DE10135895A1

DE10135895A1 - Aluminiumlagerlegierung

Info

Publication number: DE10135895A1
Application number: DE10135895A
Authority: DE
Inventors: Masahito Fujita; Yukihiko Kagohara; Koichi Yamamoto; Takayuki Shibayama
Original assignee: Daido Metal Co Ltd
Current assignee: Daido Metal Co Ltd
Priority date: 2000-07-26
Filing date: 2001-07-24
Publication date: 2002-04-18
Anticipated expiration: 2021-07-25
Also published as: CN1334353A; GB2367070B; US20020034454A1; AU783308B2; US6638375B2; GB0117398D0; AU5425501A; JP2002038230A; DE10135895B4; CN1181214C; KR100505928B1; AU783308C; GB2367070A; KR20020009496A; JP3857503B2

Abstract

Die Erfindung betrifft eine Aluminiumlagerlegierung, aufweisend 3 bis 40 Gew.-% Sn, 0,5 bis 7 Gew.-% Si, 0,05 bis 2 Gew.-% Fe, mit einem Rest an Aluminium und unvermeidlichen Verunreinigungen. In der Legierung sind eine Al-Si-Fe-Ternärelementzwischenmetallverbindung und Si-Partikel als harte Partikel enthalten.

Description

Die vorliegende Erfindung betrifft eine Aluminiumlagerlegie rung, die üblicherweise in Lagern für Hochleistungsmotoren von Kraftfahrzeugen und Industriemaschinen eingesetzt wird.

Eine Aluminiumlagerlegierung der vorstehend genannten Art enthält üblicherweise Sn bzw. Zinn, das der Legierung Formbe ständigkeit verleiht. Pb bzw. Blei verleiht der Aluminiumla gerlegierung ebenfalls Formbeständigkeit. Pb kann jedoch in der Legierung nicht ohne weiteres gleichmäßig verteilt werden und es handelt sich bei ihm um ein der Gesundheit abträgli ches Metall. Pb wird aus diesen Gründen nicht verwendet.

Eine plattenförmige Gussaluminiumlagerlegierung, die Sn ent hält, wird auf eine Unterlagenstahlplatte plattiert, um für Lagerzwecke verwendbar zu sein. Beim Herstellen von Lagern unter Verwendung der vorstehend genannten Aluminiumlagerle gierung ist nach dem Plattieren ein Glühvorgang unerlässlich, um die Zähigkeit der Lagerlegierung und die Haftfähigkeit zwischen der Lagerlegierung und der Unterlagenstahlplatte zu verbessern. Wenn auf die Aluminiumlagerlegierung, die Sn un ter der Bedingung hoher Temperatur enthält, Glühen stattfin det, werden Al- bzw. Aluminium-Körner und Sn-Phasen in der Legierungsstruktur derart vergröbert, dass Hochtemperaturhär te und Ermüdungsfestigkeit der Aluminiumlagerlegierung ver ringert werden.

Angesichts des vorstehend genannten Problems ist vorgeschla gen worden, winzige harte Partikel, beispielsweise Si- Partikel mit einem Durchmesser kleiner 5 µm in die Aluminium legierung einzubauen, so dass Sn-Phasen und Al-Körner daran gehindert werden, vergröbert bzw. gröber zu werden, so dass eine Al-Matrix verstärkt bzw. verfestigt wird, woraufhin das Aluminiumlager unter den Bedingungen hoher Last und hoher Temperatur ein hohes Lagerleistungsvermögen erbringt.

Sowohl in der JP-A-58-64332 wie in der JP-A-58-67841 ist der Einbau harter Partikel aus einem anderen Gesichtspunkt vorge schlagen worden als zum Verstärken der Al-Matrix, und zwar zu demselben, vorstehend erläuterten Zweck. Die erstgenannte Druckschrift, die JP-A-58-64332 offenbart, dass Si-Partikel als harte Partikel verwendet werden, und dass die Größe und Verteilung der Si-Partikel derart gesteuert werden, dass die Lagereigenschaften, insbesondere die Formbeständigkeit und die Antiblockiereigenschaft unter den Bedingungen hoher Last und hoher Temperatur schnell verbessert werden. Herkömmliche Si-Partikel besitzen hauptsächlich einen Durchmesser von we niger als 5 µm. Vergröberte Si-Partikel mit einem Durchmesser im Bereich zwischen 5 und 40 µm können jedoch als Ergebnis von Verbesserungen der Bedingungen der Wärmebehandlung u. dgl. erhalten werden. Vergröberte Si-Partikel schaben jedoch von der Oberfläche der Welle Vorsprünge und Kanten ab, wie etwa Grate um modularen Graphit auf der Oberfläche der Welle zu Beginn des Gleitvorgangs, was zu einem glatten Gleiten des Lagers (Läppen bzw. Feinschleifen) führt. Infolge hiervon wird eine Blockade bzw. Fressen selbst unter der Bedingung hoher Last verhindert, wodurch die Antiblockiereigenschaft rasch verbessert werden kann.

Andererseits offenbart die zuletzt genannte Druckschrift, die JP-A-58-67841, dass Partikel, die zumindest eines der folgen den Elemente enthalten bzw. aus diesen bestehen, nämlich Mn, Fe, Mo, Ni, Zr, Co, Ti, Sb, Cr und Nb, als getrenntes Metall auskristallisiert und abgeschieden oder als Zwischenmetall verbindung eingetragen werden, die Mn o. dgl. zusammen mit Al enthält. Ferner ist offenbart, dass das kristallisierte, ge trennte Metall oder die abgeschiedene Zwischenmetallverbin dung mit einem Durchmesser im Bereich von 5 bis 40 µm diesel be Wirkung hat wie die Si-Partikel in der vorstehend genann ten JP-A-58-46332. Mn o. dgl. wird, wenn der Al-Legierung zu gesetzt, als getrenntes Metall kristallisiert oder harte Par tikel, die Mn o. dgl. enthalten, liegen mit Sicherheit vor, obwohl keine Kristallform spezifiziert werden kann. Die JP-A- 58-46332 schlägt deshalb Mn, Fe u. dgl. als Element zur Be schleunigung der Erzeugung von harten Partikeln in einer Si nicht enthaltenden Legierung vor.

Im Hinblick auf eine Si enthaltende Legierung bilden aus schließlich Si-Partikel herkömmlicher Weise harte Partikel, die in der Aluminiumlagerlegierung kristallisiert sind. Im Hinblick auf eine Si nicht enthaltende Legierung wird ein zu sätzliches Metall in seinem ursprünglichen Zustand kristalli siert oder die Kristallisation einer binären Zwischenmetall verbindung wird vorgeschlagen, ohne dass eine kristallisierte Substanz spezifiziert werden kann. Außerdem rufen vergröberte harte Partikel das Läppen der Welle hervor, wodurch die Anti blockiereigenschaft verbessert wird.

In Al enthaltene, harte Partikel sind üblicherweise gleichmä ßig zu Gunsten der Verstärkungswirkung verteilt. Eine starke Wirkung wird erzielt, wenn die Größe der Partikel kleiner wird. Wenn die harten Partikel, wie etwa Si, vergröbert wer den, wie in den vorstehend genannten Druckschriften vorge schlagen, wird die Festigkeit bzw. Stärke der Al-Matrix der art verringert, dass die Ermüdungsbeständigkeit verringert wird. Wenn im Hinblick auf die Größe der kristallisierten Partikel mit anderen Worten wenn der Durchmesser der kristal lisierten Partikel verringert wird, um die Ermüdungsbestän digkeit zu verbessern, kann die Antiblockiereigenschaft nicht verbessert werden. Wenn hingegen der Durchmesser der kristal lisierten Partikel vergrößert wird, um die Blockiereigen schaft zu verbessern, kann die Ermüdungsbeständigkeit nicht verbessert werden.

Eine Aufgabe der vorliegenden Erfindung besteht deshalb dar in, eine Aluminiumlagerlegierung zu schaffen, deren Antiblo ckiereigenschaft durch harte Partikel verbessert werden kann, ohne die Ermüdungsbeständigkeit dieser Legierung zu verrin gern.

Gelöst wird diese Aufgabe durch Kristallisieren einer Al-Si- Fe-Ternärelementzwischenmetallverbindung oder einer Mehrele mentzwischenmetallverbindung auf Grundlage von Al-Si-Fe in einer Aluminiumlagerlegierung. Insbesondere stellt die vor liegende Erfindung eine Aluminiumlagerlegierung bereit, die gekennzeichnet ist durch 3 bis 40 Gew.-% Sn, 0,5 bis 7 Gew-% Si, 0,05 bis 2 Gew.-% Fe mit einem Rest an Al und unvermeid lichen Verunreinigungen, wobei eine Al-Si-Fe-Ternärelement zwischenmetallverbindung und Si-Partikel als harte Partikel enthalten sind.

Gemäß einer ersten bevorzugten Ausführungsform ist die Alumi niumlagerlegierung außerdem gekennzeichnet durch zumindest eines oder mehrere der folgenden Elemente, nämlich Mn, V, Mo, Cr, Co, Ni und W in einem Anteil oder einem Gesamtanteil von 0,01 bis 3%, wobei das eine oder die mehreren der Elemente Mn, V, Mo, Cr, Co, Ni und W der Al-Si-Fe-Ternärelementzwi schenmetallverbindung derart zugesetzt sind, dass eine Mehr elementzwischenmetallverbindung als harte Partikel enthalten ist.

Gemäß einer zweiten bevorzugten Ausführungsform besitzen die harten Partikel einen maximalen Durchmesser im Bereich zwi schen 1 und 20 µm auf der Lagerfläche und eine Anzahl von harten Partikeln pro 1 mm² im Bereich zwischen 6 und 100.

Gemäß einer dritten bevorzugten Ausführungsform enthält die Legierung 0,01 bis 2 Gew.-% von zumindest einem oder mehreren der Elemente B, Ti und Zr.

Gemäß einer vierten bevorzugten Ausführungsform enthält die Legierung 0,1 bis 5 Gew.-% von zumindest einem oder mehreren der Elemente Cu, Mg und Zn.

Die Kristallisation der Al-Si-Fe-Zwischenmetallverbindung wird nunmehr erläutert. Zunächst befindet sich in einem an sich bekannten Al-Si-Fe-Ternärelementzustand eine eutektische Ternärelementverbindung in der Fe₂Al₉Si₂-Phase und sie hat eine Kristallisationstemperatur von 573°C. Eine eutektische Reaktion lässt sich darstellen als L → Sn + Si + Fe₂ Al₉ Si₂.

Fig. 1 zeigt die Struktur einer Al-Sn-Si-Fe-Legierung, die im Anspruch 1 als Erfindung beansprucht ist. Wie aus Fig. 1 her vorgeht, wird eine Al-Si-Fe-Ternärelementzwischenmetallver bindung in einer eutektischen Verbindung in Form einer Nadel, eines Stabs oder einer Platte kristallisiert. Fig. 2 zeigt die Struktur einer Legierung, die im Anspruch 2 als Erfindung beansprucht ist, beispielsweise eine Al-Sn-Si-Fe-Mn-Legie rung. Eine Al-Si-Fe-Mn-Mehrelementzwischenmetallverbindung ist in Fig. 2 gezeigt. Fig. 3 zeigt die Struktur einer Al-Sn- Si-Fe-Cr-Legierung. Eine Al-Si-Fe-Cr-Mehrelementzwischen metallverbindung ist in Fig. 3 gezeigt.

Eine Mehrelementzwischenmetallverbindung, wie etwa Al-Si-Fe- Mn oder Al-Si-Fe-Cr, besitzt verschiedene Formen und wird kristallisiert als eutektische Verbindung, in der Verbindun gen, wie etwa solche in den Formen von Nadeln, eines Stabs und einer Platte jeweils mit dreidimensional unspezifizierter Dicke miteinander in eine komplizierte Form kombiniert sind. Die Al-Si-Fe-Ternärelementzwischenmetallverbindung und die Al-Si-Fe als Basis enthaltende Mehrelementzwischenmetallver bindung sind über lange Zeit stabil und ihre Grundform wird selbst durch die Wärmebehandlung nach dem Plattieren mit ei nem Rückseitenmetall nicht geändert. Diese Zwischenmetallver bindungen unterscheiden sich von einer Legierung, die aus schließlich Si enthält. Insbesondere kristallisiert Si eutek tisch in Form einer dreidimensional vernetzten Koralle. Das kristallisierte Si wird in Stücke zerstoßen durch Walzen nach dem Gießen oder Walzen beim Plattieren mit dem Rückseitenme tall. Si ändert außerdem seine Form durch eine nachfolgende Wärmebehandlung. Dies ist ein Charakteristikum von Si und Si ändert sich insbesondere in der Wärmebehandlung, bei der die Temperatur 300°C übersteigt, in eine relativ runde Form, so dass eine Oberflächenspannung verringert wird. Diese Neigung wird verstärkt in einem Material, das eine große Menge von Sn enthält, beispielsweise in einer Al-Sn-Lagerlegierung.

Die vorstehend genannte, ternäre Zwischenmetallverbindung bzw. die Mehrelementzwischenmetallverbindung gemäß der vor liegenden Erfindung ändert jedoch nicht ihre kristallisierte Form und sie ändert nicht ihre Form bei einer Temperatur für eine normale Wärmebehandlung. Die ternäre oder die Mehrele mentzwischenmetallverbindung wird in dem Wälzschritt unter plastischer Verformung zerstoßen oder im Plattierungsschritt während der Herstellung des Lagers. Infolge des Zerstoßungs vorgangs nimmt die Zwischenmetallverbindung eine scharfkanti ge Form an, wie etwa ein zerbrochenes Teil eines gekanteten Werkzeugs. Fig. 4 bis 6 zeigen ein Beispiel einer derartigen Form. Obwohl Si-Partikel verrundet und in Teile zerbrochen sind durch die Wälzschritte und die Wärmebehandlung, behält die vorstehend genannte ternäre oder Mehrelementzwischenme tallverbindung eine aggressive Form mit scharfer Kante bei.

Die ternäre oder die Mehrelementzwischenmetallverbindung be sitzt eine Läppungswirkung auf einer Gegenwelle selbst dann, wenn ihr Anteil gering ist. Insbesondere stabilisiert die ternäre oder die Mehrelementzwischenmetallverbindung die Be ziehung zwischen einer Welle mit einem instabilen anfängli chen Verschleiß und einem Lager. Die ternäre oder die Meh relementzwischenmetallverbindung hat Wirkung bei der Verbes serung der Formbeständigkeit. Konkreter schabt die ternäre oder die Mehrelementzwischenmetallverbindung Vorsprünge auf der Oberfläche der Gegenwelle und eine Kante, wie etwa Grate um modularen Graphit auf der Oberfläche der Gegenwelle ab. Die ternäre oder die Mehrelementzwischenmetallverbindung ver hindert außerdem einen Verschleiß der Al-Lagerlegierung auf Grund von Haften auf der Gegenwelle, wobei es sich hierbei um einen Nachteil der Al-Lagerlegierung handelt. Außerdem schabt die ternäre oder die Mehrelementzwischenmetallverbindung an haftendes Material ab, um auf Grund des anhaftenden Materials Blockierung bzw. Fressen zu verhindern. Die ternäre oder die Mehrelementzwischenmetallverbindung ist außerdem selbst nach dem Wälzschritt relativ groß. Winzig klein pulverisierte Si- Partikel sind in der Al-Matrix verteilt, wodurch die Festig keit der Al-Matrix verbessert ist. Infolge hiervon können so wohl eine Verbesserung der Verschleißbeständigkeit wie der Antiblockiereigenschaft und eine Verbesserung der Ermüdungs festigkeit erzielt werden.

Damit die Zwischenmetallverbindung mit der vorstehend genann ten Wirkung auf der Welle haftendes Material abschaben kann, besitzen die harten Partikel bevorzugt einen maximalen Durch messer im Bereich von zwischen 1 und 20 µm auf einer Lager fläche, und die Anzahl der harten Partikel pro 1 mm² beträgt bevorzugt zwischen 6 und 100, wie im Anspruch 3 festgelegt. Die Si-Partikel besitzen außerdem bevorzugt einen maximalen Durchmesser, der kleiner ist als 0,5 µm und die Anzahl der Si-Partikel pro 1 mm² beträgt bevorzugt 200 oder mehr.

Die Gründe für die Mengenbegrenzung der vorstehend genannten Komponente wird nunmehr erläutert.

(1) Sn (3 bis 40 Gew.-%)

Sn verbessert die Oberflächeneigenschaften, wie etwa die An tiblockiereigenschaft, die Formbeständigkeit und die Aufnah mefähigkeit für Schmierölverunreinigungen. Wenn der Sn-Gehalt geringer als 3% ist, sind die vorstehend genannten Wirkungen gering. Wenn er 40% übersteigt, werden die mechanischen Ei genschaften der Lagerlegierung mit dem Ergebnis beeinträch tigt, dass das Lagerleistungsvermögen verringert ist. Ein be vorzugter Sn-Gehalt liegt im Bereich von zwischen 6 und 20%.

(2) Si (0,5 bis 7 Gew.-%)

Si löst sich in der Aluminiummatrix und kristallisiert insbe sondere als einzige Siliziumpartikelsubstanz unter feiner Verteilung, wodurch die Ermüdungsbeständigkeit des Materials verbessert wird, und wodurch die Antiblockiereigenschaft und die Verschleißbeständigkeit verbessert werden. Andererseits bildet Si ein wesentliches Element bei der Bildung der Al-Si- Fe-Zwischenmetallverbindung und es verbessert das Läppen, die Antiblockiereigenschaft und die Verschleißbeständigkeit. Wenn der Si-Gehalt geringer als 0,5% ist, löst sich Si in die Al- Matrix derart, dass die vorstehend genannten Wirkungen klein sind. Wenn es 7% übersteigt, wird sein Kristall vergröbert, wodurch die Ermüdungsfestigkeit der Lagerlegierung verlängert ist. Der bevorzugte Si-Gehalt liegt im Bereich von zwischen 2 und 6%.

(3) Fe (0,05 bis 2 Gew.-%)

Fe kristallisiert hauptsächlich als Al-Si-Fe-Zwischenmetall verbindung, um die vorstehend erläuterten Wirkungen zu erzie len. Die Fe enthaltende Zwischenmetallverbindung verhindert Blockieren mit einer Gegenwelle und verbessert die Ver schleißbeständigkeit. Die Eigenschaft kommt zum Tragen, wenn der Fe-Gehalt in einem Bereich von zwischen 0,05 und 2% liegt. Wenn der Fe-Gehalt geringer als 0,05% ist, sind die vorstehend genannten Wirkungen gering. Wenn der Fe-Gehalt 2% übersteigt, wird die Verbindung vergröbert, und die Lagerle gierung wird brüchig, wodurch die Wälzbearbeitung mühsam wird. Ein bevorzugter Fe-Gehalt liegt im Bereich von zwischen 0,07 und 1%.

(4) Mn, V, Mo, Cr, Co, Ni und W (zumindest eines dieser Ele mente liegt mit 0,01 bis 3 Gew.-% insgesamt vor)

Diese optionalen Elemente bilden die Mehrelementzwischenme tallverbindung gemäß der vorliegenden Erfindung. Insbesondere wenn ein gewähltes Element α Al-Si-Fe zugesetzt wird, wird eine Al-Si-Fe-α-Mehrelementzwischenmetallverbindung gewon nen. Das gewählte Element löst sich in der Aluminiummatrix als einzige Substanz, um die Matrix zu verstärken. Wirkungen der Mehrelementzwischenmetallverbindung sind nicht zu erwar ten, wenn der Gehalt von jedem Element geringer als 0,01% ist. Wenn der Gehalt von jedem Element 3% übersteigt, wird die Mehrelementzwischenmetallverbindung übermäßig vergröbert, so dass die physikalischen Eigenschaften der Lagerlegierung beeinträchtigt sind und die plastische Bearbeitbarkeit der Lagerlegierung, wie etwa das Wälzen, beeinträchtigt ist. Der bevorzugte Gehalt liegt in einem Bereich von zwischen 0,2 und 2%.

(5) B, Ti und Zr (zumindest eines dieser Elemente ist insge samt mit 0,01 bis 2 Gew.-% vorhanden)

Diese optionalen Elemente, die nicht zur Bildung der Al-Si- Fe-Zischenmetallverbindung beitragen, lösen sich in der Alu miniummatrix und verbessern die Ermüdungsbeständigkeit der Lagerlegierung. Die vorstehend genannte Wirkung ist klein, wenn der Gehalt geringer als 0,01% ist. Wenn der Gehalt 2% übersteigt, wird die Lagerlegierung brüchig. Ein bevorzugter Gehalt liegt in einem Bereich zwischen 0,02 und 5%.

(6) Cu, Mg und Zn (zumindest eines dieser Elemente ist insge samt mit 0,1 bis 5 Gew.-% vorhanden)

Bei diesen optionalen Elementen handelt es sich um zusätzli che Elemente, die die Festigkeit der Aluminiummatrix verbes sern. Eine Feststofflösungsbehandlung zwingt diese Elemente dazu, sich in der Aluminiummatrix zu lösen. Wenn die Matrix, die die Elemente gelöst enthält, abgekühlt und gealtert wird, können feine Verbindungen niedergeschlagen werden. Diese Wir kungen sind nicht zu erwarten, wenn die zugesetzte Menge kleiner als 0,1% ist. Wenn die zugesetzte Menge 5% über steigt, wird die Verbindung grob. Eine bevorzugte zugesetzte Menge liegt im Bereich von zwischen 0,5 und 4%.

Die Erfindung wird nunmehr beispielhaft unter Bezug auf die anliegenden Zeichnungen näher erläutert; in diesen zeigen:

Fig. 1 ein Mikrofoto einer Al-Legierung, die in eine Al-Si- Fe-Ternärelementzwischenmetallverbindung kristallisiert ist,

Fig. 2 ein Mikrofoto einer Al-Legierung, die in einer Al-Si- Fe-Mn-Mehrelementzwischenmetallverbindung kristallisiert ist,

Fig. 3 ein Mikrofoto einer Al-Legierung, die in einer Al-Si- Fe-Cr-Mehrelementzwischenmetallverbindung kristallisiert ist,

Fig. 4 ein Mikrofoto einer Al-Legierung, enthaltend eine Al- Si-Fe-Ternärelementzwischenmetallverbindung, wobei der Zu stand der Legierung nach einem Wälzschritt gezeigt ist,

Fig. 5 ein Mikrofoto einer Al-Legierung, enthaltend eine Al- Si-Fe-Mn-Mehrelementzwischenmetallverbindung, wobei der Zu stand der Legierung nach dem Wälzschritt gezeigt ist,

Fig. 6 ein Mikrofoto einer Al-Legierung, enthaltend eine Al- Si-Fe-Cr-Mehrelementzwischenmetallverbindung, wobei der Zu stand der Legierung nach einem Wälzschritt gezeigt ist,

Fig. 7A und 7B die Ergebnisse von Untersuchungen, betreffend das Vorliegen oder Nichtvorliegen der Zwischenmetallverbin dung mit der Zusammensetzung Al-Si-Fe,

Fig. 8 die Ergebnisse von Untersuchungen, betreffend den Korndurchmesser und die Form von Si-Partikeln und den Korn durchmesser und die Form einer Al-Si-Fe- Zwischenmetallverbindung, und

Fig. 9A und 9B die Ergebnisse von Ermüdungs-, Blockier- und Verschleißtests.

Die Erfindung wird nunmehr anhand einer bevorzugten Ausfüh rungsform erläutert. Zunächst wird ein Lagerherstellungsver fahren beschrieben. Eine Aluminiumlagerlegierung mit einer Zusammensetzung, die in Fig. 7B gezeigt ist, wird geschmolzen und in eine Platte einer Dicke von 15 mm durch kontinuierli ches Gießen geformt. In der durch kontinuierliches Gießen ge formten Aluminiumlagerlegierungsplatte wird eine Al-Si-Fe- Ternärelementzwischenmetallverbindung kristallisiert, wie in Fig. 1 gezeigt, oder eine Al-Si-Fe-Mehrelementzwischenme tallverbindung und ein oder mehrere Elemente von den Elemen ten Mn, V, Mo, Cr, Co, Ni und W wird oder werden kristalli siert, wie in Fig. 2 oder 3 gezeigt. Außerdem werden Si- Partikel abgeschieden. Die Legierungsplatte wird in dem vor stehend genannten Gießschritt abgeschreckt. Eine Abkühlrate wird derart gesteuert, dass die Größe der kristallisierten Zwischenmetallverbindung bevorzugt in einem Bereich zwischen 40 und 55 µm liegt. Die Größe einer eutektischen Si-Struktur ist bevorzugt kleiner als 40 µm in dem Gießschritt.

Eine Behandlung wird ausgeführt, um segregierte Abschnitte von der Oberfläche der kontinuierlich gegossenen Aluminiumla gerplatte abzuschaben. Daraufhin wird die Legierungsplatte kontinuierlich durch einen Kaltwalzvorgang gewalzt, um eine Dicke von 6 mm zu erreichen. Eine Aluminiumfolienplatte zum Bereitstellen einer Verbindungsschicht wird auf die Alumini umlagerlegierungsplatte plattiert. Die Legierungsplatte wird daraufhin auf eine Rückseitenstahlplatte derart plattiert, dass ein Bimetall bzw. ein Doppelmetall resultiert. Glühen wird daraufhin ausgeführt, um die Verbindungsfestigkeit zwi schen der Legierungsplatte und der Rückseitenstahlplatte zu erhöhen. Daraufhin wird eine Feststofflösungsbehandlung aus geführt, um die Legierung zu verfestigen bzw. zu verstärken. In der Feststofflösungsbehandlung wird das Bimetall in einer Atmosphäre mit 470°C für 20 Minuten belassen. Nach einem Wasserabschreckvorgang wird eine Alterungsbehandlung für die Legierung in dem Bimetall ausgeführt. Das Bimetall wird in der Atmosphäre bei %70°C für 15 Stunden in der Alterungsbe handlung gelassen.

Die Zwischenmetallverbindung wird infolge der Ausführung des vorstehend genannten Walzvorgangs und dergleichen zermahlen bzw. zerstoßen, so dass ihre Größe, ausgehend von dem anfäng lichen Bereich zwischen 40 und 55 µm auf einen Bereich von 1 bis 20 µm verringert ist. Infolge hiervon wird die Zwischen metallverbindung in Winkelform mit scharfen Kanten gebildet. Außerdem werden 6 bis 100 harte Partikel, die aus der Zwi schenmetallverbindung bestehen, pro Quadratmillimeter ver teilt. Die Größe und Verteilung der harten Partikel bleiben nahezu ungeändert, selbst nach einer darauf folgenden Wärme behandlung. Andererseits werden die Si-Partikel durch den Wälzvorgang u. dgl. zermahlen. Nach der Alterungsbehandlung besitzen die Si-Partikel schließlich eine verrundete Form mit einem maximalen Durchmesser von kleiner als 5 µm und 200 oder mehr Si-Partikel sind pro Quadratmillimeter verteilt. Darauf hin wird das Bimetall in ein halbzylindrisches oder ein Halb lager maschinell verarbeitet. Zwei derartige Halblager werden in Anlage aneinander gefügt bzw. gestoßen in einem Zylinder zur Verwendung mit einem Motor.

Fig. 7A und 7B zeigen herkömmliche Produkte 1 bis 7 und er findungsgemäße Produkte 8 bis 25, die als Aluminiumlegierun gen mit den jeweiligen, dort gezeigten Zusammensetzungen durch die vorstehend angeführten Schritte hergestellt wurden. Im Hinblick auf jedes der Produkte 1 bis 25 haben die Erfin der das Vorliegen oder Nichtvorliegen der Al-Si-Fe-Zwischen metallverbindung und die Zusammensetzung der Verbindung un tersucht. Fig. 7A und 7B zeigen außerdem die Ergebnisse der Untersuchung. Im Hinblick auf jedes Produkt haben die Erfin der auch einen Korndurchmesser (maximalen Durchmesser) und die Form der Si-Partikel sowie einen Korndurchmesser und die Form der Al-Si-Fe-Zwischenmetallverbindung untersucht. Fig. 8 zeigt außerdem die Ergebnisse der Untersuchung. Außerdem ha ben die Erfinder Ermüdungs-, Blockier- und Verschleißtests für jedes der Produkte 1 bis 25 durchgeführt. Fig. 9A und 9B zeigen die Ergebnisse der Tests. In Fig. 9A und 9B umfasst eine Wärmebehandlung die Feststofflösungsbehandlung (bei 470° C für 20 Minuten) und die Alterungsbehandlung (bei 170°C für 15 Stunden). Die Tabellen 1 bis 3 zeigen die Bedingungen für die Ermüdungs-, Blockier- und Verschleißtests.

Tabelle 1

Tabelle 2

Tabelle 3

Wie aus Fig. 9A und 9b hervorgeht, sind die erfindungsgemäßen Erzeugnisse so gut wie oder besser als die Erzeugnisse gemäß dem Stand der Technik bezüglich Ermüdungsbeständigkeit, Anti blockiereigenschaft und Verschleißbeständigkeit. Es wird an genommen, dass der Grund hierfür in der Läppungswirkung der Ternärelement- und Mehrelementzwischenmetallverbindungen liegt, mit scharfen Kanten und erhöhter Festigkeit der Al- Matrix auf Grund der Verteilung der winzigen Si-Partikel. Au ßerdem sind bei den erfindungsgemäßen Produkten 21 bis 25, von denen jedes der Feststofflösungsbehandlung und der Alte rungsbehandlung unterworfen sind, Cu, Mg, Zn u. dgl. in der Al-Matrix gelöst (Feststofflösung), so dass die Festigkeit der Matrix verbessert werden kann. Jedes der Produkte 21 bis 25 besitzt außerdem eine bessere Ermüdungsfestigkeit auf Grund einer Verbesserung der Festigkeit durch Härtungsbehand lung.

Die vorstehend angeführte Erläuterung und die Zeichnungen sind lediglich Beispiele für die Prinzipien der vorliegenden Erfindung und nicht als beschränkend zu interpretieren. Zahl reiche Abwandlungen und Modifikationen erschließen sich dem Fachmann auf diesem Gebiet der Technik. Sämtliche Abwandlun gen und Modifikationen sind als in den Umfang der Erfindung fallend anzusehen, die durch die anliegenden Ansprüche fest gelegt ist.

Claims

1. Aluminiumlagerlegierung, gekennzeichnet durch 3 bis 40 Gew.-% Sn, 0,5 bis 7 Gew.-% Si, 0,05 bis 2 Gew.-% Fe, mit einem Rest an Al und unvermeidlichen Verunreinigun gen, wobei eine Al-Si-Fe-Ternärelementzwischenmetall verbindung und Si-Partikel als harte Partikel enthalten sind.

2. Aluminiumlagerlegierung nach Anspruch 1, außerdem ge kennzeichnet durch zumindest eines oder mehrere der Ele mente Mn, V, Mo, Cr, Co, Ni und W mit einer Menge oder einer Gesamtmenge von 0,01 bis 3%, wobei das eine oder die mehreren Elemente Mn, V, Mo, Cr, Co, Ni und W Al-Si- Fe derart zugesetzt sind, dass eine Mehrelementzwischen metallverbindung als harte Partikel erhalten wird.

3. Aluminiumlagerlegierung nach Anspruch 1 oder 2, dadurch gekennzeichnet, dass die harten Partikel einen maximalen Durchmesser im Bereich von zwischen 1 und 20 µm auf der Lagerfläche aufweisen und dass eine Anzahl der harten Partikel pro 1 mm² im Bereich von zwischen 6 und 100 liegt.

4. Aluminiumlagerlegierung nach einem der Ansprüche 1 bis 3, außerdem gekennzeichnet durch 0,01 bis 2 Gew.-% von zumindest einem oder mehreren der Elemente B, Ti und Zr.

5. Aluminiumlagerlegierung nach einem der Ansprüche 1 bis 4, außerdem gekennzeichnet durch 0,1 bis 5 Gew.-% von zumindest einem oder mehreren der Elemente Cu, Mg und Zn.