, daß Blei und Indium unter Druck am fließfähigsten sind, so daß die Gleiteigenschaften und die Paßfähigkeit gut werden. Die nächsten Elemente, Wismut und Kadmium, sind im Vergleich zu Blei und Indium etwas härter und haben höhere Schmelzpunkte. Das letzte Element Thallium, hat ähnliche Eigenschaften wie Blei und Indium, die Produktionsmenge von Thallium ist jedoch gering, und es ist ein teueres Element.

Eines oder mehrere der Elemente Blei, Wismut Indium, Thallium und Kadmium kann zusammen mit dem obenerwähnten Kupfer und/oder Magnesium zugesetzt werden, wodurch das Absinken der Hochtemperaturhärte verringert und gleichzeitig die Schmiereigenschaften des Zinns verbessert werden können.

Die oben beschriebene zinnhaltige Aluminium-Lagerlegierung wird hauptsächlich für Gleitlager in Kraftfahr-

Zeugverbrennungsmotoren u. dgl. benutzt, wobei die Lagerlegierung im allgemeinen auf Stahlstützschalcn durch Preßschweißen aufgebracht und daran anschließend zum Erhöhen der Haftfestigkeit geglüht wird. Bei den bekannten Legierungen auf Al-Sn-Basis kommt es jedoch zur Verringerung der Härte, zum Schmelzen der Zinnteilchen usw., weil die Aluminiumkorngrenzen und die Zinnteilchen in dem Legierungsgefüge wandern, w;is die Vergröberung der Zinnteilchen zur Folge hat. Bei der Erfindung werden das Wandern der Aluminiumkorngrenzen und das Wachstum von Aluminiumkristallteilchen wirksam vermieden, und zwar durch die ausgeschiedene Substanz der intermetallischen Al-Cr-Verbindung, die in den Preßschweiß- und Glühschritten erzeugt wird. Die Lagerlegierung nach der Erfindung ist deshalb frei von den obigen nachteiligen Einflüssen des Glühens und infolgedessen kann die Haftfestigkeit zwischen der Lagerlegierung und den Stahlstützschalen durch Erhöhen der Glühtemperatur hoch gemacht werden. Da die obige Tatsache auf den Fall angewandt werden kann, in welchem die Lagerlegierung nach der Erfindung in Umstände versetzt wird, die der Temperatur des Glühens entsprechen, ist es ziemlich bedeutsam, daß die Dauerfestigkeit durch das Verhindern der Erweichung verbessert werden kann. Weiter wird auch die Verbesserung der Verschleißfestigkeit beobachtet und die Lagerlegierung ist besonders wirksam, wenn sie in Verbindung mit Wellen aus Sphäroguß benutzt wird.

Im folgenden wird die Erfindung anhand von mehreren Beispielen ausführlicher beschrieben.

Die folgende Tabelle A zeigt die Zusammensetzungen von Legierungen (Proben) 1 bis 5 nach der Erfindung sowie von Vergleichslegierungen (Proben) 6 bis 10.

Bei der Herstellung der Legierungen 1 bis 5 wurde Aluminium in einem Gasofen geschmolzen, und gemäß den Formeln von Tabelle A wurden Legierungen auf der Basis Al-Cu, Al-Mg und Al mit den angegebenen Legierungszusätzen in dem geschmolzenen Aluminium aufgelöst. Anschließend daran wurden Sn und Pb, Bi, In, TI und Cd zugesetzt, und es wurde eine Entgasung vorgenommen. Dann wurde das Metall in Formen gegossen und anschließend wiederholt gewalzt und geglüht (350⁰C), um Proben herzustellen. Die Hochtemperaturhärte der Proben wurde dann gemessen. In dem nächsten Schritt wurden diese Proben gewalzt, und daran anschließend wurden die Legierungsproben auf Stahlblechunterlagen durch Preßschweißen befestigt, um bimetallische Proben herzustellen. Diese wurden dann geglüht und zu ebenen Lagern verarbeitet, und ihre Dauerfestigkeit unter dynamischen Belastungen wurde getestet. In gleicher Weise wie oben wurden die Legierungen 6 bis 10 für Vergleichstests hergestellt und den gleichen Tests unterworfen.

Die Tabelle B zeigt die Ergebnisse der Messung der Vickershärten (HV) von mehreren Legierungen bei einer gewöhnlichen Temperatur und bei 200⁰C, die Ergebnisse von Dauerfestigkeitstests unter dynamischen Belastungen und die Ergebnisse von Freßtests mit Stahlwellen und Sphärogußwellen. Die obigen Dauerfestigkeitstests wurden ausgeführt, indem jede Legierung mit 10⁷maliger Wiederholung unter den folgenden Bedingungen belastet wurde, und die Stärke der Belastungen, bei denen es Z'jr Ermüdung kam, gemessen wurde, d. h. der Druck an der Dauerfestigkeitsgrenze durch diese Anzahl von Wiederholungen.

Testmaschine:

Gleitgeschwindigkeit:

Schmieröl:

Schmierung:

Öltemperatur:

Öldruck:

Material in Kontakt:

Lagergestalt:

Soda Dynamic Load Tester 400-470 m/min SAE 10W30 Druckschmierung 140±5°C 0,5MPa

Rauhigkeit:

Härte:

Durchm. χ Breite:

Rauhigkeit:

S55C

1 μΐϊΐ

HV 500-600

52 χ 20 mm halbgeteiltes Metall

1—3 um

In den obigen Freßtests wurden die Belastungen beim Fressen bei um 5 MPa zunehmenden Belastungen alle 20 min unter folgenden Bedingungen gemessen. Das folgende Material (1) in Kontakt mit dem Lager wurde als Stahlwelle benutzt, und das Material (2) in Kontakt mit dem Lager wurde als Sphärogußwelle benutzt.

Testmaschine:

Gleitgeschwindigkeit:

Belastung:

Schmieröl:

Schmierung:

Öltemperatur:

Material(l)in Kontakt:

Material (2) in Berührung

Lagergestalt:

Ultrahochdruck-Freßtester 468 m/min 5 MPa, stufenweise Erhöhung alle 20 min SAE 10W30 Druckschmierung 140±5°C

Rauhigkeit:

Härte:

Rauhigkeit:

Härte:

Durchm. χ Breite:

Rauhigkeit:

S50C

0,3—0,8 μπι

HV 500-600

Sphäroguß (DCI)

0,3—0,8 μίτι

HV 200-300

52 χ 20 mm halbgeteiltes Metall

1— 3 μπι

Aus der Tabelle B ist zu erkennen, daß die Legierungen 1—5 nach der Erfindung im Vergleich zu den Vergleichslegierungen 6—10 eine größere Härte im Hochtemperaturbereich haben. Insbesondere angcsichls der Tatsache, daß die Vergleichslegierung eine Härte bei gewöhnlicher Temperatur hat, die höher als die von

einigen Legierungen nach der Erfindung ist, ist es klar, daß das Ausmaß des Absinkens der Härte im Hochtemperalurbcrcich bei den Legierungen nach der Erfindung relativ gering ist.

Weiter ergaben im Vergleich zu den Vergleichslegierungen 6-10 die Legierungen 1 -5 nach der Erfindung
relativ gute Ergebnisse hinsichtlich der Dauerfestigkeit. Weiter ergaben bei Freßtests unter Verwendung von
Sphärogußwellen die Legierungen nach der Erfindung ausgezeichnete Ergebnisse.

·■'!
■·ί 20

Tabelle A

Legier.
Beisp. Nr.

Erfindung

Legierungsbeslandteile (Gew.-%) Al Sn Cu Mg Pb

1	Re	= Rest	3,0	0,2
2	Re	6,0	0,5
3	Re	6,5
4	Re	4,5	0,2
5	Re	6,0	0,5
St. d. T.
6	Re	6,0	1,0
7	Re	4,0	1,0
8	Re	4,5	1.0
9	Re	1,5	1,0
10	Re	6,0	1,0
Anm.: Re

0.2

Di

In TI Cd Cr Si Mn Sb Ti Ni Fe Zr W Ce Nb V Mo Da Ca Co

1,5 2,0

1,5 3,0

1,5 4,5

3,0

0,5	2,5	3,0
0,4
0,2
0,4	5,5
0,4	1,5
	4,0
	2.5

3,0

0,5

Tabelle B

Legier. Bcisp.-Nr.

Härte (HV)	20t
gewöhnl.
Temperatur	32
46	30
44	26
41	29
43	24
40	19
42	22
62	22
52	17
35	17
35

Dauerfesligkeit (MPa)

Belasl. o. Fress.(MPa)
Stahlwelie DCl

Erfindung

5 St. d. T.

60 68 54 58 58

54 54 52 56 54

80 95 65 60 90

10 30 30 30 10

In Fig. 1 sind die Ergebnisse von Reibungstests angegeben, bei denen die Legierungen 2 und 3 nach der F.rfindung und die Vergleichslegierungen 9 und 10 verglichen und Stahlwellen (Material (1) in Kontakt) benutzt wurden. In Fig.2 sind die Ergebnisse von anderen Reibungstests gezeigt, in denen die Legierungen dieselben wie in F i g. 1 sind und Wellen aus Sphäroguß (Oberflächenrauhigkeit 1 μΐη, Härte HV 200—300) unter denselben Testbedingungen benutzt wurden. Aus den F i g. 1 und 2 ist zu erkennen, daß die Verschleißverluste der Legierungen 2 und 3 nach der Erfindung im Vergleich zu denen der Vergleichslegierungen 9 und 10 ziemlich gering sind. Weiter zeigen die Fig. 1 und 2, daß die Auswirkung der Verbesserung der Verschleißfestigkeit, wenn Sphäroguß als Material in Kontakt benutzt wird, im Vergleich zu dem Fall der Stahlwelle ziemlich klar ist.

Ils sei angemerkt, daß in der Zusammensetzung der Legierung nach der Erfindung das Aluminium (Al) selbstverständlich eine Spurenmenge an Verunreinigungen enthalten kann, die durch die gewöhnliche Verfeinerungslechnik nicht beseitigt werden können.

Hierzu 1 Blatt Zeichnungen

Claims

Patentansprüche:

1. Zinnhaltige AIuminium-Lagerlegierung, dadurch gekennzeichnet, daß sie aus 3 bis 7% Zinn, 0,1 bis 1% Chrom, 1 bis 10% insgesamt Zirkonium und/oder Niob, 0,1 bis weniger als 0,8°/o Kupfer und/oder

5 Magnesium und Aluminium als Rest besteht.

2. Zinnhaltige AIuminium-Lagerlegierung nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß sie insgesamt bis zu 9% eines oder mehrerer der Elemente Blei, Wismut, Thallium, Kadmium und Indium enthält.

3. Zinnhaltige AIuminium-Lagerlegierung, dadurch gekennzeichnet, daß sie aus 3% Zinn, 0,2% Kupfer, 1,5% Blei, 0,5% Chrom, 3% Mangan und Aluminium als Rest besteht.

4. Zinnhaltige AIuminium-Lagerlegierung, dadurch gekennzeichnet, daß sie aus 6% Zinn, 0,5% Kupfer, 2%

Blei, 0,4% Chrom, 2,5% Silizium und Aluminium als Rest besteht

5. Zinnhaltige AIuminium-Lagerlegierung, dadurch gekennzeichnet, daß sie aus 6,5% Zinn, 0,2% Magnesium, 0,2% Indium. 0,2% Chrom, 3% Eisen und Aluminium als Rest besteht

6. Zinnhaltige AIuminium-Lagerlegierung, dadurch gekennzeichnet, daß sie aus 4,5% Zinn, 0,2% Kupfer, 1,5% Blei, 0,4% Chrom, 6% Vanadium und Aluminium als Rest besteht

7. Zinnhaltige AIuminium-Lagerlegierung, dadurch gekennzeichnet, daß sie aus 6% Zinn, 0,5% Kupfer, 3% Blei, 3% Wismut, 0,2% Indium, 0,4% Chrom, 5,5% Silizium und Aluminium als Rest besteht

8. Verwendung der Lagerlegierung nach einem der Ansprüche 1 bis 7 für mit Stahlstützschalen versehene Verbundlagerwerkstoffe.

9. Verwendung der Lagerlegierung nach einem der Ansprüche 1 bis 7 für den Zweck nach Anspruch 8 mit

der Maßgabe, daß der Verbundlagerwerkstoff durch Preßschweißen hergestellt ist.

10. Verwendung der Lagerlegierung nach einem der Ansprüche 1 bis 7 für Lager, die in Verbindung mit Wellen aus Sphäroguß in Verbrennungsmotoren benutzt werden.

11. Verwendung der Lagerlegierung nach einem der Ansprüche 1 bis 7 für den Zweck nach Anspruch 8 oder 9, mit der Maßgabe, daß der Verbundlagerwerkstoff in Verbindung mit Wellen aus Sphäroguß in

Verbrennungsmotoren benutzt wird.