本发明涉及一种用由多种组分形成的偏晶合金制造条带的方法，在该偏晶合金中，在凝固状态中初生相的微滴均匀地分布在晶体基体中。
本发明还涉及一种用由多种组分形成的偏晶合金制造条带的设备，在该偏晶合金中，在凝固状态中初生相的微滴均匀地分布在晶体基体中。
本发明尤其涉及偏晶的铝铋合金，尤其作为滑动轴承合金。
背景技术：
承受高负荷的滑动轴承由多层构造，以便满足针对轴承提出的并且部分矛盾的各种要求。这种滑动轴承经常由钢铝复合材料构造。
钢支撑壳确保接收机械载荷和紧配合，而滑动轴承材料必须抵抗各种摩擦载荷并且抗疲劳。为了满足该要求，滑动轴承材料包含例如由铝组成的晶体基体，硬相、例如硅和金属间析出物和另一方面软相、例如铅或锡可以嵌入到该晶体基体中。可承受高负荷的多层滑动轴承经常附加地具有电镀施加到由滑动轴承材料形成的功能层上的滑动层。这种软的滑动层负责轴承的好的自润滑性能并且可以嵌入磨损颗粒并且因此远离滑动面。
对于滑动轴承合金来说环境方面因素越来越重要。作为用于含铅的铝滑动轴承合金的环境友好的替代方案，已考虑基于铝锡的滑动轴承，这些滑动轴承在不具有附加滑动层的情况下被使用。然而这些合金的机械性能、例如抗疲劳强度和耐热性受到限制。相对高的锡含量在铸造时导致在晶界上形成连续的锡网，该锡网特别在较高温度时显著地损害合金的负荷能力。
已知的是，与锡相比，铋作为在铝基体中的软相提供优点。铋具有比锡高的熔点并且因此可以在较高温度时使用。通过特别的铸造和热处理措施，能够避免铋在滑动轴承合金的晶界上的大量增加并且得到铋微滴在组织中的充分均匀和精细的分布。铝铋合金形成偏晶组织，在该偏晶组织中铋微滴的精细和均匀的分布导致负荷能力和摩擦性能相对于铝锡合金的改善。
在de4003018a1中说明一种铝合金，该铝合金能够可选地包含铅、铋或铟或者上述元素的组合作为主合金元素。此外，应附加地包含一种或多种成分例如硅、锡、锌、镁和铜，所述成分可以设置有直至20％重量百分比的相当大的含量。在此，主要思想在于，将合金在连续铸造中垂直地浇铸成带或丝并且设置300到1500k/s的高冷却速度。通过高冷却速度应防止在低于偏析温度和基体金属完全凝固之间的时间内形成少数相的大体积析出物。然而由铝合金的连续铸造的实践普遍已知，由于非常高的冷却速度产生显著的裂纹形成危险并且很难保证用于批量生产所需的过程稳定性。在唯一公开的实施例中，铝合金熔液包含5％的铋和5％的硅。在此，高的硅含量导致铝基体的强化，然而对于初生铋相的大小具有不利影响。铋相的大微滴由于随后的轧制过程变形为非常粗的线，这些线显著地降低所述材料的机械负荷能力和摩擦性能。
ep0940474a1公开一种偏晶铝滑动轴承合金，该偏晶铝滑动轴承合金具有5％至15％重量百分比的铋含量以及具有直至15％重量百分比的总含量的、来自由硅、锡和铅组成的组中的至少一种主合金元素。唯一的实施例包括8％重量百分比的铋、1％重量百分比的锡和4％重量百分比的硅以及0.3％重量百分比的锰作为附加合金元素，剩下的是铝。为了所设置的该合金的带铸造，通过在电磁场中强烈搅动熔液来努力达到铋相的均匀分布。所述组织的精细应能够通过添加未详细限定的晶粒精细剂来实现。以主合金元素锡和硅作为软的或硬的成分会产生上面提到的缺点。
类似情况适用于由ep0190691a1已知的合金，该合金具有4％至7％重量百分比的铋、1％至4.5％重量百分比的硅以及具有直至5％重量百分比的含量的、来自由锡、锌和锑组成的组中的至少一种元素，以及具有可选择的其他附加合金元素。铝基体的由于硅含量引起的硬化引起初生相的熔滴变大，由此在随后的轧制中产生所提到的缺点。
通过de4014430a1已知，偏晶的铝硅铋合金在温度为575℃至585℃的情况下经受热处理，以便实现在轧制后板状延伸的铋相的精细分布。此外，热处理提供通过硬化效应改善铝滑动轴承合金的强度值的可能性。适用于实现可能的硬化效应的元素例如为硅、镁、锌和锆。添加铜来提高硬化速率并且可以结合上述元素使用。
由us5,286,445已知具有2％至15％重量百分比的铋含量、0.05％至1％重量百分比的锆以及直至1.5％重量百分比的铜含量和/或镁含量的铝滑动轴承合金。附加地，该合金包含总和为0.05％至2％重量百分比的、来自由锡、铅和铟组成的组中的至少一种元素或者总和为0.05％至5％重量百分比的、来自由硅、锰、钒、锑、铌、钼、钴、铁、钛、铬组成的组中的至少一种元素。添加物锡、铅和铟促进延伸的铋熔滴在温度为200℃至350℃的情况下重凝聚成更精细的析出物。元素锆、硅和镁在480℃至525℃的温度范围中的退火(该退火就在轧制包覆过程之前实施)之后引起真正的硬化效应。过渡元素应保证所述材料的机械负荷能力的附加提升。
这里也出现硅的不利作用。镁的添加附加地带来缺点，即镁与铋优选形成金属间化合物mg3bi2。该金属间化合物进入到铋熔滴中并且显著降低用于磨损颗粒的铋熔滴的可嵌入性。通过添加锡显著损害滑动轴承材料在较高温度时的机械负荷能力。
迄今为止，前面所述的所有含铋合金不具有实际意义，因为在通过连续铸造制造所述含铋合金时和随后将所述含铋合金进一步加工成滑动轴承瓦时进行的复杂过程至今没有被充分掌握。作为对于铝滑动轴承合金的性能特征的前提，除了初生相在铸造状态中的精细分布之外尤其要考虑以下可能性，即在必要的成形和轧制包覆过程之后也能够建立初生相的精细分布。其他要求是即使在高温时的高强度、机械负荷能力、铝基体的耐磨性以及好的成形性。
us2010/0221141a1公开了一种具有主合金元素铋、铜和锌的无硅合金。高锌含量虽然导致初生铋相变粗，但是在轧制和热处理之后引起铋夹杂物的缩小。该现象通过锌在铝基体中的高扩散运动性和与此有关的重结晶温度的下降来解释。代替变形晶粒的新的小晶粒的形成导致铋微粒的缩小。然而锌在铝基体中的高运动性引起提前的软化并且使锌聚集在晶界上。由此产生晶界的局部脆化并且由此产生滑动轴承材料的疲劳强度的下降。
原则上可能的是，通过添加合金元素镁来减小锌在铝合金中的高扩散运动性，因为镁与锌化合成m相(mgzn2)和t相(al2mg2zn3)。然而在含铋合金中形成不期望的mg3bi2相(如提到的那样)。
根据偏晶铝铋组织产生的问题普遍地适用于初生相微滴分布于结晶出的基体中的偏晶组织，其中，为了实现有利的性能、例如摩擦性能期望精细的和尽可能均匀的分布。
技术实现要素：
因此，本发明的任务在于，使得在制造偏晶合金时通过简单的措施已经能够实现初生相的微滴在结晶出的基体中的均匀分布。
根据本发明，通过开始时提到类型的方法解决该任务，所述方法具有以下方法步骤：
a)使合金的由至少一种基体成分和形成初生相的成分组成的组分熔化并且加热到存在单一均匀相的温度；
b)在条带模中以一输送速度沿相对于水平面具有斜度的输送装置输送熔液；
c)在输送期间由条带模的垂直于输送方向的下侧开始冷却熔液，以便在输送时在冷却区中形成结晶前部；
d)如此调整冷却强度、输送方向的斜度和输送速度，使得形成水平的结晶前部并且使得在通过冷却和形成呈微滴形式的初生相时产生的马朗戈尼力(marangonikraft)反向平行于重力地指向，使得初生相微滴在基体成分中的运动沿重力的方向进行；
e)将凝固成条带的合金从冷却区中拉出。
上面提到的任务还通过开始时提到类型的设备来解决，该设备的特征如下：
i.输送装置用于将在条带模中的加热成单一均匀相的熔液以一输送速度输送经过冷却区；
ii.输送装置在冷却区的区域中相对于水平面以一斜度倾斜；
iii.冷却装置在冷却区中引起熔液从条带模下侧的冷却；
iv.冷却装置的冷却强度以及输送装置的斜度和输送速度如此互相协调，使得形成水平的结晶前部并且使得在通过冷却和形成初生相时产生的马朗戈尼力反向平行于重力地指向，使得初生相微滴在冷却时的运动沿重力的方向进行；
v.拉出装置将凝固的条带从冷却区中拉出。
根据本发明所使用的冷却强度与斜度、输送方向和输送速度有关，但优选应具有冷却单元的在1和1000k/s之间、优选在200和600k/s之间的冷却速度。
优选地，向合金添加至少一种晶粒精细剂。当向熔液添加含晶胚的母合金时，可以至少减少晶粒精细剂的添加。
优选地，通过本发明制造滑动轴承合金，该滑动轴承合金尤其是铝铋合金。该合金可以包含直至3％重量百分比的铝-钛-硼或铝-钛-碳作为晶粒精细剂。
已证明为有意义的是，在冷却熔液时输送方向的斜度被设定为相对于水平面成1°至60°、优选10°至30°。尤其可以将在冷却区的区域中的斜面构造为圆弧区段，该圆弧区段优选延伸超过四分之一圆。
附图说明
本发明基于以下参照附图来阐释的认知和事实。
附图示出：
图1铝铋合金的相图；
图2通过从下侧冷却的静态铸造方法的冷却过程的示意性示图；
图3在通过从侧壁开始冷却的静态铸造方法中的冷却行为的示意性示图；
图4在通过沿铅垂方向输送熔液的传统连续铸造方法中的冷却行为的示意性示图；
图5通过水平输送熔液的连续铸造方法的冷却行为的示意性示图；
图6在根据本发明的连续铸造方法中的冷却行为的示意性示图；
图7用于实施根据本发明的连续铸造方法的设备的实施例；
图8优选的第一滑动轴承合金的铸造组织的显微磨片；
图9优选的第二滑动轴承合金的铸造组织的显微磨片。
具体实施方式
偏晶系统的特征在于，它们在液化状态中具有混溶隙。在液化状态中的偏析的原因主要在于非常大的原子半径差和原子质量差，所述原子半径差和原子质量差在液化状态中也引起结构和键合情况的干扰。混溶隙通过极限温度tgrenz来表征，该极限温度在作为图1附上的铝铋合金相图中被记录为大约880℃。在该高于极限温度tgrenz、即在高于混溶隙时，偏晶合金是单相的，即仅由单一熔液组成。在低于极限温度tgrenz的情况下，在冷却时由均匀熔液形成初生铋的初生相。在此，铝基体还处于液化形式中。还呈液态的基体包含呈熔化形式的小的铋含量。在达到657℃的偏晶转化的温度tmt时，在还完全呈液态的铝基体中包含0.45％原子量百分比的铋。在低于温度tmt时，基体逐渐凝固成纯铝，其中，在变得越来越少的液体中铋含量越来越高，直至达到成分为铝和84％原子量百分比的铋。该液体在温度为270℃时转化成纯铝和纯铋。所述铋是次生铋，因为所述铋由次生相产生。
所述熔液可以具有其他次生相，例如cual2、al12mn、al6mn、al3zr以及已经提到的偏晶(次生)铋。
在从熔液中析出初生相时，铝(ρ＝2.7g/cm2)和铋(ρ＝9.78g/cm2)之间的密度差开始变得明显。熔液含量也具有明显的密度差，由此产生重力偏析。比重较大的富含铋的熔液降到熔液容器的底部上，较轻的富含铝的熔液处于所述富含铋的熔液上面。
附加地，析出的初生相熔滴的生长过程受到它在液态基体中的运动性的影响。在低于偏析温度时析出的初生相熔滴由于界面张力的温度相关性在试样的温度场中运动。这种所谓的马朗戈尼运动相对于最陡温度梯度反向地朝着最高温度的方向运动。因为马朗戈尼运动的速度与熔滴的大小成比例，较大的熔滴可以比较小的熔滴更快地运动并且可能接收较小的熔滴来形成更大的熔滴。马朗戈尼漂移速度与半径以及温度梯度和浓度梯度成比例。重力附加地作用到初生相熔滴上，从而得到初生相熔滴在液化基体中的运动，该运动由重力fg和马朗戈尼力fm的矢量相加得出。这参照图2至4针对传统铸造方法来阐明。
图2涉及不运动的熔液、即静态铸造方法。冷却从熔液容器的下侧开始进行，使得在示出的示例中由铝形成的基体的水平结晶前部向上运动。重力向下作用到示例中由铋(bi)形成的初生相的析出熔滴上，并且马朗戈尼力向上作用到所述熔滴上。因为重力大于马朗戈尼力，因此产生铅垂的合力，该合力垂直于结晶前部并且将熔滴压到结晶前部(凝固前部)上。这里由铋组成的熔滴通过沿重力fg的方向走向的合力压到凝固前部上并且因此在铝基体中保持均匀分布。
在图3中示出的传统铸造方法的示例同样是静态铸造方法，在该静态铸造方法中熔液不运动。然而与根据图2的示例不同的是，冷却不通过底面、而是通过铸造容器的铅垂侧面进行，使得结晶前部从侧面向内运动，如在附图中通过示意性示出的前部区段所阐明的那样。重力fg沿铅垂方向作用到初生相熔滴上，而马朗戈尼力fm在这种情况下水平地指向。由此得到合力fg+fm，该合力斜向下指向，使得熔滴不是被重力压到凝固前部上，而是基本上运动向铸造容器的底部。因此，铋熔滴不均匀地分布并且产生偏析。因为熔滴的运动基本上朝着铸造容器的底部指向，因此熔滴也具有在熔液中的长滞留时间，该熔液不从底部开始凝固，而是从侧壁开始凝固。由此，当熔滴兼有较小(和较缓慢的)熔滴时，发生所述熔滴的变大。
图4示意性地示出连续铸造方法的情况，在该连续铸造方法中熔液沿重力的方向、即铅垂向下运动。在该情况下，冷却从条带侧面、即垂直于合金的行进方向地进行。在此，马朗戈尼力fm也垂直于重力fg，从而得到初生相熔滴的运动，该运动基本上不指向向前推进的凝固前部。因此，在这里也产生偏析和变大的熔滴，即不产生初生相在凝固基体中的精细分布。
根据图5得到用于连续铸造方法的情况的类似图，在该情况下冷却从下侧逆着重力进行。在该情况下，马朗戈尼力朝着最大温度梯度的方向取向并且斜向上指向地走向，沿行进方向变大的凝固前部向离开该马朗戈尼力方向指向。因此，初生相熔滴的运动方向延伸至还未凝固的熔液中，使得初生相熔滴在熔液中的滞留时间是长的。随后在这里也产生阻碍精细分布的偏析和大的熔滴。
根据本发明的方法在图6中示意性地示出。所述方法是连续铸造方法，在该连续铸造方法中熔液呈条带形式以相对于重力的一倾斜角度运动。冷却垂直于熔液的运动方向地进行。形成基体的凝固前部，该凝固前部随着行进路径的增加而增长。在此，熔液的冷却和输送如此互相协调，使得在行进路径上形成基本上水平的结晶前部。因为最大的温度梯度向离开(水平的)结晶前部方向指向地产生，马朗戈尼力fm向离开水平的结晶前部、即离开铅垂线方向指向。而重力位于铅垂线中并且超过马朗戈尼力，使得初生相(这里：铋)的熔滴以沿重力fg方向的合力压到基本上水平形成的结晶前部上。因此，初生相熔滴以在液化熔液中的最小滞留时间被结晶出的基体接收并且因此在基体(这里:铝基体)中保持精细分布。因此，通过根据本发明的措施，即以相对于水平面的一倾斜角度输送熔液并且从条带模的下侧冷却所述熔液，可能的是，通过连续铸造设备已经实现初生相熔滴在结晶出的晶体中的精细和均匀的分布，例如精细分布的铝铋合金。
对于本发明重要的是，要确定，用于熔液的条带模的输送路径不必直线地走向，即斜度不必是恒定的。相反地，可能有意义的是，使斜度在输送路径上增大，以便考虑加速向前推进的凝固前部。
就在上面的阐述中已使用概念“水平的”、“铅垂的”和“彼此垂直的”而言，不必根据事物本质满足数学上正确的几何关系。更确切地说，这些概念要理解为具有公差的数据，本领域技术人员可以容易地确定这些公差的允许大小，以便实现根据本发明的偏晶合金的无偏析的组织结构的效果。尤其当形成的结晶前部与水平面围成例如+/-30度的小角度时，已经在显著的程度上避免了偏析。
用于在条带模中的熔液的输送装置的输送速度也不必是恒定的，而是可以在输送路径上变化。此外可能的是，条带在凝固之后不被持续地拉出，而是被间歇性地处理，以便能够在组织凝固之后实现限定形式的冷却或者也能够实现随后的热处理。
根据本发明的设备的实施例在图7中示出。
合金的熔液2从储存容器1中流到布置在该储存容器下方的配量容器3中，熔液2以预先确定的液位保持在该配量容器中。为此在配量容器3中使用在熔液2上的浮子4，该浮子与从储存容器1到配量容器3的入口6中的截止阀5连接。配量容器3具有矩形的出口7，熔液从该出口以呈粘稠形式的矩形条带的形式流出。出口7通到空心辊8的最高点上，在该空心辊的周面上引导从配量容器3出来的条带。空心辊8具有水冷的罩10，该罩例如可以由铜组成。由于冷却，从出口7流出的熔液以所述的根据本发明的方式快速地凝固成条带9，该条带在空心辊的大约超过一半周长上在周面上被引导，然后被拉出。为此，空心辊8通过传动马达11在轴承滚子上被置于围绕该空心辊的中轴线12的旋转运动中，使得熔液或者说条带9不必实施相对于空心辊8的周面的相对运动。在周面的第一象限上，熔液9或者说逐渐凝固的条带在周面的上侧面上被循环回转的钢带13的一个回形段引导。钢带13的该回行段借助于多个压紧轮14以限定的压力压向空心辊8的周面上，使得通过钢带13施加成形和输送力到条带9上。钢带13借助于驱动轮15以这样的速度被驱动，使得钢带13的回行段相对于空心辊8的周面没有相对速度地运动。
整个设备处于支承架16上，该支承架刚性地固定在基座17上。
图7的示图出于概要性原因示意性地示出。例如罩10的水冷和钢带13的驱动和速度调节这样的细节是本领域技术人员已知的并且出于概要性原因未示出。
示例1
图8示出实施为优选实施例的alcu4bi6tizrmn滑动轴承合金的铸造组织。黑色示出的铋相熔滴形地存在。熔滴具有最大约10μm的直径。图8的铸造组织的制造通过根据图7的设备实现。在此，具有10mmx220mm的横截面的条带9被拉出。为了制造滑动轴承，条带9随后被刷净。脱脂的、由铝合金构成的附着剂通过轧制设备中的第一轧制道次被包覆到刷净并脱脂的条带上。包覆后的预制材料带的厚度为4mm。该预制材料带随后在五个轧制道次中被轧制成1.3mm。为了改善铝轴承材料带的可包覆性，该铝轴承材料带经受370℃、持续达3小时的回复退火。在下一处理步骤中，将作为滑动轴承的衬底材料的钢带和铝轴承材料带在包覆轧制机构中相互连接。然后使所产生的材料连接经受温度为360℃持续三小时的热处理，其中，在钢和铝轴承材料之间的接合通过扩散过程来强化，在包覆之后在滑动轴承合金的铝铜基体中强烈拉伸的铋丝完全转化为精细的、直至25μm大的球形熔滴。由预热处理产生超过42hb2.5/62.5/30的大的硬度。在热处理之后，包覆后的带可以被分割并且成形为滑动轴承瓦。
示例2
为了制造滑动轴承材料，根据另一优选实施方式，在根据图7的连续铸造设备上产生具有10mmx220mm横截面的铸造带。在铸造前5分钟，将1％的alti3c0.15母合金供应给坩埚(配量容器3)中的合金alcu4bi6timncr并且熔液被剧烈地混合。所制造的并且根据本发明被冷却的条带被刷净并且被脱脂。由铝合金制成的刷净和脱脂的附着剂通过第一轧制道次包覆到条带上。包覆后的预制材料带的厚度为4mm。该预制材料带随后在多个轧制道次中被轧制成1.3mm。为此需要五个轧制道次。为了改善铝轴承材料带的可包覆性，该铝轴承材料带经受370℃、持续达3小时的回复退火。在下一个处理步骤中使钢带和铝轴承材料带在包覆轧制机构中相互连接。
随后，所产生的材料连接经受温度为360℃持续三小时的热处理，其中，在钢和铝轴承材料之间的接合通过扩散过程来强化，在包覆之后在铝铜基体中强烈拉伸的铋丝完全转化为精细的、直至32μm大的球形熔滴。同样由热处理产生的至少38hb2.5/62.5/30的高硬度产生有利的效果。在该热处理之后，包覆后的带可以被分割并且成形为轴承瓦。
图9示出在通过铸造的制造之后的合金的组织。明显可看出熔滴形的初生铋相，该初生铋相均匀分布地嵌在铝基体中。令人吃惊的是，根据该示例的母合金的使用导致可以取消锆作为晶粒精细剂。
对于用本发明滑动轴承合金制造滑动轴承所进行的说明仅是示例性的，因为本领域技术人员已知用于以在连续铸造方法中形成的合金制造滑动轴承的步骤，并且对于他们来说适用于根据本发明的合金的所有可能变型方案都是熟悉的。