DE3631029C2

DE3631029C2 - Zinnhaltige Aluminium-Lagerlegierung und Verwendung derselben für einen Zweischicht-Lagerwerkstoff

Info

Publication number: DE3631029C2
Application number: DE3631029A
Authority: DE
Inventors: Masahito Fujita; Akira Ohgawara; Takeshi Sakai; Toshinaga Ohgaki; Tsuyoshi Ohsaki
Original assignee: NDC Co Ltd; Nippon Dia Clevite Co Ltd
Current assignee: NDC Co Ltd; Nippon Dia Clevite Co Ltd
Priority date: 1985-09-13
Filing date: 1986-09-12
Publication date: 1993-10-21
Anticipated expiration: 2006-09-13
Also published as: DE3631029A1; AU605110B2; KR900007784B1; KR870003223A; GB2182348A; AU6260286A; US4789607A; GB8621417D0; GB2182348B

Description

Die Erfindung bezieht sich auf eine zinnhaltige Aluminium- Lagerlegierung und auf die Verwendung derselben für einen Zweischicht-Lagerwerkstoff.

Seit jüngerer Zeit bestehen Trends für Automobilmotoren mit kleineren Abmessungen, geringerem Gewicht, verringertem Treibstoffverbrauch und höherer Leistung. Daher sollte das Lager eine vergrößerte Belastung tragen, und auch die Arbeitstemperatur des Schmiermittels wird erhöht. Die Arbeitsbedingungen des Lagers werden somit zunehmend hart.

Im allgemeinen hat das Lager eine Dreischichtstruktur, die aus einem aus einer Stahlplatte oder dgl. geformten Stützmetall, einer auf dem Stützmetall gebildeten Schicht aus einer Al-Lagerlegierung und aus einer Lagerschicht besteht, die mittels Überzugsplattierung auf der Al-Lagerlegierungsschicht gebildet ist. Das Lager mit dieser Dreischichtstruktur, die aus dem Stützmetall, der Lager-Legierungs-Schicht und der Lagerschicht aus der Überzugsplattierung besteht, unterliegt jedoch der Ermüdung oder frißt infolge einer Temperaturerhöhung der Oberfläche des Lagers, so daß es nicht die o. g. strengen Arbeitsbedingungen erfüllen kann. Es bestand daher in neuerer Zeit eine Förderung nach einem Lager, das eine Zweischichtstruktur hat, die keine Oberflächenlagerschicht aus einer Überzugsplattierung hat, sondern eine Motorwelle mit einer auf einem Stützmetall gebildeten Lagerlegierungsschicht hält. Zur Zeit kann jedoch ein Lager mit stabiler Leistung nicht erhalten werden, selbst wenn man von der zweischicht-Lager-Struktur Gebrauch macht, weil bisher entwickelte Al-Lagerlegierungen die o. g. harten Arbeitsbedingungen nur ungenügend erfüllen können.

Mehr im einzelnen, besteht in dem Dreischichtlager mit einer an der Oberfläche liegenden Lagerschicht, die durch Überzugsplattieren gebildet ist, die mittlere Lagerlegierungsschicht aus einer solchen Al-Lagerlegierung wie JIS (Japanische Industrie-Standards) H 5402, AJ-1 (10% Sn, 0,75% Cu, 0,5% Ni, Rest Al), oder JIS H 5402, AJ-2 (6% Sn, 2,5% Cu, 1,0% Ni, Rest Al) oder aus solch einer Al-Lagerlegierung wie SAE 780 (6% Sn, 2% Si, 1% Cu, 0,5% Ni, 0,1% Ti, Rest Al), und ihr Sn-Gehalt ist verhältnismäßig klein, typischerweise 10 bis 6%. Aus diesem Grund wird eine Pb-Sn-Legierungsschicht als Oberflächenlagerschicht durch Überzugplattieren gebildet.

Aber bei den neuen Arbeitsbedingungen mit hoher Belastung und hoher Temperatur wird die Oberflächenlagerschicht abgenutzt, was zu einem Fressen führt, so daß sie innerhalb einer verhältnismäßig kurzen Zeitspanne der Benutzung nicht mehr widerstehen kann. Bei dem Zweischichtlager mit einer Überzugsplattierungsschicht als Oberflächenlagerschicht ist andererseits die Lager-Legierungsschicht beispielsweise SAE 783 (20% Sn, 0,5% Si, 1,0% Cu, 0,1% Ti, Rest Al) oder eine ähnliche Al-Legierung mit einem ebenso hohen Sn-Gehalt von 20%. Weil der Sn-Gehalt hoch ist, ist jedoch die Härte verringert, und die Al-Matrix ist brüchig, so daß das Lager einer hohen Belastung nicht widerstehen kann.

In "Jiku-uke Gokin" (Lagerlegierungen) von Koichi Mizuno, veröffentlicht von Nikkan Kogyo Shinbun Sha, herausgegeben im Jahre 1954, Seite 139 ist es beschrieben, eine Lagerlegierungsschicht aus einer Lagerlegierung zu bilden, die eine verringerte Freßneigung hat, die durch Steigerung der Schmiereigenschaften bei Zusatz von Pb zusammen mit Sn erhalten wird. Diese Lagerlegierung enthält 10% Sn, 1,5% Cu und 0,5% Si und auch 3% Pb. Daher kann sie der hohen Belastung nicht standhalten, wie oben bemerkt wurde, obwohl die Schmiereigenschaften in einem gewissen Maß verbessert werden können.

Eine Al-Legierung, die Sb enthält, um die Verteilung des Pb zu verbessern, das kaum eine feste Lösung mit Al bildet, ist in der japanischen Patentvervöffentlichung Nr. 121 131/1977 beschrieben. Weiterhin ist eine Al-Legierung mit einem Zusatz von Cr zur Verstärkung der Al-Matrix und ebenso zum Verhindern von groben Sn-Partikeln in der japanischen Patentveröffentlichung Nr. 18 985/1983 beschrieben. Diese Al-Legierungen wurden jedoch entwickelt, um die Schmiereigenschaften bei normalen Laufbedingungen zu verbessern, und sie sind nicht in ausreichendem Maß gegen Ermüdung bei Bedingungen des Laufs unter hoher Last beständig, bei denen der Schmiermechanismus ganz anders ist als bei den normalen Laufbedingungen.

Um den Schmiermechanismus bei Hochlastbetriebsbedingungen zu ermöglichen, wurde eine Lagerlegierung vorgeschlagen, die durch Zusatz einer großen Menge von z. B. 11% oder mehr Si zu einer Sn-enthaltenden Al-Legierung erhalten wird, so daß sie verteilte Si-Präzipitate aufweist, die in ihrer Körnung grob sind und kräftig sind.

Dieser Lagerlegierung wird durch den Zusatz einer großen Menge von Si Schmiedefähigkeit und Kriechfähigkeit verliehen. Zusätzlich hat die Schneidkraft, die durch harte Si- Präzipitat-Partikel geschaffen wird, die Wirkung, daß Unregelmäßigkeiten der Oberfläche der das Gegenstück bildenden rotierenden Welle entfernt werden und dadurch eine glatte Oberfläche geschaffen wird, wodurch die Leistungsfähigkeit des Lagers verbessert wird. Insbesondere weist die Oberfläche einer rotierenden Welle, die aus Kugelgraphit-Gußeisen oder dgl. hergestellt ist, Vertiefungen auf, die von der Ablösung von Graphitpartikeln zum Zeitpunkt des Polierens herrühren, und erhabene Abschnitte wie Grate oder Kanten, die um die Aussparungen herum gebildet sind. Bei Hochlastbetriebsbedingungen wird die Oberfläche der Lagerlegierungsschicht durch solche Aussparungen an erhabenen Stellen der rotierenden Welle geschliffen, und dies führt zu einer abnormen Abnutzung des Lagers. Bei der Lagerlegierung mit verteilten Si-Präzipitat werden die erhabenen Abschnitte der Wellenoberfläche durch die harten Si-Präzipitat- Partikel abgeschnitten, wodurch eine abnorme Abnutzung oder ein Fressen verhindert wird.

Um die Wellenoberfläche des Gegenstücks mit den Si-Präzipitaten zwecks Verbesserung der einem Fressen entgegenwirkenden Eigenschaften zu schneiden, ist es nötig, einen großen Betrag von 11% oder mehr Si hinzuzufügen. Der Zusatz einer solch großen Menge von Si führt jedoch wegen der Abscheidung von groben Si-Partikeln eher zu einer Beschädigung der Wellenoberfläche. Er führt wegen des Mangels an Dehnungsvermögen oder Zähigkeit der Legierung auch zur Verursachung von Fressen und einer Verschlechterung der Eigenschaften hinsichtlich einer spanabhebenden Bearbeitung oder ähnlicher Eigenschaften der maschinellen Bearbeitung, was ein ernstes Problem ist. Um diesem Problem zu begegnen, wurde eine Lagerlegierung vorgeschlagen, bei der der Si-Gehalt so verringert ist, daß er weniger als 11% beträgt, insbesondere auf 0,2 bis 5% reduziert ist, wie in der japanischen Patentveröffentlichung Nr. 6 955/1983 beschrieben ist. Bei dieser Lagerlegierung ist es jedoch unmöglich, eine Verbesserung der das Fressen verhindernden Eigenschaften zu erhalten, und zwar wegen der Schneidkraft der Si-Präzipitate, wie oben erwähnt, bei Hochlastbetriebsbedingungen, und es wird bisher eine Verbesserung in dieser Hinsicht gefordert.

Die GB-PS 5 97 113 beschreibt eine Aluminium-Lagerlegierung, die aus 20 bis 75% Zinn, 0,02 bis 10% Silicium, bis 10% Blei und bis 12% Antimon besteht, wobei die Summe aus Blei und Antimon 15% nicht übersteigen darf und Aluminium als Rest enthält.

Wenn bei dieser bekannten Aluminium-Lagerlegierung zu den 12% Antimon noch weitere 9 Elemente als Beimengung hinzugefügt werden, ergibt sich ein Gesamtanteil dieser 10 Elemente von maximal 15%. Hieraus ergibt sich ein maximaler Anteil des Antimons bei Vorhandensein aller zusätzlichen Elemente von etwas über 2%, wenn man berücksichtigt, daß das Antimon allein mit maximal 12%, Eisen allein aber z. B. mit 3% vorhanden sein darf. Dieser hohe Anteil von Antimon führt jedoch nicht zu einer für die Lagereigenschaften günstigen runden Ausbildung der in der Aluminium-Legierungsmatrix eingelagerten Siliciumteilchen die GB-PS 5 97 113 beschreibt weder die Anwesenheit von solchen Si-Teilchen in der Aluminiummatrix, noch von diesen benachbarten Zinn-Blei Partikeln, die eine günstige Eigenschaft für die Abscheidung von runden Siliciumpartikeln haben. Ferner ist der GB-PS 5 97 113 kein Hinweis auf einen Gehalt an Strontium in der Lagerlegierung und dessen modifizierende Wirkung zu entnehmen.

D. Altenpohl, "Aluminiuim und Aluminiumlegierungen" beschreibt eine gegenüber der Aluminiumlegierungen veredelnden Wirkung von Natrium schwächer modifizierende Wirkung von Strontium (vgl. Seite 185, Letzter Absatz).

Es ist Aufgabe der Erfindung, eine zinnhaltige Aluminium- Lagerlegierung so zu ermöglichen, daß das Lagermaterial verbesserte Eigenschaften der Ermüdungsbeständigkeit, eine verbesserte Sicherheit gegen Fressen und verbesserte Eigenschaften hinsichtlich der Abriebfestigkeit bei hoher Geschwindigkeit und hoher Belastung bei Fahrbetrieb des Automobils hat, und außerdem einen Zweischichtlagerwerkstoff unter Verwendung der Al-Lagerlegierung zu schaffen.

Die obige Aufgabe wird durch eine zinnhaltige Aluminium- Lagerlegierung mit der Zusammensetzung gemäß Anspruch 1 gelöst.

Die von Anspruch 1 abhängigen Ansprüche 2 bis 4 kennzeichnen vorteilhafte Zusammensetzungen der erfindungsgemäßen Lagerlegierung.

Anspruch 5 kennzeichnet die Verwendung einer Aluminiumlagerlegierung nach einem der Ansprüche 1 bis 4 für einen Zweischichtlagerwerkstoff.

Weitere Merkmale und Vorteile der Erfindung ergeben sich aus der nachfolgenden Beschreibung von Ausführungsbeispielen der Erfindung anhand der Zeichnung, die erfindungswesentliche Einzelheiten zeigt, und aus den Ansprüchen. Die einzelnen Merkmale können je einzeln für sich oder zu mehreren in beliebiger Kombination bei einer Ausführungsform der Erfindung verwirklicht sein.

Fig. 1 ist ein abgebrochener vergrößerter Schnitt, der eine Ausführungsform des Lagermaterials und einen Teil einer rotierenden Welle des Lagermechanismus entsprechend der Erfindung zeigt;

Fig. 2 ist ein abgebrochener vergrößterter Schnitt, der einen Schmierzustand eines bekannten Lagermaterials mit Dreischichtstruktur zeigt;

Fig. 3 ist ein abgebrochener vergrößerter Schnitt, der ein bekanntes Lagermaterial mit Zweischichtstruktur und einen Teil einer Welle des Lagermechanismus mit einem verhältnismäßig hohen Gehalt an Si zeigt;

Fig. 4 ist ein abgebrochener vergrößerter Schnitt, der einen Schmierzustand des in Fig. 3 gezeigten Lagermaterials zeigt;

Fig. 5 ist ein abgebrochener vergrößerter Schnitt, der einen Schmierzustand des in Fig. 1 gezeigten Lagermaterials zeigt;

Fig. 6 und 7 sind Ansichten, die die mikroskopische Struktur einer Lagerlegierung des Lagermaterials, wie es in Fig. 1 gezeigt ist, zeigen und

Fig. 8 ist eine Ansicht, die die mikroskopische Struktur einer Lagerlegierung des in Fig. 3 gezeigten Lagermaterials zeigt.

In Fig. 1 bezeichnet das Bezugszeichen 1 eine erfindungsgemäße Lagerlegierung. Die Lagerlegierung 1 ist eine geschmiedete Al-Legierung, die 3 bis 13% Zinn, 0,1 bis 10% Blei, 0,5 bis 10% Silicium und 0,01 bis 0,3% Strontium oder Strontium und Antimon enthält, wobei der Rest Aluminium ist.

Diese Legierung hat eine Al-Matrix 2, die sich hauptsächlich aus Al zusammensetzt (im folgenden als Al-Matrizen bezeichnet). In der Legierung werden Sn und Pb in den Al-Matrizen 2 als Sn-Pb-legierungs-Präzipitat abgeschieden, d. h. als Sn-Pb-Legierungs-Partikel. Zusätzlich ist Si teilweise oder vollständig in Form Si-Präzipitat-Partikeln 4 abgeschieden, die eine kugelförmige oder nahezu kugelförmige Gestalt haben oder eine Gestalt mit abgerundeten enden. Bei einer Legierung mit dieser Struktur wird eine rotierende Welle 5, die durch die Oberfläche dieser Legierung gestützt wird, tatsächlich durch runde Enden 4a des nahezu Kugelförmigen Si-Präzipitats 4 gestützt. Diese Abstützung ist somit die ideale Punktkontaktabstützung, so daß die Schmierungseigenschaften und die Widerstandsfähigkeit gegen Ermüdung verbessert werden können, um zu verhindern, daß die Temperatur der Oberfläche ansteigt. Daneben kann bei der runden Gestalt des Si-Präzipitats 4 hauptsächlich die Zähigkeit der Al-Matrix unter dem Aspekt der Struktur verbessert werden.

Um allein die Ermüdungsfreiheit bei hoher Temperatur zu verbessern, könnte daran gedacht werden, solche hoch schmelzenden Elemente wie Cr, Co und Ni zuzusetzen, um die Hochtemperaturfestigkeit zu vergrößern und einen scharfen Abfall der Härte bei Temperaturanstieg zu verhindern. Während die Härte der Legierung durch Zusatz dieser hochschmelzenden Elemente vergrößert werden kann, wird die Legierung in diesem Fall brüchig, d. h., ihre Zähigkeit wird verringert, so daß die Kerbzähigkeit und die Bruchdehnung abnehmen. Um dieses Problem zu lösen, wird gemäß der Erfindung mindestens ein Mitglied einer Gruppe bestehend aus Sv oder Sr und Sb zu einer Legierung hinzugefügt, die sowohl Si als auch Sn und Pb enthält. Das zugesetzte Sr oder Sv und Sb steuert die flüssige Phase der Al-Legierung zum Zeitpunkt der Erstarrung und gestatten die Abscheidung von Si in einer runden Gestalt. Es ist daher möglich, falls gewünscht, die Rundheit des Si-Präzipitats zu fördern, selbst wo eine Wärmebehandlung bei normalen Wärmebehandlungsbedingungen ausgeführt wird, und auf diese Weise wird ein Anstieg der Zugfestigkeit, der Bruchdehnung und der Kerbzähigkeit von Al-Sn-Matrizen erhalten.

In diesem Zusammenhang wird eine genauere Erklärung gegeben. Die Widerstandsfähigkeit von Material gegen Ermüdung hängt von der Zugfestigkeit, der Dehnung, der Schlagfestigkeit und der Struktur des Materials ab, und Probleme in diesem Zusammenhang können nicht durch alleiniges Hinzufügen eines hochschmelzenden Elements, wie beim Stand der Technbik, gelöst werden. Die Erfinder haben ausführliche Untersuchungen und Forschungen in diesem Zusammenhang durchgeführt. Sie haben gefunden, daß der Zusatz von 0,01 bis 0,3% Sr allein oder 0,01 bis 0,3% Sr und Sb die Abscheidung von Si in runder Gestalt gestattet, wodurch die mechanischen Eigenschaften, beispielsweise die Zugfestigkeit, die Bruchdehnung und die Kerbzähigkeit der Al-Matrix stark verbessert werden, ähnlich wie Kugelgraphit-Gußeisen stark verbesserte mechanische Eigenschaften im Vergleich zu Lamellengraphit-Gußeisen hat. Dieses Material wird durch die Tatsache berkräftigt, daß die Verbesserung der Widerstandsfähigkeit gegen Ermüdung als Ergebnis von Ermüdungsprüfungen bei hoher Temperatur und hoher Belastung bestätigt wurden.

Weiterhin wird die runde Gestalt des Si-Präzipitats 4 so verbessert, daß die Oberflächenstruktur der Lagerfläche den Bedingungen hoher Temperatur und hoher Belastung genügt. Dies gestattet eine extreme Verbesserung der Leistungsfähigkeit der Oberfläche, d. h. der Widerstandsfähigkeit gegen Fressen und der Schmiereigenschaft.

Das Phänomen des Fressens tritt üblicherweise infolge eines komplizierten Prozesses und wegen der Kombination einer großen Anzahl von unterschiedlichen Faktoren auf. Daher sagt man, daß es schwierig ist, dieses Phänomen letztendlich zu begreifen. Während jedoch bei einem Lagermaterial mit einer Dreischichtstruktur, das eine Oberflächenlagerschicht aus einer Pb-Sn-Legierung oder dgl. hat, die durch Überzugplattierung gebildet ist, die Lagerschicht abgenutzt wird, was zu einem Fressen bei hoher Temperatur und Hochlastbetriebsbedingungen führt, wird ein Fresen bei einem Zweischichtlagermaterial häufig nicht auftreten, das aus einer Al- Legierung mit einem verhältnismäßig hohen Si-Gehalt als Lagerlegierung hergstellt ist, jedoch keinerlei Lagerschicht aus einer Überzugsplattierung hat.

Die Erfinder haben diese Tatsache erkannt und eine vergleichende Strukturuntersuchung beider Lager durchgeführt. Fig. 2 ist ein abgebrochener vergrößerter Schnitt, der das Lagermaterial mit Dreischichtstruktur zeigt. In dieser Figur weist das Material ein Stützmetall 6, hergestellt aus einem Blech oder dgl., eine auf dem Stützmetall 6 gebildete Lagerlegierungsschicht 7 und eine Lagerschicht 8 auf, die durch Überzugsplattierung auf der Lagerlegierungsschicht 7 gebildet wurde. Fig. 3 ist ein abgebrochener vergrößerter Schnitt, der ein Zweischicht-Lagermaterial mit hohem Si- Gehalt zeigt. Insbesondere weist dieses Material ein Stützmaterial 6 auf, das aus einem Stahlblech hergestellt ist, und eine Al-Lagerlegierungs-Schicht 10 mit Al-Matrix. Dieses Material ist frei von irgend einer Überzugsplattierungs- Lagerschicht. Bei dem Dreischicht-Lagermaterial von Fig. 2 wird die Last der rotierenden Welle 5 durch die gesamte Oberfläche der Überzugsplattierungs-Lagerschicht 8 abgestützt. Zwischen der rotierenden Welle 5 und der Lagerschicht 8 befindet sich Schmiermittel 9, und durch die Vermittlung des Schmiermittels 9 wird die rotierende Welle 5 durch eine Flächenkontaktabstützung gehalten.

Andererseits wird bei dem Lagermaterial mit Zweischichtstruktur Si in Form von Si-Präzipitat-Partikeln 11, die eine stabförmige oder schuppige Gestalt haben, in der Lagerlegierungsschicht abgeschieden, und die Belastung der Welle 5 wird durch diese Si-Präzipitat-Partikel abgestützt. Mit anderen Worten wird bei dem in Fig. 2 gezeigten Zweischichtlagermaterial, bei dem die Wellenlast durch die Flächenkontaktabstützung gehalten wird, bei Bedingungen mit hoher Geschwindigkeit und hoher Belastung die Temperatur der reibenden Oberfläche schnell erhöht, so daß die Lagerschicht 8 aus beispielsweise einer Pb-Sn-Legierung abgenutzt wird. In diesem Fall wird, falls die Schmiereigenschaft der Lagerlegierung 7 schlechter ist als die der Lagerschicht 8, die Schmierwirkung schnell verringert und führt zum Fressen. Andererseits wird bei dem in Fig. 3 gezeigten Dreischichtlagermaterial die Belastung der Welle durch eine Punktkontaktabstützung gehalten. Daher wird eine kleine Lücke 12 zwischen der Oberfläche der Lagerlegierungsschicht 10, d. h. von deren Al-Matrizen, und der Oberfläche der rotierenden Welle 5 gebildet. Man findet daher ein Schmiermittel in der Lücke 12. Der Schmiermittelfilm wird in der Lücke 12 gehalten. Der Schmiermittelfilm wird nicht unterbrochen, weil er im wesentlichen keine hohe Belastung trägt, so daß der Temperaturanstieg der reibenden Oberfläche unterdrückt wird.

Wie oben diskutiert wurde, kann bei dem in Fig. 3 gezeigten Zweischichtlagermaterial die Wellenlast durch eine Punktkontaktabstützung mittels der Si-Präzipitat-Partikel in der Al-Matrix der Lagerlegierungsschicht abgestüzt werden. Bei dieser Struktur sind jedoch die Si-Präzipitat-Partikel 11 flockig oder stabförmig und haben Kanten 11a, die eher Schrammen und Kratzer in der Oberfläche der Welle verursachen werden. Man muß daher mit Fressen rechnen. Weiterhin werden die für eine maschinelle Bearbeitung verantwortlichen Eigenschaften verschlechtert, wenn das Si-Präzipitat im Übermaß vorliegt.

Si ist eine stabile Substanz mit einem hohen Schmelzpunkt und hat einen stark nicht-metallischen Charakter. Daher wird, selbst falls das in Fig. 3 gezeigte Lagermaterial in Kontakt mit Stahl als Oberflächenmaterial der abgestützten Welle ist, bei Bedingungen mit einer hohen Temperatur von 200 bis 500°C weder eine Reaktion mit Fe noch eine Dispersion noch ein Auflösen stattfinden. Aus diesem Grund wird die Last der rotierenden Welle durch das Si-Präzipitat in der oben beschriebenen Weise abgestützt. Weiterhin hat das Si-Präzipitat eine Vickers-Härte von 599, und es ist gewöhnlich nicht eine Verbindung, sondern besteht aus Si allein, es ist nicht brüchig und hat eine sehr gute Elastizität. Somit kann das Material plötzlichen Änderungen in der Belastung widerstehen, selbst wo die rotierende Welle über die Mitwirkung des Schmiermittelfilms abgestützt wird. Daher hat das in Fig. 3 gezeigte Lagermaterial eine exzellente Leistung bei Lagern bei Bedingungen mit hoher Temperatur und hoher Belastung im Vergleich zu anderen Lagermaterialien, beispielsweise dem in Fig. 2 gezeigten Lagermaterial.

Ungeachtet der Tatsache, daß Si die oben beschriebenen Eigenschaften hat, hat es eine starke Neigung zum Kristallisieren. Daher hat das Si-Präzipitat eine plattenförmige oder stabförmige Gestalt selbst im Fall, wenn es ein eutektisches Al-Si-Präzipitat ist. Die Gestalt unterliegt nur leichten Änderungen, selbst wenn Walz- und Wärmebehandlungsverfahren während der Herstellung des Lagers ausgeführt werden. Daher wird dann, falls keine Kontrolle des Zustands der Si-Präzipitat- Partikel vorgenommen wird, Si in Form von plattenförmigen oder stabförmigen Si-Präzipitat-Partikeln 11 in den Al-Matrizen 10 abgeschieden. Wo Pb und Sn vorhanden sind, werden Sn-Pb-Legierungspartikel 3 durch Abscheidung an Stellen gebildet, die im Abstand von den Si-Präzipitat- Partikeln 11 liegen, falls die Si-Präzipitat-Partikel plattenförmig oder stabförmig sind. In diesem Fall wird die Oberfläche der abgestützten Welle 5 durch die Kanten 11a der harten Si-Präzipitat-Partikel 11 geschliffen und beschädigt. Wenn dieser Schneidvorgang fortschreitet, besteht die Möglichkeit, daß Fressen aufritt.

Aus dem o. g. Grund wird erfindungsgemäß Si abgeschieden, und die Schmiereigenschaft des Si-Präzipitats wird benutzt. Um die Schneidkraft des Si-Präzipitats zu beseitigen, wird die Gestalt des Si-Präzipitats so gesteuert, daß die Form der Si-Präzipitat-Partikel abgerundet ist, z. B. kugelähnlich ist. Zur selben Zeit werden Sn-Pb-Legierungs-Präzipitat- Partikel um die Si-Präzipitat-Partikel herum verteilt.

Insbesondere werden gemäß der Erfindung S-Präzipitat- Partikel 4 in der Al-Matrix 2 verteilt, wie in Fig. 1 gezeigt ist, während die Gestalt der Si-Präzipitat-Partikel 4 durch den Zusatz von nur Sr oder Sr und Sb rund gemacht wird. Daher werden, während die rotierende Welle 5 durch eine Punktkontaktabstützung durch die runden Si-Präzipitat-Partikel 4 abgestützt wird, keine Schrammen oder Kratzer in der Oberfläche der rotierenden Welle 5 erzeugt, selbst wenn das Lager plötzlich wechselnde Belastungen erfährt.

Außerdem wird deswegen, weil sich das Si-Präzipitat 4 als runde Partikel in der Al-Matrix 2 findet, keine Kerbwirkung auftreten. Somit ist es möglich, eine Matrix mit einer stabilen mechanischen Festigkeit und einer exzellenten Abriebfestigkeit zu erhalten.

Die runde Gestalt der Si-Präzipitat-Partikel 4 kann durch Verbesserung des Charakters der flüssigen Phase der Al- Legierung am eutektischen Punkt erhalten werden, an dem Si abgeschieden wird. Insbesondere kann eine wirkungsvolle Verbesserung der Eigenschaft der flüssigen Phase der Al- Legierung durch Zusatz von nur 0,01 bis 0,3% Sr oder 0,01 bis 0,3% Sr und Sb erreicht werden.

Insbesondere wird durch Zusatz von Sr oder Sb und Sv in den o. g. Mengenbereichen die Dispersion der Si-Präzipitat-Partikel 4 verbessert, und es kann auch die runde Gestalt des Si-Präzipitats 4 erhalten werden. Weiterhin wird der Abscheidungszustand von Sn-Pb-Legierungs-Partikeln 3 geändert, d. h., man findet die Sn-Pb-Legierungs-Partikel 3, die abgeschieden werden, dichter an den runden Si-Präzipitat-Partikeln 4, wie in Fig. 1 und 5 gezeigt ist.

Fig. 5 zeigt einen vergrößerten Schnitt der Oberfläche der Lagerlegierungsschicht der Oberfläche des Lagermaterials mit der in Fig. 1 gezeigten Struktur. Die Belastung durch die Welle wird durch Endabschnitte 4a von Si-Präzipitat-Partikeln 4 getragen, die aus der Oberfläche der Al-Matrix 2 vorragen. Zusätzlich besteht ein Schmiermittelfilm 13 zwischen der Oberfläche 1a der Lagerlegierungsschicht 1 und der rotierenden Welle 5 (siehe Fig. 1). Somit wird die Flüssigkeitsschmierung beibehalten. Weiterhin sind Sn-Pb- Legierungspartikel 3 in der Nachbarschaft des Si-Präzipitats 4 vorhanden. Diese Legierung hat eine starke Affinität zu dem Schmiermittel des Schmiermittelfilms 13. Daher tritt eine Unterbrechung des Schmiermittelfilms an den Endabschnitten 4a der Präzipitatpartikel 4 kaum auf. Weiterhin kann, selbst wenn das Si-Präzipitat 4 wegen seiner Reibung mit der rotierenden Welle 5 eine erhöhte Temperatur aufweist, die Wärme als Schmelzwärme der Sn-Pb-Legierungspartikel 3 absorbiert werden, so daß dort weniger Fressen zwischen den benachbarten Al-Matrix und der rotierenden Welle stattfindet. Außerdem wird, selbst falls das Sn-Pb-Legierungspartikel 4, das dem Si-Präzipitat 4 benachbart ist, wie in Fig. 5 gezeigt ist, mindestens teilweise in der flüssigen Phase vorliegt, diese flüssige Phase 3a zu der vorstehenden Oberfläche 4a des Si-Präzipitats 4 geliefert und unterhält die Schmierung. Die Menge der gelieferten flüssigen Phase 3a steigt mit dem Temperaturanstieg bei der Grenzsicherung, und die flüssige Phase 3a des Sn-Pb ist auf der Fläche 4a des Si-Präzipitats 4 die ganze Zeit anwesend, so daß die Schmierung aufrecht erhalten werden kann und es möglich ist, zu verhindern, daß Metalle aneinander haften. Die Struktur, bei der die Si-Präzipitat-Partikel 4 rund sind und sich Sn-Pb-Legierungspartikel 3 dicht am Si-Präzipitat 4 finden, ist extrem wirksam bei einem Grenzflächen-Schmierzustand (d. h., einem Zustand der Abwesenheit des Schmiermittelfilms). Weiterhin paßt sich selbst bei dem normalen Flüssigkeitsschmierzustand das harte Si-Präzipitat 4 in geeigneter Weise selbst an die rotierende Welle 5 an, und das Si-Präzipitat 4 ist in dichter Nachbarschaft zu weichen Sn-Pb-Partikeln, die als Schockabsorber wirken.

Es wird außerdem bevorzugt, zusätzlich zu der Verbesserung der Leistungsfähigkeit der Oberfläche der Lagerlegierungsschicht die mechanische Festigkeit der Matrix bei hoher Temperatur zu fördern. Insbesondere hält Al als Hauptkomponente der Al-Matrix nicht einer hohen Temperatur dauernd stand und wenn die Temperatur 150°C überschreitet, wird es weich (wobei HV den Wert 10 oder weniger annimmt), und seine mechanische Festigkeit ist verloren. Als Al-Matrix-Verstärkungselement des Abscheidungshärtungstyps werden Cu, Mg, Zn, Cr, Mn, Fe, Co, Ni, Mo, Ti, V, Zr usw. hinzugefügt. Wenn eines oder mehr dieser Verstärkungselemente ausgewählt wird und eine geeignete Wärmebehandlung ausgeführt wird, kann die mechanische Festigkeit bei hoher Temperatur weiter gesteigert werden. Der geeignete Gesamtbetrag dieser zusätzlichen Elemente ist 0,1 bis 4%. Wenn die Elemente in diesem Bereich zugesetzt werden, werden sie dem Lager die Eigenschaft einer besseren Ermüdungsfreiheit verleihen. Der Zusatz von Elementen über den genannten Bereich hinaus wird zu einem Anwachsen der Abmessungen des Präzipitats führen und die Zähigkeit wird verschlechtert.

Die Gründe für die Begrenzung des Gehalts der Komponenten in der Lagerlegierungsschicht sind die folgenden.

(1) Zinn (Sn) auf 3 bis 13%

Sn ist in der Al-Matrix in einem dispergierten Zustand vorhanden und sorgt für die Verhinderung oder Reduzierung des Fressens, was eine wesentliche geforderte Eigenschaft für das Lagermaterial ist.

Sn hilft auch, eine Möglichkeit zu verbessern, daß Hindernisse wie Staub, Schmutz usw. sich in die Lagerfläche eingraben, was zu einer Verbesserung der Schmierleistung zwischen der Lagerfläche und der rotierenden Welle führt. Zusätzlich wird es mit Pb legiert, damit es als Sn-Pb-Legierunspartikel abgeschieden wird, um den obigen Effekt zu erreichen. Wenn jedoch sein Anteil kleiner ist als 3%, können die Eigenschaften der Widerstandsfähigkeit gegen Fressen und andere Eigenschaften, z. B. die Abscheidung von Sn-Pb-Partikeln in der Nachbarschaft des Si-Präzipitats, was dem Zusatz von Sr oder Sb und Sv entsprechend der Erfindung zuzuschreiben ist, nicht aufrecht erhalten werden. Wenn sein Anteil andererseits 13% überschreitet, wird die mechanische Festigkeit der Al-Matrix verschlechtert, ohne daß der Al-Matrix Verstärkungselemente entsprechend der Erfindung zugesetzt werden.

(2) Blei (Pb) auf 0,1 bis 10%

Pb hilft die Widerstandsfähigkeit gegen Fressen, die Affinität zu Öl und die Eigenschaft der Freiheit von Agglomeration zu verbessern. Pb hilft auch die Möglichkeit zu verbessern, daß Hindernisse, wie Staub, Schmutz usw. sich in die Lageroberfläche eingraben, was zu einer Verbesserung der Schmierleistungsfähigkeit zwischen der Lagerfläche und der rotierenden Welle führt. Es wird mit Sn legiert, damit es als Sn-Pb-Legierungs-Partikel niedergeschlagen wird, um die oben genannten Effekte zu bewirken, und verbessert auf diese Weise die Schmierleistungsfähigkeit ganz erheblich. Sein Anteil sollte im Verhältnis zum Anteil an Sn bestimmt werden. Wenn der Sn-Gehalt 3% ist, wird mindestens 0,1% Pb benötigt. Wenn jedoch mehr als 10% Pb zugesetzt werden, bildet es häufig keine feste Lösung mit Sn, sondern fällt allein aus. In diesem Fall ist es praktisch unmöglich, eine gleichförmige Verteilung von Pb zu erhalten, weil Pb keine feste Lösung mit Al bilden wird.

(3) Silizium (Si) auf 0,5 bis 10%

Sie wird als Si-Präzipitat, wie oben erwähnt, abgeschieden, und es ist ein wichtiges Element, weil es für eine verringerte Freßneigung, Widerstandsfähigkeit gegen Belastung und Abriebfestigkeit sorgt. Wenn jedoch sein Anteil weniger als 0,5% beträgt, kann eine Verbesserung der mechanischen Eigenschaften der Legierung durch Schaffung einer runden Gestalt des Si-Präzipitats oder eine Verbesserung der Schmierungseigenschaften nicht festgestellt werden. Wenn sein Anteil über 10% liegt, ist es andererseits schwierig, für eine runde Gestalt seiner Präzipitat-Partikel zu sorgen, selbst wenn Sr oder Sb und Sv beigefügt wird. Es werden vielmehr plattenähnliche oder stabähnliche Präzipitat-Partikel von großen Abmessungen vermehrt. In diesem Fall nimmt die Härte der Al-Matrix zu, und die Duktilität und die maschinelle Bearbeitbarkeit gehen verloren. Die Verarbeitbarkeit des Lagermaterials wird verschlechtert, und die Eigenschaft einer geringen Ermüdung wird wegen der extremen Härtung der Lagerlegierung verschlechtert. Somit wird die Widerstandsfähigkeit gegen Belastung eher verschlechtert.

(4) Ein oder mehr Mitglieder einer Gruppe bestehend aus Cu, Mg, Zn, Cr, Mn, Fe, Ni, Co, Mo, Ti, V und Zr auf insgesamt 0,1 bis 4%

Cu, Mg und Zn sind grundlegende Elemente zur Verstärkung der Al-Matrix, und ihre Wirkung kann durch eine geeignete Wärmebehandlung erhalten werden. Wenn ihr Anteil weniger als 0,1% ist, kann keine Wirkung des Zusatzes erreicht werden. Wenn andererseits ihr Anteil 4% überschreitet, bilden sie Verbindungen mit Al, derart, daß sie die Duktilität des Materials eher verschlechtern.

Cr, Mn, Fe, Ni, Co, Mo, Ti, V und Zr bilden Verbindungen mit Al. Die Härte und die mechanische Festigkeit der Al-Matrix kann durch einen geringfügigen Zusatz gesteigert werden. Diese Elemente können teilweise Cu, Mg und Zn ersetzen. Weiterhin können die Eigenschaften der verringerten Ermüdung, der Abriebfestigkeit und der mechanischen Festigkeit bei hoher Temperatur durch Zusatz der genannten Elemente in angemessenen Mengen verbessert werden. Ihre geeignete Menge ist 0,01 bis 1,0%, wenn Cu, Mg und Zn in einer Menge von 0,3 bis 3% vorliegen. Wenn der Betrag oberhalb 1% ist, wird die Größe der Verbindungspartikel vergrößert. In diesem Fall wird die mechanische Festigkeit der Legierung eher verringert.

(5) Strontium (Sr) auf 0,01 bis 0,3% oder Sr und Antimon (Sb) auf 0,01 bis 0,3%

Der Zusatz von Sr bewirkt die verteilte Abscheidung von Si als Präzipitat-Partikel mit runder oder ovaler Gestalt oder mit einer Gestalt mit abgerundeten Enden. Diese Wirkung kann noch gefördert werden, wenn beide Elemente gemeinsam zugefügt werden. Um diese Wirkung zu erreichen, wird sehr bevorzugt, daß der Gehalt von Sr alleine 0,01 bis 0,3% oder der Gehalt von Sr und Sb zusammen 0,01 bis 0,3% beträgt. Wenn Sr in geringerer Menge als 0,01% vorliegt, wird es keinen Einfluß auf die Gestalt der Si-partikel haben. Wenn Sr allein oder Sr und Sb zusammen in einer größeren Menge als 0,3% zugefügt werden, kann eine runde Gestalt des Si-Präzipitats nicht länger erhalten werden. Übrigens wird Sb in der Sn-Phase als eine Verbindung abgeschieden, so daß es für die Verbesserung der Form des Si- Präzipitats nicht nützlich ist. Wenn der Sr-Gehalt 0,3% überschreitet, findet eine Gasabsorbtion statt, wodurch während des Schmiedens Einlagerungen gebildet werden.

Nachfolgend werden Beispiele der Erfindung angegeben. In den Tabellen 1 bis 3 ist statt des dort verwendeten Dezimalpunktes jeweils ein Dezimalkomma zu lesen.

Beispiel 1

Al-Lagerlegierungen mit den in Tabelle 1 gezeigten Zusammensetzungen wurden verwendet, um kontinuierlich Platten mit einer Dicke von 20 mm zu schmieden. Die obere und untere Fläche jeder geschmiedeten Platine wurden auf einer Dicke von 0,1 mm spanabhebend entfernt, worauf ein Kaltwalzen bis zu einer Dicke von 2 mm erfolgte. Das sich ergebende Blech wurde auf 300 bis 350°C erwärmt und dann abgekühlt, wodurch eine Lagerlegierungsschicht erhalten wurde. Die Lagerlegierungsschicht wurde dann mit einem Bodenteil aus Stahlblech mittels einer dünnen Al-Folie durch Pressen verbunden, wodurch ein Lagermaterial mit 1,50 mm Dicke erhalten wurde, das eine Zweischichtstruktur hat, die aus dem Stützmetall und der Lagerlegierungsschicht besteht. Die dünne Al-Folie wurde zum Verbinden des Stahlblechs und der Lagerlegierungsschicht miteinander verwendet. Eine ähnliche Preßverbindung könnte auch durch Bildung einer Ni-Plattierschicht anstatt der dünnen Al-Folie erhalten werden.

Von den Lagern waren die Muster Nr. 1 und Nr. 5 Vergleichsmuster, die kein Sr enthielten. Das Muster Nr. 4 enthielt eine große Menge, z. B. 0,8%, von Sb. Die Muster Nr. 6 bis Nr. 34 waren gemäß der Erfindung ausgebildet. Unter diesen Mustern enthielten die Muster Nr. 19, Nr. 26, Nr. 27, Nr. 31 und Nr. 33 sowohl Sr als auch Sb, um für die runde Gestalt des Si-Präzipitats zu sorgen.

Die Muster Nr. 7 bis Nr. 12 enthielten weiterhin Cu, Mg und Zn. Die Muster Nr. 13 bis Nr. 19 enthielten Cr, Mn, Fe, Co, Ni, Mo bzw. sb, wobei diese Elemente zu der Zusammensetzung des Musters Nr. 6 hinzugefügt wurden. Weiterhin enthielten diese Muster etwas zugesetztes Ti zum Zweck der Reduzierung der Kristallkorngröße. Die Muster Nr. 20 bis Nr. 34 enthielten geeignete Kombinationen dieser Additivelemente.

Zur Prüfung der mechanischen Eigenschaften dieser Muster bei Normaltemperatur und 200°C als Arbeitstemperaturbedingungen wurden eine Zugfestigkeitsprüfung, eine Dehnungsprüfung und eine Härteprüfung bei diesen Mustern ausgeführt. Die Ergebnisse zeigt Tabelle 2. Für diese Prüfungen wurde das Stützmetall von jedem Muster durch maschinelle Bearbeitung entfernt, d. h., es wurde ausschließlich die Al-Legierungsschicht geprüft. Die Gestalt des Prüfstücks entsprach Punkt 5 (Item 5) von JIS Z 2201.

Man erkennt aus diesen Ergebnissen, daß bei den Mustern Nr. 6 bis Nr. 34 die mechanische Festigkeit bei hoher Temperatur (200°C) im Vergleich mit den Vergleichsmustern weniger verringert war. Dies zeigt die Verbesserung der mechanischen Festigkeit und der Dehnung dank der runden Gestalt des Si-Präzipitats infolge des Sr und des Sb an.

Zur Prüfung der Eigenschaft des verringerten Fressens und der Abriebfestigkeit der Muster wurden Prüfungen unter Verwendung einer Reibungs- und Abreibeprüf-Maschine ausgeführt. Die Prüfbedingungen waren wie folgt:

Reibungsgeschwindigkeit=4 m/s,
Gegenstück=S45C, Härte HC=55, Oberflächenrauhigkeit 0,8 bis 1,0 µm,
Verwendetes Schmiermittel=SAE 20W-40,
Schmiermitteltemperatur=150+/-5°C,
Freßbelastung=Der Oberflächendruck wurde alle 15 Minuten in einem Intervall von 0,98 N/mm² ausgehend von 9,8 N/mm² vergrößert. Die Freßbelastung ist die Flächenbelastung, bei der Fressen auftrat.
Abriebfestigkeit=Die Abriebfestigkeit wurde bei 9,8 N/mm² während 6 Stunden geprüft, und die sich ergebende Gewichtsänderung wurde gemessen.

Die Ergebnisse zeigt Tabelle 2.

Die Muster Nr. 6 bis Nr. 34 zeigen eine zufriedenstellend geringe Freßneigung und eine zufriedenstellende Abriebfestigkeit im Vergleich zu den Vergleichsmustern. Weiterhin sieht man, daß die Oberflächengüte durch Zusatz von Sr und Al-Matrix-Verstärkungselementen verbessert wird. Man sieht, daß die Legierungen gemäß der Erfindung eine ausgezeichnete Schmierwirkung haben.

Dann wurde jedes Muster in die Gestalt eines Lagers verarbeitet, und es wurde eine Ermüdungsprüfung bei dem endgültigen Lager durchgeführt. Die Ergebnisse zeigt Tabelle 2. Bei dieser Prüfung wird das Lager, in gleicher Weise wie bei den tatsächlichen Bedingungen in einem Motor, mit einer Verbindungsstange verbunden, und eine exzentrische Last wird auf die rotierende Welle für die Dauerprüfung unter den folgenden Bedingungen aufgebracht. Die Dauer, während der die Leistungsfähigkeit ohne Pressen oder Bruch aufrecht erhalten wurde, wurde geprüft.

Oberflächendruck 58,8 N/mm²,
Drehzahl 4000 Umdrehungen/Minute,
Material des Gegenstücks FCD 70, Rauhheit 0,8 bis 1,5 µm,
verwendetes Schmiermittel SAE 20W-40,
Schmiermitteltemperatur 150°C ±5°C.

Die Obergrenze für die Prüfzeit wurde auf 300 Stunden festgesetzt. Der Durchschnittswert für N = 5 ist in Tabelle 2 gezeigt. Bei den erfindungsgemäßen Mustern ist die Ausdauerzeit lang im Vergleich zu der der Vergleichsmuster. Somit erkennt man, daß die Erfindung eine ausgezeichnete Eigenschaft geringer Ermüdung hat.

Das Muster Nr. 7 wurde durch Zusatz von 0,03% Sr zu der Legierungszusammensetzung des Vergleichsmusters 2 erhalten. Das Si-Präzipitat ist in diesem Fall so wie in Fig. 6 gezeigt. Das Si-Präzipitat einer Legierung, das 0,3% Sb enthält, ist so wie in Fig. 7 gezeigt. Das Si-Präzipitat des Vergleichsmusters Nr. 2 ist so, wie in Fig. 8 gezeigt ist. Fig. 6 bis 8 sind mikroskopische Fotografien der Zusammensetzung der Lagerlegierungen. Die mikroskopische Fotografie jedes Musters wurde aufgenommen, nachdem es tief geätzt worden war, bis die Gestalt der Si-Präzipitat-Partikel sichtbar ist. Wie aus den Fig. 6 und 7 deutlich ist, haben bei den Mustern, die Sr und Sb enthalten, die Si-Präzipitat-Partikel 4 eine runde oder abgerundete Gestalt, und Sn-Pb-Legierungs-Partikel 3 werden in der Nachbarschaft des Si-Präzipitats abgeschieden. In dem in Fig. 8 gezeigten Vergleichsmuster haben die Si-Präzipitat-Partikel 11 eine stabförmige oder schuppige Gestalt und die Sn-Pb-Legierungspartikel 3 sind von dem Si-Präzipitat räumlich getrennt.

Beispiel 2

Das Muster Nummer 34 mit einem Gehalt an Sr wurde geprüft, um die Schlagfestigkeit für einen Vergleich mit dem in Tabelle 1 gezeigten Vergleichsmuster Nummer 5 (das Sr und Sb nicht enthält) zu erhalten.

Die Prüfung wurde ausgeführt, indem ein Nr. 3-Prüfstück (n = 5) entsprechend dem Charpy-Schlagfestigkeitsprüfungsverfahren, das in JIS Z 2242 angegeben ist, gebildet und geprüft werde.

Beim Vergleichsmuster Nummer 5 war der Durchschnittswert 8,2 J/cm², beim Muster Nummer 34 war der Durchschnittswert 30,5 J/cm². Offensichtlich kann eine verbesserte Wirkung bei den Lagerlegierungen entsprechend der Erfindung beobachtet werden.

Beispiel 3

Tabelle 3 zeigt ein weiteres erfindungsgemäßes Muster Nr. 35. Bei diesem Muster sind die Komponenten in der Nachbarschaft der oberen und unteren Grenzen der Bereiche gemäß der Erfindung enthalten.

Von dem Muster Nr. 35 wurde eine geschmiedete Platine mit dem oben im Zusammenhang mit Beispiel 1 beschriebenen Verfahren hergestellt. Die geschmiedete Platine, die auf diese Weise hergestellt wurde, wurde mit einem Stützmetall durch Pressen verbunden, um ein Lagermaterial zu erhalten.

Zur Bestätigung der Wirkungen der Erfindung wurden Vergleichsmuster hergestellt, die weder Sr noch Sb enthalten, und die Wirkungen gemäß der Erfindung wurden unter Verwendung eines Mikroskops beobachtet.

Bei den Mustern mit einem Gehalt an Sr oder Sb uund Sr gemäß der Erfindung haben die Si-Präzipitat-Partikel eine runde Gestalt von nahezu Kugelform. Es wurde bestätigt, daß Sn-Pb-Legierungs-Präzipitatpartikel benachbart dem Si-Präzipitat gefunden wurden. Auf diese Weise wurde bestätigt, daß die erfindungsgemäße Wirkung innerhalb der gesamten erfindungsgemäßen Bereiche für die Anteile der einzelnen Stoffe erhalten werden kann.

Bei diesem Beispiel wurde Cu als typisches Element verwendet.

Es wurde eine Al-Lagerlegierung und ein Zweischicht-Lagermaterial beschrieben, das aus einer Lagerschicht dieser Al-Lagerlegierung und einem Stützmetall aus einem Stahlblech oder dgl. besteht. Die Al-Lagerlegierung enthält hauptsächlich Sn und Pb und auch Si; Si wird als Si-Präzipitat-Partikel mit einer runden oder ovalen Gestalt oder einer Gestalt mit abgerundeten Enden in eine Al-Matrix abgeschieden, die im wesentlichen aus Al besteht, wobei auch Sn-Pb-Legierungspartikel in der Nachbarschaft des Si-Präzipitats in der Al-Matrix abgeschieden werden, so daß die Legierung verbesserte Eigenschaften hinsichtlich der Widerstandsfähigkeit gegen Ermüdung, der geringen Neigung zum Pressen und der Abriebfestigkeit bei Laufbedingungen des Automobils mit hoher Geschwindigkeit und hoher Belastung hat.

Tabelle 3

Claims

1. Zinnhaltige Aluminium-Lagerlegierung, dadurch gekennzeichnet, daß sie aus 3 bis 13% Zinn, 0,5 bis 10 Gew.-% Silicium, 0,1 bis 10 Gew.-% Blei, weiterhin aus 0,01 bis 0,3 Gew.-% Strontium oder Strontium und Antimon und Aluminium als Rest besteht, und daß das Silicium in Form von Teilchen (4) mit einer runden oder ovalen Gestalt oder mit abgerundeten Ecken (4a) in der Aluminium-Matrix (2) abgeschieden ist, und daß Zinn und Blei als Zinn-Blei Legierungsteilchen (3) dicht benachbart zu dem Silicium-Teilchen (4) abgeschieden sind.

2. Aluminium-Lagerlegierung nach Ansprüch 1, dadurch gekennzeichnet, daß sie 0,1 bis 4 Gew.-% insgesamt von einem oder mehreren der Elemente der aus Kupfer, Magnesium, Zink, Chrom, Mangan, Eisen, Nickel, Kobalt, Molybdän, Titan, Vanadium und Zirkonium bestehenden Gruppe enthält.

3. Aluminium-Lagerlegierung nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß sie 0,3 bis 3 Gew.-% insgesamt von einem oder mehreren der Elemente Kupfer, Magnesium und Zink enthält.

4. Aluminium-Lagerlegierung nach Anspruch 3, dadurch gekennzeichnet, daß sie außerdem 0,01-1,0 Gew.-% insgesamt von einem oder mehreren der Elemente der Gruppe Chrom, Mangan, Eisen, Nickel, Kobalt, Molybdän, Titan, Vanadium und Zirkonium enthält.

5. Verwendung einer Aluminiumlagerlegierung nach einem der Ansprüche 1 bis 4 für einen Zweischichtlagerwerkstoff mit einem Unterstützungsblech aus Stahl oder rostfreiem Stahl und einer darauf aufgebrachten Schicht aus der Aluminiumlagerlegierung.