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WO2000006788A1 - Zwischenschicht, insbesondere bindungsschicht, aus einer legierung auf aluminiumbasis - Google Patents

Zwischenschicht, insbesondere bindungsschicht, aus einer legierung auf aluminiumbasis Download PDF

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Publication number
WO2000006788A1
WO2000006788A1 PCT/AT1999/000188 AT9900188W WO0006788A1 WO 2000006788 A1 WO2000006788 A1 WO 2000006788A1 AT 9900188 W AT9900188 W AT 9900188W WO 0006788 A1 WO0006788 A1 WO 0006788A1
Authority
WO
WIPO (PCT)
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weight
alloy
layer
composite material
aluminum
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Ceased
Application number
PCT/AT1999/000188
Other languages
English (en)
French (fr)
Inventor
Robert Mergen
Markus Manner
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Miba Gleitlager Austria GmbH
Original Assignee
Miba Gleitlager Austria GmbH
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Miba Gleitlager Austria GmbH filed Critical Miba Gleitlager Austria GmbH
Priority to AU52703/99A priority Critical patent/AU5270399A/en
Priority to BR9912538-2A priority patent/BR9912538A/pt
Priority to GB0102006A priority patent/GB2358406B/en
Priority to JP2000562569A priority patent/JP2002521632A/ja
Priority to DE19981425T priority patent/DE19981425B4/de
Priority to US09/744,585 priority patent/US6506503B1/en
Publication of WO2000006788A1 publication Critical patent/WO2000006788A1/de
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Ceased legal-status Critical Current

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    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C21/00—Alloys based on aluminium
    • F—MECHANICAL ENGINEERING; LIGHTING; HEATING; WEAPONS; BLASTING
    • F16—ENGINEERING ELEMENTS AND UNITS; GENERAL MEASURES FOR PRODUCING AND MAINTAINING EFFECTIVE FUNCTIONING OF MACHINES OR INSTALLATIONS; THERMAL INSULATION IN GENERAL
    • F16C—SHAFTS; FLEXIBLE SHAFTS; ELEMENTS OR CRANKSHAFT MECHANISMS; ROTARY BODIES OTHER THAN GEARING ELEMENTS; BEARINGS
    • F16C33/00—Parts of bearings; Special methods for making bearings or parts thereof
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    • Y10T428/12764—Next to Al-base component

Definitions

  • the invention relates to an aluminum-based intermediate layer for increasing the mechanical properties of metallic materials of different compositions, as well as a composite material produced therewith and a method for producing this composite material according to the preambles of claims 1, 11 and 20.
  • Composite materials, especially plain bearings, for fast rotating machine parts, e.g. Motor shafts are increasingly built on the basis of layered composites of the structure of the support shell-bonding layer bearing shell, especially if the bearing shell is a light metal alloy.
  • the binding layer plays an important role in particular when the light metal bearing alloy has mechanically soft components, e.g. Contains tin, lead or the like.
  • a completely different approach consists in the use of nickel, copper or layers of this type electroplated onto the supporting shell, without the need for a further aluminum-based bonding layer. Because of the low Metallurgical relationship between the light metal bearing alloys on the one hand and the nickel, copper or the like. On the other hand, the adhesive strength remains limited by the degree of adhesion and stapling achieved, whereas in the case of light metal bonding layer / light metal bearing layer pairings, the adhesive bond forces in the bonding plane by means of heat treatment and diffusion, layers which increase the adhesive strength and which have almost the character of metallurgical diffusion and reaction zones are improved.
  • the invention is based on the object of forming an aluminum-based intermediate layer for composite materials so that the quality of the composite material, for example the mechanical properties, can be improved by coordinating the individual layers with one another.
  • an intermediate layer for a composite material made of an Al alloy can be made available which does not show any pronounced hardening behavior, but this material, on the other hand, has a high ductility due to the finely dispersed distribution of A M phases, and that despite the degradation of solidifications from the manufacturing process can be maintained high mechanical strength values by heat treatments. This enables a product to be produced which can have good thermal, static and dynamic strengths.
  • This intermediate layer is also particularly suitable for plain bearings, the running layer of such plain bearings also being able to be formed from high-strength, novel materials.
  • this intermediate layer can have a high recrystallization temperature, so that heat treatments or deformation processes can subsequently take place at elevated temperatures without an undesirable drop in hardness being associated therewith. It is also advantageous that, due to the possibility of a diverse combination of individual elements, which are specified in the characterizing part of claim 1, material properties can be freely adjusted within certain limits and that the costs arising in the production of the intermediate layer can thus be controlled accordingly. On the other hand, it is also possible, for example by alloying radioactive elements or isotopes such as U235, to simultaneously create an option for alloying tracers for test purposes in order to be able to better track the behavior of the material on various testing machines.
  • Claims 2 to 7 describe further advantageous design variants of the intermediate layer according to the invention. With the help of these elements, or through the multitude of possible combinations, it is possible, in particular when using the intermediate layer as a binding layer for a plain bearing, to adapt it in a simple manner according to the respective requirements, in particular to the properties of the layers further comprised by the plain bearing.
  • the effects that can be achieved by alloying the elements specified in the claims can be found in detail in the description.
  • An advantage of the design variants according to claims 8 to 10 is that an intermediate layer can be made available, the hardness of which is so great that this intermediate layer can also be combined with higher-strength materials such as novel bearing materials, or the manufacturing process for these Shorten intermediate layers, as this enables heat treatments at elevated temperatures.
  • the object of the invention is also achieved by a composite material according to claim 11. It is advantageous that the arrangement of the intermediate layer makes it possible to produce composite materials from layers of different compositions, for example for plain bearings, in such a way that their service life can be extended due to the improved mechanical properties or the quality of the composite material. As a result, the required maintenance intervals can be extended, so that, in the event that the composite material is designed as a plain bearing, the shafts supported with it can be operated over a long period of time without fear of damage to the surface of these shafts due to unintentional frictional engagement is.
  • the object of the invention is also achieved by a method for producing a composite material according to claim 20. It is thus possible to design the composite material so that it has a surface that is suitable for supporting rapidly rotating shafts and a layer that can be used to dissipate the forces transmitted to the composite material.
  • the variant of the method according to claim 21 advantageously makes it possible to improve the quality of the composite, since the properties of the aluminum base are inherent in several layers.
  • a method according to claim 22 is also advantageous, according to which it is possible after each massive deformation step to reduce undesirable stresses that have built up.
  • a method according to claim 23 is also advantageous, since it makes it possible to produce the composite material using a large number of possible methods, and subsequently the most suitable method in each case can be adjusted to the desired composite material.
  • a method according to claim 24 is also advantageous, with the aid of which it is possible to specifically control the number of individual process steps in the plating process and thus the production costs or the time required for the production.
  • Figure 1 shows the bonding layer according to the invention as an adhesion promoter in a plain bearing in a highly simplified representation.
  • Fig. 3 is a graph for the inventory behavior of plain bearings with on a steel layer plated running and intermediate layers from different
  • FIG. 1 shows a composite material 1 according to the invention, for example in the form of a slide bearing 2.
  • slide bearing 2 for the use of this composite material 1 is discussed in the following, this use of the composite material 1 is not restrictive, but rather is a multitude of very different ones Design variants and uses of the composite material 1 are conceivable, for example without a steel support shell or replacement of the steel support shell with other materials, for example for the production of so-called thrust washers or thrust rings and for known designs of radial and / or axially loaded slide bearings 2.
  • the composite material 1, in particular the slide bearing 2 usually comprises a first edge layer 3, hereinafter referred to as the running layer 4, an intermediate layer 5 and a second edge layer 6, hereinafter referred to as the support shell 7.
  • This selected structure is again not binding and in particular a plurality of layers of the same and / or different composition can be arranged between the running layer 4 and the support shell 7, the arrangement being able to depend on the particular intended use.
  • the hardness of the individual layers of the composite material 1 is preferably different and in particular increases from the first edge layer 3 in the direction of the second edge layer 6 arranged opposite it.
  • the opposite arrangement of layers of different hardness is possible, or two or more layers can have the same average hardness.
  • the running layer 4 has the lowest hardness and the support shell 7 is the hardest.
  • the bearing element is designed as a half-shell.
  • variants with full shells can also be formed from the composite material 1 according to the invention, as shown in FIG. 1 with dashed lines. represents is.
  • Bearing element such as Plain bearings 2 are usually used to support rotating parts, e.g. Shafts for machines, motors, etc. Since these shafts are normally operated at high speeds - with the exception of the start-up and shutdown phases - it is necessary to prevent the bearings and shaft from seizing up.
  • the running layer 4 as an aluminum alloy with a high tin content, to provide a groove 8 in the running layer 4, which groove can serve to receive and supply a suitable lubricant, for example oil.
  • This groove 8 can either be designed as a flat notch with side walls 10 increasing in the direction of an end face 9 and / or can also be provided as a circumferential groove, as is shown in FIG. 1 with the aid of the dash-dotted lines.
  • lubricants e.g. through holes etc.
  • the groove 8 can also serve to remove particles which e.g. originate from the abrasion of the running layer 4, to be taken up and, if necessary, to be removed with the lubricant. It is also possible that at least one of the edges of the running layer 4 lying opposite a surface 11 is broken, whereby e.g. Lateral discharge of unwanted solid particles is possible.
  • the individual layers of the composite material 1, in particular the slide bearing 2 are motion-resistant by e.g. Plating, rolling out, welding, gluing, stapling, etc. connected in order to ensure a secure load transfer.
  • Plating Plating, rolling out, welding, gluing, stapling, etc. connected in order to ensure a secure load transfer.
  • connection method choosing the connection method, of course, the high loads, including increased temperatures, too.
  • the support shell 7 can usually be formed from a metallic material such as steel or the like, and is intended to absorb part of the forces transmitted to the running layer 4 by a shaft.
  • Running layer can take over with.
  • Sc scandium admixture
  • the scandium content of the aluminum alloy is between 0.015% by weight and 2.5% by weight or between 0.015% by weight and 1.0% by weight.
  • further elements for the targeted adjustment or improvement of the properties of the intermediate layer 5 of the aluminum alloy can be added.
  • the Sc is also possible for the Sc to be replaced at least in part by at least one element from the group of the actinides, such as, for example, thorium (Th), protactinium (Pa), uranium (U) or the like.
  • the actinides such as, for example, thorium (Th), protactinium (Pa), uranium (U) or the like.
  • the aluminum alloy can also contain other elements for changing the structure or changing the properties.
  • the aluminum alloy of the intermediate layer 5 can additionally contain at least one element from the group manganese (Mn), copper (Cu), beryllium (Be), calcium (Ca), zirconium (Zr),
  • Molybdenum (Mo), tungsten (W) or silver (Ag) to an extent of max. 10% by weight, preferably max. 5% by weight, in particular max. 1.5% by weight.
  • Molybdenum (Mo) Molybdenum (Mo), tungsten (W) or silver (Ag) to an extent of max. 10% by weight, preferably max. 5% by weight, in particular max. 1.5% by weight.
  • the alloy may additionally contain at least one element from the group consisting of palladium (Pd), gold (Au), platinum (Pt), indium (In), germanium (Ge), tin (Sn), lead (Pb ), Antimony (Sb), bismuth (Bi), tellurium (Te) to a total of max. 10% by weight, preferably max. 6.5 wt .-%, may contain.
  • US Pat. No. 5,226,983 A, EP 0 158 769 B1 and US Pat. No. 4,816,087 A disclose aluminum-lithium alloys which have a more or less high proportion of scandium admixtures.
  • the possibility of using these alloys as a structural material is mainly based on precipitates from trialuminides, e.g. A Li, ALjZr or A Sc returned. Such A Sc excretions are also described in the two US patents US 4,874,440 A and US 5,055,257 A.
  • the possibility of partially or completely replacing the scandium with an element from the group of the lanthanides is also discussed therein, it being in any case of particular importance for the desired properties of the structural materials that the trialuminides mentioned are contained in the aluminum matrix .
  • Al alloys which in addition to Sc also contain Zr and a number of other elements, are known from US Pat. No. 5,620,652 A.
  • This US-A describes a large number of possible uses, for example for fitness equipment, structural materials for the aircraft industry, the automotive industry, or else applications in the marine sector. It is considered advantageous that the use of this alloy
  • the masses to be moved, i.e. the weight, can be saved in the above-mentioned fields of application, while maintaining the mechanical strength, a not inconsiderable amount of fuel can be saved.
  • Al-Sc alloys are particularly suitable for composite materials 1, in particular plain bearings 2.
  • plain bearings 2 with a running layer 4 / intermediate layer 5 / supporting shell 7 structure it is important that the intermediate layer can function as an adhesion promoter between the running layer 4 and the supporting shell 7.
  • the intermediate layer 5 should, if possible, combine at least part of the mechanical and / or chemical properties of the two other layers mentioned, so that there is a more or less continuous transition of the properties between the individual layers.
  • AlgSc precipitates occur due to the addition of Sc to Al alloys.
  • This intermetallic trialuminide phase crystallizes with a cubic primitive structure (space group Pm3m) and is isotypic to the Cu ⁇ Au structure type.
  • the Sc atoms are located at the corners of the unit cell.
  • the AI atoms take up the face-centered places, e.g.
  • this gliding plane in turn contains three equivalent gliding directions ⁇ 110>, so that gliding is possible on 12 different gliding systems.
  • the hardness of the intermediate layer 5 can additionally be changed by further alloying elements, as will be described in more detail below.
  • the hardness of this intermediate layer 5 can be adjusted so that its value lies between the hardness of the overlay 4 and the support shell 7.
  • Al-Sc alloys Another advantage of these Al-Sc alloys is that high mechanical strength values are maintained, despite the breakdown of solidifications from the manufacturing process through heat treatments. Corresponding thermal, static and dynamic strengths can be achieved in the product.
  • the intermetallic trialuminides already mentioned, for example AlgSc, are partly responsible for these properties.
  • Fig. 2 shows one of the possible Al-Sc alloys with the composition Al Mn 0.5 Sc 0.15.
  • This micrograph of the intermediate layer 5 clearly shows that AlgSc crystallites 12 are finely dispersed as stable, spherical precipitates in the aluminum matrix.
  • clearly different binary Al-Mn precipitates 13 can be seen in their dimensions.
  • This finely dispersed structure is made possible by the coherence of the Al Sc crystallites 12 with the aluminum matrix.
  • the mobility perpendicular to the sliding planes and the recrystallization behavior can be reduced by increasing the recrystallization temperature.
  • coalescing of the subgrains is largely prevented.
  • the Al-Sc dispersoids can take up a larger volume fraction because of their better solubility.
  • recrystallization temperatures up to 600 ° C can be achieved.
  • aluminum alloys with manganese (325 ° C), chrome (325 ° C) or zirconium (400 ° C) have significantly lower recrystallization temperatures.
  • the advantage that can be achieved with this is the better processability of such alloys, i.e. that processing can take place at higher temperatures without a significant reduction in mechanical strength due to recrystallization to be expected.
  • the reason for the recrystallization is that, for example, a cold-formed metal, for example a metal deformed by rolling, is in a forced state and tries the deformation stresses when the metal is subjected to heat, for example when plain bearings are used in motors with rapidly rotating shafts break down and heal lattice defects.
  • the aging of such alloys can also be improved by the thermal stability of the AlgSc crystallites 12.
  • the grain size of the Al Sc crystallites 12 in the intermediate layer 5 according to the invention can be in the range between 0.005 ⁇ m and 5 ⁇ m, preferably between 0.1 ⁇ m and 1 ⁇ m.
  • the density of the intermediate layer 5, in particular of the Al-Sc alloy, can be in the range between 1.5 g / cm 3 and 7 g / cm 3 and can be approximately 3 g / cm 3 , for example.
  • Sc can be at least partially replaced by a number of other metals. As a result, it is not only possible to control the costs for the production of the intermediate layer 5, but the properties of this intermediate layer 5 can also be specifically adjusted.
  • Examples of possible substitution elements for Sc are elements which can form intermetallic compounds with aluminum, similar to Al j Sc. This in turn makes it possible to separate these intermetallic compounds from the so-called "solid solution” in aluminum, and these precipitations have a positive influence on the strength of the Al matrix.
  • Sc as a III A element has chemical similarities to Y, the lanthanoids and certain transition elements (rare earths). For example, Y, Dy, Ho, Er, Yb, Lu form M crystallites similar to Scandium Al and some of these phases. isotype of said CugAu type.
  • the lattice parameters of the cubically primitive unit cell for these precipitations are approximately of a size which corresponds to those of Al Sc.
  • the differences from the face-centered cubic lattice of the Al matrix are not significant, which in turn can result in coherent phases embedded in the aluminum matrix.
  • the Sc is not completely replaced by the elements mentioned, but rather that mixed crystals of the AUM, M 'type are formed.
  • Transition elements such as Hf, Nb, Ta, La are on the one hand significantly larger than Sc, but on the other hand they can show behavior similar to Sc in aluminum alloys, which can be attributed to elastic effects.
  • transition elements crystallize in structure types other than the Cu Au type mentioned, for example in the cubic Mg2Cu type, a Laves phase, WO 00/06788 " I 3 - PCT / AT99 / 00188
  • transition elements can be taken up almost entirely in the A ⁇ M phases, and can e.g. the strength of Al-Sc alloys can be increased.
  • the elements of the lanthanoids crystallize in other structure types, such as in the A Dy type mentioned, but it appears to be of crucial importance for the formation of coherent phases that the lattice constant of these A M phases is at least approximately the same Value of the lattice constant of the face-centered cubic aluminum.
  • the elements Li and Zr can also form phases of the type A M, or they can also form ternary mixed crystals of the type
  • Lithium can be used to avoid a significant increase in the density of the aluminum alloy.
  • zircon can replace scandium to an extent of up to 50 atomic%.
  • thermally stable precipitates can be achieved, the size of these crystallites being largely independent of the homogenization temperature according to e.g. is a cast and can be in the range between 50 nm to 150 nm.
  • Al (Zr, Sc) precipitates can prevent recrystallization almost up to the melting point of the aluminum alloy, so that the high-temperature resistance of such alloys and consequently also of the composite material 1 can be improved.
  • Cu, Mg, Si and Zn are absorbed by aluminum in a solid solution, whereby aluminum-rich mixed crystals can arise.
  • Cu, or Cu and Mg form e.g. with AI so-called hardenable Kent alloys, which are easily deformable and rollable.
  • Cu also has a matrix-strengthening effect through mixed crystal hardening. Details on this can be found, for example, in the conference report "The effect of Scandium on the age-hardening behavior of an Al-Cu alloy" (The fourth international Conference on aluminum alloys; M. Nakayama, Y. Miura, 1994, pp. 538 ff). be removed.
  • a Cu and Al Sc crystallites separate independently of one another, so that there is no heterogeneous nucleation. The excretion of these crystallites begins almost simultaneously.
  • Aluminides begins and thus these precipitates can, for example, form a crystal nucleus for the latter aluminides. Due to this early separation, however, it is also possible to distribute AlgSc crystallites 12 or corresponding precipitates in a finely dispersed manner in the aluminum matrix, especially if after the first nucleation the A ⁇ M phases no longer grow but instead form a large number of individual crystal nuclei.
  • a Sc crystallites 12 can grow up to a size of 10 nm and subsequently remain finely and approximately evenly distributed. As already mentioned, this can largely avoid the aging of these alloys (see, for example, "The aging behavior and tensile properties of Al-Sc alloy”; The third International Conference on Aluminum Alloys; T. Tan, Z. Zheng, B. Wang, 1992, Page 290 ff) and the thermal stability can be increased.
  • a Sc crystallites 12 usually only grow up to 100 nm if they are not dissolved during solution annealing.
  • Adding Mg alone to such alloys normally does not lead to hardenability.
  • Si and Mg can form an intermetallic compound Mg2Si, which is also soluble in the aluminum matrix depending on the temperature and can lead to hardenable alloys.
  • the strength can be increased by Al-Si mixed crystals.
  • a Cr contribute to grain refinement as does Zr. Cr is hardly soluble in AI and the A Cr excretion increases creep resistance. As a result, the hardness and strength of such aluminum alloys can be improved at a higher temperature. A Cr can also bind iron, so that Al ⁇ Fe needles are prevented from being excreted. The mechanical properties of Al alloys are influenced by such needle formation and embrittlement may occur.
  • Fe can form aluminides in conjunction with Mn, which help improve strength at higher temperatures.
  • Co is also insoluble in Al, but can increase creep resistance and also bind Fe through the excretion of AlgCO2.
  • Alloys with a higher copper content can be hardened, for example, by quenching at approximately 555 ° C.
  • Ni like Co and Fe, is insoluble in AI, but can increase creep resistance and strength at higher temperatures, such as Co, through A Ni precipitates.
  • the elements Cr, Hf, Ti, V and Mn can, like Zr, be used for grain refinement, in particular for checking the grain structure, Al alloys.
  • Mn additives have a strengthening effect and improve the corrosion resistance, or the recrystallization temperature can also be increased.
  • the formation of long-skewed, brittle AloFe needles can be prevented, especially with small Fe contents, by the iron being absorbed by the more favorably shaped AlgMn crystals.
  • the so-called soft phase formers the properties of the intermediate layer 5 can be adapted to those of the overlay 4 so that a good bond between the individual layers of the composite material 1 can be achieved, and in particular that the hardness of the running layer 4 increases in the direction of the support shell 7.
  • the hardenability of Al alloys can be changed with the help of the elements Ag, Au, Pd and Pt.
  • hardenable Al-Ag alloys can be produced by the elimination of the equilibrium phase AlAg2.
  • the elements W, Ta, Re, Mo, Nb and Ca can also have a positive effect on the plastic properties, in particular the deformability, of such Al alloys.
  • Be can, especially in multi-element alloys, improve the fine grain of the precipitates from supersaturated solid solution phases.
  • the properties of the aluminum alloy for the intermediate layer 5 can further be changed in such a way that they both partially include the properties of the running layer 4 and of the support shell 7.
  • the composite material 1 can comprise the overlay 4. All materials or alloys which are suitable for forming the running layer 4 for the sliding bearing 2 can be used as materials for the running layer 4.
  • Such bearing materials should e.g. have good sliding properties, good ductility, embedding ability for foreign particles, etc. In addition, they should also have appropriate strength properties.
  • Suitable materials for such overlay 4 are e.g. Aluminum alloys with a corresponding proportion of soft phase formers, e.g. Pb, Sn, Sb, Bi, etc. It is possible, for example, that the running layer 4 contains tin as the main alloy element in addition to aluminum, the tin content in the range between 5% by weight and 45% by weight, preferably between 14% by weight .-% and 40 wt .-%, in particular between 16 wt .-% and 32 wt .-%, may be.
  • alloy elements In addition to Sn, however, a number of further alloy elements can also be contained, the total weight fraction of which can amount to a maximum of 11% by weight based on the total alloy.
  • E.g. can at least one alloy element from a Mn, Fe, Cr, Zr, Co and Zn containing group and at least one alloy element from a group containing Pb, Bi, Sb and In may be alloyed.
  • the running layer 4 can also be made of an aluminum alloy with at least 16% by weight of tin and a total of at most 11% by weight of other elements, such as Mg, Zn, Pb, Bi, Li, Sb, In, Fe, Cr, Mn, Cu or the like.
  • the latter elements can be individually, i.e. they do not necessarily have to be present in combination in the alloy, but with the restriction that an element from the group Mg and Zn and an element from the group Pb and Bi must be alloyed.
  • the amount of Cu can be between 0.65% by weight and 1.80% by weight, preferably between 1.35% by weight and 1.45% by weight, in particular 1.44% by weight of Mn between 0.25% and 0.75% by weight, preferably between 0.35% and 0.50% by weight, in particular 0.47% by weight, that of Fe between 0, 15% by weight and 0.55% by weight, preferably between 0.18% by weight and 0.28% by weight, in particular 0.24% by weight, and that of Cr between 0.05% by weight. % and 0.18% by weight, preferably between 0.07% by weight and 0.15% by weight, in particular 0.08% by weight.
  • the remainder to 100% by weight is made up of AI with its own impurities originating from the extraction area of the raw material and the manufacturing process.
  • composition is of course only one example of many possible variations, the enumeration of which is impossible here. However, this does not mean that the invention is limited to this example.
  • alloys of this type with the specified limits Alloying elements is that after the melting of the constituents and the subsequent cooling, so-called hard particles are precipitated, which are formed in the multicomponent system due to the formation of compounds, for example aluminide.
  • these hard particles take on the function of the hardness of the alloy, on the other hand, they can have the effect that, with the large proportion of tin, no coherent tin network is formed, which would disturb the matrix structure and thus the structural strength.
  • the solidification of the aluminum matrix is strongly dependent on the morphology of these intermetallic phases. Since spherodization annealing, such as is used to minimize the friction effect of aluminum alloys with hard silicon particles,
  • a matrix reinforcement can be achieved by elements that are less soluble in the aluminum matrix.
  • the elements of the group Pb, Bi, Sb and In can influence the interfacial tension of the Sn, by the elements of the group Mg, Zn, Li that of the aluminum and thus overall the wettability of the aluminum matrix by the tin so that at the solidification of the aluminum matrix, the tin cannot deposit as a coherent network at the grain boundaries of the matrix.
  • the interruption of the mesh structure of the tin phase thus leads to a change in the microstructure and advantageously to a corresponding increase in the structural strength of the alloy, and thus of the bearing element 1, and to improved formability.
  • the elements which are predominantly soluble in tin or predominantly in aluminum are to be added in a quantity dependent on the tin or aluminum content in order to achieve the desired effect, which is determined by the maximum solubility of the individual elements at eutectic temperature.
  • the element group containing Pb and Bi also Sb and In should be between 10% and 75% of the maximum solubility of the respective element in the total tin content, but the total proportion of this element group should be at least 50% and at most 350% of the maximum solubility of the least in tin soluble group element.
  • the proportion of the respective element from the element group containing Li and Mg in addition to Mg and Zn should be between 6% and 50% of the maximum solubility of the respective element in the total aluminum content, but the total proportion of this element group should be at least 25% and at most 150% of the maximum solubility of the least soluble group element in aluminum.
  • the specified upper and lower limit values for the proportions of the elements related to the tin or aluminum content represent a sufficient effect on the change in the interfacial tension for the prevention of a coherent network structure of the tin, without fear of an adverse interaction with the elements of the matrix alloy to have to.
  • an element fraction beyond the maximum solubility may well be reasonable within the limits specified, because these elements already start to work in the gradually solidifying melt.
  • the two alloys to be investigated were poured in the horizontal continuous casting in tape form, with a width of 100 mm and a height of 10 mm.
  • the heat dissipation during the solidification process was between 3.4 J / s and 3.7 J / s in both cases due to the chosen draw ratio. Since the highest possible total deformation without interruption due to intermediate annealing in the case of bearing materials made of an aluminum alloy leads to advantageous mechanical and tribological properties, the deformability of the two alloys was investigated.
  • the known plain bearing material was subjected to a heat treatment at 350 ° C for a period of 3 hours. This annealing treatment increases the globulization of the tin particles.
  • the alloy according to the invention was examined without heat treatment at a temperature of 350 ° C. over a period of 3 and 19 hours.
  • the cast skin was removed from the samples of both the known and the aluminum alloy according to the invention by milling.
  • the sample cross section was then 80 x 8 mm. The rolling reductions permitted without intermediate annealing were determined with these samples.
  • the Vickers hardness of the aluminum alloy could be determined in the as-cast state after cooling with 42 HV2 in and across the continuous casting direction. After plating the running layer 4 on the steel of the support shell 7 by rolling with 45% puncture and the heat treatment at 350 ° C. for 3 hours, the hardness was reduced determine with 52 HV2 in and across the rolling direction.
  • the hardness of the aluminum alloy should in any case be at least 20% higher than after plating on steel by rolling and annealing at 300 ° C to 400 ° C for two to five hours, preferably 350 ° C for three hours in and across the rolling direction transverse to the casting direction in the as-cast state.
  • the hardness should also have a value in and across the rolling direction of 48 HV2 to 68 HV2, preferably 50 HV2 to 54 HV2.
  • the hardness of the steel should be after the plating of the running layer by rolling with at least 40% stitch in at most two passes or with at least 25% stitch in at most one pass and subsequent annealing at 300 ° C to 400 ° C for two to five hours, preferably 350 ° C for at least 175 HV2 for three hours in and across the rolling direction. It can therefore be clearly concluded from these measurements that the aluminum alloy according to the invention has the advantageous property of strengthening by forming, in particular by rolling, and is therefore also suitable for use in high-performance engines.
  • the latter can also be justified by the fact that aluminum-based alloys which correspond to the invention have a sufficiently high content of soft phases so that, overall, such aluminum matrix alloys have tribological properties which take into account the strong desire for ever longer maintenance intervals.
  • the soft phase content means that damage to the bearing and shaft due to the long maintenance intervals means heavily soiled lubricants loaded with solid particles from the abrasion are avoided.
  • this aluminum alloy or the bearing materials formed from it is also its post-hardening e.g. in engines as a result of the temperature load during operation, which, as is known, can only be avoided to a limited extent by the lubricant.
  • the tin particles which are finely distributed due to repeated changes in temperature, flow together to form larger particles - tin is known to have a melting point of 232 ° C, a temperature that is quickly reached by running waves - and is eliminated.
  • Composite materials 1 according to the invention can be produced by any suitable method which is already known from the prior art. For example, it is possible to produce the aluminum alloy for the intermediate layer 5 and / or the aluminum alloy for the overlay 4 using the continuous casting process, it being possible to produce blanks of a predetermined thickness. In order to produce the individual layers for the composite material 1 from these blanks, they can be rolled to a predeterminable thickness, for example. This rolling can be carried out in several steps, the thickness of the blank being reduced by approximately 10% to 70% per pass, and this method is preferably carried out until the required wall thickness of the layers is reached.
  • the Al alloy for the running layer 4 on the surface 11 can be covered with the Al alloy for the intermediate layer 5, for example an Al-Sc alloy and the surface of the running layer 4 opposite the surface 11, for example with a pure aluminum foil become.
  • the latter is intended to prevent soft phases, which usually have a melting temperature that may be below or near the annealing temperature, from escaping from the aluminum matrix of the bearing alloy and thus being lost, in particular when the resulting layer composite is subsequently annealed.
  • the support shell 7, for example can be used in a subsequent step
  • the thickness of the composite material or the respective intermediate products per pass is reduced in a range between 20% and 75%, preferably between 25% and 50%, by a plating process in a rolling mill.
  • CVD Chemical Vapor Deposition
  • various vacuum coating techniques for example vapor deposition, ion plating, cathode sputtering (sputtering), galvanic techniques, electroless immersion processes, spray coating processes, etc.
  • various other processing techniques for finishing the materials 1, such as laser techniques can be used.
  • the individual layers in particular the Al alloys, can be subjected to a temperature treatment during the manufacturing process, in particular after a rolling process, in order to relieve stress, which is caused by the deformation.
  • a temperature treatment for example, it is possible to subject the intermediate layer 5 to a heat treatment of 0.5 to 48 hours at a temperature of 85 ° C. to 445 ° C.
  • the value of the hardness of the intermediate layer 5 advantageously not less than 35% after this heat treatment that value of hardness may be that the intermediate layer 5 before the massive deformation by, for example Rolling, forging, extrusion or the like.
  • the value of the hardness for this intermediate layer 5 can be, for example, after a solid deformation in the range between 70% and 80% of the hardness value measured before the heat treatment, a heat treatment of 1 to 24 hours at a temperature in the range between 100 ° C. and 350 ° C may have been performed.
  • the thickness of the individual layers can, for example, for the overlay 4 in the range between 0.3 mm to 0.6 mm, preferably 0.4 mm to 0.5 mm, for the intermediate layer 5 in the range between 0.05 mm to 0.2 mm, preferably 0.1 mm to 0.18 mm, and for the support shell 7 in the range between 0.8 mm and 1.8 mm, preferably between 1.0 mm and 1.5 mm.
  • the individual thicknesses of the layers are only to be understood as examples, since in particular the total thickness of the composite material 1 can depend on the particular intended use, so that the thicknesses of the individual layers can subsequently be adapted accordingly.
  • the hardness of the running layer 4 can be, for example, after the plating in the range between 30.0 HV2 and 110 HV2, preferably between 45.0 HV2 and 85 HV2 and after the heat treatment in the range between 25.0 HV2 and 85.0 HV2, preferably between 40.0 HV2 and 75.0 HV2, that of the intermediate layer 5 after plating in the range between 55.0 UMHV20p to 100 UMHV20p, preferably 60 UMHV20p to 85 UMHV20p and after the heat treatment between 45 UMHV20p and 80 UMHV20p, preferably between 55 UMHV20p and 75 UMHV20p, and that of the support shell 7, for example, of steel in the range between 110 HV2 and 260 HV2, preferably between 150 HV2 and 240 HV2 after plating and after the heat treatment in the range between 105 HV2 and 240 HV2, preferably between 145 HV2 and 235 HV2 lie.
  • an intermediate layer 5 made of pure aluminum would have a hardness of approximately 45 UMHV20p before the heat treatment and approximately 29 UMHV20p after the heat treatment, i.e. a significantly lower hardness than the Al-Sc Have alloy of the intermediate layer 5 according to the invention.
  • the hardness of the intermediate layer 5 is at least approximately the same both in the continuous casting direction and transversely to the continuous casting direction, which can be explained from the finely dispersed distribution of the Al Sc crystallites 12 over the entire volume of the Al alloy.
  • all of the compositions listed for Al alloys are exemplary and have been selected from a large number of possible combinations. However, this does not mean that the invention is limited to these combinations or Al alloys, but rather all possible combinations are encompassed by the invention.
  • FIG. 3 shows a diagram in which the load in bar is plotted on the ordinate and the running time in minutes is plotted on the abscissa with a logarithmic division.
  • the load on the slide bearing 2 leads to a change in the strength during a so-called running-in phase and also thereafter, the strength depending on the alloy components. After this so-called break-in period and the reaching of certain limit values, no further significant changes in strength occur until the end of a run-time at which such a bearing becomes unusable due to material fatigue.
  • Example 1 In this slide bearing 2, the running layer 4 is formed from an aluminum alloy with Zn, in particular AlZn 4.5.
  • Example 2 For this three-layer sliding bearing 2, an intermediate layer 5 made of pure aluminum and a running layer 3 made of an Al-Sn alloy, in particular AlSnischCu, are used.
  • Example 3 This example shows a plain bearing 2 with an intermediate layer 5 made of pure aluminum and a running layer 4 made of an Al-Sn alloy, in particular AlSn20Cu.
  • Example 4 For this slide bearing 2, an intermediate layer made of a CuPb alloy was used, onto which a running layer made of AlSn20 was sputtered.
  • Example 5 The plain bearing 2 of this example is a further development of example 1, but in this case an AlZn alloy is no longer used as the running layer 4 but as the intermediate layer 5 and the running layer is formed by an AlSn20 alloy. Instead of the AlZn alloy, AlSc alloys according to the invention can also be used as the intermediate layer 5 in this example.
  • Example 6 This final example describes a plain bearing 2 with an intermediate layer 5 according to the invention made of an AlSc alloy.
  • An Al alloy was used as the running layer 4, which can contain up to 32% by weight of Sn as the main alloy element and furthermore a hard material composed of at least one element of an Fe, Mn, Ni, Cr, Co, Cu, Pt, Mg, Sb , W, Nb, V, Ag, Mo or Zr containing element group.
  • the hard material can be used as an intermetallic phase, e.g. by aluminide formation in the border regions of the matrix, so that the tin network formed due to the large Sn content can be broken.
  • the hard material is preferably spherical or cube-shaped.
  • the alloy in addition to Al with its own impurities, can contain 22.1% by weight of Sn, 1.44% by weight of Cu, 0.47% by weight of Mn, 0.24% by weight of Fe, 0.08 Wt .-% Cr and 0.5 wt .-% Mg contain.
  • the bearing behavior can be determined and checked using predetermined test methods.
  • the load acting on the bearing housing is applied, for example, in a test motor rotating at a predetermined speed, it being possible, for example, to work with a hydraulic pressure of 75 bar depending on the bearing size in the cylinder size used. If the maximum bearing load is then reached, the test is continued until the bearing is damaged by squeezing the running layer 4 or burr formation in the area of the running or intermediate layer 4, 5 or by rubbing in such a way that it must be replaced. The definition of when this damage is assessed so that the bearing can no longer be used must be specified in detail before each individual test series.
  • Fig. 3 the bearing behavior of the configurations of the individual plain bearings 2 previously described with reference to Examples 1 to 6 is now shown.
  • a better bearing behavior is already achieved with an embodiment of a slide bearing with a three-layer structure, which is also known from the prior art, in which the support shell 7 is made of steel, the intermediate layer 5 is made of pure aluminum and the running layer 4 is made of aluminum alloys alloyed with tin - according to example 2 and 3 - is formed.
  • the higher-alloy AI alloy withstands the maximum load over a longer period of time up to a time 16 at which the bearing is squeezed or up to a time 17, to which the camp is rubbed.
  • Example 5 shows the influence of the material used for the intermediate layer 5 on the properties of a plain bearing 2. While a plain bearing 2 with an intermediate layer 5 made of an AlZn alloy already fails at time 19, the replacement of this AlZn intermediate layer brings about an intermediate layer 5 made of an AlSc alloy according to the invention significantly increases the storage life. In Fig. 3, times 20, 21, which indicate the breakage of the plain bearing 2 or its failure, are entered.
  • points in time 22, 23 show the test results for a plain bearing 2 that on the one hand an improved AlSc alloy according to the invention as an intermediate layer 5 contains and which on the other hand uses an AlSn alloy with a high tin content for the running layer 4.
  • this high-strength AlSn alloy interrupts the tin network formed by the high tin content by hard materials, whereby the disruptive effect of these hard materials can be circumvented by the shear forces that occur, in that this hard material have a spherical or cube shape.
  • FIGS. 1; 2; 3 show embodiments form the subject of independent, inventive solutions.
  • the relevant tasks and solutions according to the invention can be found in the detailed descriptions of these figures.

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Abstract

Die Erfindung betrifft eine Zwischenschicht, insbesondere Bindungsschicht, aus einer Legierung auf Aluminiumbasis für Verbundwerkstoffe mit Schichten unterschiedlicher Zusammensetzung, insbesondere Gleitlager. Die Legierung weist einen Gehalt an Beimengungen von zumindest einem Element aus einer Sc, Y, Hf, Nb, Ta, La, die Lanthanoide und die Actinoide umfassenden Elementgruppe von maximal 10 Gew.-%, vorzugsweise 4 Gew.-%, insbesondere zwischen 0,015 Gew.-% und 3,25 Gew.-%, bezogen auf 100 Gew.-% Legierung, auf und den Rest bildet Aluminium mit erschmelzungsbedingten Verunreinigungen.

Description

Zwischenschicht, insbesondere Bindungsschicht, aus einer Legierung auf Aluminiumbasis
Die Erfindung betrifft eine Zwischenschicht auf Aluminiumbasis zur Steigerung der mechanischen Eigenschaften von metallischen Werkstoffen unterschiedlicher Zusam- mensetzung sowie einen damit hergestellten Verbundwerkstoff und ein Verfahren zum Herstellen dieses Verbundwerkstoffes gemäß den Oberbegriffen der Ansprüche 1, 11 bzw. 20.
Verbundwerkstoffe, insbesondere Gleitlager, für sich schnell drehende Maschinen- teile, z.B. Motorwellen, sind im zunehmenden Maße auf der Basis von Schichtverbundwerkstoffen des Aufbaues Stützschale-Bindungsschicht-Lagerschale aufgebaut, besonders, wenn es sich bei der Lagerschale um eine Leichtmetallegierung handelt. Der Bindungsschicht kommt insbesondere dann eine wichtige Rolle zu, wenn die Leichtmetall-Lagerlegierung mechanisch weiche Komponenten, wie z.B. Zinn, Blei oder dgl. enthält.
Es ist üblich, für die Bindungsschicht technisch reines Reinaluminium, z.B. A199.5 zu verwenden. Im Zuge der Entwicklung immer höher belastbarer Leichtmetall-Lagerlegierungen für die Verwendung in modernen Motoren und Maschinen wird die Alu- miniumbindungsschicht immer mehr zum schwächsten Glied des Schichtverbundwerkstoffes. Beispielsweise hat das Reinaluminium mittlerweile bezüglich der dynamischen Festigkeit und der Warmfestigkeit entscheidende Nachteile gegenüber der neuen Generation an Leichtmetall-Lagerlegierungen.
Um hier Abhilfe zu schaffen, wurden bereits einige Lösungskonzepte entwickelt. So wird z.B. in der DE 40 37 746 AI und der DE 43 12 537 AI vorgeschlagen, aushärtbare Aluminium-Legierungen für die Bindungsschicht zu verwenden. Da jedoch der Herstellprozeß der Schichtverbunde auch mehrere Wärmebehandlungen beinhaltet, befinden sich diese aushärtbaren Werkstoffe strukturell auf dem Niveau höchster Festig- keit. Neben einer teilweise unzulässigen Beeinträchtigung der gewünschten Duktilität besteht die Gefahr der Überalterung und somit eine unerwünschte Senkung der Lebensdauer des fertigen Produktes unter der thermischen und dynamischen Belastung in der Lagerstelle.
Ein gänzlich anderer Ansatz besteht in der Verwendung von galvanisch auf die Stützschale aufgebrachten Nickel, Kupfer oder derartiger Schichten unter gänzlichem Verzicht einer weiteren Bindungsschicht auf Aluminiumbasis. Aufgrund der geringen metallurgischen Verwandtschaft zwischen den Leichtmetall-Lagerlegierungen einerseits und dem Nickel, Kupfer oder dgl. andererseits bleibt die Haftfestigkeit durch den Grad der erzielten Adhäsion und Verklammerung beschränkt, wohingegen bei Leichtmetall-Bindungsschicht/Leichtmetall-Lagerschicht-Paarungen, die adhäsiven Verbund- kräfte in der Bindungsebene mittels Wärmebehandlung und Diffusion erzeugter, die Haftfestigkeit steigernder Schichten verbessert werden, die nahezu den Charakter metallurgischer Diffusions- und Reaktionszonen aufweisen.
Der Erfindung liegt die Aufgabe zugrunde, eine Zwischenschicht auf Aluminiumbasis für Verbundwerkstoffe so auszubilden, daß damit die Qualität des Verbundwerkstoffes, bspw. die mechanischen Eigenschaften, durch Abstimmung der einzelnen Schichten aufeinander verbessert werden kann.
Diese Aufgabe wird durch die Merkmale im Kennzeichenteil des Anspruches 1 gelöst. Vorteilhaft ist dabei, daß damit eine Zwischenschicht für einen Verbundwerkstoff aus einer AI-Legierung zur Verfügung gestellt werden kann, die kein ausgeprägtes Aushärtungsverhalten zeigt, wobei dieser Werkstoff andererseits aber durch die feindisperse Verteilung von A M-Phasen eine hohe Duktilität aufweist, und daß trotz des Abbaues von Verfestigungen aus dem Herstellungsprozeß durch Wärmebehandlungen hohe mechanische Festigkeitswerte beibehalten werden können. Dadurch kann ein Produkt hergestellt werden, das gute thermische, statische und dynamische Festigkeiten aufweisen kann. Diese Zwischenschicht ist insbesondere auch für Gleitlager geeignet, wobei die Laufschicht derartiger Gleitlager auch aus höherfesten, neuartigen Werkstoffen gebildet sein kann. Vorteilhaft ist dabei auch, daß diese Zwischenschicht, bzw. der dafür verwendete Werkstoff, eine hohe Rekristallisationstemperatur aufweisen kann, sodaß in der Folge Wärmebehandlungen bzw. Verformungsprozesse bei erhöhten Temperaturen stattfinden können, ohne daß damit ein unerwünschter Härteabfall verbunden ist. Vorteilhaft ist weiters, daß durch die Möglichkeit der vielfältigen Kombination von Einzelelementen, die im Kennzeichenteil des Anspruches 1 angegeben sind, Werkstoff- kennwerte in bestimmten Grenzen frei einstellbar sind und daß damit auch die bei der Herstellung der Zwischenschicht entstehenden Kosten entsprechend gesteuert werden können. Andererseits ist es damit aber auch möglich, bspw. durch das Zulegieren von radioaktiven Elementen bzw. Isotopen wie bspw. U235 gleichzeitig eine Möglichkeit geschaffen werden kann, für Testzwecke Tracer zuzulegieren, um das Verhalten des Werkstoffes auf diversen Prüfmaschinen besser nachverfolgen zu können.
In den Ansprüchen 2 bis 7 sind weitere vorteilhafte Ausführungsvarianten der er- findungsgemäßen Zwischenschicht angegeben. Mit Hilfe dieser Elemente, bzw. durch die Vielzahl der Kombinationsmöglichkeiten, ist es möglich, insbesondere bei Verwendung der Zwischenschicht als Bindungsschicht für ein Gleitlager, diese entsprechend den jeweiligen Erfordernissen auf einfache Weise anzupassen, insbesondere auf die Eigenschaften der von dem Gleitlager weiters umfaßten Schichten. Die Effekte, die durch das Zulegieren, der in den Ansprüchen angegebenen Elemente erreichbar sind, können im Detail der Beschreibung entnommen werden.
Von Vorteil bei den Ausführungsvarianten gemäß den Ansprüchen 8 bis 10 ist, daß damit eine Zwischenschicht zur Verfügung gestellt werden kann, deren Härte so groß ist, um diese Zwischenschicht auch mit höherfesten Werkstoffen wie bspw. neuartigen Lagerwerkstoffen zu kombinieren, bzw. den Herstellungsprozeß für diese Zwischenschichten zu verkürzen, da damit Wärmebehandlungen bei erhöhten Temperaturen möglich sind.
Die Aufgabe der Erfindung wird aber auch durch einen Verbundwerkstoff gemäß Anspruch 11 gelöst. Vorteilhaft ist dabei, daß es durch die Anordnung der Zwischenschicht möglich ist, Verbundwerkstoffe aus Schichten unterschiedlicher Zusammensetzung, bspw. für Gleitlager, so herzustellen, daß deren Standzeit aufgrund der ver- besserten mechanischen Eigenschaften, bzw. der Qualität des Verbundwerkstoffes, verlängert werden kann. Es sind damit in der Folge die benötigten Wartungsintervalle verlängerbar, sodaß in der Folge für den Fall der Ausführung des Verbundwerkstoffes als Gleitlager die damit abgestützten Wellen über einen langen Zeitraum betrieben werden können, ohne daß eine Beschädigung der Oberfläche dieser Wellen aufgrund von unbeabsichtigten Reibungsschlüssen zu befürchten ist.
In den Ansprüchen 12 bis 19 sind vorteilhafte Ausführungsvarianten des erfindungsgemäßen Verbundwerkstoffes angegeben, und können die einzelnen Vorteile der Beschreibung entnommen werden.
Die Aufgabe der Erfindung wird aber auch durch ein Verfahren zur Herstellung eines Verbundwerkstoffes gemäß Anspruch 20 gelöst. Es ist damit möglich, den Verbundwerkstoff so auszuführen, daß dieser einerseits eine Oberfläche aufweist, die zur Lagerung von sich schnell drehenden Wellen geeignet ist, und andererseits eine Schicht aufweist, mit deren Hilfe die auf den Verbundwerkstoff übertragenen Kräfte abgetragen werden können. Durch die Ausführungsvariante des Verfahrens gemäß Anspruch 21 ist es auf vorteilhafte Weise möglich, die Qualität des Verbundes zu verbessern, da die Eigenschaften der Aluminiumbasis mehreren Schichten innewohnend sind.
Vorteilhaft ist weiters ein Verfahren nach Anspruch 22, wonach es nach jedem Massivverformungsschritt möglich ist, unerwünschte aufgebaute Spannungen abzubauen.
Von Vorteil ist weiters ein Verfahren gemäß Anspruch 23, da es damit möglich ist, den Verbundwerkstoff mit einer Vielzahl an möglichen Verfahren herzustellen und in der Folge das jeweilige am besten geeignete Verfahren auf den gewünschten Verbundwerkstoff abgestellt werden kann.
Schließlich ist auch ein Verfahren gemäß Anspruch 24 von Vorteil, mit dessen Hilfe es möglich ist, die Anzahl der einzelnen Verfahrensschritte beim Plattierverfahren und somit die Herstellungskosten bzw. den Zeitaufwand für die Herstellung gezielt zu steuern.
Zum besseren Verständnis wird die Erfindung anhand der Darstellungen in den nachfolgenden Zeichnungen näher erläutert.
Es zeigen:
Fig. 1 die erfindungsgemäße Bindungsschicht als Haftvermittler in einem Gleitlager in stark vereinfachter Darstellung;
Fig. 2 ein Schliffbild der Zwischenschicht mit feindispers verteilten AlgSc-Aus- scheidungen;
Fig. 3 ein Schaubild für das Lagerstandsverhalten von Gleitlagern mit auf eine Stahllage aufplattierten Lauf- und Zwischenschichten aus unterschiedlichen
AI-Legierungen bei sich über die Laufzeit ändernder Lagerbelastung.
Einführend sei festgehalten, daß in den unterschiedlich beschriebenen Ausführungs- formen gleiche Teile mit gleichen Bezugszeichen bzw. gleichen Bauteilbezeichnungen versehen werden, wobei die in der gesamten Beschreibung enthaltenen Offenbarungen sinngemäß auf gleiche Teile mit gleichen Bezugszeichen bzw. gleichen Bauteilbe- Zeichnungen übertragen werden können. Auch sind die in der Beschreibung gewählten Lageangaben, wie z.B. oben, unten, seitlich usw. auf die unmittelbar beschriebene sowie dargestellte Figur bezogen und sind bei einer Lageänderung sinngemäß auf die neue Lage zu übertragen. Weiters können auch Einzelmerkmale oder Merkmalskombi- nationen aus den gezeigten und beschriebenen unterschiedlichen Ausführungsbeispielen für sich eigenständige, erfinderische oder erfindungsgemäße Lösungen darstellen.
Fig. 1 zeigt einen erfindungsgemäßen Verbundwerkstoff 1, bspw. in Form eines Gleitlagers 2. Obwohl im folgenden ausschließlich auf die Ausführungsvariante Gleitlager 2 für die Verwendung dieses Verbundwerkstoffes 1 eingegangen wird, ist diese Verwendung des Verbundwerkstoffes 1 nicht beschränkend, sondern ist vielmehr eine Vielzahl unterschiedlichster Ausführungsvarianten und Verwendungszwecke des Verbundwerkstoffes 1 denkbar, beispielsweise unter Verzicht auf eine Stahlstützschale oder Ersatz der Stahlstützschale durch andere Werkstoffe, z.B. für die Herstellung sog. Anlaufscheiben oder Anlaufringe sowie für bekannte Ausführungen radial und/ oder axial belasteter Gleitlager 2.
Der Verbundwerkstoff 1, insbesondere das Gleitlager 2, umfaßt überlicherweise eine erste Randschicht 3, im folgenden als Laufschicht 4 bezeichnet, eine Zwischenschicht 5 und eine zweite Randschicht 6, im folgenden als Stützschale 7 bezeichnet. Dieser gewählte Aufbau ist wiederum nicht bindend und können insbesondere mehrere Schichten gleicher und/oder unterschiedlicher Zusammensetzung zwischen der Laufschicht 4 und der Stützschale 7 angeordnet sein, wobei sich die Anordnung nach dem jeweiligen Verwendungszweck richten kann.
Die Härte der einzelnen Schichten des Verbundwerkstoffes 1 ist vorzugsweise unterschiedlich und nimmt insbesondere von der ersten Randschicht 3 in Richtung auf die dieser gegenüber angeordneten zweiten Randschicht 6 zu. Selbstverständlich ist jedoch auch die dazu konträre Anordnung von Schichten unterschiedlicher Härte mög- lieh, bzw. können zwei oder mehrere Schichten eine gleiche mittlere Härte aufweisen. Im Falle der Ausbildung des Verbundwerkstoffes 1 als Gleitlager 2 erweist es sich jedoch als vorteilhaft, wenn die Laufschicht 4 die geringste Härte aufweist und die Stützschale 7 am härtesten ausgebildet ist.
Wie aus Fig. 1 zu ersehen ist, ist das Lagerelement als Halbschale ausgebildet. Selbstverständlich können aber auch Varianten mit Vollschalen aus dem erfindungsgemäßen Verbundwerkstoff 1 gebildet werden, wie dies in Fig. 1 mit strichlierten Linien darge- stellt ist.
Lagerelement wie z.B. Gleitlager 2 dienen üblicherweise zur Abstützung von rotationsbeweglichen Teilen, z.B. Wellen für Maschinen, Motoren, etc. Da diese Wellen norma- lerweise mit hohen Umdrehungszahlen betrieben werden - mit Ausnahme der Anlauf- und der Abstellphase - ist es erforderlich, das Festreiben von Lager und Welle zu verhindern. Dazu ist es beispielsweise möglich, neben der Ausbildung der Laufschicht 4 als Aluminiumlegierung mit hohem Zinnanteil, in der Laufschicht 4 eine Nut 8 vorzusehen, die der Aufnahme und Zuführung eines geeigneten Schmierstoffes, beispiels- weise Öl, dienen kann. Diese Nut 8 kann entweder als flächige Kerbe mit in Richtung einer Stirnfläche 9 sich vergrößernden Seitenwänden 10 ausgeführt sein und/oder aber auch als umlaufende Nut angebracht werden, wie dies in Fig. 1 mit Hilfe der stichpunktierten Linien dargestellt ist. Selbstverständlich bestehen auch andere Möglichkeiten zur Zuführung von Schmierstoffen wie z.B. durchgehende Bohrungen etc.
Die Nut 8 kann auch dazu dienen, Partikel, welche z.B. aus dem Abrieb der Laufschicht 4 stammen, aufzunehmen und ggf. mit dem Schmiermittel auszutragen. Möglich ist auch, daß zumindest eine der einer Oberfläche 11 gegenüberliegenden Kanten der Laufschichte 4 gebrochen ist, wodurch z.B. ein seitlicher Austrag von unerwünsch- ten Feststoffpartikeln möglich ist.
Die einzelnen Schichten des Verbundwerkstoffes 1 , insbesondere des Gleitlagers 2, sind bewegungsfest durch z.B. Aufplattierung, Auswalzung, Verschweißung, Verklebung, Klammerung, etc. verbunden, um eine gesicherte Lastabtragung zu gewährlei- sten. Bei der Auswahl der Verbindungsmethode sind natürlich die hohen Belastungen, u.a. auch erhöhte Temperaturen, zu beachten.
Die Stützschale 7 kann üblicherweise aus einem metallischen Werkstoff wie bspw. Stahl oder dgl. gebildet werden, und soll einen Teil der auf die Laufschicht 4 von einer Welle übertragenen Kräfte aufnehmen.
Obwohl im folgenden nur ein dreischichtiger Aufbau des Gleitlagers 2 beschrieben wird, ist es selbstverständlich möglich, dieses Gleitlager 2 beispielsweise zweischichtig auszuführen. Diese Möglichkeit besteht insbesondere dann, wenn die Zwischen- Schicht 5 durch geeignete Wahl der Legierungselemente in ihrer Härte so ausgeführt wird, daß sie die auftretenden Kräfte übernehmen bzw. abtragen kann, oder wenn die Zwischenschicht 5 in ihren Eigenschaften so gewählt wird, daß sie die Aufgaben der WO 00/06788 " ' _ PCT/AT99/00188
Laufschicht mit übernehmen kann.
Die Zwischenschicht 5, welche insbesondere als Bindungsschicht zwischen den einzelnen daran angrenzenden Schichten, bspw. der Laufschicht 4 und der Stützschale 7, fungieren kann, besteht vorzugsweise aus einer Legierung auf Aluminiumbasis, wobei die Legierung einen Gehalt an Scandiumbeimengungen (Sc) von max. 10 Gew.-%, vorzugsweise 4 Gew.-% insbesondere zwischen 0,015 Gew.-% und 3,25 Gew.-%, aufweisen kann, und den Rest Aluminium (AI) mit den erschmelzungsbedingten Verunreinigung bildet. Sämtliche Angaben zur Zusammensetzung von Legierungen sind so zu verstehen, daß sich die jeweiligen Gewichtsanteile auf 100 Gew.-% Gesamtlegierung beziehen.
Als besonders vorteilhaft erweist es sich auch, wenn der Scandiumgehalt der Aluminiumlegierung zwischen 0,015 Gew.-% und 2,5 Gew.-% bzw. zwischen 0,015 Gew.-% und 1,0 Gew.-% beträgt.
Neben Sc können weitere Elemente zur gezielten Einstellung bzw. Verbesserung der Eigenschaften der Zwischenschicht 5 der Aluminiumlegierung zulegiert werden. So ist es bspw. möglich, Sc durch zumindest ein Element aus der Gruppe Yttrium (Y), Hafnium (Hf), Niob (Nb), Tantal (Ta) und Lanthan (La) zumindest teilweise zu ersetzen, bzw. kann Sc zumindest teilweise durch zumindest ein Element aus der Gruppe der Lanthanoide, also beispielsweise durch Cer (Ce), Praseodym (Pr), Neodym (Nd), Promethium (Pm), Samarium (Sm), Europium (Eu), Gadolinium (Gd), Terbium (Tb), Dysprosium (Dy), Holmium (Ho), Erbium (Er), Thulium (Tm), Ytterbium (Yb) bzw. Lutetium (Lu) ersetzt werden. Andererseits ist es aber auch möglich, daß das Sc zumindest teilweise durch zumindest ein Element aus der Gruppe der Actinoide, wie bspw. durch Thorium (Th), Protactinium (Pa), Uran (U) oder dgl. ersetzt werden kann.
Zusätzlich kann die Aluminiumlegierung noch weitere Elemente zur Strukturverände- rung bzw. zur Veränderung der Eigenschaften enthalten. So ist es beispielsweise möglich, zumindest ein Element aus der Gruppe Lithium (Li), Zink (Zn), Silicium (Si) oder Magnesium (Mg) in einem Ausmaß von in Summe max. 12 Gew.-%, vorzugsweise max. 6,5 Gew.-%, insbesondere max. 4,2 Gew.-%, zuzulegieren. Weiters kann die Aluminiumlegierung der Zwischenschicht 5 zusätzlich zumindest ein Element der Gruppe Mangan (Mn), Kupfer (Cu), Beryllium (Be), Kalzium (Ca), Zirkon (Zr),
Molybdän (Mo), Wolfram (W) oder Silber (Ag) in einem Ausmaß von in Summe max. 10 Gew.-%, vorzugsweise max. 5 Gew.-%, insbesondere max. 1,5 Gew.-%, enthalten. WO 00/06788 - ö - PCT/AT99/00188
Es ist weiters möglich, der Legierung zusätzlich zumindest ein Element aus der Gruppe Titan (Ti), Vandium (V), Chrom (Cr), Eisen (Fe), Kobalt (Co) oder Nickel (Ni) in einem Ausmaß von in Summe max. 10 Gew.-%, vorzugsweise max. 4 Gew.-%, insbesondere 1,5 Gew.-%, zuzusetzen. Weiters ist es möglich, daß die Legierung zu- sätzlich zumindest ein Element aus der Gruppe Palladium (Pd), Gold (Au), Platin (Pt), Indium (In), Germanium (Ge), Zinn (Sn), Blei (Pb), Antimon (Sb), Wismut (Bi), Tellur (Te) in einem Ausmaß von in Summe max. 10 Gew.- , vorzugsweise max. 6,5 Gew.-%, enthalten kann.
Mit Hilfe der genannten zusätzlichen Legierungselemente ist es möglich, die Eigenschaften der Aluminiumlegierung auf den jeweiligen Verwendungszweck speziell anzupassen.
Das Zulegieren von Sc zu AI-Legierungen ist schon seit längerem bekannt. So sind z.B. aus dem Stand der Technik Strukturwerkstoffe auf Aluminiumbasis bekannt, vor allem für die Raumfahrt und die Flugzeugindustrie, die Scandiumbeimengungen enthalten. Diese Legierungen weisen nicht nur ein geringes Gewicht auf, sondern zeigen zudem die Eigenschaft der Superplastizität, welche vor allem auf ein stark entartetes Rekristallisationsverhalten zurückgeführt wird.
Beispielsweise sind aus der US 5,226,983 A, der EP 0 158 769 Bl und der US 4,816,087 A Aluminium-Lithium-Legierungen bekannt, die einen mehr oder weniger hohen Anteil an Scandiumbeimengungen aufweisen. Die Möglichkeit der Verwendung dieser Legierungen als Strukturwerkstoff wird vor allem auf Ausscheidungen von Trialuminiden, z.B. A Li, ALjZr oder aber A Sc zurückgeführt. Derartige A Sc- Ausscheidungen werden auch in den beiden US-Patenten US 4,874,440 A und US 5,055,257 A beschrieben. Darin wird außerdem die Möglichkeit diskutiert, das Scan- dium teilweise bzw. vollständig durch ein Element aus der Gruppe der Lanthaniden zu ersetzen, wobei es für die gewünschten Eigenschaften der Strukturwerkstoffe jeden- falls von besonderer Bedeutung ist, daß erwähnte Trialuminide in der Aluminiummatrix enthalten sind.
AI-Legierungen, die neben Sc auch Zr und eine Anzahl weiterer Elemente enthalten, sind aus der US 5,620,652 A bekannt. In dieser US-A wird eine Vielzahl von Verwen- dungsmöglichkeiten beschrieben, beispielsweise für Fitneßgeräte, Strukturwerkstoffe für die Flugzeugindustrie, die Autoindustrie, oder aber Anwendungen im marinen Sektor. Als vorteilhaft wird es dabei angesehen, daß durch die Verwendung dieser Legie- rungen in den besagten Anwendungsgebieten die zu bewegende Masse, also das Gewicht, bei Beibehaltung der mechanischen Festigkeit eine nicht unbeträchtliche Menge an Treibstoff eingespart werden kann.
Wie aus den voranstehenden Absätzen hervorgeht, lag bislang die Bedeutung dieser Legierungen vor allem auf dem Gebiet der Strukturwerkstoffe. Die Möglichkeit des Einsatzes derartiger Al-Sc-Legierungen für Verbundwerkstoffe 1, insbesondere Gleitlager 2, wurde bis jetzt jedoch nicht erkannt.
Durch die gezielte Suche nach neuen Möglichkeiten zur Verbesserung der Qualität von Verbundwerkstoffen 1, konnte vom Anmelder nunmehr überraschender Weise festgestellt werden, daß sich Al-Sc-Legierungen im besonderen Maße für Verbundwerkstoffe 1, insbesondere Gleitlager 2, eignen. Für Gleitlager 2 mit einem Aufbau Laufschicht 4/Zwischenschicht 5/Stützschale 7, ist es wichtig, daß die Zwischenschicht als Haftvermittler zwischen der Laufschicht 4 und der Stützschale 7 fungieren kann. Dazu sollte die Zwischenschicht 5 möglichst zumindest einen Teil der mechanischen und/ oder chemischen Eigenschaften der beiden anderen genannten Schichten in sich vereinigen, sodaß ein mehr oder weniger kontinuierlicher Übergang der Eigenschaften zwischen den einzelnen Schichten stattfindet.
Als vorteilhaft hat es sich dabei erwiesen, daß durch das Zulegieren von Sc zu AI- Legierungen AlgSc Ausscheidungen auftreten. Diese intermetallische Trialuminid- phase kristallisiert mit einer kubisch primitiven Struktur (Raumgruppe Pm3m) und ist isotyp zum Cu^Au-Strukturtyp. Die Sc-Atome sind dabei an den Ecken der Einheits- zelle situiert. Die AI-Atome nehmen die flächenzentrierten Plätze, also bspw.
1/2 / 1/2 / 0, 1/2 / 0 / 1/2, etc. ein. Im metallischen Aluminium hingegen nehmen die Aluminiumatome wie bekannt die Positionen in einem kubisch flächenzentrierten Gitter ein. Aufgrund der geringen Differenz der Metallradien von Sc (162 pm, Koordinationszahl 12) und AI (143 pm, Koordinationszahl 12) (ev. kovalente Bindungsanteile werden vernachlässigt) kann man auch für die Trialuminide des Cu-jAu-Typs zumindest annähernd eine hypothetische kubisch flächenzentrierte Struktur annehmen. Da zusätzlich die Gitterparameter von Aluminium (a = 0,4049 nm) und A Sc (a = 0,4105 nm) vergleichbar sind, kommt es zur Ausbildung sogenannter kohärenter Phasen, d.h. daß die Gitternetzlinien der Aluminiummatrix zwar gestört aber nicht durchbrochen werden. Dadurch erhalten diese Legierungen eine gute Verformbarkeit, begründet durch die immer vorhandenen Versetzungen, sowie die bei kubisch flächenzentrierten Kristallen vorhandenen Gleitrichtungen entlang der Oktaederflächen { 111 } . Jede WO 00/06788 " 1° " PCT/AT99/00188
dieser Gleitebenen wiederum enthält drei gleichwertige Gleitrichtungen <110>, sodaß das Abgleiten also auf 12 verschiedenen Gleitsystemen möglich ist.
Neben der guten Duktilität dieses Al-Sc-Werkstoffes ist es aber auch vorteilhaft, daß derartige AI-Legierungen kein ausgeprägtes Aushärtungsverhalten zeigen. Dadurch kann eine optimale Haftfestigkeit zwischen den einzelnen Schichten des Verbundwerkstoffes 1 erzielt werden. Die Härte der Zwischenschicht 5 kann aber zusätzlich durch weitere Legierungselemente, wie im folgenden noch näher beschrieben wird, verändert werden. Insbesondere kann die Härte dieser Zwischenschicht 5 so eingestellt werden, daß deren Wert zwischen der Härte der Laufschicht 4 und der Stützschale 7 liegt.
Ein weiterer Vorteil dieser Al-Sc-Legierungen ist, daß hohe mechanische Festigkeitskennwerte beibehalten werden, trotz des Abbaues von Verfestigungen aus dem Herstellungsprozeß durch Wärmebehandlungen. Dadurch können entsprechende thermische, statische und dynamische Festigkeiten im Produkt erreicht werden. Für diese Eigenschaften sind zum Teil die bereits angesprochenen intermetallischen Trialuminide, also bspw. AlgSc, verantwortlich.
Fig. 2 zeigt eine der möglichen Al-Sc-Legierungen mit der Zusammensetzung AI Mn 0,5 Sc 0,15. Aus diesem Schliffbild der Zwischenschicht 5 geht deutlich hervor, daß AlgSc-Kristallite 12 feindispers als stabile, sphericale Ausscheidungen in der Aluminiummatrix vorliegen. Daneben sind noch, in ihren Dimensionen deutlich unterschiedliche, binäre Al-Mn- Ausscheidungen 13 zu sehen. Diese feindisperse Gefüge Struktur wird durch die Kohärenz der Al Sc-Kristallite 12 zur Aluminiummatrix möglich. Ver- bunden damit kann die Beweglichkeit senkrecht auf die Gleitebenen und das Rekristallisationsverhalten durch erhöhte Rekristallisationstemperatur gesenkt werden. Außerdem wird ein koaliszieren der Subkörner weitestgehend verhindert. Im Vergleich zu üblichen Kornverfeinerern, wie bspw. Ti, Zr, Mn, etc., können die Al-Sc-Dispersoide wegen ihrer besseren Löslichkeit eine größere Volumenfraktion einnehmen.
Durch diese feine Verteilung der A Sc-Kristallite 12 ist es zudem möglich, daß beispielsweise auftretende Microrisse innerhalb der Al-Sc-Legierung sich an diesen Al Sc-Kristalliten 12 "totlaufen", und sind damit verbesserte mechanische Eigenschaften zu erreichen. Durch die heterogene Keimbildung, begründet durch die hohe Tempe- ratur des Al-Al Sc-Eutektikums, kann bspw. die Heißrißanfälligkeit gesenkt werden, und kann zudem die Schweißbarkeit derartiger Legierungen verbessert werden, sodaß ein besserer Verbund der einzelnen Schichten des Verbundwerkstoffes 1 möglich ist. Die größere Volumenfraktion des Sc ist wichtig um die Rekristallisation zu verhindern und schützt vor der Vernichtung der Subkörner. Die hohe Kohärenz kann zudem die Bewegung der Korngrenzen verhindern, sodaß ein feineres Korngefüge möglich ist.
Durch die Beimengung von Sc lassen sich Rekristallisationstemperaturen bis 600°C verwirklichen. Im Vergleich dazu weisen Aluminiumlegierungen mit Mangan (325°C), Chrom (325°C) oder Zirkon (400°C) bedeutend niedere Rekristallisationstemperaturen auf. Der Vorteil, der damit erreicht werden kann, ist die bessere Verarbeitbarkeit derartiger Legierungen, d.h. daß die Verarbeitung bei höheren Temperaturen stattfinden kann, ohne daß mit einer nennenswerten Verringerung der mechanischen Festigkeiten aufgrund der Rekristallisation zu rechnen ist. Ursache für die Rekristallisation ist, daß beispielsweise ein kalt verformtes Metall, also beispielsweise ein durch Walzen ver- formtes Metall, unter einem Zwangszustand steht und versucht bei Wärmebeaufschlagung des Metalls, beispielsweise wenn also Gleitlager in Motoren eingesetzt werden mit sich schnell drehenden Wellen, die Verformungsspannungen abzubauen und Gitterstörungen auszuheilen. Damit verbunden wäre ein bedeutender Abfall der mechanischen Eigenschaften, beispielsweise der Härte dieser Legierungen, und würde somit die Standzeit von beispielsweise Gleitlagern 2 bedeutend verkürzt, d.h. daß die Wartungsintervalle und somit auch die Wartungskosten um einen nicht unbedeutenden Faktor vergrößert werden.
Durch die thermische Stabilität der AlgSc-Kristallite 12 kann auch die Überalterung derartiger Legierungen verbessert werden.
Die Korngröße der Al Sc-Kristallite 12 kann bei der erfindungsgemäßen Zwischenschicht 5 im Bereich zwischen 0,005 μm und 5 μm, vorzugsweise zwischen 0,1 μm und 1 μm, liegen.
Die Dichte der Zwischenschicht 5, insbesondere der Al-Sc-Legierung, kann im Be- reich zwischen 1,5 g/cm3 und 7 g/cm3 liegen und kann beispielsweise annähernd 3 g/cm3 betragen.
Wie bereits erwähnt, kann Sc zumindest teilweise durch eine Reihe anderer Metalle ersetzt werden. Dadurch ist es nicht nur möglich, die Kosten für die Herstellung der Zwischenschicht 5 zu steuern, sondern sind dadurch auch gezielt die Eigenschaften dieser Zwischenschicht 5 einstellbar. Als Substitutionselemente für Sc kommen beispielsweise Elemente in Frage, die intermetallische Verbindungen mit Aluminium bilden können, ähnlich zu AljSc. Dadurch wird es wiederum möglich, diese intermetallischen Verbindungen aus der sogenannten "solid solution" in Aluminium auszuscheiden, und haben diese Ausscheidungen einen positiven Einfluß auf die Festigkeit der AI-Matrix.
Sc als III A-Element besitzt chemische Ähnlichkeiten zu Y, den Lanthanoiden und bestimmten Übergangselementen (Seltene Erden). So bilden beispielsweise Y, Dy, Ho, Er, Yb, Lu ähnlich zu Scandium Al M-Kristallite und sind diese Phasen z.T. isotyp zu besagtem CugAu-Typ. Zudem sind, wie in der US 4,874,440 A festgehalten ist, die Gitterparameter der kubisch primitiven Einheitszelle für diese Ausscheidungen annähernd von einer Größe, die jenen von Al Sc entspricht. Somit sind aber auch die Differenzen zum kubisch flächenzentrierten Gitter der AI-Matrix nicht signifikant ausgeprägt und können dadurch wiederum kohärente, in der Aluminiummatrix eingebet- tete Phasen entstehen. Selbstverständlich ist es möglich, daß das Sc durch die genannten Elemente nicht vollständig ersetzt wird, sondern daß sich vielmehr Mischkristalle des Typs AUM, M' ausbilden.
Vergleicht man weiters die Elektronegativitätsdifferenz zwischen Aluminium und den vorab nicht genannten Lanthanoidelementen bzw. deren Metallradien, so ist es denkbar und möglich, das Sc durch diese Elemente zumindest teilweise zu ersetzen bzw. ist es möglich, daß sämtliche Metalle untereinander Mischkristallreihen bilden bspw. ternäre, quaternäre aber auch höhere.
Entsprechende Angaben dazu finden sich beispielsweise in dem Artikel "Explanatory Alloy Development in the System Al-Sc-X" (Ralph R. Sawtell and J. W. Morris, Jr.; Dispersion Strengthened Aluminum Alloys; Edited by Y.-W. Kim and W.M. Griffith; The Minerals, Metals & Materials Society, 1988, Seiten 409 bis 420)
Ebenso können sich auch Elemente aus der Gruppe der Actinoide verhalten.
Übergangselemente wie Hf, Nb, Ta, La sind zwar einerseits signifikant größer als Sc, können aber andererseits ein ähnliches Verhalten wie Sc in Aluminiumlegierungen zeigen, welches auf elastische Effekte zurückgeführt werden kann.
Typischerweise kristallisieren Übergangselemente in anderen Strukturtypen als dem genannten Cu Au-Typ, beispielsweise im kubischen Mg2Cu-Typ, einer Lavesphase, WO 00/06788 " I3 - PCT/AT99/00188
oder dem orthorhombischen AIDy-Typ. Denkbar sind jedoch auch hierbei wiederum Mischkristallbildungen, wobei durch die Zugabe von Übergangselementen die Eigenschaften verändert werden können und beispielsweise die Festigkeit dadurch erhöht werden kann. Dabei können die Übergangselemente beinahe zur Gänze in den A^M- Phasen aufgenommen werden, und kann z.B. die Festigkeit von Al-Sc-Legierungen gesteigert werden.
Selbstverständlich ist es möglich, daß auch die Elemente der Lanthanoide in anderen Strukturtypen kristallisieren wie in beispielsweise dem angesprochenen A Dy-Typ, jedoch erscheint es für die Ausbildung kohärenter Phasen von entscheidender Bedeutung zu sein, daß die Gitterkonstante dieser A M-Phasen zumindest annähernd den Wert der Gitterkonstante des kubisch flächenzentrierten Aluminiums aufweist.
Neben den genannten Elementen können aber auch die Elemente Li und Zr Phasen des Typs A M bilden, bzw. können diese auch ternäre Mischkristalle des Typs
Al (Li, Zr) in der Alumniniummatrix ausbilden. Lithium kann dabei dazu verwendet werden, daß ein signifikanter Anstieg der Dichte der Aluminiumlegierung vermieden wird. Zusätzlich ist es möglich, durch bewußte Lithiumzugabe das E-Modul der Al-Sc- Legierung zu verändern, insbesondere zu erhöhen.
Wie in dem Artikel "Influence of the particle size on recrystallization and grain growth in Al-Mg-X-alloys" (J.S. Vetrano, S.M. Bruemmer, L.M. Pawlowski, I.M. Robertson; Materials Science and Engineering A 238; 1997; 101 ff) festgehalten ist, kann Zirkon Scandium in einem Ausmaß von bis zu 50 Atom-% ersetzen. Dadurch können thermisch stabilere Ausscheidungen erreicht werden, wobei die Größe dieser Kristallite weitestgehend unabhängig von der Homogenisierungstemperatur nach z.B. einem Guß ist und im Bereich zwischen 50 nm bis 150 nm liegen kann. Derartige Al (Zr, Sc) Ausscheidungen können die Rekristallisation fast bis zum Schmelzpunkt der Aluminiumlegierung verhindern, sodaß die Hochtemperaturbelastbarkeit derartiger Legierungen und damit in Folge auch des Verbundwerkstoffes 1 verbessert werden kann.
Durch die Zugabe von Zn ist es aber auch möglich, die Form von primär entstandenen Aluminiden, bspw. Mn-, Fe-, Cr- Aluminide, etc. zu verändern, z.B. von der Nadel- form in sphäricale Formen. Dadurch ist es möglich, derartige Legierungen auch bei höheren Temperaturen zu belasten, da Aluminide mit runden Formen weniger Rekristallisationskeime bilden als nadelige, und somit kann durch das Zusammenwirken von Sc und Zr das Rekristallisationsverhalten derartiger Legierungen optimiert werden.
Neben den genannten Metallen können aber auch eine Reihe weiterer Elemente zuge- setzt werden, wobei im folgenden abrißartig versucht werden soll, deren Einfluß auf die jeweiligen Legierungen darzustellen.
Cu, Mg, Si und Zn werden von Aluminium in fester Lösung aufgenommen, wobei aluminiumreiche Mischkristalle entstehen können. Cu, bzw. Cu und Mg, bilden z.B. mit AI sogenannte aushärtbare Kentlegierungen, welche gut verformbar und abwalzbar sind. Cu wirkt zudem matrixverstärkend durch Mischkristallhärtung. Einzelheiten dazu können beispielsweise dem Tagungsbericht "The effect of Scandium on the age- hardening behavior of an Al-Cu alloy" (The fourth international Conference on alumi- num alloys; M. Nakayama, Y. Miura, 1994, S. 538 ff) entnommen werden. A Cu und Al Sc Kristallite scheiden sich unabhängig voneinander aus, sodaß es zu keiner heterogenen Keimbildung kommt. Die Ausscheidung dieser Kristallite beginnt aber nahezu gleichzeitig.
Es soll bereits an dieser Stelle festgehalten werden, daß die Ausscheidung der A-jM- Phasen, insbesondere von A Sc, üblicherweise vor der Ausscheidung andersartiger
Aluminide beginnt und somit diese Ausscheidungen beispielsweise einen Kristallkeim für letztgenannte Aluminide bilden können. Durch dieses frühzeitige Ausscheiden ist es aber auch möglich, AlgSc-Kristallite 12 bzw. entsprechende Ausscheidungen feindispers in der Aluminiummatrix zu verteilen, insbesondere dann, wenn nach der ersten Keimbildung die A^M-Phasen nicht weiter wachsen sondern eine Vielzahl einzelner Kristallkeime bilden.
A Sc-Kristallite 12 können bis zu einer Größe von 10 nm wachsen und bleiben in der Folge fein und annähernd gleichmäßig verteilt. Dadurch kann wie bereits erwähnt die Überalterung dieser Legierungen weitgehend vermieden (siehe z.B. "The ageing behavior and tensile properties of Al-Sc alloy"; The third International Conference on Aluminium Alloys; T. Tan, Z. Zheng, B. Wang, 1992, Seite 290 ff) und die thermische Stabilität erhöht werden. A Sc-Kristallite 12 wachsen üblicherweise nur bis 100 nm, wenn sie beim Lösungsglühen nicht aufgelöst werden.
Ein Mg-Zusatz alleine zu derartigen Legierungen führt normalerweise nicht zur Aus- härtbarkeit. Si und Mg können eine intermetallische Verbindung Mg2Si bilden, die ebenfalls temperaturabhängig in der Aluminiummatrix löslich ist und zu aushärtbaren Legierungen führen kann. Durch Al-Si-Mischkristalle kann die Festigkeit erhöht werden. Bei der Zugabe von Mg sollte jedoch darauf geachtet werden, daß der jeweilige Gewichtsan- teil nicht zu groß ist und sich Al Mg^ Phasen an den diversen Korngrenzen ausscheiden, wodurch interkristalline Korrosion hervorgerufen werden kann.
Cr kann durch die Ausscheidung von z.B. A Cr zur Kornverfeinerung wie auch Zr beitragen. Cr ist in AI kaum löslich und durch die A Cr Ausscheidung wird die Kriechbeständigkeit erhöht. Dadurch kann die Härte und die Festigkeit derartiger Aluminiumlegierungen bei höherer Temperatur verbessert werden. Außerdem kann durch A Cr Eisen gebunden werden, sodaß eine Ausscheidung von Al^Fe-Nadeln verhindert wird. Durch eine derartige Nadelbildung werden die mechanischen Eigenschaften von AI-Legierungen beeinflußt und kommt es unter Umständen zur Versprödung.
Fe kann jedoch in Verbindung mit Mn Aluminide bilden, die zur Verbesserung der Festigkeit bei höheren Temperaturen beitragen.
Co ist in AI ebenfalls unlöslich, kann aber durch die Ausscheidung von AlgCθ2 die Kriechbeständigkeit erhöhen und zudem Fe binden.
Cu kann in starkem Maße die Zugfestigkeit des Aluminiums erhöhen. Höher kupferhal- tige Legierungen können bspw. durch Abschrecken von annähernd 555 °C aushärtbar sein.
Ni ist ebenso wie Co und Fe in AI unlöslich, kann aber durch A Ni-Ausscheidungen die Kriechbeständigkeit und die Festigkeit bei höheren Temperaturen wie beispielsweise Co erhöhen.
Die Elemente Cr, Hf, Ti, V und Mn können ebenso wie Zr zur Kornverfeinerung, insbesondere zur Kontrolle der Kornstruktur, AI-Legierungen zugesetzt werden.
Mn-Zusätze wirken verfestigend und verbessern die Korrosionsbeständigkeit, bzw. kann damit auch die Rekristallisationstemperatur erhöht werden. Außerdem kann wie bereits erwähnt speziell bei kleinen Fe-Gehalten die Ausbildung von langspießigen, spröden AloFe-Nadeln verhindert werden, indem das Eisen von den günstiger geformten AlgMn-Kristallen aufgenommen wird. Mit den Elementen Sn, Sb, Pb und Bi, den sogenannten Weichphasenbildnern, können die Eigenschaften der Zwischenschicht 5 jenen der Laufschicht 4 so angepaßt werden, daß ein guter Verbund zwischen den einzelnen Schichten des Verbundwerkstoffes 1 erreicht werden kann, und daß insbesondere die Härte von der Laufschicht 4 in Richtung auf die Stützschale 7 zunimmt.
Mit Hilfe der Elemente Ag, Au, Pd und Pt kann die Aushärtbarkeit von AI-Legierungen verändert werden, bspw. können aushärtbare Al-Ag-Legierungen durch die Ausscheidung der Gleichgewichtsphase AlAg2 hergestellt werden.
Die Elemente W, Ta, Re, Mo, Nb und Ca können weiters die plastischen Eigenschaften, insbesondere die Verformbarkeit, derartiger AI-Legierungen positiv beeinflussen.
Be kann, insbesondere in Mehrelementlegierungen, die Feinkörnigkeit der Ausschei- düngen aus übersättigten festen Lösungsphasen verbessern.
Durch die Elemente In, Ge und Te können die Eigenschaften der Aluminiumlegierung für die Zwischenschicht 5 weiters dahingehend verändert werden, daß diese sowohl teilweise die Eigenschaften der Lauf Schicht 4 als auch der Stützschale 7 umfassen.
Wie bereits erwähnt, kann der Verbundwerkstoff 1 die Laufschicht 4 umfassen. Als Werkstoffe für die Laufschicht 4 können sämtliche Materialien bzw. Legierungen verwendet werden, die zur Ausbildung der Laufschicht 4 für das Gleitlager 2 geeignet sind. Derartige Lagerwerkstoffe sollen z.B. gute Gleiteigenschaften, eine gute Duktili- tat, eine Einbettfähigkeit für Fremdpartikel usw. aufweisen. Zudem sollten sie noch entsprechende Festigkeitseigenschaften besitzen.
Geeignete Werkstoffe für derartige Laufschichten 4 sind z.B. Aluminiumlegierungen mit einem entsprechenden Anteil an Weichphasenbildnern, z.B. Pb, Sn, Sb, Bi, etc. So ist es beispielsweise möglich, daß die Laufschicht 4 neben Aluminium auch Zinn als Hauplegierungselement enthält, wobei der Zinnanteil im Bereich zwischen 5 Gew.-% und 45 Gew.-%, vorzugsweise zwischen 14 Gew.-% und 40 Gew.-%, insbesondere zwischen 16 Gew.-% und 32 Gew.-%, liegen kann.
Neben Sn können aber auch eine Reihe weiterer Legierungselemente enthalten sein, wobei deren Gewichtsanteil in Summe höchstens 11 Gew.-% bezogen auf die Gesamtlegierung betragen kann. Bspw. kann zumindest ein Legierungselement aus einer Mn, Fe, Cr, Zr, Co und Zn enthaltenden Gruppe und zumindest ein Legierungselement aus einer Pb, Bi, Sb und In enthaltenden Gruppe zulegiert sein.
Die Laufschicht 4 kann aber auch aus einer Aluminiumlegierung mit zumindest 16 Gew.-% Zinn und aus in Summe höchstens 1 1 Gew.-% anderen Elementen, wie Mg, Zn, Pb, Bi, Li, Sb, In, Fe, Cr, Mn, Cu oder dgl., gebildet sein.
Die letztgenannten Elemente können einzeln, d.h. sie müssen nicht zwingend in Kombination, in der Legierung vorhanden sein, allerdings mit der Beschränkung, daß jeden- falls ein Element aus der Gruppe Mg und Zn und ein Element aus der Gruppe Pb und Bi zulegiert sein muß.
Der Mengenanteil von Cu kann zwischen 0,65 Gew.-% und 1 ,80 Gew.-%, vorzugsweise zwischen 1,35 Gew.-% bis 1,45 Gew.-%, insbesondere 1,44 Gew.-%, der von Mn zwischen 0,25 Gew.-% und 0,75 Gew.-%, vorzugsweise zwischen 0,35 Gew.- und 0,50 Gew.-%, insbesondere 0,47 Gew.- , der von Fe zwischen 0,15 Gew.-% und 0,55 Gew.-%, vorzugsweise zwischen 0,18 Gew.-% und 0,28 Gew.-%, insbesondere 0,24 Gew.-% und der von Cr zwischen 0,05 Gew.-% und 0,18 Gew.-%, vorzugsweise zwischen 0,07 Gew.-% und 0,15 Gew.-%, insbesondere 0,08 Gew.-% liegen. Den Rest auf 100 Gew.-% bildet AI mit den ihm eigenen, aus dem Abbaugebiet des Rohstoffes und dem Herstellungsprozeß stammenden, Verunreinigungen.
Für die weitere Ausführung der Erfindung wird eine Legierung mit folgender Zusammensetzung verwendet, wobei die Zahlenangaben als Gewichtsprozent zu verstehen sind:
Sn 22,1 Fe 0,24
Cu 1,44 Cr 0,08
Mn 0,47 Pb 0,20
Bi 0,12 Zn 1,20
Mg 0,50 AI + Verunreinigungen Rest auf 100
Diese Zusammensetzung stellt natürlich nur ein Beispiel von vielen Variationsmöglichkeiten dar, deren Aufzählung hier unmöglich ist. Dies bedeutet aber nicht, daß die Er- findung auf dieses Beispiel limitiert ist.
Charakteristisch für Legierungen dieser Art mit den angegebenen Grenzen an zuzu- legierenden Elementen ist, daß es dabei nach dem Aufschmelzen der Bestandteile und dem anschließenden Abkühlen zur Ausscheidung von sog. Hartteilchen kommt, die durch Verbindungsbildung, beispielsweise Aluminidbildung, in dem Mehrkomponentensystem entstehen. Diese Hartteilchen übernehmen dabei zum einen die Funktion der Härte der Legierung, zum anderen können sie bewirken, daß sich bei dem großen Anteil an Zinn kein zusammenhängendes Zinnetz bildet, welches die Matrixstruktur und damit die Strukturfestigkeit empfindlich stören würde. Die Verfestigung der Aluminiummatrix ist jedoch stark von der Morphologie dieser intermetallischen Phasen abhängig. Da bei einer Sphärodisierungsglühung, wie sie z.B. zur Minimierung der Frik- tionswirkung von Aluminiumlegierungen mit Siliziumhartteilchen verwendet wird,
Ausscheidung und Zusammenlagerung des Zinns mit den damit verbundenen Nachteilen zu erwarten ist, werden der Legierung Elemente wie z.B. Antimon zugesetzt, um die Kerbwirkung der Hartpartikel zu verringern.
Durch die spezielle Elementkombination der Matrixlegierung, in der der Gehalt an wenig löslichen Aluminidbildnern auf ein Mindestmaß reduziert ist, kann eine Matrixverstärkung durch Elemente erzielt wird, die in der Aluminiummatrix weniger eingeschränkt löslich sind. Durch die Elemente der Gruppe Pb, Bi, Sb und In kann die Grenzflächenspannung des Sn, durch die Elemente der Gruppe Mg, Zn, Li die des Alu- miniums und damit insgesamt die Benetzbarkeit der Aluminiummatrix durch das Zinn so beeinflußt werden, daß sich bei der Erstarrung der Aluminiummatrix das Zinn nicht an den Korngrenzen der Matrix als zusammenhängendes Netz niederschlagen kann. Die Unterbrechung der Netzstruktur der Zinnphase führt somit zu einer Veränderung der Gefügestruktur und auf vorteilhafte Weise zu einer entsprechenden Steigerung der strukturellen Festigkeit der Legierung, und damit des Lagerelementes 1, sowie zu einer verbesserten Umformbarkeit.
In diesem Zusammenhang zeigt sich auch die vorteilhafte Verwendung von Al-Sc- Legierungen für derartige Verbundwerkstoffe 1, wobei es damit möglich ist auch für neue, höherfeste Lagerwerkstoffe Zwischenschichten 5 zur Verfügung zu stellen, deren Eigenschaften auf die Eigenschaften, beispielsweise die mechanischen Eigenschaften, der Laufschicht 4 bzw. der Stützschale 7 abgestimmt worden ist.
Die vorwiegend im Zinn bzw. vorwiegend im Aluminium löslichen Elemente sind zur Erzielung der angestrebten Wirkung in einer vom Zinn- bzw. Aluminiumgehalt abhängigen Menge zuzulegieren, die durch die maximale Löslichkeit der einzelnen Elemente bei eutektischer Temperatur bestimmt wird. Der Anteil des jeweiligen Elementes aus WO 00/06788 " l9 " PCT/AT99/00188
der neben Pb und Bi auch Sb und In enthaltenden Elementengruppe soll zwischen 10 % und 75 % der maximalen Löslichkeit des jeweiligen Elementes in dem gesamten Zinngehalt, der Gesamtanteil dieser Elementengruppe soll aber mindestens 50 % und höchstens 350 % der maximalen Löslichkeit des am wenigstens in Zinn löslichen Gruppenelementes betragen. Der Anteil des jeweiligen Elementes aus der neben Mg und Zn auch Li enthaltenden Elementengruppe soll zwischen 6 % und 50 % der maximalen Löslichkeit des jeweiligen Elementes im gesamten Aluminiumgehalt liegen, der Gesamtanteil dieser Elementengruppe soll dabei aber mindestens 25 % und höchstens 150 % der maximalen Löslichkeit des am wenigsten im Aluminium löslichen Gruppen- elementes ausmachen.
Die angegebenen oberen und unteren Grenzwerte für die auf den Zinn- bzw. Aluminiumgehalt bezogenen Anteile der Elemente stellen eine für die Unterbindung einer zusammenhängenden Netzstruktur des Zinns ausreichende Wirkung auf die Verände- rung der Grenzflächenspannung dar, ohne eine nachteilige Wechselwirkung mit den Elementen der Matrixlegierung befürchten zu müssen. In diesem Zusammenhang ist allerdings zu beachten, daß ein Elementanteil über die maximale Löslichkeit hinaus im Rahmen der angegebenen Grenzen durchaus sinnvoll sein kann, weil diese Elemente ja bereits in der allmählich erstarrenden Schmelze zu wirken beginnen.
Um die Vorteile der genannten Al-Sc-Lagerlegierung gegenüber einem herkömmlichen Gleitlagerwerkstoff deutlich zu machen, wird im folgenden ein üblicher Gleitlagerwerkstoff mit 20 Gew.-% Zinn, 0,9 Gew.-% Kupfer, Rest Aluminium mit den üblichen Verunreinigungen einer Aluminiumlegierung oben genannter Zusammensetzung gegen- übergestellt.
Dies soll jedoch nicht bedeuten, daß Gleitlagerwerkstoffe mit 20 Gew.- Sn, 0,9 Gew.- Cu, Rest AI nicht für die erfindungsgemäßen Verbundwerkstoffe 1 verwendet werden können. Es soll damit nur verdeutlicht werden, daß Al-Sn-Lagerlegierungen mit sphäroidartigen Partikeln in der Sn-Weichmetallphase höhere Festigkeiten aufweisen können, wodurch auch der Vorteil der höherfesten Zwischenschicht 5 zum Ausdruck gebracht werden kann. Selbstverständlich können "minderwertigere" Lagerwerkstoffe für die Laufschicht 4 gegebenenfalls verwendet werden, insbesondere dann, wenn die Anforderungen an die Lauf Schicht 4 nicht sehr hoch sind, sodaß es z.B. aus Kostengründen günstiger ist, derartige Lagerwerkstoffe einzusetzen.
Die beiden zu untersuchenden Legierungen wurden unter übereinstimmenden Bedin- gungen im horizontalen Strangguß in Bandform vergossen, und zwar mit einer Breite von 100 mm und einer Höhe von 10 mm. Die Wärmeabfuhr während des Erstarrungsvorganges betrug in beiden Fällen zufolge der gewählten Abzugsverhältnisse zwischen 3,4 J/s bis 3,7 J/s. Da eine möglichst hohe Gesamtverformung ohne Unterbrechung durch ein Zwischenglühen bei Lagerwerkstoffen aus einer Aluminiumlegierung zu vorteilhaften mechanischen und tribologischen Eigenschaften führt, wurde die Verformbarkeit der beiden Legierungen untersucht. Zu diesem Zweck wurde der bekannte Gleitlagerwerkstoff einer Wärmebehandlung bei 350 °C während einer Zeitspanne von 3 Stunden unterworfen. Durch diese Glühbehandlung wird eine stärkere Globulitisie- rung der Zinnpartikel erzielt. Die erfindungsgemäße Legierung wurde ohne Wärmebehandlung bei einer Temperatur von 350 °C über eine Zeitspanne von 3 und 19 Stunden untersucht. Für diese Untersuchungen wurde die Gußhaut bei den Proben sowohl der bekannten als auch der erfindungsgemäßen Aluminiumlegierung durch Fräsen ent- fernt. Der Probenquerschnitt betrug danach jeweils 80 x 8 mm . Mit diesen Proben wurden die ohne Zwischenglühen zulässigen Walzreduktionen bestimmt.
Beim bekannten Gleitlagerwerkstoff traten bereits bei einer Reduktion von knapp über 30 % erste makroskopische Risse auf. Bei einer Verformung bis auf 45 % führten diese rasch anwachsenden Risse zu einer Totalschädigung der Probe. Durch die nach jedem Stich durchgeführten Härtemessungen an der gewalzten Oberfläche konnte beobachtet werden, daß nach dem Erreichen einer maximalen Härte die Härte aufgrund einer Schädigung der Gefügestruktur von Stich zu Stich abnahm. Der erfindungsgemäße Werkstoff zeigte hingegen eine von Stich zu Stich zunehmende Härte.
Aus dem dargestellten Verhalten kann also auf eine erhebliche Verbesserung der strukturellen Eigenschaften, insbesondere der Festigkeit, geschlossen werden. Bei der thermisch überalterten Probe wurden erst bei einer Gesamtverformung von über 55 % makroskopische Risse erkennbar. Solche Risse traten bei der thermisch unbehandelten Probe bei einer Gesamtverformung von über 60 % auf, und konnten bei der Probe mit einer Wärmebehandlung von 3 Stunden gar erst nach einer Gesamtverformung von über 70 % beobachtet werden. Im Gegensatz zum bekannten Gleitlagerwerkstoff führten diese Risse außerdem nicht zu einem Durchreißen der Proben.
Die Härte nach Vickers der Aluminiumlegierung konnte im Gußzustand nach dem Er- kalten mit 42 HV2 in und quer zur Stranggußrichtung bestimmt werden. Nach dem Aufplattieren der Laufschicht 4 auf den Stahl der Stützschale 7 durch Walzen mit 45 % Stich und der Temperaturbehandlung bei 350 °C für 3 Stunden, ließ sich die Härte mit 52 HV2 in und quer zur Walzrichtung bestimmen. Die Härte der Aluminiumlegierung sollte auf jeden Fall nach dem Aufplattieren auf Stahl durch Walzen und einer Glühbehandlung bei 300 °C bis 400 °C für zwei bis fünf Stunden, vorzugsweise 350 °C für drei Stunden in und quer zur Walzrichtung mindestens 20 % höher sein als quer zur Gußrichtung im Gußzustand. Die Härte sollte zudem einen Wert in und quer zur Walzrichtung von 48 HV2 bis 68 HV2, vorzugsweise 50 HV2 bis 54 HV2, aufweisen. Die Härte des Stahls sollte nach dem Aufplattieren der Laufschicht durch Walzen mit mindestens 40 % Stich in höchstens zwei Stichen oder mit mindestens 25 % Stich in höchstens einem Stich und anschließender Glühbehandlung bei 300 °C bis 400 °C für zwei bis fünf Stunden, vorzugsweise 350 °C für drei Stunden in und quer zur Walzrichtung mindestens 175 HV2 aufweisen. Aus diesen Messungen ist also eindeutig zu schließen, daß die erfindungsgemäße Aluminiumlegierung die vorteilhafte Eigenschaft der Verfestigung durch Umformen, insbesondere durch Walzen, besitzt und somit auch für den Einsatz in Hochleistungsmotoren geeignet ist. Letzteres ist auch damit zu begründen, daß Legierungen auf Aluminiumbasis die der Erfindung entsprechen einen ausreichend hohen Gehalt an Weichphasen aufweisen, sodaß insgesamt derartige Alu- miniummatrixlegierungen tribologische Eigenschaften besitzen, die dem starken Wunsch nach immer längeren Wartungsintervallen Rechnung tragen. Der Gehalt an Weichphasen bewirkt dabei, daß Beschädigungen von Lager und Welle durch das in- folge der langen Wartungsintervalle stark verschmutzte, mit Feststoffteilchen aus dem Abrieb beladene, Schmiermittel vermieden werden.
Eine vorteilhafte Eigenschaft dieser Aluminiumlegierung bzw. der daraus gebildeten Lager Werkstoffe ist aber auch deren Nachverfestigung z.B. in Motoren als Folge der Temperaturbelastung während des Betriebes, die bekanntlich durch das Schmiermittel nur beschränkt vermieden werden kann. Damit kann nachhaltig vermieden werden, daß die durch mehrmaligen Temperaturwechsel fein verteilten, nicht gebundenen Zinnpartikel zu größeren Teilchen zusammenfließen - Zinn besitzt bekanntlich einen Schmelzpunkt von 232 °C, eine Temperatur, die durch laufende Wellen schnell erreicht wird - und ausgeschieden werden.
Hierbei zeigt sich wiederum die vorteilhafte Verwendung von Al-Sc-Legierungen mit deren guten mechanischen Eigenschaften, wobei sich dabei beispielsweise die mögliche Abstimmung der Härte der Zwischenschichte 5 auf die Härte der Laufschicht 4 in vorteilhafter Weise darstellt und derartige Al-Sc-Legierungen auch für höherfeste Lagerwerkstoffe verwendet werden können. Erfindungsgemäße Verbundwerkstoffe 1 können nach beliebigen geeigneten Verfahren, welche bereits aus dem Stand der Technik bekannt sind, hergestellt werden. So ist es bspw. möglich, die Aluminiumlegierung für die Zwischenschicht 5 und/oder die Aluminiumlegierung für die Laufschicht 4 im Stranggußverfahren herzustellen, wobei Rohlinge vorbestimmbarer Dicke hergestellt werden können. Um aus diesen Rohlingen die einzelnen Schichten für den Verbundwerkstoff 1 zu fertigen, können diese auf eine vorbestimmbare Dicke bspw. abgewalzt werden. Dieses Abwälzen kann in mehreren Schritten erfolgen, wobei pro Stich die Dicke des Rohlings um ca. 10 % bis 70 % verringert werden kann und wird dieses Verfahren vorzugsweise so lange durchge- führt, bis die erforderliche Wanddicke der Schichten erreicht ist.
Es ist aber auch möglich, insbesondere für die Herstellung des erfindungsgemäßen Verbundwerkstoffes 1, den Abwalzvorgang so durchzuführen, daß zwei oder mehrere unterschiedliche und/oder gleiche Schichten übereinander gelegt werden, wobei durch das Abwälzen und Plattieren ein fester Verbund der einzelnen Schichten hergestellt werden kann. Beispielsweise kann die AI-Legierung für die Laufschicht 4 auf der Oberfläche 11 mit der AI-Legierung für die Zwischenschichte 5, also beispielsweise einer Al-Sc-Legierung und die der Oberfläche 11 gegenüber liegende Oberfläche der Laufschicht 4, beispielsweise mit einer Reinaluminiumfolie, abgedeckt werden. Durch letztere soll verhindert werden, daß insbesondere beim anschließenden Glühen des entstandenen Schichtverbundes Weichphasen, die üblicherweise eine Schmelztemperatur aufweisen, die unter bzw. nahe der Glühtemperatur liegen kann, aus der Aluminiummatrix der Lagerlegierung austritt und somit verloren gehen würde. Um diesem Verbund die benötigte mechanische Festigkeit für die Verwendung in einem Gleitlager 2 zu geben, kann in einem anschließenden Schritt die Stützschale 7, beispielsweise
Stahl, über einen erneuten Walzvorgang auf dem Verbund angebracht und damit verbunden werden. Nach einer anschließenden, erneuten Temperaturbehandlung des nunmehr beispielsweise dreischichtigen Verbundwerkstoffes 1 wird diesem beispielsweise in einem Preßgesenk die endgültige Form, wie die in Fig. 1 z.B. dargestellte Halb- schale, verliehen. Abschließend kann die zur Vermeidung des Zinnaustritts verwendete Aluminiumschicht von der Laufschicht 4 entfernt werden, bspw. durch Ausbohren. Entsprechende abschließende Fertigungsschritte wie beispielsweise das Brechen der Kanten, das Ausbilden der Nut 8 etc. können danach erfolgen.
Es ist aber auch möglich, daß die Al-Basis-Legierung bzw. der Verbundwerkstoff nach jeder Gesamtverformung von mindestens 25 % und höchstens 91 % in einem oder mehreren Verformungsschritten bei einer Temperatur im Bereich zwischen 85 °C bis 445 °C, vorzugsweise zwischen 150 °C und 400 °C, getempert wird.
Weiters ist es möglich, daß durch ein Plattierverfahren in einem Walzwerk die Dicke des Verbundwerkstoffes bzw. der jeweiligen Zwischenprodukte pro Stich im Bereich zwischen 20 % und 75 %, vorzugsweise zwischen 25 % und 50 % verringert wird.
Neben der genannten Methode können aber auch eine Reihe weiterer Verfahren, wie bspw. das CVD-Verfahren (Chemical Vapour Deposition), diverse Vakuumbeschich- tungstechniken beispielsweise Aufdampfen, Ionenplattieren, Kathodenzerstäuben (Sputtern), galvanische Techniken, stromlose Tauch verfahren, Sprühbeschichtungsver- fahren, etc. verwendet werden. Zudem können diverse weitere Verarbeitungstechniken zur Endfertigung der Werkstoffe 1, wie beispielsweise Lasertechniken, verwendet werden.
Bei allen einsetzbaren Verfahren ist es möglich, die Stützschale 7 und/oder die Zwischenschicht 5 und/oder die Laufschicht 4 als Ausgangswerkstoff für das Aufplattieren bzw. Beschichten zu wählen.
Es versteht sich von selbst, daß bestimmte gegebenenfalls notwendige Zwischenschrit- te, wie bspw. das Entfetten der Oberflächen, mit z.B. Lösungsmitteln erfolgen können.
Wie bereits erwähnt, können die einzelnen Schichten, insbesondere die AI-Legierungen, während des Herstellungsprozesses, insbesondere nach einem Abwalzvorgang, zum Spannungsabbau, welcher durch die Verformung begründet wird, einer Tempera- turbehandlung unterzogen werden. So ist es beispielsweise möglich, die Zwischenschicht 5 einer Wärmebehandlung von 0,5 bis 48 Stunden bei einer Temperatur von 85 °C bis 445 °C zu unterziehen, wobei vorteilhafterweise der Wert der Härte der Zwischenschicht 5 nach dieser Wärmebehandlung nicht mehr als 35 % unter demjenigen Wert der Härte liegen kann, den die Zwischenschicht 5 vor der Massivverformung durch z.B. Walzen, Schmieden, Strangpressen oder dgl. aufgewiesen hat. Der Wert der Härte für diese Zwischenschicht 5 kann bspw. nach einer Massivverformung im Bereich zwischen 70 % und 80 % des vor der Wärmebehandlung gemessenen Härtewertes liegen, wobei eine Wärmebehandlung von 1 bis 24 Stunden bei einer Temperatur im Bereich zwischen 100 °C und 350 °C durchgeführt worden sein kann.
Die Dicke der einzelnen Schichten kann bspw. für die Laufschicht 4 im Bereich zwischen 0,3 mm bis 0,6 mm, vorzugsweise 0,4 mm bis 0,5 mm, für die Zwischenschicht 5 im Bereich zwischen 0,05 mm bis 0,2 mm, vorzugsweise 0,1 mm bis 0,18 mm, und für die Stützschale 7 im Bereich zwischen 0,8 mm und 1,8 mm, vorzugsweise zwischen 1,0 mm und 1,5 mm, liegen. Selbstverständlich sind die einzelnen Dicken der Schichten nur beispielhaft zu verstehen, da sich insbesondere die Gesamtdicke des Verbundwerkstoffes 1 nach dem jeweiligen Verwendungszweck richten kann, sodaß in der Folge auch die Dicken der einzelnen Schichten entsprechend angepaßt werden können.
Die Härte der Laufschicht 4 kann beispielsweise nach dem Plattieren im Bereich zwi- sehen 30,0 HV2 und 110 HV2, vorzugsweise zwischen 45,0 HV2 und 85 HV2 und nach der Wärmebehandlung im Bereich zwischen 25,0 HV2 und 85,0 HV2, vorzugsweise zwischen 40,0 HV2 und 75,0 HV2, diejenige der Zwischenschicht 5 nach dem Plattieren im Bereich zwischen 55,0 UMHV20p bis 100 UMHV20p, vorzugsweise 60 UMHV20p bis 85 UMHV20p und nach der Wärmebehandlung zwischen 45 UMHV20p und 80 UMHV20p, vorzugsweise zwischen 55 UMHV20p und 75 UMHV20p, und diejenige der Stützschale 7 beispielsweise von Stahl im Bereich zwischen 110 HV2 und 260 HV2, vorzugsweise zwischen 150 HV2 und 240 HV2 nach dem Plattieren und nach der Wärmebehandlung im Bereich zwischen 105 HV2 und 240 HV2, vorzugsweise zwischen 145 HV2 und 235 HV2 liegen.
Im Vergleich dazu würde eine Zwischenschicht 5 aus Reinaluminium, wie sie bspw. aus dem Stand der Technik bekannt ist, eine Härte von etwa 45 UMHV20p vor der Wärmebehandlung und ca. 29 UMHV20p nach der Wärmebehandlung, also eine deutlich geringere Härte als die Al-Sc-Legierung der erfindungsgemäßen Zwischenschicht 5 aufweisen.
Die Wärmebehandlung zur Ermittlung oben genannter Werte erfolgte über drei Stunden bei ca. 350 °C. Versuche bei höheren Temperaturen, bspw. 350 °C bis 400 °C, zeigten jedoch keine signifikante Änderung der Härte der Zwischenschicht 5, was sich wie bereits erwähnt dadurch erklären läßt, daß die Rekristallisationstemperatur für Al- Sc-Legierungen im Bereich von ca. 600 °C liegt.
Wie weitere Messungen zeigten, ist die Härte der Zwischenschicht 5 sowohl in Stranggußrichtung als auch quer zur Stranggußrichtung zumindest annähernd gleich, was sich aus der feindispersen Verteilung der Al Sc-Kristallite 12 über das gesamte Volumen der AI-Legierung erklären läßt. Es sei an dieser Stelle nochmals darauf hingewiesen, daß sämtliche angeführten Zusammensetzungen für AI-Legierungen beispielhaften Charakter haben und aus einer Vielzahl möglicher Kombinationen ausgewählt wurden. Dies bedeutet jedoch nicht, daß die Erfindung auf diese Kombinationen bzw. AI-Legierungen beschränkt ist, sondern sind vielmehr sämtliche mögliche Kombinationen von der Erfindung umfaßt.
In Fig. 3 ist ein Schaubild gezeigt, bei welchem auf der Ordinate die Belastung in bar und auf der Abszisse die Laufzeit in Minuten mit einer logarithmischen Teilung aufgetragen ist.
Wie bekannt, kommt es durch die Belastung des Gleitlagers 2, insbesondere der Temperatur- und/oder Druckbelastung, während einer sogenannten Einlaufphase und auch danach zu einer Veränderung der Festigkeit, wobei die Festigkeit von den Legierungsbestandteilen abhängt. Nach dieser sogenannten Einlaufzeit und dem Erreichen bestimmter Grenzwerte treten bis zum Erreichen eines Laufzeitendes, an dem durch Materialermüdung ein derartiges Lager verwendungsunfähig wird, keine weiteren wesentlichen Veränderungen in der Festigkeit auf.
Anhand der nachfolgend beschriebenen Beispiele für unterschiedliche Schichtaufbau- ten für derartige Gleitlager 2 wird der erfindungsgemäße Lageraufbau und die Auswirkung auf das Lagerstandsverhalten erläutert.
Bei sämtlichen im folgenden beschriebenen Gleitlagern 2 wird als Stützschicht 6 immer Stahl verwendet, sodaß diese Stützschicht 6 in den nun folgenden Beispielen 1 bis 6 nicht mehr erwähnt wird, sondern implizit mitgelesen werden kann. Außerdem sind die einzelnen Schichten der im folgenden beschriebenen Gleitlager 2 untereinander bewegungsfest verbunden.
Beispiel 1 : Bei diesem Gleitlager 2 ist die Laufschicht 4 aus einer Aluminiumlegie- rung mit Zn, insbesondere AlZn 4,5 gebildet.
Beispiel 2: Für dieses Dreischichtgleitlager 2 wird eine Zwischenschicht 5 aus Reinaluminium und eine Laufschicht 3 aus einer Al-Sn-Legierung, insbesondere AlSnόCu verwendet.
Beispiel 3: Dieses Beispiel zeigt ein Gleitlager 2 mit einer Zwischenschicht 5 aus Reinaluminium und einer Laufschicht 4 aus einer Al-Sn-Legierung, insbesondere AlSn20Cu.
Beispiel 4: Für dieses Gleitlager 2 wurde eine Zwischenschicht aus einer CuPb- Legierung verwendet, auf die eine Lauf Schicht aus AlSn20 gesputtert wurde.
Beispiel 5: Das Gleitlager 2 dieses Beispiels ist eine Weiterentwicklung des Beispiels 1, wobei hierbei jedoch eine AlZn-Legierung nicht mehr als Lauf Schicht 4, sondern als Zwischenschicht 5 verwendet wird und die Lauf Schicht durch eine AlSn20-Legierung gebildet wird. Anstelle der AlZn-Legierung können bei diesem Beispiel auch erfin- dungsgemäße AlSc-Legierungen als Zwischenschicht 5 verwendet werden.
Beispiel 6: Dieses abschließende Beispiel beschreibt ein Gleitlager 2 mit einer erfindungsgemäßen Zwischenschicht 5 aus einer AlSc-Legierung. Als Laufschicht 4 wurde eine AI-Legierung verwendet, die bis zu 32 Gew.-% Sn als Hauptlegierungselement enthalten kann und die weiters einen Hartstoff aus zumindest einem Element eines Fe, Mn, Ni, Cr, Co, Cu, Pt, Mg, Sb, W, Nb, V, Ag, Mo oder Zr enthaltenden Elementgruppe enthält. Der Hartstoff kann dabei als intermetallische Phase, z.B. durch Aluminidbildung in den Grenzbereichen der Matrix vorhanden sein, sodaß das aufgrund des großen Sn-Gehaltes entstehende Zinnetz durchbrochen werden kann. Vorzugs- weise ist der Hartstoff kugel- bzw. würfelförmig ausgebildet. Beispielsweise kann die Legierung neben AI mit dem ihm eigenen Verunreinigungen 22,1 Gew.-% Sn, 1,44 Gew.-% Cu, 0,47 Gew.-% Mn, 0,24 Gew.-% Fe, 0,08 Gew.-% Cr und 0,5 Gew.-% Mg enthalten.
Um nun das Lagerstandsverhalten eines Gleitlagers 2 überprüfen zu können und verschiedenen Einsatzkategorien zuzuteilen, kann das Lagerstandsverhalten anhand von vorbestimmten Prüfverfahren festgestellt und überprüft werden. Zum Simulieren des Lastverlaufes wird beispielsweise in einem Prüfmotor mit einer vorbestimmten Drehzahl rotierenden Welle die auf das Lagergehäuse einwirkende Last aufgebracht, wobei z.B. in Abhängigkeit von der Lagergröße in der verwendeten Zylindergröße mit einem Hydraulikdruck von 75 bar gearbeitet werden kann. Ist dann die Maximallagerbelastung erreicht, wird der Versuch so lange fortgeführt, bis das Lager durch Verquet- schung der Laufschicht 4 oder Gratbildung im Bereich der Lauf- bzw. Zwischenschicht 4, 5 oder durch Verreiben so beschädigt ist, daß es ausgetauscht werden muß. Die Definition, ab wann diese Schäden so bewertet werden, daß das Lager nicht mehr verwendbar ist, ist vor jeder einzelnen Versuchsreihe im Detail festzulegen. In Fig. 3 ist nunmehr das Lagerstandsverhalten der zuvor anhand der Beispiele 1 bis 6 beschriebenen Ausbildungen der einzelnen Gleitlager 2 gezeigt.
Wie nun eine Betrachtung des Schaubildes zeigt, das beispielsweise einen aus dem Stand der Technik bekannten einfachen Lageraufbau, wie er im Beispiel 1 beschrieben ist, darstellt, fällt ein derartiges Gleitlager 2 bereits vor Erreichen der Maximalbelastung zum Zeitpunkt 14 - wie im Schaubild gezeigt - durch Verreiben der Lagerstelle aus.
Ein besseres Lagerstandsverhalten wird bereits mit einer ebenfalls aus dem Stand der Technik bekannten Ausgestaltung eines Gleitlagers mit einem Dreischichtaufbau erreicht, bei dem die Stützschale 7 aus Stahl, die Zwischenschicht 5 aus Reinaluminium und die Laufschicht 4 aus mit Zinn legierten Al-Legierungen - gemäß Beispiel 2 und 3 - gebildet ist.
Während die AI-Legierung mit niederem Zinngehalt gemäß Beispiel 2 ebenfalls vor Erreichen der Maximalbelastung zum Zeitpunkt 15 ausfällt, widersteht die höherlegierte AI-Legierung über einen längeren Zeitraum die Maximalbelastung bis zu einem Zeitpunkt 16, zu dem das Lager verquetscht bzw. bis zu einem Zeitpunkt 17, zu dem das Lager verrieben ist.
Sehr hohe Standzeiten eines Lagers werden, wie aus dem Stand der Technik bekannt, durch einen Lageraufbau gemäß Beispiel 4 erreicht, da ein derartiges Gleitlager 2 erst nach einer Laufzeit von ca. 10.000 Minuten, also zum Zeitpunkt 18, ausfällt. Derartige Lager, die bei diesem Vergleichstest eine derart hohe Lagerstandzeit erreichen, werden auch als "Durchläufer" bezeichnet.
Beispiel 5 zeigt den Einfluß des Materials, das für die Zwischenschicht 5 verwendet wird, auf die Eigenschaften eines Gleitlagers 2. Während ein Gleitlager 2 mit einer Zwischenschicht 5 aus einer AlZn-Legierung bereits zum Zeitpunkt 19 ausfällt, bringt der Ersatz dieser AlZn-Zwischenschicht durch eine Zwischenschicht 5 aus einer erfindungsgemäßen AlSc-Legierung eine wesentliche Erhöhung der Lagerstandzeit. In Fig. 3 sind dazu Zeitpunkte 20, 21, welche den Bruch des Gleitlagers 2 bzw. dessen Ausfall bezeichnen, eingetragen.
Schließlich zeigen Zeitpunkte 22, 23 die Versuchsergebnisse für ein Gleitlager 2, daß einerseits eine verbesserte erfindungsgemäße AlSc-Legierung als Zwischenschicht 5 enthält und die andererseits für die Laufschicht 4 eine AlSn-Legierung mit hohem Zinnanteil verwendet. Im Vergleich zu der Laufschicht 4 des Beispiels 5 ist bei dieser höher festen AlSn-Legierung allerdings das sich durch den hohen Zinnanteil ausbildende Zinnetz durch Hartstoffe unterbrochen, wobei die an sich störende Wirkung dieser Hartstoffe durch die auftretenden Scherkräfte dadurch umgangen werden kann, daß diese Hartstoff eine kugelige oder würfelige Form aufweisen.
Das Resümee dieser Betrachtung ist, daß einerseits durch einen Einsatz der erfindungsgemäßen Zwischenschicht auf AlSc-Basis ein Gleitlager 2 zur Verfügung gestellt wer- den kann, dessen Eigenschaften so ausgebildet sind, insbesondere im Zusammenspiel der erfindungsgemäßen Zwischenschicht 5 mit einer höher festen Laufschicht 4, daß damit Lagerstandsverhalten erreicht werden können, die durchaus mit sogenannten "High-Tech"-Gleitlagern 2, welche mit der Sputtertechnik hergestellt worden sind, vergleichbar sind und daß andererseits aber auch durchaus brauchbare Lagerstandsverhal- ten mit kostengünstigeren Gleitlagern 2 erreicht werden können, wenn für diese die erfindungsgemäße Zwischenschicht 5 eingesetzt wird.
Der Ordnung halber sei abschließend darauf hingewiesen, daß zum besseren Verständnis des Aufbaus des Verbundwerkstoffes 1 bzw. der Zwischenschicht 5 diese bzw. deren Bestandteile teilweise unmaßstäblich und/oder vergrößert und/oder verkleinert dargestellt wurden.
Die den eigenständigen erfinderischen Lösungen zugrundeliegende Aufgabe kann der Beschreibung entnommen werden.
Vor allem können die einzelnen in den Fig. 1; 2; 3 gezeigten Ausführungen den Gegenstand von eigenständigen, erfindungsgemäßen Lösungen bilden. Die diesbezüglichen, erfindungsgemäßen Aufgaben und Lösungen sind den Detailbeschreibungen dieser Figuren zu entnehmen. Bezugszeichen aufstell ung
Verbundwerkstoff
Gleitlager Randschicht
Laufschicht
Zwischenschicht
Randschicht
Stützschale
Nut
Stirnfläche
Seitenwand
Oberfläche
Al3Sc-Kristallit
AI - Mn- Aus Scheidung
Zeitpunkt
Zeitpunkt
Zeitpunkt Zeitpunkt Zeitpunkt Zeitpunkt Zeitpunkt
Zeitpunkt Zeitpunkt Zeitpunkt

Claims

P a t e n t a n s p r ü c h e
1. Zwischenschicht, insbesondere Bindungsschicht, aus einer Legierung auf Aluminiumbasis für Verbundwerkstoffe mit Schichten unterschiedlicher Zusam- mensetzung, insbesondere Gleitlager, dadurch gekennzeichnet, daß die Legierung einen Gehalt an Beimengungen von zumindest einem Element aus einer Sc, Y, Hf, Nb, Ta, La, die Lanthanoide und die Actinoide umfassenden Elementgruppe von maximal 10 Gew.-%, vorzugsweise 4 Gew.-%, insbesondere zwischen 0,015 Gew.-% und 3,25 Gew.-%, bezogen auf 100 Gew.-% Legierung, aufweist und den Rest Aluminium mit erschmelzungsbedingten Verunreinigungen bildet.
2. Zwischenschicht nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß die Legierung zwischen 0,015 Gew.-% und 2,5 Gew.-% zumindest eines Elementes aus der Elementgruppe, bezogen auf 100 Gew.-% Legierung, enthält.
3. Zwischenschicht nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß die Legierung zwischen 0,015 Gew.-% und 1,0 Gew.-% zumindest eines Elementes aus der Elementgruppe, bezogen auf 100 Gew.-% Legierung, enthält.
4. Zwischenschicht nach einem oder mehreren der vorhergehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, daß die Legierung zusätzlich zumindest ein Element aus der Gruppe Li, Zn, Si, Mg in einem Ausmaß von in Summe maximal 12 Gew.-%, vorzugsweise maximal 6,5 Gew.- , insbesondere maximal 4,2 Gew.-%, bezogen auf 100 Gew.-% Legierung, enthält.
5. Zwischenschicht nach einem oder mehreren der vorhergehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, daß die Legierung zusätzlich zumindest ein Element aus der Gruppe Mn, Cu, Be, Ca, Zr, Mo, W, Ag in einem Ausmaß von in Summe maximal 10 Gew.-%, vorzugsweise maximal 5,0 Gew.-%, insbesondere 3,0 Gew.-%, bezogen auf 100 Gew.-% Legierung, enthält.
6. Zwischenschicht nach einem oder mehreren der vorhergehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, daß die Legierung zusätzlich zumindest ein Element aus der Gruppe Ti, V, Cr, Fe, Co, Ni, in einem Ausmaß von in Summe maximal 10 Gew.-%, vorzugsweise maximal 4,0 Gew.-%, insbesondere maximal 1,5 Gew.-%, bezogen auf 100 Gew.-% Legierung, enthält.
7. Zwischenschicht nach einem oder mehreren der vorhergehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, daß die Legierung zusätzlich zumindest ein Element aus der Gruppe Pd, Au, Pt, In, Ge, Sn, Pb, Sb, Bi, Te in einem Ausmaß von in Summe maximal 10 Gew.- , vorzugsweise maximal 6,5 Gew.-%, enthält.
8. Zwischenschicht nach einem oder mehreren der vorhergehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, daß die Legierung nach einer Wärmebehandlung von 0,5 bis 48 Stunden bei einer Temperatur im Bereich zwischen 85 °C und 445 °C eine Härte aufweist, deren Wert nicht mehr als 35 % unter dem vor der Wärmebehandlung gemessenen Härtewert nach einer Massivverformung, z.B. Walzen, Schmieden, Strangpressen oder dgl., liegt.
9. Zwischenschicht nach einem oder mehreren der vorhergehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, daß die Legierung nach einer Wärmebehandlung von 1 bis 24 Stunden bei einer Temperatur im Bereich zwischen 100 °C und 350 °C eine Härte aufweist, deren Wert im Bereich zwischen 70 % und 80 % des vor der Wärmebehandlung gemessenen Härtewertes nach einer Massivverformung, z.B. Walzen, Schmieden, Strangpressen oder dgl., liegt.
10. Zwischenschicht nach einem oder mehreren der vorhergehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, daß die Legierung nach einer Wärmebehandlung eine Härte nach Vickers im Bereich zwischen 45 HV2 und 80 HV2, bevorzugt zwischen 55 HV2 und 75 HV2 aufweist.
11. Verbundwerkstoff aus zumindest drei Schichten unterschiedlicher Zusammensetzung, insbesondere Gleitlager, wobei die Härte der Schichten unterschiedlich ist und insbesondere von einer ersten Randschicht zu einer dieser gegenüber angeordneten zweiten Randschicht zunimmt, dadurch gekennzeichnet, daß zumindest eine Mittelschicht durch eine Zwischenschicht (5) nach einem oder mehreren der vorher- gehenden Ansprüche gebildet ist.
12. Verbundwerkstoff nach Anspruch 11, dadurch gekennzeichnet, daß die erste Randschicht (3) als Laufschicht (4) für ein Lager, z.B. ein Gleitlager (2), ausgebildet ist.
13. Verbundwerkstoff nach Anspruch 11 und/oder 12, dadurch gekennzeichnet, daß die Laufschicht (4) aus einer Aluminiumlegierung mit in der Aluminium- matrix eingelagerten Weichphasen, z.B. Pb, Bi, Sn, oder dgl., besteht.
14. Verbundwerkstoff nach einem oder mehreren der Ansprüche 11 bis 13, dadurch gekennzeichnet, daß die Laufschicht (4) aus einer Aluminiumlegierung mit Sn als Hauptlegierungselement besteht, wobei der Zinnanteil im Bereich zwischen 5 Gew.-% und 45 Gew.-%, vorzugsweise zwischen 14 Gew.-% und 40 Gew.-%, insbesondere zwischen 16 Gew.-% und 32 Gew.- , liegt.
15. Verbundwerkstoff nach einem oder mehreren der Ansprüche 11 bis 14, dadurch gekennzeichnet, daß die Lauf Schicht (4) in Summe höchstens 11 Gew.-% zusätzliche Legierungselemente enthält, wobei jedenfalls zumindest ein Legierungselement aus einer Mn , Fe, Cr, Zr, Co und Zn enthaltenden Gruppe und zumindest ein Legierungselement aus einer Pb, Bi, Sb und In enthaltenden Gruppe zulegiert ist.
16. Verbundwerkstoff nach einem oder mehreren der Ansprüche 11 bis 15, dadurch gekennzeichnet, daß die Lauf schicht (4) zusätzlich noch Cu mit einem Mengenanteil im Bereich zwischen 0,65 Gew.-% und 1,80 Gew.-%, Mn mit einem Mengenanteil im Bereich zwischen 0,25 Gew.-% und 0,75 Gew.-%, Fe mit einem Mengenanteil zwischen 0,15 Gew.-% und 0,55 Gew.-%, Cr mit einem Mengenanteil im Bereich zwischen 0,05 Gew.-% und 0,18 Gew.-% enthält.
17. Verbundwerkstoff nach einem oder mehreren der Ansprüche 11 bis 16, dadurch gekennzeichnet, daß die zweite Randschicht (6) als Stützschale (7) ausgebildet ist.
18. Verbundwerkstoff nach einem oder mehreren der Ansprüche 11 bis 17, dadurch gekennzeichnet, daß die Stützschale (7) aus Stahl oder dgl. gebildet ist.
19. Verbundwerkstoff nach einem oder mehreren der Ansprüche 11 bis 18, dadurch gekennzeichnet, daß die Laufschicht (4) nach einer Wärmebehandlung eine
Härte nach Vickers im Bereich zwischen 25 HV2 und 85 HV2, bevorzugt zwischen 40 HV2 und 75 HV2, aufweist.
20. Verfahren zur Herstellung eines Verbundwerkstoffes aus zumindest drei Schichten unterschiedlicher Zusammensetzung, insbesondere eines Gleitlagers, wobei die Härte der Schichten unterschiedlich ist und insbesondere von einer ersten Randschicht zu einer dieser gegenüber angeordneten zweiten Randschicht zunimmt, insbe- sondere eines Verbundwerkstoffes nach einem der Ansprüche 11 bis 20, dadurch gekennzeichnet, daß in dem Verbundwerkstoff zumindest eine Mittelschicht aus einer Zwischenschicht nach einem oder mehreren der vorhergehenden Ansprüche 1 bis 10 angeordnet ist, insbesondere mit einer Laufschicht und/oder Stützschale, z.B. aus Stahl oder dgl., verbunden wird.
21. Verfahren nach Anspruch 20, dadurch gekennzeichnet, daß ein bereits ausgehärteter, nach einem Gießverfahren, Extrudierverfahren, Strangpreßverfahren oder dgl. hergestellter Werkstoff mit Beimengungen von zumindest einem Element aus einer Sc, Y, Hf, Nb, Ta, La, die Lanthanoide und die Actinoide umfassenden Elementgruppe bis maximal 10 Gew.-% mit zumindest einem weiteren Werkstoff vorzugsweise auf Al-Basis, z.B. einer Al-Sn-Legierung die gegebenenfalls weitere Legierungselemente enthalten kann, Reinaluminium, oder dgl. zusammengewalzt wird.
22. Verfahren nach Anspruch 20 und/oder 21, dadurch gekennzeichnet, daß die Al-Basis-Legierung(en) bzw. der Verbundwerkstoff nach jeder Gesamtverformung von mindestens 25 % und höchstens 91 % in einem oder mehreren Verformungsschritten bei einer Temperatur im Bereich zwischen 85 °C bis 445 °C, vorzugsweise zwischen 150 °C und 400 °C, getempert wird.
23. Verfahren nach einem oder mehreren der Ansprüche 20 bis 22, dadurch gekennzeichnet, daß die Laufschicht auf die Zwischenschicht oder die Zwischenschicht auf die Laufschicht und/oder die Zwischenschicht auf die Stützschale durch ein Walzverfahren, ein CVD- Verfahren, ein galvanisches Verfahren, ein Kathodenzer- stäubungsverfahren, ein Vakuumaufdampfverfahren oder dgl. aufgebracht wird.
24. Verfahren nach einem oder mehreren der Ansprüche 20 bis 23, dadurch gekennzeichnet, daß durch ein Plattierverfahren in einem Walzwerk die Dicke des Verbundwerkstoffes bzw. der jeweiligen Zwischenprodukte pro Stich im Bereich von 20 % bis 75 %, vorzugsweise zwischen 25 % bis 50 %, verringert wird.
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