VERFAHREN ZUR HERSTELLUNG EINER VERSCHLEISSBESTÄNDIGEN ALUMINIUMLEGIERUNG, NACH DEM VERFAHREN ERHALTENE ALUMINIUMLEGIERUNG UND DEREN VERWENDUNG

Beschreibung

Technisches Gebiet

[0001] Die Erfindung betrifft eine neue Verwendung einer verschleißbeständigen Aluminiumlegierung.

Hintergrund der Erfindung und Stand der Technik

[0002] Motorische Gleitpaarungen mit aus einer Aluminiumbasis-Legierung hergestellten Gleitelementen finden sich beispielsweise in einer Kolben-Kolbenring-Zylinderlaufbahn-Baugruppe oder Kurbelwellen-Lagerschalen-Baugruppe, insbesondere in Form von Kurbelwellenlagerschalen, Zylinderlaufbahnen, Kolbenringen, Kolben und Ventilführungen.

[0003] Die Gleitflächen der Gleitelemente können zusätzlich auch beschichtet oder thermochemisch behandelt sein. Seit den dreißiger Jahren des vergangenen Jahrhunderts sind Zylinderlaufbahnen aus eutektischen AlSi-Legierungen ("Silumin") mit groben Si-Primärkristallen bekannt und motorisch im Einsatz. Diese können bis zu 1,3 Gew.-% Eisen enthalten. Die Werkstoffmatrix dieser Konzepte baut auf Aluminium und Silizium auf. Zur funktionalen Ausgestaltung der Zylinderlaufbahnoberfläche kommt es im Wesentlichen darauf an, durch chemische oder mechanische Behandlungen der Laufbahnen die Aluminiummatrix um 0,5 - 2 µm zurückzusetzen, damit die harten Siliziumkristalle (Hv ~12 - 14 GPa) den Traganteil ausbilden.

[0004] Den niedrigsten Systemverschleiß (Kolbenring und Zylinderlaufbahn) erzielen AlSi-Laufbahnen gegen nitrierte Kolbenringe, die mit der Verschleißerwartung von hochgekohlten Grauguss-Zylinderlaufbahnen (3,3 - 3,8 Gew.-% C) identisch oder z.T. auch besser sein kann. Die Patentschrift US 6,030,577 offenbart AlSi(17-35 Gew.-% Si) mit 3 - 5 Gew.-% Fe.

[0005] Insgesamt zeigte sich jedoch, dass diese bewährte Paarung aus AlSi-Legierungen tribologisch nicht mehr den Belastungen neuer bzw. zukünftiger hochaufgeladener und/oder mit wasserstoffbetriebenen Motoren standhält. Dabei kristallisiert sich heraus, dass dies sowohl für AlSi17- (Alusil) wie auch für AlSi25-Legierungen ("SILITEC") gilt. Weiterhin limitiert sind die AlSi-Legierungen in der tribologischen Gutlast bzw. Fresslast hinsichtlich der tribologischen Hochdruckeigenschaften.

[0006] Das sehr gut gießbare Stoffsystem Al-Si-Mg, z.B. Al-9,0Si-0,5Mg (A359), zeichnet sich durch eine mit der Temperatur stark abfallende Festigkeit aus und durch folgende eutektische Gleichgewichte mit geringer Temperatur:

a. Al-Mg₂Si-Mg mit einer Schmelztemperatur von 555°C,

b. Al-Mg₂Si-Al₃Mg₂ mit einer Schmelztemperatur von 451 °C oder

c. Al_30,9Mg_69,1 ⇔ Mg + Mg₁₇Al₁₂ + Mg₂Si mit einer Schmelztemperatur von 437°C.

[0007] Ähnliche Phasengleichgewichte existieren auch im Stoffsystem Al-Cu-Zn.

[0008] Die Warmfestigkeit von AlSi-Legierungen kann durch keramische Fasern, Partikel und/oder Platelets verbessert werden, wie z.B. AlSiMg 30 Vol.-% SiCp (Lanxide Corp., Al-7,0Si-0,3Mg) oder A359-20 Vol.% SiCp (p=platelet) oder verstärkt durch Partikel aus Siliziumkarbid, wie DURALCAN F3S.20S, 20 Gew.-% SiC) oder AA6061+ 40 Vol.-% Al₂O₃ (Al-1%Mg+ 30 Gew.-% Al₂O₃ (PRIMEX™). Allerdings wird der Kolbenringverschleiß durch die keramischen Phasen sehr negativ beeinflusst.

[0009] Für eine optimale Ausbildung der Verbrennung von H₂-betriebenen Motoren ist die hohe thermische Diffusivität des Aluminiums (K^RT ~60-80 mm²/s) essentiell, wodurch sich Beschichtungen der Zylinderlaufbahn mit Ingenieurkeramiken, Cermets oder Hartmetallen, trotz erwiesener, besserer Verschleißbeständigkeit, ausschließen. Zum Vergleich: K^RT= 16,6 mm²/s eines lamellaren Graugusses mit 3,7 Gew.-% C.

[0010] Die Patentschrift US 4,948,558 offenbart ein Stoffsystem AlFeXY. Neben den intermetallischen Phasen kennzeichnen amorphe und kristalline Aluminiumphasen die Gefügemorphologie der rascherstarrten Al-Sonderlegierungen. Bisher werden diese warmfesten Sonderlegierungen, z. B. Al88,5 Fe8,5 V1,3 Si1,7 oder Al84,5Fe7Cr6Ti2,5, technologisch aufwendig durch Schmelzverdüsung rasch erstarrt und anschließend kompaktiert und stranggepresst oder pulvermetallurgisch dargestellt. Die Legierungen wurden bisher weder im Zusammenhang mit verschleißbeanspruchten Bauteilen erwähnt oder noch mit "klassischem" Gießen unter Schwerkrafteinfluss oder Druck in Formen oder Kokillen hergestellt.

[0011] Die Patentschrift US 5,318,641 von ALCOA offenbart im Stoffsystem Al-Fe-Ce die Legierung (X8019) mit einer Zugfestigkeit bei RT von bis zu 1.600 MPa mit in einer teilamorphen Matrix ausgeschiedenen kristallinen Nanoteilchen. Das amorphe oder teilamorphe Gefüge rekristallisiert oberhalb von 300 - 450°C (Al90,8Fe6,2Nb1,0Si2,0 (at.%), bei 450°C), wodurch die hohen Festigkeiten verloren gehen. Damit einher geht eine Kornvergröberung. Durch Pulververdüsung, Schmelzspinnen oder Sprühkompaktieren mit anschließendem Kompaktieren und/oder Strangpressen können wirtschaftlich in einer Großserie keine Zylinderlaufbahnen oder Motorblöcke gefertigt werden, insbesondere im Vergleich zu Wettbewerbslösungen, wie dem thermischen Spritzen oder Lasernitrieren von Grauguss.

[0012] Sämtliche ultrahochfesten Al-Sonderlegierungen mit 800 MPa < σ_Zug^RT < 1.600 MPa werden entweder pulvermetallurgisch oder durch Pulververdüsung oder nach dem Schmelzspinnverfahren bzw. Sprühkompaktieren hergestellt. Sie besitzen einen hohen Volumenanteil an intermetallischen Phasen, die Dank der raschen Erstarrung als feine Dispersoide kleiner als 50-100 nm vorliegen.

[0013] Die Patentanmeldung US 2003/0185701 (K.L. Sahoo et al.) offenbart Gießparameter für das Stoffsystem Al-Fe-V-Si. Danach betragen die Gießtemperaturen 800-1.000°C, wobei in einer auf 350-500°C vorgewärmte Kokille abgegossen wird. Das Inokulum zur Kornfeinung besteht aus <1,0 Gew.-% Mg/Ni. Ein Bezug zu tribologisch beanspruchten Oberflächen wird weder nachgelegt noch offenbart, noch die erfindungsgemäßen Gießtemperaturen.

[0014] Die Publikation von Sahoo et al., J. of. Materials Processing Technology 135 (2003) 253-257, präsentiert für eine Al-8,3Fe-0,8V-0,9Si-Legierung die mechanischen Eigenschaften und Gefügemorphologien korngefeint mit 0,18 Gew.-% Mg, welche mit 1 K/s bis 14 K/s erstarrten.

[0015] Die nach US 2003/0185701 hergestellte Al-8,3Fe-0,8V-0,9Si-Legierungen erzielten mit und ohne Kornfeinung durch 0,1-1,0 Gew.-% Mg Vickershärten zwischen 43-143, welche deutlich geringer als die der erfindungsgemäßen Legierungen.

[0016] Die chinesische Publikation von Z.-H. Chen et al., J. Cent. South Univ. Technol. Vol. 7, No. 4, Dec. 2000, stellt die Herstellung von Bauteilen aus einer AA8009-Legierung nach dem OSPREY-Verfahren dar. Ein Bezug zu tribologisch beanspruchten Oberflächen wird weder nachgelegt noch offenbart.

[0017] Die Patentanmeldung US 2004/0156739 offenbart für Turbinenanwendungen Aluminiumlegierungen mit bis zu 20 Gew.-% Seltener Erden, welche mit Abkühlungsgeschwindigkeiten von 10-100 K/s gegossen wurden. Ein Bezug zu tribologisch beanspruchten Oberflächen wird weder nachgelegt noch offenbart.

[0018] Die Patentanmeldung US 2004/0261916 offenbart das dispersionverfestigende Stoffsystem Al-Ni-Mn, wobei die Legierungen bestehend aus 0,5-6,0 Gew.-% Ni und 1,0-3,0 Gew.-% Mn mit bis zu 0,3 Gew.-% Zr und/oder Sc korngefeint sein können. Ein Bezug zu tribologisch beanspruchten Oberflächen wird weder nachgelegt noch offenbart.

[0019] Die Patentanmeldung US 2004/0140019 offenbart das dispersionsverfestigende Stoffsystem Al+<11 Gew.-% (Mg, Li, Si, Ti, Zr), welches durch Tieftemperaturmahlen mit bis zu 0,3 Gew.-% Stickstoff angereichert wird. Daraus werden Rohre in US 2004/0255460 zur Führung von kryogene Medien gefertigt. Ein Bezug zu Gießtechnologien oder tribologisch beanspruchten Oberflächen wird weder nachgelegt noch offenbart. K.L. Sahoo et al., Material Science and Engineering, 2003, A355, S. 193 - 200, beschreiben die Bildung intermetallischer Phasen in Al/Fe/V/Si-Legierungssystemen.

[0020] FR 2 880 086 A1 beschreibt die Verwendung einer verschleißbeständigen Aluminiumlegierung in Bremsscheiben und Bremstrommeln.

[0021] Es besteht demnach anhaltender Bedarf nach einem Werkstoff, der die geschilderten Limitierungen des Standes der Technik überwindet.

Zusammenfassung der Erfindung

[0022] Die Erfindung betrifft die Verwendung einer verschleißbeständigen Aluminiumlegierung zur Herstellung von Gleitelementen in Kurbelwellenlagerschalen, Zylinderlaufbahnen, Kolbenringen, Kolben, Ventilführungen, Lagerbuchsen oder Lagerschalen. Die Aluminiumlegierung ist hergestellt nach einem Verfahren umfassend die Schritte:

(i) Bereitstellen einer Aluminiumlegierung der Zusammensetzung

Fe: 3 - 10;

X: 3 - 10;

Y: 0 - 1,5;

Z: 0 - 10;

worin
X für ein Element oder eine Elementkombination

(a) V und Si;

(b) Cr und Ti;

(c) Ce; oder

(d) Mn

steht, jeweils mit der Maßgabe, dass der Anteil der einzelnen Elemente in den Elementkombinationen (a) und (b) mindestens 0,5 Gew.-% beträgt; Y für ein oder mehrere Kornfeinungselemente ausgewählt aus der Gruppe B, Ce, Sr, Sc, Mg, Nb, Mn und Zr steht, sofern diese nicht bereits als X vorhanden sind; Z für einen oder mehrere eine Warmfestigkeit erhöhende keramische Zusätze ausgewählt aus der Gruppe Fasern, Partikel und Platelets steht; und wobei sich die Angaben auf Gew.-% an der Legierung beziehen und Al sowie herstellungsbedingte Verunreinigungen den auf 100 Gew.-% verbleibenden Restanteil an der Legierung einnehmen, mit der Maßgabe, dass der Anteil von Al an der Legierung mindestens 80 Gew.-% beträgt;

(ii) Schmelzen der Aluminiumlegierung, Auflösen und Homogenisieren der Legierungselemente bei Temperaturen von 650°C bis 1.000°C; und

(iii) Gießen der Schmelze in eine Gussform bei einer Gießtemperatur, die in einem Bereich beginnend mit einer Schmelztemperatur der Legierung bis zu einer Temperatur von 150°C oberhalb der Schmelztemperatur liegt.

[0023] Verschleißbeständigkeit, tribologische Tragfähigkeit und Warmfestigkeit der Aluminiumbasis-Legierungen werden verbessert. Ursache hierfür mögen im Gefüge ausgeschiedene intermetallische Phasen sein, wie z.B. AlFe₃, Al₃Fe (Hv - 9,8 GPa, Θ), Al₅Fe₂ (η, H_v~ 10,5 GPa), Al₆Fe, Al₁₃Fe₄, Al₅Fe₂ (η, H_v~ 10,5 GPa), Al₃(Ti, Cr), Al₃Ti, Al₄(Cr, Fe), Al₁₀(Cr, Fe), AlSi₂ oder Al₈Fe₂Si, welche Mikrohärten von 4.000-8.000 MPa aufweisen.

[0024] In der erfindungsgemäßen Metallurgie bilden sich keine eutektischen Schmelzgleichgewichte mit Liquidustemperaturen unterhalb von 600 - 620°C aus. Vorzugsweise sollte deshalb der Siliziumgehalt nicht 2,0 Gew.-%, noch bevorzugter nicht 1,0 Gew.-% Si überschreiten. Die intermetallischen Phasen bilden sich aus eutektischen (α-Al ⇔ Al₃Fe) und peritektischen Phasengleichgewichten.

[0025] Die erfindungsgemäß verwendeten Legierungen unterscheiden sich morphologisch vor allem in der Ausbildungsform der Dendriten aus intermetallischen Phasen von den in bekannten AlSi-Legierungen ausgeschiedenen Siliziumkristallen. Die Siliziumkristalle liegen in Aluminiumlegierungen als individuelle Einzelkristalle vor, während ein dendritisches Netzwerk eine hervorragende Einbindung in die Matrix ermöglicht zur Aufnahme für Schubspannungen aus der tribologischen Beanspruchung. Die erfindungsgemäßen Legierungen lassen sich eindeutig über ihr Herstellungsverfahren charakterisieren.

[0026] Die im festen Zustand im Aluminium nicht oder kaum löslichen Legierungselemente, wie z.B. Fe, Ti, Cr, Mo oder V, sind mittels einfacher Gusstechnologie als homogene, seigerungsfreie Gefüge darstellbar. Dieses wird insbesondere durch die Kornfeinung mit einem Element ausgewählt aus der Gruppe B, Ce, Sr, Sc, Mg, Nb, Mn und Zr sowie durch spezielle Gießtemperaturen erzielt.

[0027] Anzumerken ist, dass eine Vorhersage der Bildung von intermetallischen Phasen oder Dendriten beim Gießen nicht möglich ist, deren Gegenwart jedoch gerade die tribologischen Werkstoffeigenschaften maßgeblich beeinflussen. Die fehlende Prognostizierbarkeit von intermetallischen Phasen, Morphologie und Zusammensetzung der einzelnen Anteile am Gefüge sowie die durch eutektische Phasenbildung entstehenden Probleme lassen rein theoretische Überlegungen zur Prognose geeigneter Werkstoffe ungeeignet erscheinen. Experimentell wurde belegt, dass sich durch Halten der Temperatur der Schmelze auf über 650 °C ein Phasengleichgewicht über das gesamte Volumen des Werkstoffs in einem für gewerbliche Applikation sinnvollen Zeitraum einstellt.

[0028] Nach dem Schmelzen und Homogenisieren können vorzugsweise noch zwischen 0,5 Gew.-% bis 0,8 Gew.-% eines oder mehrerer der Elemente ausgewählt aus der Gruppe Bor, Ce, Sr, Sc, Mg, Nb, Mn oder Zr zur Kornfeinung zulegiert werden. Die Kornfeinung reduziert vorrangig die Größe der Dendriten der bei der Erstarrung ausgeschiedenen intermetallischen Phasen, führt aber auch zu einer Erhöhung der Keimanzahl/-dichte während der Primärkristallisation des Aluminiums.

[0029] Eine höhere Abkühlungsgeschwindigkeit von >100 K/s erzielt denselben Effekt, so dass die Kornfeinung vorteilhafterweise bei größeren Wandstärken der Gussteile anzuwenden ist, um ein gleichmäßiges Gefügebild zu erhalten. Die noch relativ großen Dendriten sind für eine tribologische Gleitbeanspruchung und die für Anbindung der intermetallischen Phasen im Gefüge günstig, jedoch nicht für die Nachalimentierung der Erstarrungsfront mit Schmelze. Deshalb muss durch Kornfeinungselemente ein Optimum in deren Größe jeweils gesucht werden gegebenenfalls unter Zuhilfenahme des magnetischen Rührens.

[0030] Die Ausbildung der Dendriten aus den intermetallischen Phasen kann auch durch magnetisches Rühren verhindert werden. Das magnetische Rühren verbessert dadurch auch die Alimentierung der Erstarrungsfront mit frischer Schmelze und hilft so die Vermeidung von Leerstellen (Poren).

[0031] Vorzugsweise liegt die Gießtemperatur im Schritt (iii) im Bereich von 1 °C bis 80°C, insbesondere im Bereich von 10°C bis 50°C, oberhalb der Schmelztemperatur der Legierung. Die Gießtemperaturen liegen vorzugsweise unterhalb von 800 °C.

[0032] Nach einer weiteren bevorzugten Variante des Verfahrens wird eine Legierung mit 4-8 Gew.-% an Fe und/oder 3-5 Gew.-% an X bereitgestellt. Weiterhin ist bevorzugt, dass X für die Elementkombination (a) derart vorgegeben wird, dass ein Anteil von Si kleiner oder gleich 2 Gew.-%, insbesondere kleiner oder gleich 1 Gew.-% beträgt. Die genannten Maßnahmen führen zu Aluminiumlegierungen, mit besonders günstigem tribologischen Verhalten.

[0033] Vorzugsweise sind die Schritte (ii) und (iii) Teil eines metallurgischen Schmelzgießprozesses ausgewählt aus der Gruppe Sandguss, Druckguss, Strangguss, Dünnbandgießen, Schleuderguss und Kalttiegelverfahren. Die genannten Verfahren lassen sich besonders einfach im Zusammenspiel mit dem erfindungsgemäß verwendeten Verfahren realisieren. Das aus der Legierung bestehende Werkstück kann vorzugsweise durch Gesenkschmieden bearbeitet werden. Das Werkstück wird dabei völlig vom geschlossenen Werkzeug, dem Gesenk, umschlossen und die in das Gesenk eingebrachte Gravur bestimmt die Form des fertigen Formlings.

[0034] Schließlich ist bevorzugt, wenn die Temperatur der Gussform im Bereich von 450 °C bis 600 °C liegt. Hierdurch können Aluminiumlegierungen mit besonders günstigem tribologischen Verhalten hergestellt werden.

[0035] Die Erfindung betrifft ferner Kurbelwellenlagerschalen, Zylinderlaufbahnen, Kolbenringen, Kolben, Ventilführungen, Lagerbuchsen oder Lagerschalen mit einem Gleitelement aus zuvor genannter Aluminiumlegierung.

[0036] Nachfolgend wird die Erfindung anhand von Ausführungsbeispielen und den dazu gehörigen Zeichnungen näher erläutert. Es zeigen:

Fig. 1 bis 3

Probenquerschnitte durch AlFeVSi-Legierungen;

Fig. 4 und 5

geätzte und ungeätzte REM-Aufnahmen einer 88,5Al8,5Fe1,3V1,7Si-Legierung;

Fig. 6

einen Probenquerschnitt durch eine AlFeCrTi-Legierung;

Fig. 7 bis 9

REM-Aufnahmen der AlFeCrTi-Legierung;

Fig. 10

eine LOM-Aufnahme der AlFeCrTi-Legierung;

Fig. 11

eine LOM-Aufnahme einer rasch abgekühlten AlFeCrTi-Legierung mit Restschmelze;

Fig. 12 und 13

LOM-Aufnahmen einer Al84,4Fe7Cr6Ti2,5Mg0,1-Legierung und

Fig. 14 bis 16

Versuchsergebnisse zum tribologischen Verhalten der Legierungen.

[0037] Die nachfolgenden Figuren 1 - 13 beschreiben die Herstellungsparameter mit den sich dann einstellenden und die Gefügemorphologien von erfindungsgemäßen Legierungen auf Basis von AIFeVSi und AlFeCrTi in Argonatmosphäre.

Ausführungsbeispiel 1-AlFeVSi-Legierungen

[0038] Die Fig. 1 - 3 zeigen Probenquerschnitte von AlFeVSi-Legierungen, die unter verschiedenen Bedingungen gegossen wurde. Der 12mm-Probenquerschnitt aus Fig. 1 zeigt eine Al88,4Fe8,5V1,3Si1,7Zr0,1-Legierung, die in eine auf 600°C vorgewärmte Graphitkokille bei einer Schmelztemperatur von 750°C gegossen wurde und der Zr als Kornfeinungselement zugesetzt wurde. Dem Probenquerschnitt (14mm) aus Fig. 3 liegt eine Al88,5Fe8,5V1,3Si1,7-Legierung zu Grunde, die ohne Vorwärmung in eine Graphitkokille bei einer Schmelztemperatur von 700°C gegossen wurde. Fig. 2 zeigt die gleiche Legierung jedoch unter der Verfahrensvariante, dass die Schmelztemperatur 750°C betrug und die Graphitkokille auf 500°C erwärmt war. Letztere Legierung offeriert einen E-Modul bei Raumtemperatur (RT) von E^RT = 85,7 GPa und bei 500°C immer noch E^500°C = 65 GPa. Derartige Werte des E-Moduls sind also mit denen eines hochgekohlten, lamellaren Graugusses (~3,7 Gew.-% C, GL11) vergleichbar und deutlich größer als die von AlSi-Legierungen. Es sei für beide beispielhaft vorgestellten, erfindungsgemäßen Al-Gusslegierungen darauf hingewiesen, dass die hohen E-Moduli ohne Zusatz von keramischen Fasern, Partikeln oder Platelets erzielt wurden. Allein durch den hohen E-Modul können die erfindungsgemäßen Legierungen Grauguss werkstoffmechanisch substituieren, da zudem diese mit ansteigender Temperatur in ähnlicher Weise abnimmt, wie bei hochgekohltem Grauguss. Der Festigkeitsabfall der erfindungsgemäßen Legierungen wird zudem zu höheren Temperaturen verschoben.

[0039] Die Fig. 1-3 verdeutlichen, dass durch eine auf 500°C vorgewärmte Graphitkokille die gleichmäßige Ausbildung der Gefügestruktur der Al88,5Fe8,5V1,3Si1,7-Legierung über den Querschnitt erzielt wird, allerdings fördern diese Bedingungen das Wachstum großer Dendriten aus Al₃Fe (Kartei für Röntgenbeugung JCPDS NR.: 001-1265) von mehreren Millimetern Länge. Erst die Kornfeinung mit 0,1 Gew.-% Zr, eine auf 600°C vorgewärmte Graphitkokille in Verbindung mit einer Gießtemperatur von 750°C erzielt ein deutlich feineres Gefügebild, welches homogen über den Querschnitt ausgeprägt ist.

[0040] Neben der Ausscheidung von "primären" Dendriten aus Al₃Fe (001-1265) und Al₈₀V₁₂Fe_7,5 (JCPDS Nr.: 040-1229) in der 88,5Al8,5Fe1,3V1,7Si-Legierung zeigen die REM-Aufnahmen der Fig. 4 (ungeätzt) und Fig. 5 (geätzt) das feine "perlitartige" Muster aus dem eutektischen Zerfall der Restschmelze, welches als AlSi₂ (Aluminiumdisilicid) besteht. Dieses bildet den Schlüssel für die Ausbildung der hohen Warmfestigkeit einer "klassisch" gegossenen AlFe-XY-Legierung ohne Verwendung der Verfahren zur Rascherstarrung.

Ausführungsbeispiel 2 - AlFeCrTi-Legierungen

[0041] Fig. 6 zeigt eine Gefügemorphologie einer bei 700°C gegossenen Al84,5Fe7Cr6Ti2,5-Legierung, wobei der Legierung keine Kornfeinungselemente zugesetzt wurden und der Guss in eine nicht vorgeheizte Graphitkokille (∅=14mg) erfolgte. Die Legierung aus Al84,5Fe7Cr6Ti2,5 verfügt über einen Elastizitätsmodul von E^RT = 104,1 GPa, welcher bei 500°C auf E^500°C = 83 GPa abfällt.

[0042] Das Legierungssystem Al84,4Fe7,0Cr6,0Ti2,5 scheidet auch ein dichtes, aber geschlossenes, primäres Dendritennetzwerk aus (siehe Fig. 6), welche mittels EDX als ein Al₄(Fe,Cr) analysiert wurde. Außerdem offenbaren die REM-Aufnahmen (Fig. 7 (ungeätzt); Fig.8 (geätzt)) zusätzlich zu den Al₃Fe-Dendriten Ausscheidungen aus Al₄(V,Fe). Innerhalb der lamellaren Drendriten findet man eine globulare Unterstruktur. Zusätzlich findet man im selben Gefüge weitere Ausscheidungen aus Al₃(Ti,Cr) (Fig. 9; REM-Aufnahme, geätzt).

[0043] Wie auch bei der 88,5Al8,5Fe1,3V1,7Si-Legierung, zeigt die AlFeCrTi-Legierung ein feines, "perlitartiges" Muster aus dem eutektischen Zerfall der Restschmelze der Al84,4Fe7,0Cr6,0Ti2,5-Legierung (Fig. 10). Zum Vergleich zeigt Fig. 11 eine LOM-Aufnahme der lamellaren Dendriten aus intermetallischen Phasen in einer rasch abgekühlten AlFeCrTi-Legierung mit der Restschmelze.

[0044] Durch Verringerung der Differenz zwischen Gieß- und Kokillentemperatur auf 250K und durch Kornfeinung mittels 0,1 Gew.-% Mg erscheint das Dendritennetzwerk in einer Al84,4Fe7,0Cr6,0Ti2,5Mg0,1-Legierung etwas feiner (Fig. 12), was insbesondere durch deren Verzweigung bzw. Verästelung verursacht wird (Fig. 13). Die Al84,4Fe7,0Cr6,0Ti2,5Mg0,1-Legierung wurde bei 750°C in eine auf 500°C vorgeheizte Graphitkokille (14 mm) gegossen. Die 88,5Al8,5Fe1,3V1,7Si-Legierungen neigen eher zur Ausbildung von sternchenförmigen Kristallen im Vergleich zu der Al84,4Fe7,0Cr6,0Ti2,5Mg0,1-Legierung mit einem Dendritennetzwerk.

[0045] Insgesamt hat es sich auch gezeigt, dass die erfindungsgemäßen AlFeXY-Legierungen vorteilhafterweise mit geringer Übertemperatur von max. 150K über der Schmelztemperatur der Legierung zu gießen sind.

Tribologisches Verhalten

[0046] Die außermotorischen Charakterisierung des tribologischen Verhaltens der erfindungsgemäßen AlFeXY-Legierungen erfolgte nach der BAM-Prüftechnik, welche die Literaturstelle "Woydt M. and N. Kelling, Characterization of the tribological behaviour of lubricants and materials for the tribosystem "piston ring/Cylinder Liner, in: ASTM STP 1404 "Bench testing of industrial fluid lubrication and wear properties used in machinery applications", June 2000, Seattle, ISBN 0-8031-2867-3, p. 153" detailliert beschreibt. Fig. 14 zeigt den Verschleißkoeffizienten (engl. wear coefficient or rate) von rotierenden Proben aus zwei AlFeXY und von verschiedenen Kolbenringen unter Misch/Grenzreibung in Erstbefüllungsleichtlaufölen SAE 0W-30 (FUCHS "PCX") bzw. 5W-30 (Castrol "SLX") (F_N = 50 N; s = 24 km; T = 170 °C). Beide in Fig. 14 verwendeten AlFeXY-Legierungen wurden im Vakuum gegossen und die intermetallischen Phasen durch chemisches oder mechanisches (Honen) Freistellen nicht frei gelegt.

[0047] Die tribologischen Funktionsflächen waren auf R_PK ~0,43 µm beim Al88,4Fe8,5V1,3Si1,7Zr0,1 und R_PK ~ 0,37 µm beim Al84,4Fe7,0Cr6,0Ti2,5Mg0,1 geläppt.

[0048] Die Fig. 14 gibt die erzielten Versuchsergebnisse in Form des Verschleißkoeffizienten des Grundkörpers (Kolbenring) getrennt vom Gegenkörper (rotierende Probe bzw. Zylinderlaufbahn) mit der zu der jeweiligen Paarung gehörenden Misch/Grenzreibungszahl wieder. Die in Fig. 14 verwendeten Erstbefüllungsöle SAE 5W-30 und SAE 0W-30 auf Basis von Kohlenwasserstoffen verfügen über eine Hochtemperaturscherviskosität (High-Temperature-High-Shear-Viscosity (HTHS)) von 3,0 mPas. Der GG20HCN ist ein mit 3,66 Gew.-% Kohlenstoff hochgekohlter Grauguss mit lamellarem Graphit. Die Kolbenringbezeichnungen "MKP81A", "MKJet502 (WC/Cr₃C₂, "superpoliert")" und "CKS36" sind Markenbezeichnungen der Firma Federal Mogul Burscheid GmbH. "Nitriert" bedeutet in den Diagrammen eine "Standardnitrierung" durch die Firma Federal Mogul Burscheid GmbH. Die atmosphärisch, plasmagespritzte (APS) Ti_nO_2n-1- und Ti_n-2Cr₂O_2n-1-Ringbeschichtungen stellen Experimentalbeschichtungen für Kolbenringe der Firma CIE Automotive (Tarabusi, Barrio Urquizu 58, ES-48140 Igorre) dar. Die AlFeXY-Legierungen Al84,4Fe7,0Cr6,0Ti2,5Mg0,1 und 88,4Al8,5Fe1,3V1,7SiZr0,1 wurden im Vakuum bei 750°C in einer auf 600°C vorgewärmten Graphitkokille abgegossen.

[0049] In der BAM-Prüfanordnung gelten nitrierte Ringe gegen AlSi17 (AlSi17Cu4Mg, "Alusil" von Kolbenschmidt) oder AlSi25Ni4 ("Silitec" der PEAK Werkstoff GmbH) bis 25 N Normalkraft als verschleißarm bzw. befinden sich in der Verschleißtieflage, wobei sie oberhalb von - 25 N (ölabhängig!) in die Verschleißhochlage übergehen. Der nachfolgenden Tabelle sind die Misch-/Reibkoeffizienten von AlSi-Legierungen (chemisch freigestellt) in der BAM-Prüfanordnung (T = 170 °C; s =24 km; v = 0,3 m/s) im Vergleich zum Al84,4Fe7Cr6Ti2,5Mg0,1 zu entnehmen.

PKW- Kolbenring	Laufbahn	Normalkraft [N]	Verschleißkoeffizient Laufbahn [10-9 mm3/Nm]	Motoröl
Nitriert	GG20HCN	50	58	5W-30
				Renault
Nitriert	Al84,4Fe7,0Cr6,0	50	200	5W-30
	Ti2,5Mg0,1			Renault
Nitriert	Al84,4Fe7,0Cr6,0 Ti2,5Mg0,1	50	100	PPG32-2
Nitriert	Al84,4Fe7,0Cr6,0	50	80	5W-30
	Ti2,5Mg0,1			("PCX")
Nitriert	AlSi17Cu4Mg	25	7	0W-30
		50	5.000	("SLX")
Nitriert	SILITEC (AlSi25)	12,5	1	5W-30
		25	60	("PCX")
		50	110

* Erstbefüllungsöl, **Polypropylenglykolmonobutylether-Motorölformulierung der BAM.

[0050] Im Durchschnitt aus über 200 Versuchen mit hochgekohltem Grauguss GGL20HCN beträgt in der BAM-Prüfanordnung der mittlere Verschleißkoeffizient bei F_N= 50 N von GGL20HCN 4,8 10^-8 mm³/Nm. Die Verschleißbeständigkeit der mit 0,1 Gew.-% Mg komgefeinten Al84,4Fe7Cr6Ti2,5Mg0,1-Legierung erzielt gegen den molybdänbasierten MKP81A-Kolbenring eine mit hochgekohltem Grauguss vergleichbare Verschleißbeständigkeit und Tragfähigkeit/Belastbarkeit.

[0051] Auffällig in der Tabelle sind die höheren Reibungszahlen mit dem Erstbefüllungsöl SAE 5W-30 unter Misch-/Grenzreibung der AlFeXY-Legierungen im Vergleich zum GGL20HCN.

[0052] Die relativ hohen Mischreibungszahlen können durch die Verwendung eines Polyalkylenglykoles (PAG46-4+2,6 Phopani, HTHS = 3,6 mPas) oder eines Polypropylenglykolmonobutylethers (PPG32-2+2,6 Phopani; HTHS = 2,87 mPas) vermindert werden (siehe Fig. 15). Der im Erstbefüllungsöl SAE 0W-30 ("PCX") mit einer HTHS von 3,0 mPas enthaltene, metallfreie Reibungserniedriger wirkt beim AlFeCrTi nicht. Gegen einen nitrierten Kolbenring unterstreicht Fig. 15, dass die Al84,4Fe7,0Cr6,0Ti2,5Mg0,1-Legierung laufbahnseitig, bei gleicher Normalkraft von F_N = 50 N, im Rahmen der Präzisionsgrenzen des Prüfverfahrens hinsichtlich des Verschleißkoeffizienten mit dem hochgekohlten Grauguss vergleichbar ist (s = 24 km; T = 170°C). Insbesondere im PPG32-2 ist der Gesamtverschleiß vom Kolbenring und Laufbahn mit denen von GG20HCN vergleichbar.

[0053] Bezogen nur auf den "nitrierten" Kolbenring zeigt Fig. 16, dass das AlFeVSi, jedoch insbesondere das AlFeCrTi, in den Ölen FUCHS PCX 0W-30 und dem Polyglykol PPG32-2+2,6 Phopani eine mit dem hochgekohlten Grauguss GGL20HCN vergleichbare Verschleißbeständigkeit aufweist (FN = 50 N; s = 24 km; T = 170 °C). In Fig. 16 ist noch der Verschleißkoeffizient eines Langzeitversuches (108 km) wiedergegeben, wodurch ein starkes, verschleißsenkendes Einlaufverhalten der AlFeCrTi-Legierung dokumentiert wird.

[0054] Kurbelwellen-Gleitlagerschalen aus "eutektischer" AlSi12CuNiMg (Karl Schmidt GmbH, KS 1275 (Werkstoffnummer 3210.9), heute Kolbenschmidt AG mit 11-13,5% Si, 0,5-1,3 Cu, 0,8-1,3 Mg, 0,5-1,3 Ni, -0,25 Zn, ~0,1% Cr, Rest Al) fanden im Doppelstern-Flugmotor BMW 801 Anwendung (Ing. Buske, Die Abhängigkeit der Lagerbelastbarkeit von der Lagerbauform, Bericht über die Schmierstoff-Tagung, Teil 1: Reibung und Verschleiß, Kälteverhalten, 11./12. 12. 1941, Berlin-Adlershof, S. 119-148), wobei der Kurbelwellenzapfen aus einem "Nitrierstahl" mit HRC 58 bestand. Eine derartige Werkstofflösung ist in der Automobil- und Baumaschinenindustrie seitdem unüblich. Die heutigen Laufflächen der Gleitlagerschalen aus AlSn14Cu8, AlSn20, PbSn10Cu3, GZ-CuSn7ZnPb oder Bleibronzen sowie auch Gleitlackbeschichtungen erfordern in den Schmierstoffen Korrosionsschutzadditive für Bundmetalle, welche die ökotoxikologischen Eigenschaften deutlich verschlechtern. AlSi- oder AlFeXY-Legierungen sind insgesamt weniger korrosionsgefährdet und ermöglichen einen Verzicht oder eine deutliche Senkung der Konzentration der Korrosionsschutzadditive. Bekannt im Stand der Technik ist noch eine Al96(Ni,Mn)-Legierung (Glyco-172) mit einer maximal zulässigen geometrischen Lagerpressung von 80 MPa, welche ermüdungs- und korrosionsbeständig ist, jedoch neigt sie unter Mangelschmierung zum adhäsiven Versagen, was durch die AlFeXY-Metallurgie unterdrückt wird.

[0055] Die tribologische Grenzbelastbarkeit von 100 MPa (geometrische Flächenpressung) der Gleitpaarung "AlSi12CuNiMg/Nitrierstahl" im BMW801-Doppelsternmotor bei einer Öleintrittstemperatur von 99°C des vollsynthetischen Schmierstoffes "SS-1600" auf Basis eines Adipinesters und Ethylenöles ist bemerkenswert, da es mit einer kinematischen Viskosität η_100C~ 6,2 mm²/s noch deutlich "dünner" war als heutige Leichtiauföle mit η_100C~ 9-12 mm²/s.

[0056] Weiterhin vorteilhaft für ein AlFeXY-System ist, dass die Verschleißschutz- und Hochdruckadditive in Motor- und Getriebeölen, auch bedingt durch die Metallurgie der Prüfkörper in Tribometern, auf Eisen abgestimmt sind und nicht auf Silizium.

[0057] Ventilführungen erfordern eine hohe thermische Diffusivität, da sie die Wärme aus dem Ventilschaft in den Zylinderkopf ableiten, verbunden mit einer entsprechenden Verschleißbeständigkeit. Deshalb bestehen Ventilführungen bevorzugt aus Kupferbasis-Legierungen, wie CuZn36Mn3Al2SiPb (≅ CuZn40Al2 nach DIN 17660 bzw. CW713R) mit λ_RT -63 W/mK bzw. K^RT ~ 19,7 mm²/s. An den Oberflächen im unteren Teil der Führung des Auslassventils sind Temperaturen von 500°C nicht ungewöhnlich. Die erfindungsgemäßen Aluminiumlegierungen offerieren eine 3-4 mal höhere thermische Diffusivität verbunden mit der notwendigen Temperaturbeständigkeit ohne Schmelzgleichgewichte bis >600°C.

[0058] Aluminium-Kolbenwerkstoffe bestehen aus eutektischen AlSi12CuXX-Legierungen oder übereutektischen AlSi18CuXX-Legierungen mit ebenfalls bis zu 0,85 Gew.-% Eisen. Die thermischen Diffusivitäten liegen zwischen 55 mm²/s < K^RT < 61,7 mm²/s.

Ansprüche

1. Verwendung einer verschleißbeständigen Aluminiumlegierung hergestellt nach einem Verfahren umfassend die Schritte:

(i) Bereitstellen einer Aluminiumlegierung der Zusammensetzung

Fe: 3 - 10;

X: 3 - 10;

Y: 0 - 1,5;

Z: 0 - 10;

worin
X für ein Element oder eine Elementkombination

(a) V und Si;

(b) Cr und Ti;

(c) Ce; oder

(d) Mn

steht, jeweils mit der Maßgabe, dass der Anteil der einzelnen Elemente in den Elementkombinationen (a) und (b) mindestens 0,5 Gew.-% beträgt;
Y für ein oder mehrere Kornfeinungselemente ausgewählt aus der Gruppe B, Ce, Sr, Sc, Mg, Nb, Mn und Zr steht, sofern diese nicht bereits als X vorhanden sind;
Z für einen oder mehrere eine Warmfestigkeit erhöhende keramische Zusätze ausgewählt aus der Gruppe Fasern, Partikel und Platelets steht; und wobei sich die Angaben auf Gew.-% an der Legierung beziehen und Al sowie herstellungsbedingte Verunreinigungen den auf 100 Gew.-% verbleibenden Restanteil an der Legierung einnehmen, mit der Maßgabe, dass der Anteil von Al an der Legierung mindestens 80 Gew.-% beträgt;

(ii) Schmelzen der Aluminiumlegierung, Auflösen und Homogenisieren der Legierungselemente bei Temperaturen von 650°C bis 1.000°C; und

(iii) Gießen der Schmelze in eine Gussform bei einer Gießtemperatur, die in einem Bereich beginnend mit einer Schmelztemperatur der Legierung bis zu einer Temperatur von 150°C oberhalb der Schmelztemperatur liegt;

zur Herstellung von Gleitelementen in Kurbelwellenlagerschalen, Zylinderlaufbahnen, Kolbenringen, Kolben, Ventilführungen, Lagerbuchsen oder Lagerschalen.

2. Verwendung nach Anspruch 1, bei dem die Gießtemperatur im Schritt (iii) im Bereich von 1 °C bis 80°C oberhalb der Schmelztemperatur der Legierung liegt.

3. Verwendung nach Anspruch 2, bei dem die Gießtemperatur im Schritt (iii) im Bereich von 10°C bis 50°C oberhalb der Schmelztemperatur der Legierung liegt.

4. Verwendung nach einem der vorhergehenden Ansprüche, bei dem eine Temperatur der Gussform im Bereich von 450°C bis 600°C liegt.

5. Verwendung nach einem der vorhergehenden Ansprüche, bei dem die Legierung 4 - 8 Gew.-% an Fe enthält.

6. Verwendung nach einem der vorhergehenden Ansprüche, bei dem die Legierung 3 - 5 Gew.-% an X enthält.

7. Verwendung nach einem der vorhergehenden Ansprüche, bei dem die Legierung 0,5 - 0,8 Gew.-% an Y enthält.

8. Verwendung nach einem der vorhergehenden Ansprüche, bei dem X für die Elementkombination (a) steht und ein Anteil von Si kleiner oder gleich 2 Gew.-% beträgt.

9. Verwendung nach Anspruch 1, bei dem bei dem X für die Elementkombination (a) steht und ein Anteil von Si kleiner oder gleich 1 Gew.-% beträgt.

10. Verwendung nach einem der vorhergehenden Ansprüche, bei dem die Schritte (ii) und (iii) Teil eines metallurgischen Schmelzgießprozesses ausgewählt aus der Gruppe Sandguss, Druckguss, Strangguss, Dünnbandgießen, Schleuderguss und Kalttiegelverfahren sind.

11. Kurbelwellenlagerschale, Zylinderlaufbahn, Kolbenring, Kolben, Ventilführung, Lagerbuchse oder Lagerschale mit einem Gleitelement aus einer Aluminiumlegierung, die hergestellt ist nach einem Verfahren umfassend die Schritte:

(i) Bereitstellen einer Aluminiumlegierung der Zusammensetzung

Fe: 3 - 10;

X: 3 - 10;

Y: 0 - 1,5;

Z: 0 - 10;

worin
X für ein Element oder eine Elementkombination

(a) V und Si;

(b) Cr und Ti;

(c) Ce; oder

(d) Mn

steht, jeweils mit der Maßgabe, dass der Anteil der einzelnen Elemente in den Elementkombinationen (a) und (b) mindestens 0,5 Gew.-% beträgt;
Y für ein oder mehrere Kornfeinungselemente ausgewählt aus der Gruppe B, Ce, Sr, Sc, Mg, Nb, Mn und Zr steht, sofern diese nicht bereits als X vorhanden sind;
Z für einen oder mehrere eine Warmfestigkeit erhöhende keramische Zusätze ausgewählt aus der Gruppe Fasern, Partikel und Platelets steht; und wobei sich die Angaben auf Gew.-% an der Legierung beziehen und Al sowie herstellungsbedingte Verunreinigungen den auf 100 Gew.-% verbleibenden Restanteil an der Legierung einnehmen, mit der Maßgabe, dass der Anteil von Al an der Legierung mindestens 80 Gew.-% beträgt;

(ii) Schmelzen der Aluminiumlegierung, Auflösen und Homogenisieren der Legierungselemente bei Temperaturen von 650°C bis 1.000°C; und

(iii) Gießen der Schmelze in eine Gussform bei einer Gießtemperatur, die in einem Bereich beginnend mit einer Schmelztemperatur der Legierung bis zu einer Temperatur von 150°C oberhalb der Schmelztemperatur liegt.

Claims

1. Use of a wear-resistant aluminium alloy produced by a method comprising the steps of:

(i) providing an aluminium alloy of the composition

Fe: 3-10;

X: 3-10;

Y: 0-1.5;

Z: 0-10;

wherein
X represents an element or combination of elements

(a) V and Si;

(b) Cr and Ti;

(c) Ce; or

(d) Mn;

in each case with the proviso that the proportion of the individual elements in the combinations of elements (a) and (b) is at least 0.5% by weight;
Y represents one or more grain-refining elements selected from the group of B, Ce, Sr, Sc, Mg, Nb, Mn and Zr, unless these are already present as X;
Z represents one or more ceramic additives increasing hot strength, selected from the group of fibres, particles and platelets; and
where the figures are based on % by weight in terms of the alloy, and Al and also production-related impurities occupy the remaining proportion to 100% by weight of the alloy, with the proviso that the proportion of Al in the alloy is at least 80% by weight;

(ii) melting the aluminium alloy, dissolving and homogenizing the alloy elements at temperatures of 650°C to 1000°C; and

(iii) casting the melt into a casting mould at a casting temperature situated within a range beginning with a melting temperature of the alloy up to a temperature of 150°C above the melting temperature;

for the production of sliding elements in crankshaft bearing shells, cylinder faces, piston rings, pistons, valve guides, bearing bushes or bearing shells.

2. Use according to Claim 1, wherein the casting temperature in step (iii) is situated within the range from 1°C to 80°C above the melting temperature of the alloy.

3. Use according to Claim 2, wherein the casting temperature in step (iii) is situated within the range from 10°C to 50°C above the melting temperature of the alloy.

4. Use according to any of the preceding claims, wherein a temperature of the casting mould is situated within the range from 450°C to 600°C.

5. Use according to any of the preceding claims, wherein the alloy comprises 4-8% by weight of Fe.

6. Use according to any of the preceding claims, wherein the alloy comprises 3-5% by weight of X.

7. Use according to any of the preceding claims, wherein the alloy comprises 0.5-0.8% by weight of Y.

8. Use according to any of the preceding claims, wherein X represents the combination of elements (a) and a proportion of Si is less than or equal to 2% by weight.

9. Use according to Claim 1, wherein X represents the combination of elements (a) and a proportion of Si is less than or equal to 1% by weight.

10. Use according to any of the preceding claims, wherein the steps (ii) and (iii) are part of a metallurgical melt casting process selected from the group of sand casting, pressure casting, continuous casting, thin-strip casting, centrifugal casting and cold crucible processes.

11. Crankshaft bearing shell, cylinder face, piston ring, piston, valve guide, bearing bush or bearing shell having a sliding element made of an aluminium alloy which is produced by a method comprising the steps of:

(i) providing an aluminium alloy of the composition

Fe: 3-10;

X: 3-10;

Y: 0-1.5;

Z: 0-10;

wherein
X represents an element or combination of elements

(a) V and Si;

(b) Cr and Ti;

(c) Ce; or

(d) Mn;

in each case with the proviso that the proportion of the individual elements in the combinations of elements (a) and (b) is at least 0.5% by weight;
Y represents one or more grain-refining elements selected from the group of B, Ce, Sr, Sc, Mg, Nb, Mn and Zr, unless these are already present as X;
Z represents one or more ceramic additives increasing hot strength, selected from the group of fibres, particles and platelets; and
where the figures are based on % by weight in terms of the alloy, and Al and also production-related impurities occupy the remaining proportion to 100% by weight of the alloy, with the proviso that the proportion of Al in the alloy is at least 80% by weight;

(ii) melting the aluminium alloy, dissolving and homogenizing the alloy elements at temperatures of 650°C to 1000°C; and

(iii) casting the melt into a casting mould at a casting temperature situated within a range beginning with a melting temperature of the alloy up to a temperature of 150°C above the melting temperature.

Revendications

1. Utilisation d'un alliage d'aluminium résistant à l'usure, fabriqué par un procédé qui comprend les étapes qui consistent à :

(i) préparer un alliage d'aluminium de composition suivante :

Fe : 3 - 10;

X : 3 - 10;

Y : 0 - 1,5;

Z : 0 - 10;

dans laquelle
X représente un élément ou une combinaison des éléments

(a) V et Si;

(b) Cr et Ti;

(c) Ce ou

(d) Mn

chaque fois avec la condition que la teneur en les différents éléments dans les combinaisons d'éléments (a) et (b) représente au moins 0,5 % en poids,
Y représente un ou plusieurs éléments d'affinage des grains sélectionnés dans l'ensemble constitué de B, Ce, Sr, Sc, Mg, Nb, Mn et Zr, pour autant que ceux-ci ne soient pas déjà présents en tant que X,
Z représente un ou plusieurs additifs céramiques améliorant la tenue à la chaleur, sélectionnés dans l'ensemble des fibres, des particules et des plaquettes,
les données étant des données en % en poids par rapport à l'alliage, Al et les impuretés inévitablement dues à la fabrication représentant le solde de l'alliage par rapport à 100 % en poids avec la condition que la teneur en Al dans l'alliage soit d'au moins 80 % en poids,

(ii) fusion de l'alliage d'aluminium, dissolution et homogénéisation des éléments d'alliage à une température comprise entre 650°C et 1 000°C et

(iii) coulée du bain de fusion dans un moule de coulée à une température de coulée située dans une plage qui s'étend de la température de fusion de l'alliage à une température située à 150°C au-dessus de la température de fusion,

pour fabriquer des éléments de coulissement dans des coussinets d'arbres de vilebrequin, des pistes de déplacement de cylindres, des bagues de piston, des pistons, des guides de soupape, des douilles de palier ou des coussinets de palier.

2. Utilisation selon la revendication 1, dans laquelle la température de coulée de l'étape (iii) est située dans la plage de 1°C à 80°C au-dessus de la température de fusion de l'alliage.

3. Utilisation selon la revendication 2, dans laquelle la température de coulée de l'étape (iii) est située dans la plage de 10°C à 50°C au-dessus de la température de fusion de l'alliage.

4. Utilisation selon l'une des revendications précédentes, dans laquelle la température du moule de coulée est comprise dans la plage de 450°C à 600°C.

5. Utilisation selon l'une des revendications précédentes, dans laquelle l'alliage contient de 4 à 8 % en poids de Fe.

6. Utilisation selon l'une des revendications précédentes, dans laquelle l'alliage contient de 3 à 5 % en poids de X.

7. Utilisation selon l'une des revendications précédentes, dans laquelle l'alliage contient de 0,5 à 0,8 % en poids de Y.

8. dans laquelle l'alliage contient dans laquelle X représente la combinaison d'éléments (a) et dans laquelle la teneur en Si est inférieure ou égale à 2 % en poids.

9. Utilisation selon la revendication 1, dans laquelle X représente la combinaison d'éléments (a) et dans laquelle la teneur en Si est inférieure ou égale à 1 % en poids.

10. dans laquelle l'alliage contient dans laquelle les étapes (ii) et (iii) font partie d'une opération métallurgique de coulée de métal fondu sélectionnée dans l'ensemble constitué de la coulée sur sable, de la coulée sous pression, de l'extrusion, de la coulée de feuillards minces, de la coulée centrifuge et du procédé en creuset froid.

11. Coussinet de palier d'arbre de vilebrequin, piste de déplacement de cylindre, bague de piston, piston, guide de soupape, douille de palier ou coussinet de palier dotés d'un élément de coulissement en alliage d'aluminium fabriqué par un procédé qui comprend les étapes qui consistent à :

(i) préparer un alliage d'aluminium de composition suivante :

Fe : 3 - 10;

X : 3 - 10;

Y : 0 - 1,5;

Z : 0 - 10;

dans laquelle
X représente un élément ou une combinaison des éléments

(a) V et Si;

(b) Cr et Ti;

(c) Ce ou

(d) Mn

chaque fois avec la condition que la teneur en les différents éléments dans les combinaisons d'éléments (a) et (b) représente au moins 0,5 % en poids,
Y représente un ou plusieurs éléments d'affinage des grains sélectionnés dans l'ensemble constitué de B, Ce, Sr, Sc, Mg, Nb, Mn et Zr, pour autant que ceux-ci ne soient pas déjà présents en tant que X,
Z représente un ou plusieurs additifs céramiques améliorant la tenue à la chaleur, sélectionnés dans l'ensemble des fibres, des particules et des plaquettes,
les données étant des données en % en poids par rapport à l'alliage, Al et les impuretés inévitablement dues à la fabrication représentant le solde de l'alliage par rapport à 100 % en poids avec la condition que la teneur en Al dans l'alliage soit d'au moins 80 % en poids,

(ii) fusion de l'alliage d'aluminium, dissolution et homogénéisation des éléments d'alliage à une température comprise entre 650°C et 1 000°C et

(iii) coulée du bain de fusion dans un moule de coulée à une température de coulée située dans une plage qui s'étend de la température de fusion de l'alliage à une température située à 150°C au-dessus de la température de fusion.

Zeichnung