DE3000773C2

DE3000773C2 - Zinnhaltige Aluminium-Lagerlegierung

Info

Publication number: DE3000773C2
Application number: DE19803000773
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: 1985-08-14
Also published as: DE3000773A1

Description

Die Erfindung beziei.t sich auf eine Lagerlegierung auf Aluminium-Zinn(Al—Sn)-Basis, die hergestellt wird, indem Zinn einer Aluminiumn jtrix und einem Lagerwerkstoff zugesetzt wird, der hergestellt wird, indem die Lagerlegierung auf ΛΙ-Sn-Basis auf eine Stahlunterlage durch Preßschweißen aufgebracht wird. Insbesondere ist die Lagerlegierung auf AI—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.

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. Die Gebrauchsbedingungen für die Lagerwerkstoffe in Verbrennungsmotoren sind deshalb bei hohen Belastungen und hohen Temperaturen här.er geworden. Unter solchen harten Bedingungen neigen die herkömmlichen Lagerwerkstoffe zum Ausfall durch Ermüdung und zu anomalen

50 Verschleiß,durch die verschiedene Störungen der Motoren hervorgerufen werden.

In Verbindung mit den Wellen, die mit den Lagerwerkstoffen in Berührung gebracht werden, besteht die Tendenz, daß die bislang hergestellten Schmiedewellen durch weniger teure 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

55 deshalb um so mehr erforderlich.

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(OJ-1,3); 6o Al (Rest) - Sn (4-8) - Si (1-2) - Cu (0,1-2) - Ni(O₁I-I);

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 (I -8),

wobei die in Klammern gesetzten Werte die Gewichtsprozentsätze der Werkstoffkomponenten angeben.

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 130⁰C bis 150⁰C 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 Sn-Komponente verursacht und zur Folge hat, daß die Dauerfestigkeit gesenkt wird. Die !•"rfinder der vorliegenden Frfindung haben eine Legierung hergestellt, deren Häi te 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 obsn Überlegungen angestellt worden sind, festgestellt werden.

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 Metalleii zu verbessern. Das Glühen erfolgt im allgemeinen bei einer Temperatur unterhalb des Punktes, an welchem sich eine intermetallische AI — Fe-Verbindung abscheidet, und je höher die Behandlungstemperatur ist und je länger die Behandlungszeit ist, um so größer wird die Haftfestigkeit. Tatsächlich wird, wenn die herkömmliche AJ-Sn-Legierung während des Glühens in einen Hochtemperaturzustand gebracht wird, ,=;e Vergroberung der Aluminiumkorngrenzen und Zinntei'chen iiachteiligerweise in dem Legierungsgefügebild h' rvorgerufen. 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 AI—Sn-Legierung bei hohen Temperaturen zur Foige hat.

Weiter sind diese herkömmlichen Al—Sn-Lagerlegierungen hin^chtlich 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.

Zum Beseitigen der oben beschriebenen Nachteile der herkömmlichen Lagerlegierung 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 d;o demgemäß eine hohe Dauerfestigkeit hat.

Weiter schafft die Erfindung eine verbesserte Lagerlegierung auf Al—Sn-Basis, in der es nicht oder nur zu mäßiger Vergröberung der Zinnteilchen während des Glühschrittes oder während des Gebrauchs unter Hochtemperaturbedingungen kommt, was eine höhere Dauerfestigkeit ergibt. Ferner schafft die Erfindung eine Lagerlegierung auf Al —Sn-Basis mit einer relativ hohen Versch'eißfestig-

. \ keit, insbesondere gegenüber Wellen aus harten und rauhen Materialien, wie Sphäroguß, der zum Herstellen von

Kurbeiwellen von Verbrennungsmotoren benutzt wird.

Gemäß der Erfindung besteht die Lagerlegierung auf Al—Sn-Basis grundsätzlich aus über 7 bis 35 Gew.-% Sn, 0.1 — I₁C Gew.-% Cr; insgesamt 1 —10 Gew.-% von einem oder mehreren der spezifizierten Zusätze W, Ce, Nb, V, Mo, Ba, Ca und Co; Rest Aluminium. Zum Verbessern der Lagereigenschaften kann die Lagerlegierung auf Al —Sn-Basis nach der Erfindung weiter insgesamt 3 Gew.-% oder weniger Cu und/oder Mg und/oder insgesamt 9 Gew.-% oder weniger von einem der Elemente Pb, Bi, Tl, Cd und In enthalten. In Verbindung mit den obengenannten Zusätzen verringert der Zusatz an 0,1 bis 1,0 Gew.-% Cr insbesondere das Absinken der Harte bei hohen Temperaturen und außerdem die Vergröberung der Sn-Teilchen. Weiter ist anzunehmen, daß die spezifizierten Zusätze eine beträ :htliche Auswirkung auf die Verbesserung der Verschleißfestigkeit haben.

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

Fig. 1 Diagramme, welche die Änderungen im Reibungsmoment bei Belastungserhöhungen zeigen,

F i g. 2 ein Diagramm, welches die Verschleißverluständerungen von Legierungen mit der Zunahme von Belastungen zeigt, die auf Stahlwellen ausgeübt werden, welche mit den Legierungen in Kontakt sind, und

F i g. 3 ein Diagramm, welches die Verschleißverluständerungen von Legierungen mit der Zunahme von Belastungen zeigt, die auf Wellen aus Sphäroguß ausgeübt werden, welche mit den Logierungen in Kontakt sind.

Die Lagerlegierung auf Al —Sn-Basis nach der Erfindung wird Hergestellt, indem die obengenannten Elemente Sn, Ci und einer oder mehrere der obigen spezifizierten Zusätze der Aluminiummatrix zugesetzt werden.

In Verbindung mit der Zinnmenge können die Paßfähigkeit und die Schmiereigenschaften mit zunehnender 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 Sta.iH der Technik ist die obere Grenze für den Zinngehalt im allgemeinen etwa 15% und die untere Grenze etwa 3%. Bei der Erfindung wird der Zinngehalt auf die Untergrenze von mehr als 7% beschränkt, in welchem die Paßfähigkeit gut genug ist. Zum eo Absondern und Dispergieren des Zinnbestandteils ist die obere Grenze für das Zinn im Stand der Technik, wie oben beschrieben, auf etwa 15% festgesetzt worden.

Das bedeutet, daß, Wenn mehr als 15% Zinn enthalten sind, die Zinnteilchen in der. Legierung nicht unabhängig in dem Aluminium dispergierl werden können und in durchgehendem Zustand vorhanden sind, was die Härte verringert. 3ei der Erfindung können jedoch Dank der Auswirkung des Zusatzes von anderen Elementen bis zu

t| 35% Zinn zugesetzt weiden, ohne daß irgendein praktischer Nachteil hervorgerufen wird. Deshalb werden 35%

f'i als obere Grenze für das Zinn bei der Erfindung angenommen. Unter einem anderen Gesichtspunkt kann die

a zugesetzte Zinnmenge, wenn die Gefahr des Fressens besteht, in dem Bereich von 7%, ausschließlich, bis 35%

erhöht werden. In heutigen Fällen wird jedoch die Lagertemperatur aufgrund der hohen Öltcmperatur hoch, was zur Verformung des Lagers, gefolgt von Fressen und Ermüdung, führt. Die Zusatzmenge an Zinn kann deshalb unter dem Gesichtspunkt der Verringerung der Verformung bei hohen Temperaturen festgelegt werden.

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

ίο 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 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 v.'erden, ihre mechanischen Figpnsrhaften 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 etwa 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 erfindungsgemäGe Bereich der Chrommenge ist, wie oben beschrieben, 0,1 bis 1%, und wenn die Chrommenge innerhalb dieser 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 7innteilchen bei sich auf hoher Temperatur befindlicher Al—Sn-Legierung zurückzuführen ist. Da das Chrom als die obenerwähnte 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

35. Wiederholung des Walzens und Glühens dort gehalten werden, wo sie sich befinden, so daß die ooenerwähnten verschiedenen Auswirkungen erzielt werden können. Diese Erscheinung kann beobachtet werden, wenn die Menge an Zinn klein ist, die Auswirkung wird jedoch größer, wenn die Menge an Zinn relativ groß isi (mehr ais etwa 10 Gew.-°/o). Insbesondere in dem Fall, in welchem die Zinnmenge etwa 15 Gew.-°/o übersteigt und in welchem die Zinnteilchen in einem kontinuierlichen Zustand vorhanden sind, wird die Auswirkung des Zusat/.es merklich. Weiter ist selbst dann, wenn die Menge an Zinn kleiner als 10 Gew.-% ist, die Auswirkung des Chromzusatzes selbstverständlich gemäß den Verwendungsbedingungen und Einsatzzwecken der Legierung erwartungsgemäß ausreichend.

Weiter kann die Verflüssigung von Zinnteilchen, die einen niedrigen Schmelzpunkt von etwa 232°C haben, unter Hochtemperaturbedingungen wirksam verhindert werden, weil die Zännteilchen 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 Glühschritt 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

50 Gebrauch auf-h mit dem Blockieren des Erweichens verbessert werden.

Hauptsächlich zur Verbesserung der Verschleißfestigkeit werden ein oder mehrere Elemente der Gruppe der spezifizierten Zusätze wie Wolfram (W), Cer (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.-°/o, während die Gesamtmenge dieser Elemente nicht mehr als 10 Gew.-% beträgt und fl 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 j Substanzen (oder kristallisierten Substanzen, dasselbe soll im folgenden gelten) dieser Elemente sind in der y Aluminiummatrix dispergiert, weshalb die Verschleißfestigkeit verbessert werden kann. Wenn die Zusatzmenge i 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 Gcw.-% festgelegt worden. ^

_ Die Ausscheidungsformen dieser spezifizierten Zusätze sind die ausgeschiedenen Substanzen jedes zugcsclz- |

\ μ ten Klemcnis. die der intermetallischen Verbindungen zwischen den zugesetzten Elementen, die der tnicnvictiilli- f

sehen Verbindungen von Aluminium und zugesetzten Elementen und die der intermetallischen Verbindungen %

~ von Aluminium und der intermetallischen Verbindung von zugesetzten Elementen. Die Verschleißfestigkeit k

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 I bis 10 Gew.-%, und wenn die s Menge der ausgeschiedenen Substanz in diesem Bereich liegt, kann die ausgeschiedene Substanz gleichmäßig disponiert 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 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 wirr) hei der die Rauhigkeit der Welle und des Lagers und die Dicke des Ölfilmszwischen Thnen°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 j

Fressen beider Teile führt. , ■ ·

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 wira, 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 bcw ken. 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 spezifizierten Zusätze sind die erwünschtesten Mo und Co, dann Ce und danach Nb, W und V und schließlich Ba und Ca. Diese Reihenfolge wird im Hinblick auf den Grad der gleichmäßigen Dispersion der intermetallischen Verbindungen mit Aluminium oder anderen Elementen und der einfachen Gießbarkeit gewählt. Mo und Co sind hinsichtlich der Korrosionsbeständigkeit etwas schlechter, so daß, wenn insbesondere die Korrosionsbeständigkeit im Gebrauch verlangt wird, es erforderlich ist. die Zusatzmengen dieser Elemente zu verringern und andere Elemente zu benuizen.

Zusätzlich zu den oben beschriebenen Zusammensetzungen der Lagerlegierung nach der Erfindung kann diese weiter mehr als null bis 3 Gew.-% Kupfer (Cu) und/oder Magnesium (Mg) enthalten. Kupfer und/oder Magnesium werden in Anbetracht der Tatsache zugesetzt, daß sie das Verringern der Härte bei hohen Temperatüren reduzieren. Der bevorzugte Bereich des Zusatzes von ihnen reicht von 0.1 bis 2,0 Gew,%. Wenn die Menge in der sie zugesetzt werden, kleiner als 0,1 Gew.-% ist, kann der Anstieg der Härte nicht so sehr erwartet werden, während, wenn die Zusatzmenge mehr als 3,0 Gew.-o/o beträgt, die Legierung zu hart wird und die Wal/cigenschaft verschlechtert wird und außerdem die Rostschutzeigenschaft verschlechtert wird. Weiter erhöht bezüglich Magnesium der Zusatz von mehr als 3 Gew.-% die Härte, der Anstieg der Härte während der Walzbearbeitung wird jedoch zu groß, weshalb ein zufriedenstellendes Walzen nicht ausgeführt werden kann und es schwierig wird, ein ziemlich feines Zinngefügebild zu erhalten. Weiter ist es wahrscheinlich, daß sich das als eine feste Lösung in der Aluminiummatrix vorhandene Magnesium während des Glühens abscheidet und deshalb die Verstärkung der Aiuminiummatrix durch die feste Lösung dank der Abscheidung des überschüssigen Magnesiums nicht erwartet werden kann. Das bevorzugte Zusatzverhältnis beträgt deshalb nicht mehr als 2,0 Gew.-°/o. Weiter zeigt sich die Auswirkung des Zusatzes an Kjpfer 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 Aiuminiummatrix zugesetzt werden, bemerkenswert ist. Es ist jedoch zu beachten daß die Kupfer und/oder Magnesium enthaltende Aiuminiummatrix bei etwa 200⁰C 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. Wenn Kupfer und Magnesium gleichzeitig zugesetzt werden, ist es erwünscht, daß die Gesamtmenge von ihnen nicht mehr als 3 Gew.-% beträgt, wobei die Menge des Kupfers selbst nicht mehr als 2 Gew.-% beträgt.

Weiter kann bei der Lagerlegierung nach der Erfindung die Eigenschaft, ein Zinn enthaltendes Gleitmetall zu sein weiter verbessert werden, indem insgesamt mehr als null bis 9 Gew.-°/o 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 r,fch, 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 def 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

ίο 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 Cadmium 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

15 möglich, die Paßfähigkeit des Lagervverkstoffes zu verbessern.

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 Hipqen 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, dab blei und Indium unter

Μ 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 teures Element. Weiter ist es erwünscht, daß die Gesamtzusatzmen-„ ge an Blei, Wismut. Indium, Thallium, Cadmium und Zinn nicht mehr als 35 Gew.-% beträgt. Eines oder mehrere

s 25 der Elemente Blei. Wismut, Indium, Thallium und Cadmium 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 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. Bei den bekanntesten 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 beobach.et, und die Lagerlegierung ist besonders wirksam, wenn sie in Verbindung mit Wellen aus Sphäroguß benutzt wird.

Wenn alle Eigenschaften in Betracht gezogen werden, wie die Anpaßbarkeit an Gießen und Walzen, das Haftvermögen an einer Stahlunterlage, die Bearbeitbarkeit, die Eigenschaft des Verhinderns des Fressens, die Verschleißfestigkeit und die Gleiteigenschaft, so beträgt die bevorzugte Zusammensetzung der Lagerlegierung nach der Erfindung 7,5—25 Gew.-% Sn; 0,1—0,7 Gew.-% Cr; 1,0—6,0 Gew.-% aus der Gruppe der spezifizierten Zusätze; 0,1-2,0 Gew.-% Cu und/oder Mg; 0.5-5,0 Gew.-% Pb, Bi, In, Tl und/oder Cd; Rest Al. Wenn die obengenannten Elemente Pb, Bi, In₁Tl und/oder Cd nicht zugesetzt werden, kann die Menge an Zinn auf 10—30 Gew.-% erhöht werden. Weiter kann der Zusatz an Cu und/oder Mg entfallen.

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

Die folgende Tabelle / zeigt die Zusammensetzungen von Legierungen (Proben) 1 bis 16 nach der Erfindung sowie von Vergleichslegierungen (Proben) 17 bis 21.

Bei der Herstellung der Legierungen 1 bis 16 wurde ein Aluminiummaterial in einem Gasofen geschmolzen, und gemäß den Formeln von Tabelle A wurden Legierungen auf der Basis Al-Cr, Al-Cu, Al—Mg und Al mit spezifizierten Zusätzen 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 Metali 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 17 Β bis 21 für Vergleichstests hergestellt und den gleichen Tests unterworfen.

Die Tabelle B zeigt die Ergebnisse der Messung der Vickershärten von mehreren Legierungen bei einer gewöhnlichen Temperatur und bei 200° C, die Ergebnisse von Dauerfestigkeitstests unter dynamischen Belastungen und die Ergebnisse von Freßtests mit Stahlwellen und Sphärogußwellen. Die obigen Dauerfestigkeitstests g wurden ausgeführt, indem jede Legierung mit 10⁷maliger 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.

Testmaschine: Soda Dynamic Load Tester

Gleitgeschwindigkeit: 400—470 m/min

Schmieröl: SAE I0W30

Schmierung: Druckschmierung

öltemperatur: 140±5°C 5

Öldruck: 0,5MPa

Material in Koniakt:

Art: S 55 C

Rauhigkeit: 1 μπι

Härte: HV 500-600 IO

Lagergestalt:

Durchmesser χ Breite: 52x20 mm, halbgeteiltes Metall

Rauhigkeit: 1— 3 μπι

In den obigen Freßtests wurden die Belastungen beim Fressen bei um 5 MPa (50 kg/cm²) zunehmenden 15 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
benut?t-

Testmaschine: Ultrahochdruck-Freßtester 20

Gleitgeschwindigkeit: 468 m/min

fj Belastung: 5 MPa, stufenweise Erhöhung alle 20 min

' Schmieröl: SAE10W30

Schmierung: Druckschmierung

öltemperatur: 140±5°C 25

Material (1) in Kontakt:

Art: S 50 C

Rauhigkeit: 0,3—0,8 μη\

Härte: HV 500-600
Material (2) in Berührung: 30

Art: Sphäroguß (DCI)

Rauhigkeit: 0,3-0,8 μπι

Härte: HV 200-300

Tabelle B zeigt, daß die Legierungen nach der Erfindung im Vergleich zu den Vergleichslegierungen eine 35 größere Härte im Hochtemperaturbereich haben.

Weiter ergaben im Vergleich zu den Vergieichsiegierungen die Legierungen nach der Erfindung relativ gme
Ergebnisse hinsichtlich der Dauerfestigkeit. V/eiter ergaben bei den Freßtests unter Verwendung von Sphärogußwellen die Legierungen nach der Erfindung ausgezeichnete Ergebnisse.

	Legierungsbestandteile (Gew.-%)	Sn	Cu	Mg Pb	0,5	7.0	Bi	In	TI	Cd	Cr	W	Ce	Nb	V Mo Bn	9,0	2,0	3,0	4,0	0,5	Cn	Co	O	f il	1,0	\
Tabelle A	Al				2,0													3,0				2,5 §
Legier.-		10								0,3		5,0										1,5
Beisp.-Nr.	Re	7,5	0,2	1,5				1,0		0,5				2,0			0,2							I
Erfindung	Re	10	1,0							0.8
1	Re	15				2,0		0,5		0,1			3,0	^.J^ίS5»:'^I<τιEMδS.!Sϊs^ί"»S£raaίffl'»Ä!l;'^a!'t^fKί'
2	Re	15	1,0	2,0					3,0	0.5	3,0
3	Re	17	1,0	2.0			0,5			0,2					3,0
4	Re	17	1,0	3.0						0,5		2,0
5	Re	17		1,0 9,0						0,8
6	Re	20	1,0	3,0						0,5
7	Re	20	1,0							0,5
8	Re	25	3.0	0.5						0,5
⁹	Re	25		5,0			2,0			1,0	3,0
10	Re	30	1,5					0,5			2,0
11	Re	35	1,0					0,5
12	Re	15	0,7					0.5
13	Re	25						1,0
14	Re
15		4	1.0								4,0
16	Re	6	1,0								1.5
Si. d. T.	Re	17	1.0	3,0						2,0	2,5
17	Re	20	1.0
18	Re	20	1.0	3,0							3.0
19	Re
20	Re=Rest											{& J! OT^WSf
21
Anmerkung:

Tabelle B

Lcgier.-Bcisp.-Nr.

Härte (HV) gcwöhnl. Temperatur

200° C

Dauerfestigkeit (MPa)

Belasub.Fress.(MPa) Stahlwolle

Erfindung	47	30	640	60	60
1	42	24	620	70	60
2	51	35	600	65	60
3	46	31	580	90	65
4	45	28	620	90	75
5	42	26	580	80	60
6	45	28	620	105	70
7	58	35	600	100	75
8	46	30	600	100	80
9	44	27	560	80	60
10	48	28	580	90	55
11	37	23	560	95	60
12	59	39	540	100	70
13	43	26	540	100	70
14	48	31	600	90	70
15	39	24	620	90	60
Ib
St. d. T.	53	20	540	80	10
17	52	21	540	80	10
18	36	20	540	90	40
19	34	18	560	80	20
20	35	19	500	80	30
21

F i g. 1 zeigt die Änderungen der Reibungsmomente bei zunehmenden Belastungen in Verbindung mit der Legie. ung 5 und den Vergleichslegierungen 18 und 20. Bei diesen Tests wurden abgeschreckte Wellenwerkstoffe S 55 C bei einer Drehzahl von 1000 U/min und bei Hochdruckschmierung mit konstanter Öltemperatur (140⁰C) benutzt, und die Änderung des Reibungsmomentes mit zunehmender Belastung wurde unter Verwendung eines Oszillographen gemessen. Gemäß den Diagrammen von F i g. 2 treten Reibungsmomentspitzen bei zunehmender Belastung bei der bekannten Legierung 18 auf, und die Werte sind stark schwankend. In dem Fall der Legierung 20 nimmt das Reibungsmoment allmählich zu, ohne daß es zur Bildung irgendeiner Spitze kommt, und die kuppclförmigen Änderungen im Reibungsmoment werden bei der Beendigung des Belastungsanstiegs beobachtet. In dem Fall der Legierung 5 nach der Erfindung wird das Reibungsmoment mit zunehmender Belastung allmählich erhöht, und es wird keine unerwünschte Änderung in dem Reibungsmoment beobachtet. Es ist deshalb zu erkennen, daß die Legierungen nach der Erfindung in ihrer Paßfähigkeit ausgezeichnet sind und nicht fressen. Die schwankenden Spitzenwellen bei der bekannten Legierung 18 bedeuten mit anderen Worten, daß der Ölfilm auf der Gleitfläche teilweise durchbrochen ist, wodurch ein fester Kontakt verursacht wird und, wenn dieser Kontakt sich wiederholt, der volle Durchbruch (Fressen) erfolgt. Die Legierung 5 nach der Erfindung, die solche Wellenformen nicht aufweist, ist hinsichtlich der Paßform und der Eigenschaft des Verhinderns des Fressens vorteilhafter.

F i g. 2 zeigt die Ergebnisse von Reibungstests, in welchen die Legierungen 1,4 und 7 nach der Erfindung und die Vergleichslegierungen 20 und 21 miteinander verglichen werden. In F i g. 3 sind die Ergebnisse να', weiteren Reibungstests gezeigt, in denen die Legierungen die gleichen wie in Fig.3 sind und Wellen aus Sphäroguß (Oberflächenrauhigkeit: 1 μπι. Härte: HV 200—300) unter gleichen Testbedingungen benutzt wurden. Aus F i g. 2 ist zu erkennen, daß die Verschleißverluste der Legierungen 1,4 und 7 na^h der Erfindung im Vergleich zu denjenigen der Vergleichslegierungen 20 und 21 ziemlich gering sind. Im Vergleich mit den Fällen von Fig. 2 sind die Unterschiede in den Verschleißverlusten zwischen den Legierungen 1,4 und 7 und den Vergleichslegierungen 20 und 21 in F i g. 3 groß.

Es sei beachtet, daß in der Zusammensetzung der Legierung nach der Erfindung das Aluminium selbstverständlich eine Spurenmenge an Verunreinigungen enthalten kann, die durch die gewöhnlichen Verfeinerungsverfahren nicht beseitigt werden können.

Hierzu 2 Blatt Zeichnungen

Claims

Patentansprüche:

1. Zinnhaltige Aluminium-Lagerlegierung, dadurch gekennzeichnet, daß sie aus über 7 bis 35 ' Gew.-% Zinn, 0,1 bis 1 Gew. % Chrom, insgesamt 1 bis 10 Gew.-% eines oder mehrerer der Elemente Wolfram, Cer, Niob, Vanadium, Molybdän, Barium, Calcium und Kobalt sowie Aluminium und üblichen

Verunreinigungen als Rest besteht.

2. Lagerlegierung nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß sie 10 bis 30 Gew.-% Zinn. 0,1 bis 0,7 Gew.-°/o Chrom und 1,0 bis 6,0 Gew.-% eines oder mehrerer der Elemente Wolfram, Cer, Niob, Varadium, Molybdän, Barium, Calcium und Kobalt enthält.

ίο 3. Lagerlegierung nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß sie zusätzlich bis zu insgesamt

3 Gew.-%

Kupfer und/oder Magnesium enthält.

4. Lagerlegierung nach Anspruch 2 oder 3, dadurch gekennzeichnet, daß sie 0,1 bis 2,0 Gew.-% Kupfer und/oder Magnesium enthält

5. Lagerlegierung nach Anspruch 1 oder 3, dadurch gekennzeichnet, daß sie zusätzlich bis zu insgesamt 9 Gew.-°/o eines oder mehrerer der Elemente Blei, Wismut, Thallium, Cadmium imd Indium enthält.

6. Lagerlegierung nach Anspruch 5, dadurch gekennzeichnet, daß sie 7,5 bis 25 Gew.-°/o Zinn, 0,1 bis 0,7 Gew.-°/o Chrom, 1,0 bis 6,0 Gew.-°/o eines oder mehrerer der Elemente Wolfram, Cer, Niob, Vanadium, Molybdän, Barium, Calcium und Kobalt, 0.1 bis 2.0 Gew.-% Kupfer und/oder Magnesium und 0,5 bis 5,0 Gevv.-O'? eines oder mehrerer der Elemente Blei, Wismut, Thallium, Cadmium und I ndium enthält.

7. Vf^wendung der Lagerlegierung nach einem der Ansprüche 1 bis 6 für mit Stahlstützschalen versehene

Verbundlagerwerkstoffe.

8. Verwendung der Lagerlegierung nach einem der Ansprüche 1 bis 6 für den Zweck nach Anspruch 7 mit der Maßgabe, daß der Verbundlagerwerkstoff durch Preßschweißen hergestellt ist.

9. Verwendung der Lagerlegierung nach einem der Ansprüche 1 bis 6 für Lager, die in Verbindung mit Wellen aus Sphäroguß in Verbrennungsmotoren benutzt werden.

10. Verwendung der Lagerlegierung nach einem der Ansprüche 1 bis 6 für den Zweck nach Anspruch 7 oder 8 mit der Maßgabe, daß der Verbundlagerwerkstoff in Verbindung mit Wellen aus Sphäroguß in Verbrennungsmotoren benutzt wird.