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Al-Sn-Lagerlegierung, daraus hergestellter Lagerwerk-
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stoff und damit versehenes Wellenlager Die Erfindung bezieht sich
auf eine Lagerlegierung auf Aluminium-Zinn(Al-Sn)-Basis, die hergestellt wird, indem
Zinn einer Aluminiummatrix und einem Lagerwerkstoff zugesetzt wird, der hergestellt
wird, indem die Lagerlegierung auf Al-Sn-Basis auf eine Stahlunterlage durch Preßschweißen
aufgebracht wird. Insbesondere ist die Lager legierung auf Al-Sn-Basis nach der
Erfindung dadurch gekennzeichnet, daß die Lagerlegierung hinsichtlich mehrerer Eigenschaften
verbessert wird, indem verschiedene Arten von Zusatzelementen benutzt werden. Das
heißt die Dauerfestigkeit wird 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. In dem Fall, in welchem die Lagerlegierung nach der Erfindung
für Lagervorrichtungen an Kurbelwellen
von Verbrennungsmotoren benutzt
wird, die harte Bedingungen verlangen, können demgemäß beträchtliche Vorteile erwartet
werden.
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In den vergangenen Jahren ist es erforderlich geworden, Kraftfahrzeugverbrennungsmotoren
kompakt und mit hoher Leistung herzustellen. Außerdem müssen sie als Gegenmaßnahme
zu den Abgasbestimmungen mit Rückfördervorrichtungen u.dgl. versehen werden, die
ins Kurbelgehäuse übergetretenes unverbranntes Gemisch (durchblasendes Gas) rückfördern.
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Die Gebrauchsbedingungen 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 anomalen Verschleiß, durch die verschiedene Störungen der
Motoren hervorgerufen werden.
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In Verbindung mit 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 rauhen Material ersetzt werden,
um die Herstellungskosten zu senken. Die Verbesserung in der Verschleißfestigkeit,
in der Beständigkeit gegen Fressen und in der Dauerfestigkeit bei hohen Temperaturen
ist deshalb um so mehr erforderlich.
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Beispiele für die Legierung auf Al-Sn-Basis, die zum Herstellen der
Lager von Verbrennungsmotoren im Stand der Technik benutzt wird, sind: Al (Rest)
- Sn (3,5 - 4,5) - Si (3,5 - 4,5) - Cu (0,7 - 1,3); Al (Rest) - Sn (4 - 8) - Si
(1 - 2) - Cu (0,1 - 2) - Ni (0,1 -Al (Rest) - Sn (3 - 40) - Pb (0,1 - 5) - Cu (0,2
- 2) -Sb (0,1 - 3) - Si (0,2 - 3) - Ti (0,01 - 1); Al - (Rest) -Sn (15 - 30) - Cu
(0,5 - 2); und Al (Rest) - Sn (1 - 23) -Pb (1,5 - 9) - Cu (0,3 - 3) Si (1 - 8),
wobei die in Klammern gesetzten Werte die Gewichtsprozentsätze der Werkstoffkomponenten
angeben.
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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 blwanne 130 OC bis 150 OC erreichen, so daß die Temperatur der Gleitflächen
von Lagern ebenfalls sehr stark erhöht wird.
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Infolgedessen wird, da der eutektische Punkt einer solchen Legierung
in der Größenordnung von 225 OC liegt, die Härte der Legierung unter den Hochtemperaturbedingungen
schnell gering, was das Schmelzen und das Wandern der Sn-Komponente verursacht und
zur Folge hat, daß die Dauerfestigkeit gesenkt wird. Die Erfinder der vorliegenden
Erfindung haben eine Legierung hergestellt, deren Härte bei hohen Temperaturen nicht
verringert wird und bei der die Sn-Komponente kaum beweglich ist. Aus der Legierung
wurden durch Bearbeitung Lager für Verbrennungsmotoren hergestellt und diese wurden
Dauerversuchen unter dynamischen Belastungen bei hohen öltemperaturen ausgesetzt.
Dabei konnte die Verbesserung der Dauerfestigkeit, über die oben Überlegungen angestellt
worden sind, festgestellt werden.
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Zusätzlich zu dem Verringern der -Dauerfestigkeit aufgrund des Verlustes
an härte bei hohen Temperaturen, wie oben erwähnt, bewirkt die Vergröberung von
Zinnteilchen in dem Gefügebild von herkömmlicher Al-Sn-Legierung ebenfalls ein Absinken
der Dauerfestigkeit. Das heißt der Aluminiumlagerwerkstoff wird im allgemeinen hergestellt,
indem eine Al-Sn-Legierung durch Preßschweißen auf eine Stahlunterlage aufgebracht
wird, wobei ein Glühschritt nach dem Preßschweißen erforderlich ist, um die Haftfestigkeit
zwischen beiden Metallen zu verbessern.
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Das Glühen erfolgt im allgemeinen bei einer Temperatur unterhalb des
Punktes, an welchem sich eine intermetallische Al-Fe-Verbindung abscheidet, und
je höher die Behandlungstemperatur ist und je länger die Behandlungszeit ist, um
so grösser
wird die Haftfestigkeit. TatsAchlich wird, wenn die
herkömmliche Al-Sn-Legierung während des Glühens in einen Hochtemperaturzustand
gebracht wird, die Vergröberung der Aluminiumkorngrenzen und Zinnteilchen nachteiligerweise
in dem Legierungsgefügebild hervorgerufen. Das heißt, wenn die herkömmliche Aluminiumlagerlegierung
einem Glühvorgang ausgesetzt wird, um die Haftfestigkeit an der Stahlunterlage zu
verbessern, kommt es zur Vergröberung der Zinnteilchen, was das Verringern der Dauerfestigkeit
der Al-Sn-Legierung bei hohen Temperaturen zur Folge hat.
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Weiter sind diese herkömmlichen Al-Sn-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.
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Zum Beseitigen oder Verringern der oben beschriebenen Nachteile der
herkänmlichen Lager legierung auf Al-Sn-Basis schafft die Erfindung demgemäß eine
Lagerlegierung auf Al-Sn-Basis, bei der es zu einem relativ geringen Verlust an
Härte bei hohen Temperaturen kommt und die demgemäß eine hohe Dauerfestigkeit hat.
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Weiter schafft die Erfindung eine verbesserte Lager legierung auf
Al-Sn-Basis, in der es nicht oder nur zu mäßiger Vergröberung der Zinnteilchen während
des Gllihschrittes oder während des Gebrauches unter Hochtemperaturbedingungen kommt,
was eine höhere Dauerfestigkeit ergibt.
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Ferner schafft die Erfindung eine Lager legierung auf Al-Sn-Basis
mit einer relativ hohen Verschleißfestigkeit, insbesondere gegenüber Wellen aus
harten und rauhen Materialien, wie Sphäroguß, der zum Herstellen von Kurbelwellen
von Verbrennungsmotoren benutzt wird.
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Schließlich schafft die Erfindung einen Lagerwerkstoff, der hergestellt
wird, indem die oben beschriebene Lagerlegierung auf die Oberfläche einer Stahlblechunterlage
aufgebracht wird, sowie Lager für Verbrennungsmotoren, die aus dem oben beschriebenen
Lagerwerkstoff hergestellt sind.
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Gemäß der Erfindung enthält die Lagerlegierung auf Al-Sn-Basis grundsätzlich
3 bis 7 Gew.% Sn; 0,1 bis 1,0 Gew.% Cr; 1 bis 10 Gew.% insgesamt von einem oder
mehreren der spezifizierten Zusätze Si, Mn, Sb, Ti, Zr, Ni, Fe, W, Ce, Nb, V, Mo,
Ba, Ca und Co; 0,1 bis unter Ot8 Gew.% Cu und/oder Mg; Rest Aluminium. Die Legierung
kann weiter 9 Gew.% insgesamt von einem oder mehreren der Elemente Pb, Bi, Tl, Cd
und In enthalten, wodurch die Lagereigenschaften verbessert werden.
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Mehrere Ausführungsbeispiele der Erfindung werden im folgenden unter
Bezugnahme auf die beigefügten Zeichnungen näher beschrieben. Es zeigen Fig. 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 Fig. 2 ein Diagramm, das die Verschleißverluständerungen
von Legierungen mit der Zunahme von Belastungen zeigt, die auf Wellen aus Sphäroguß
ausgeübt werden, welche mit den Legierungen in Berührung sind.
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Die Lagerlegierung auf Al-Sn-Basis nach der Erfindung wird hergestellt,
indem die oben erwähnten Cr, einer oder mehrere der spezifizierten Zusätze und Cu
und/oder Mg der Aluminiummatrix zugesetzt werden.
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In Verbindung mit der 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 als Lagerwerkstoff
zu hart und die Paßfähigkeit wird schlechter. Im Stand der Technik ist die obere
Grenze für den Zinngehalt im allgemeinen etwa 15% und die untere Grenze etwa 38.
Bei der Erfindung wird der Zinngehalt auf den Bereich von 3 bis 7% beschränkt, in
welchem die Belastbarkeit gut ist.
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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.% beschränkt. Insbesondere
bildet in Verbindung mit der Verbesserung der Harte 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 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 bevorzugte Bereich der Chrommenge ist, wie oben beschrieben, 1,0 Gew.% oder
weniger, 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.
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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 Al-Sn-Legierung zurückzuführen ist. Da
das
Chrom als die oben erwähnte intermetallische Al-Cr-Verbindung ausgeschieden wird,
die in der Aluminiumlegierungsmatrix 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 oben erwähnten verschiedenen Auswirkungen erzielt werden können.
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Weiter kann die Verflüssigung von Zinnteilchen, die einen niedrigen
Schmelzpunkt von etwa 232 OC 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.
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Vorstehend ist die Auswirkung des Verhinderns der Vergröberung der
Zinnteilchen in dem Glühschritt beschrieben.
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Diese Auswirkung kann auch in dem Bearbeitungszustand des Lagerwerkstoffes
erwartet werden,in dem die Temperatur gleich der im Glühzustand ist. Demmgemäß kann
die Dauerfestigkeit im praktischen Gebrauch auch mit dem Blockieren des Erweichens
verbessert werden.
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Zum Verbessern hauptsächlich der Verschleißfestigkeit werden einer
oder mehrere der spezifizierten Zusätze Silicium (Si), Mangan (min), Antimon (Sb),
Titan (Ti), Zirkonium (Zr), Nickel (Ni), Eisen (Fe), Wolfram (W), Cäsium (Ce), Niob
(Nb), Vanadium (V), Molybdän (Mo), Barium (Ba), Calcium (Ca) und Kobalt (Co) zugesetzt.
Die Zusatzmenge jedes dieser Elemente liegt innerhalb des Bereiches einer Linie
bis 10 Gew.%, während die Gesamtmenge dieser Elemente nicht mehr als 10 Gew.% beträgt
und vorzugsweise in dem Bereich von 1 bis 6 Gew.% 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 des
spezifizierten Zusatzes kleiner als 1 Gew.% ist, kann sich die Auswirkung des Zusatzes
nicht ergeben, während, wenn die Zusatzmenge mehr als 10 Gew.% 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.% oder so festgelegt worden.
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Die Ausscheidungsformen dieser spezifizierten Zusätze sind die ausgeschiedenen
Substanzen jedes zugesetzten Elements, die der intermetallischen Verbindungen zwischen
den zugesetzten Elementen, die der intermetallischen Verbindungen von Aluminium
und zugesetzten Elementen und die der intermetallischen Verbindungen von Aluminium
und der intermetallisch Verbindung von zugesetzten Elementen. Die Verschleißfestigkeit
kann durch die ausgeschiedenen Substanzen in allen Formen der vorstehenden verbessert
werden.
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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.
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Der Effekt der Verbesserung der Verschleißfestigkeit ist beträchtlich,
wenn das Lager eine Welle trägt, die eine harte und rauhe Oberfläche hat. 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
Eigenschaften des Lagers hinsichtlich Verhindern des Fressens und hinsichtlich der
Verschleißfestigkeit merklich verschlechtert. Da die Wellen aus Sphäroguß billig
hergestellt werden können, werden sie in jüngerer Zeit anstelle der geschmiedeten
Stahlwellen weitgehend verwendet. In der Eisenmatrix der Welle sind weiche Graphitteilchen
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 blfilms 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 films 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.
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In der Legierung nach der Erfindung ist dagegen die ausgeschiedene
Substanz, die in der Aluminiummatrix durch den Zusatz von einem oder mehreren Elementen
der oben spezifizierten Zusätze gebildet wird, härter als die oben erwähnten Schleifgrate
der Welle aus Sphäroguß. Die ausgeschiedene Substanz beseitigt deshalb die oben
erwähnten 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 ölfilm zu bewirken. Infolgedessen können in
bezug auf die Welle aus Sphäroguß die Verschleißfestigkeit und die Eigenschaft des
Verhindernsdes Fressens des Lagers verbessert werden.
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In der Gruppe der spezifizierten Zusätze ist der erwünschteste Zusatz
Si, welchem Mn und Sb, dann Zr, Mo, Fe und Co, danach Ni, Ti und Ce und weiter Nb,
W und V und schließlich Ba und Ca folgen. Das hängt von der Tatsache ab, daß die
Härte und die Gießbarkeit von Si ausgezeichnet sind, so daß Si am bevorzugtesten
benutzt wird. Die Reihenfolge der anderen Elemente ergibt sich in Anbetracht des
Grades der gleichmäßigen Dispersion der intermetallischen Verbindungen-mit Aluminium
oder anderen Elementen und der einfachen Gießbarkeit. Mo und Co sind hinsichtlich
der Korrosionsbeständigkeit ein wenig schlechter, so daß, wenn insbesondere Korrosionsbeständigkeit
im Gebrauch verlangt wird, es erforderlich ist, die Zusatzmenge dieser Elemente
zu verringern und andere Elemente zu benutzen.
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Zusätzlich zu den oben beschriebenen Zusammensetzungen der Erfindung
kann die Lagerlegierung weiter 0,1 bis unter 0,8 Gew.% insgesamt Kupfer (Cu) und/oder
Magnesium (Mg) enthalten. Kupfer und/oder Magnesium werden angesichts der Tatsache
zugesetzt, 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 erwünschtermaßen
kleiner als 0,8 Gew.%.
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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 OC 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 Lager legierung nach der Erfindung im Vergleich zu den bekannten
Legierungen eine höhere Härte bei hohen Temperaturen hat, die die Verbesserung der
Dauerfestigkeit ergibt.
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Weiter kann bei der Lager legierung nach der Erfindung die Eigenschaft,
ein Zinn enthaltendes Gleitmetall zu sein, weiter verbessert werden, indem insgesamt
mehr als null bis 9 Gew.% von einem oder mehreren der Elemente Blei (Pb), Wismut
(Bi), Thallium (Tl), Cadmium <Cd) und Indium (In) zugesetzt werden Die Auswirkung
des Zusatzes von Blei, Wismut, Indium, Thallium und Cadmium 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.
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Selbst wenn eines oder mehrere der oben genannten Elemente Blei, Wismut,
Indium, Thallium und Cadmium der Legierung zugesetzt werden, kann die Schmiereigenschaft
des Zinns verbessert werden, ohne daß die Nachteile des Standes der Technik auftreten.
Weiter kann die Lager legierung nach der Erfindung für ein Lager benutzt werden,
welches eine hohe Dauerfestigkeit haben muß, und ausserdem wird es möglich, die
Paßfähigkeit des Lagerwerkstqffes zu verbessern.
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Die Zusatzmenge an einem oder mehreren der Elemente Blei, Wismut,
Indium, Thallium und Cadmium, die die obigen Auswirkungen haben, liegt, wie oben
beschrieben, in dem Bereich von mehr als null bis 9 Gew.% insgesamt. Unter diesen
Elementen sind Blei und Indium am meisten vorzuziehen, und an diese schließen sich
Wismut und Cadmium 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 Cadmium, 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.
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Eines oder mehrere der Elemente Blei, Wismut, Indium, Thallium und
Cadmium kann zusammen mit dem oben erwähnten Kupfer und/oder Magnesium zugesetzt
werden, wodurch das Absinken der Hochtemperaturhärte verringert und gleichzeitig
die Schmiereigenschaften des Zinns verbessert werden können.
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Die oben beschriebene Lagerlegierung auf Al-Sn-Basis wird hauptsächlich
für Gleitlager in Kraftfahrzeugverbrennungsmotoren u.dgl. benutzt, wobei die Lagerlegierung
im allgemeinen auf Stahlblechunterlagen durch Preßschweißen aufgebracht und daran
anschließend zum Erhöhen der Haftfestigkeit geglüht wird.
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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, was 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 Legierung auf Al-Sn-Basis und den Stahlblechunterlagen
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.
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Im folgenden wird die Erfindung anhand von mehreren Beispielen ausführlicher
beschrieben.
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Die folgende Tabelle A zeigt die Zusammensetzungen von Legierungen
(Proben)1 1 bis 17 nach der Erfindung sowie von Vergleichslegierungen (Proben) 18
bis 22.
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Bei der Herstellung der Legierungen 1 bis 1 7 wurde ein Aluminiummaterial
in einem Gasofen geschmolzen und gemäß den Formeln von Tabelle A wurden Legierungen
auf der Basis Al-Cu , Al-Mg ui Al mit spezifizierten Zusätzen in dem geschmolzenen
Aluminium aufgelöst. Anschließend daran wurden Sn und Pb, Bi,Int Tl und Cd zugesetzt
und es wurde eine Entgasung vorgenommen. Dann wurde das Metall in Formen gegossen
und anschließend wiederholt gewalzt und geglüht (350 OC) 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 18 bis 22 für Vergleichstests hergestellt und den gleichen Tests
unterworfen.
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Die Tabelle B zeigt die Ergebnisse der Messung der Vickershärten von
mehreren Legierungen bei einer gewöhnlichen Temperatur und bei 200 OC, die Ergebnisse
von Dauerfestigkeitstests unter dynamischen Belastungen und die Ergebnisse von Freßtests
mit Stahlwellen und Sphärogußwellen. Die obeigen Dauerfestigkeitstests wurden ausgeführt,
indem jede Legierung mit 107-maliger Wiederholung unter den folgenden Bedingungen
belastet wurde und die Stärke der Belastungen, bei denen es zur Ermüdung kommt,
gemessen wurde, d.h. der Druck an der Dauerfestigkeitsgrenze durch diese Anzahl
von Wiederholungen.
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Testmaschine: Soda Dynamic Load Tester Gleitgeschwindigkeit: 400 -
470 m/min Schmieröl: SAE 10W30 Schmierung: Druck schmierung dltemperatur: 140 +
5 OC Öldruck: 0,5 MPa Material in Kontakt: Art: S 55 C Rauhigkeit: 1 pm Härte: HV
500 - 600 Lagergestalt: Durchm. x Breite: 52 x 20 mm halbgeteiltes Metall Rauhigkeit:
1 - 3 Fm
In den obigen Freßtests wurden die Belastungen beim Fressen
bei um 5 MPa (50 Kg/cm²) 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.
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Testmaschine: Ultrahochdruck-Freßtester Gleitgeschwindigkeit: 468
m/min Belastung: 5 MPa,stuEenweise Erhöhung alle 20 min Schmieröl: SAE 10W30 Schmierung:
Druckschmierung Öltemperatur: 140 + 5 °C Material (1) in Kontakt: Art: S 50 C Rauhigkeit:
0,3 - 0,8 pm Härte: HV 500 - 600 Material (2)in Berührung Art: Sphäroguß (DCI) Rauhigkeit:
0,3 - 0,8 pin Härte: HV 200 - 300 Lagergestalt: Durchm. x Breite: 52 x 20 mm halbgeteiltes
Metall Rauhigkeit: 1 - 3 pin
Aus der Tabelle B ist zu erkennen,
daß die Legierungen 1 - 17 nach der Erfindung im Vergleich zu den Vergleichslegierungen
18 - 22 eine größere Härte im Hochtemperaturbereich haben.
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Insbesondere angesichts 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 Hochtemperaturbereich
bei den Legierungen nach der Erfindung relativ gering ist.
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Weiter ergaben im Vergleich zu den Vergleichslegierungen 18 -22 die
Legierungen 1 - 17 nach der Erfindung relativ gute Ergebnisse hinsichtlich der Dauerfestigkeit.
Weiter ergaben bei Freßtests unter Verwendung von Sphärogußwellen die Legierungen
nach der Erfindung ausgezeichnete Ergebnisse.
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T a b e l l e A
| Legier. |
| Beisp.- Legierungsbestandteile (Gew.%) |
| Nr. Al Sn Cu Mg Pb Di In Ti Cd Cr Si Mn Sb Ti Ni Fe Zr W Ce
Nb V Mo Sc Ca Co |
| 1 Re 3,0 0,2 1,5 0,3 3,0 |
| 2 " 6,0 0,5 2,0 0,4 2,5 |
| 3 " 6,5 0,2 0,2 0,2 3,0 |
| 4 " 6,0 0,2 1,0 1,0 7,0 0,5 2,0 |
| 5 " 6,0 0,5 2,0 1,0 2,0 |
| 6 " 4,5 0,5 1,5 0,3 2,5 |
| 7 " 4,0 0,7 0,1 2,0 2,0 |
| 8 " 6,0 0,2 1,5 0,5 2,0 |
| 9 " 6,5 0,2 1,5 0,8 2,0 |
| 10 " 4,5 0,1 1,5 0,3 0,5 |
| 11 " 4,5 0,2 1,5 0,4 6,0 |
| 12 " 4,5 0,2 0,4 2,0 |
| 13 " 6,0 0,3 3,0 0,3 5,0 4,0 |
| 14 " 6,0 0,3 3,0 0,3 2,0 |
| 15 " 6,0 0,5 4,5 0,5 2,0 1,0 |
| 16 " 6,0 0,5 3,0 3,0 0,2 0,4 5,5 |
| 17 " 4,5 0,2 0,5 0,4 1,2 |
| 18 " 6,0 1,0 1,5 0,5 |
| 19 " 4,0 1,0 4,0 |
| 20 " 4,5 1,0 1,5 2,5 |
| 21 " 4,5 1,0 1,5 |
| 22 " 6,0 1,0 |
Anm.: Re=Rest
T a b e l l e B
| Legier. Härte (V} Dauerfestig Belast h.Fress. |
| Beisp.- gewöhnl. 200C keit (MPa) |
| Nr. Temperatur 200C (MPa) Stahl- D C 1 |
| welle |
| 46 E;SIT 0 |
| 2 44- 2)0 lGgO } |
| 3 1 26 . 6 |
| 3 44: 120 Or |
| 5 4° > . 54° qO 65 |
| 3Q 6CFO 100 |
| 7 . 40 i 25 W |
| 8 8 Q 29 0 90 0 |
| 9 4- g5 htT |
| 10 10 43 Sq R ?0 0 |
| k 30 8CL TZO 60 . , |
| 12 6-3680 3 |
| 13 X 25 80 QO 60 |
| 14 40 15 X ?& 70 |
| 15 2 /c3n 2 |
| CT3) Ocy |
| 16 4 3e n oo |
| 18 42 -- - X q iX Ss : o |
| 17 47 34 Q1; ~r70 |
| zo 2 52 22 30 |
| 21 560 |
| 22 22 35 17 t40 80 |
In Fig. 1 sind die Ergebnisse von Reibungstests angegeben, bei
denen die Legierungen 2., 3 und 17 nach der Erfindung und die Vergleichslegierungen
21 und 22 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 Fig. 1 sind und Wellen aus Sphäroguß (Oberflächenrauhigkeit: 1
,zum, Härte HV 200-300) unter denselben Testbedingungen benutzt wurden.Aus den Fig.
1 und 2 ist zu erkennen, daß die Verschleißverluste der Legierungen 2,3 und 17 nach
der Erfindung im Vergleich zu denen der Vergleichslegierungen 21 und 22 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.
-
Es 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 Verfeinerungstechnik nicht beseitigt werden
können.
-
Zusammenfassung: Die Erfindung bezieht sich auf eine Lagerlegierung
auf Aluminium-Zinn(Al-Sn)-Basis sowie auf Lagerwerkstoffe, die durch Aufbringen
der Legierungen auf eine Stahlblechunterlage durch Preßschweißen hergestellt sind.
Die Lagerlegierung auf Al-Sn-Basis enthält 3 bis 7 Gew.% Sn; 0,1 bis 1,0 Gew.% Cr;
1 bis 10 Gew.% insgesamt von einem oder mehreren der spezifizierten Zusätze Si,
Mn, Sb, Ti, Zr, Ni, Fe, W, Ce, Nb, V, Mo, Ba, Ca und Co; 0,1 bis unter 0,8 Gew.%
Cu und/oder Mg; Rest Aluminium. Die Legierung kann weiter 9 Gew.% insgesamt von
einem oder mehreren der Elemente Pb, Bi, Tl, Cd und In enthalten, wodurch die Lagereigenschaften
verbessert werden.
-
In einer Legierung nach der Erfindung können die Vergröberung von
Zinnteilchen und das Absinken der Härte unter Hochtemperaturbedingungen relativ
gering gehalten werden, so daß die Verschleißfestigkeit und die Dauerfestigkeit
der Legierung verbessert werden. Lagerlegierungen nach der Erfindung können für
Lager von Verbrennungsmotoren benutzt werden, in denen im allgemeinen Kurbelwellen
aus Sphäroguß benutzt werden.