DE3249133C2

DE3249133C2 - Verfahren zum Herstellen einer Legierung auf Aluminium-Basis für Lager sowie Verwendung der Legierung

Info

Publication number: DE3249133C2
Application number: DE3249133T
Authority: DE
Inventors: Tatsuhiko Fukuoka; Souzi Kamiya; Hiroshi Kanemitsu
Original assignee: Taiho Kogyo Co Ltd
Current assignee: Taiho Kogyo Co Ltd
Priority date: 1981-10-15
Filing date: 1982-10-15
Publication date: 1995-01-05
Anticipated expiration: 2002-10-16
Also published as: GB2121435B; WO1983001463A1; GB2121435A; DE3249133T1; GB8316181D0; AU8995282A

Description

Die Erfindung betrifft ein Verfahren zum Herstellen einer Legierung auf Aluminiumbasis für Lager, insbesondere für Verbrennungsmotoren.

Aluminiumlegierungen werden im weiten Umfang als Lager in Innenverbrennungsmotoren benutzt, beispielsweise als Pleuel lager und Kurbelwellenlager in Fahrzeug- und Schiffsmotoren. Diese Lager sind in der Motorumgebung korrosionsfest und des halb für einen solchen Gebrauch sehr vorteilhaft.

Werkstoffe, die als Lager in Innenverbrennungsmotoren verwen det werden, müssen hohen Belastungen und hohen Temperaturen standhalten. In den letzten Jahren wurde deshalb viel Mühe darauf verwendet, Lagerlegierungen auf Aluminium-Basis mit hoher Beständigkeit gegen Festfressen, Dauerfestigkeit und Verschleißfestigkeit unter den in diesen Motoren anzutreffen den Bedingungen bereitzustellen.

In der US-PS 4,153,756 sind Lagerlegierungen auf Al-Sn- Basis beschrieben, die einen niedrigen Erweichungsgrad und in folgedessen eine hohe Dauerfestigkeit unter Hoch temperaturbedingungen aufweisen. Die Legierung wird durch Zu satz von Chrom oder Zirkonium zu einer Grundlegierung aus 10 bis 30 Gewichtsprozent Zinn, Rest Aluminium, geschaffen. Kup fer oder sowohl Kupfer als auch Beryllium können ebenso der Legierung zugesetzt werden.

Aus "Aluminium-Taschenbuch", 13. Aufl. 1974, Seite 336 ist eine Aluminiumlegierung bekannt, die aus 11 bis 13,5% Silicium besteht und im Rest Aluminium enthält.

Die DE-AS-10 34 369 offenbart für Gleitlager zu verwendende Aluminiumlegierungen mit 0,05 bis 3% Magnesium, 0,3 bis 11% Silicium, 0,05 bis 0,5% Cadmium, 0,1 bis 2,25% Chrom und als Rest Aluminium.

Aus der US-2 531 910 ist eine Lagerlegierung aus 0,1 bis 10% Thallium, 0,1 bis 15% Silicium, bzw. bis 2% Kupfer, Nickel, Chrom, Mangan, Titan und/oder Magnesium und Aluminium als Rest bekannt.

Die GB-623 486 offenbart eine Lagerlegierung, die aus 0,02 bis 10% Silicium, 8,01 bis 19,99% Zinn und Aluminium als Rest enthält. Außerdem kann diese Legierung auch noch bis 6 % Mangan, 6% Kupfer, bis 5% Magnesium, bis 10% Blei, bis 10% Cadmium, bis 4,5% Thallium, Chrom und/oder bis 4,5% Wismut enthalten.

Aus der DE-OS 30 00 775 ist eine Lagerlegierung auf Al-Sn- Basis bekannt, die 7 bis 35% Zinn, über 1 bis 10% insgesamt von 2 oder mehr der Zusätze Chrom, Mangan, Antimon, Titan, Zirkonium, Nickel, Eisen, Niob, Molybdän und Kobalt enthält, wobei Chrom über 1 bis 10% beträgt und der Rest Aluminium enthält. Außerdem kann diese Legierung noch bis 9% Blei, Wismut, Tallium, Cadmium und/oder Indium sowie 3% Kupfer und/oder Magnesium enthalten.

Lagerlegierungen auf Al-Sn-Basis, die 3,5 bis 35 Gewichts prozent Sn, 0,1 bis 1,0 Gewichtsprozent Cr und 1 bis 10 Ge wichtsprozent insgesamt von mindestens einem der Elemente Si, Cr, Mn, Sb, Ti, Zr, Ni und Fe umfassen, wobei der Rest Alu minium ist, sind ebenfalls im Stand der Technik als eine hohe Dauerfestigkeit und zusätzlich eine gute Verschleißfestig keit aufweisend beschrieben.

Ein Lager aus einer Legierung auf Aluminium-Basis der vorstehend beschriebenen Art hat gewöhnlich eine Struktur, die eine Zinn und/oder Blei enthaltende Legierung auf Alu minium-Basis druckverschweißt an ein Stahlstützblech umfaßt. Um die Schweißfestigkeit zwischen der zinnhaltigen Legierung auf Aluminium-Basis und dem Stahlstützblech zu erhöhen, ist es unumgänglich, den geschweißten Aufbau nach dem Druckschweißen zu glühen. Diese Glühbehandlung wird gewöhnlich über eine lange Zeit dauer bei einer niedrigeren Temperatur als der Temperatur durchgeführt, bei der sich eine intermetallische Verbindung aus Al und Fe bildet. Wenn jedoch die Zinn und/oder Blei ent haltende Aluminiumlegierung solch einer hohen Temperatur bei der genannten Glühstufe ausgesetzt wird, werden die Aluminium- Kristallkörner und die Zinnausscheidungen in der Legierungs struktur vergröbert, was zu einer Verminderung der Hochtem peraturhärte und der Dauerfestigkeit führt, die bei einer Lagerlegierung verlangt werden. Um die vorste henden Nachteile der Zinn und/oder Blei enthaltenden Aluminium legierung auszuschalten, wurde eine Aluminium-Lagerlegierung verwendet, die ein zusätzliches Element enthält. Beispiels weise wurden für Fahrzeuge und dergl. eine zinnhaltige Alu miniumlegierung, umfassend 3,5 bis 4,5% Sn, 3,5 bis 4,5% Si und 0,7 bis 1,3% Cu, Rest Al, eine zinnhaltige Aluminium legierung, umfassend 4 bis 8% Sn, 1 bis 2% Si, 0,1 bis 2% Cu und 0,1 bis 1% Ni, Rest Al, eine zinnhaltige Alumi niumlegierung, umfassend 3 bis 40% Sn, 0,1 bis 5% Pb, 0,2 bis 2% Cu, 0,1 bis 3% Sb, 0,2 bis 3% Si und 0,01 bis 1% Ti, Rest Al, eine zinnhaltige Aluminiumlegierung, umfassend 15 bis 30% Sn und 0,5 bis 2% Cu, Rest Al, und eine zinn haltige Aluminiumlegierung, umfassend 1 bis 23% Sn, 1,5 bis 9% Pb, 0,3 bis 3% Cu und 1 bis 8% Si, Rest Al, verwendet (nachstehend als "Mehrkomponentensystem-Lagerlegierungen" be zeichnet).

In jüngster Zeit werden eine Abnahme der Größe und eine Erhöhung der Leistung bei Innenverbrennungsmotoren von Fahr zeugen verlangt. Außerdem wird das Anbringen einer Vorrich tung zur Verminderung eines durchgeblasenen Gases zur Reini gung des Abgases verlangt. Deshalb sind die Bedingungen, unter denen die Lager benutzt werden, hart geworden. Genauer gesagt, wurde die Größe der Lager in jüngster Zeit verringert und die Lager werden jetzt unter einer höheren Belastung und höheren Temperaturbedingungen als in der Vergangenheit verwendet. Dementsprechend treten Ermüdungsbruch und anomaler Verschleiß bei herkömmlichen Mehrkomponentensystem-Lagerlegierungen leicht auf und infolge dieser unerwünschten Erscheinungen entstehen Schwierigkeiten in Kraftfahrzeug-Innenverbrennungs motoren. Bei Metallwerkstoffen tritt die Erscheinung der Er müdung gewöhnlich auf, wenn die Stoffe über eine lange Zeit dauer verwendet werden, aber in neuen Innenverbrennungsmo toren erfolgt Ermüdungsbruch von Mehrkomponentsystem-Lager legierungen manchmal sogar, wenn ein Betrieb unter hoher Be lastung für eine verhältnismäßig kurze Zeit erfolgt. Die Tem peratur des Schmieröls in einem Innenverbrennungsmotor wird beim Betrieb unter hoher Belastung erhöht. Beispielsweise steigt die im Bezug auf das Schmieröl in einer Ölwanne gemes sene Temperatur auf 130 bis 150°C und es wird deshalb ange nommen, daß das Lager bei einer verhältnismäßig hohen Tempe ratur eine Gleitberührung mit einem Gegenstück, beispielsweise einer Kurbelwelle, hat. Bei herkömmlichen Mehrkomponentsystem-Lagerlegierungen wird die Hochtempera turhärte durch diese Gleitberührung bei hohen Temperaturen sehr stark vermindert und es tritt ein Schmelzen oder eine Wanderung der Zinnphase in den Mehrkomponentsystem-Lagerle gierungen auf. Die Dauerfestigkeit wird bei Mehrkomponentsystem-Lagerlegierungen wegen der Verminderung der Hochtemperaturhärte und dem Schmelzen oder der Wanderung der Zinnphase verringert.

Der vorliegende Anmelder schlug in der japanischen Patent anmeldung Nr. 55-851 eine Legierung auf Aluminium-Basis vor, die 2,5 bis 25 Gewichtsprozent Zinn, 0,5 bis 8 Gewichtspro zent Zink und 0,1 bis weniger als 1 Gewichtsprozent Chrom umfaßt.

Der vorliegende Anmelder schlug in der japanischen Pa tentanmeldung Nr. 55-852 eine Legierung auf Aluminium-Basis vor, die 2,5 bis 25 Gewichtsprozent Zinn, 0,5 bis 8 Ge wichtsprozent Zink und 1 bis 7 Gewichtsprozent mindestens eines der Elemente Silicium, Chrom, Mangan, Nickel, Eisen, Zirkonium, Molybdän, Kobalt, Wolfram, Titan, Antimon, Niob, Vanadium, Cer, Barium und Calcium, Rest im wesentlichen Alu minium, umfaßt.

In diesen Legierungen auf Aluminium-Basis sind Silicium, Chrom und dergl. in der Matrix in Form einer sehr feinen und harten intermetallischen Al-Cr-Verbindung dispergiert und haben hauptsächlich die Wirkung, eine Vergröberung der Zinnteilchen zu verhindern. Das meiste Zink ist in der Alu miniummatrix als feste Lösung gelöst. Die Aluminiummatrix ist durch Zink verstärkt und die Hochtemperaturhärte und die Dauerfestigkeit können erhöht werden. In diesen Legierungen auf Aluminium-Basis sind die Lagereigenschaf ten der Aluminiumlegierung durch die synergistischen Wirkun gen der Verstärkung der Matrix und der Verstärkung der Le gierung durch fein verteilte ausgeschiedene Elemente im Ver gleich zu den durch eine dieser zwei Verstärkungen getrennt erreichten Lagereigenschaften deutlich verbessert.

Nebenbei, Anpassungsfähigkeit ist eine der Eigenschaften eines Lagers. In den vorstehenden japanischen Patentanmeldungen bedeu tet der Begriff "Anpassungsfähigkeit", daß das Lager eine derartige Eigenschaft aufweist, daß die feinen Ein- und Ausbuchtungen einer Welle, als eines Gegenstücks des Lagers, die je nach der Bearbeitungsgenauigkeit mehr oder weniger entstehen, durch die einbettende Wirkung des Lagers ausgeglichen werden. Das bedeutet, daß in der Anfangs stufe des Gebrauchs des Lagers die Oberfläche des Lagers abgeschliffen wird, so daß sowohl Lager als auch Welle stets miteinander in einem Zustand in Berührung gehalten werden, in dem ein Schmierölfilm immer zwischen der ausgeglichenen Oberfläche der Welle und der abgeschliffenen Oberfläche des Lagers vorhanden ist. Es wird angenommen, daß weiche Zinn teilchen in der Legierung eine hervorragende Anpassungsfähig keit ergeben. Die vorstehend beschriebene Bedeutung der An passungsfähigkeit ist auf diesem Gebiet der Technik eingeführt. Der Grundgedanke der vorstehend erwähnten japanischen Patent anmeldungen, d. h. die Erzeugung von Anpassungsfähigkeit, die den weichen Zinnteilchen zuzuschreiben ist, stimmt deshalb mit der her kömmlichen Vorstellung auf diesem Gebiet der Technik überein und kann als eine Fortsetzung davon bezeichnet werden. Zusätz lich wird in den vorstehend erwähnten japanischen Patentan meldungen im Hinblick auf die Wirkungen von Chrom, Silicium und dergl. angenommen, daß diese Elemente die Vergröberung der Zinnteilchen unterdrücken, da nur die Form der weichen Zinnteilchen gesteuert wird, wodurch indirekt die Anpassungsfähig keit der zinnhaltigen Legierung auf Aluminium-Basis verbes sert wird und es wird keine technische Lehre gegeben, daß Teilchen aus Chrom, Silicium und dergl. direkt die Anpas sungsfähigkeit verbessern.

In einem Aufsatz mit dem Titel "Aluminum-Based Cranshaft Bearings for the High Speed Diesel Engine", SAE Technical Paper Series, veröffentlicht 23. bis 27. Februar 1981 in Detroit, wird über die Festfreßbelastung einer Al-11% Si-1% Cu-Legierung berichtet. Nach diesem Bericht streut die Festfreßbe lastung, wenn 8,7×10¹⁶ Siliciumteilchen mit einer Größe von 17 Mikron pro Einheitsfläche (m²) anwesend sind. Ferner ist die Festfreßbelastung hoch und die Streuung gering, wenn 0,6×10⁶ Siliciumteilchen mit einer Größe von min destens 1 Mikron pro Flächeneinheit anwesend sind. Nach die ser Beschreibung und den theoretischen Erläuterungen in dem SAE-Aufsatz tragen harte Siliciumteilchen, die in der Alu miniummatrix fein verteilt sind, zur Anpassungsfähigkeit und Erhöhung der Festfreßbelastung bei. Zusätzlich wird Anpas sungsfähigkeit in dem SAE-Aufsatz in einem Fall erwähnt, in dem eine schlechte Ausrichtung zwischen einer Kurbelwelle und einem Lager geduldet wird und im Gegensatz zu der Lehre von der Anpassungsfähigkeit steht.

Der einfache Einschluß von Silicium in eine Lagerlegie rung auf Aluminium-Basis gibt jedoch keine Sicherheit, daß die Lagerlegierung eine gleichmäßig überlegene Beständigkeit gegen Festfressen, Dauerfestigkeit und Verschleißfestigkeit unter starken Belastungen und den in modernen Innenverbrennungsmotoren anzutreffen den Temperaturbedingungen und insbesondere in Kraftfahrzeug motoren aufweist, die Wellen aus sphärolitischem oder Kugelgraphit-Gußeisen oder einem anderen groben Werk stoff haben.

Der vorliegenden Erfindung liegt die Aufgabe zugrunde, eine Aluminiumlegierung für Lager zu schaffen, die in ihren Eigenschaften in bezug auf Festfreßbeständigkeit Dauerfestigkeit und Verschleißfestigkeit wesentlich gegenüber herkömmlichen Lagern verbessert sind, und die ohne Auflage verwendet werden können.

Diese Aufgabe wird durch das im Anspruch 1 gekennzeichnete Verfahren gelöst.

Es ist bekannt, daß die Siliciumteilchen in der Legierung auf Aluminiumbasis, da sie hart sind, das ineinandergreifen de Teil, eine Kurbelwelle aus Stahl, direkt polieren und so einen Einfluß auf die Anpassungsfähigkeit oder Verträglich keit ausüben.

Die Theorie der gleichmäßigen Verteilung harter Teilchen in einer weichen Matrix ist zur Steuerung der Teilchengröße angewendet worden. Eine solche Theorie ist auf dem Gebiet der Gleitwerkstoffe bekannt und auch in den vorstehend er wähnten früheren japanischen Patentanmeldungen enthalten, die vom gegenwärtigen Anmelder eingereicht wurden.

Die gegenwärtigen Erfinder erforschten im einzelnen die Lagereigenschaften von Legierungen auf Aluminium-Basis, ent deckten, daß durch eine technische Lehre und technische Maß nahmen, die vollständig von den herkömmlichen verschieden sind, die Lagereigenschaften, insbes. die Anpassungsfähigkeit und die Beständigkeit gegen Festfressen, sehr stark verbessert werden kön nen, und vollendeten dann die vorliegende Erfindung. Die im einzel nen später beschriebene technische Maßnahme ist die Steuerung der Größe der Hartteilchen, wie Siliciumteilchen und der gleichen, in den Aluminiumlegierungen. In dieser Hinsicht ist es bekannt, daß Siliciumteilchen in einer binären Si-Al- Legierung kristallisieren oder sich ausscheiden (nachstehend wird der Begriff "Kristallisieren" verwendet). Außerdem wur den technische Aufsätze oder Patente veröffentlicht, in denen die Verteilung von Siliciumteilchen in Lagerlegierungen auf Aluminium-Basis, die in Innenverbrennungsmotoren verwendet werden, beschrieben ist.

In der japanischen ungeprüften Patentveröffentlichung Nr. 55-82756 ist eine Erfindung beschrieben, in der bei der Herstellung einer Lagerlegierung eine Legierung auf Aluminium- Basis mit einem Gehalt von 5 bis 15% Silicium, bis zu 5% Kupfer, bis zu 10% Wismut und bis zu 1% Blei warm- oder kaltgewalzt oder stranggegossen wird, um eine Querschnitts verminderung von mindestens 90% zu erreichen und so den Siliciumteilchen in der Legierung nicht eine kontinuierliche skelettartige Netzstruktur, sondern einen feinverteilten Zu stand zu verleihen. Diese Lagerlegierung ist angeblich so wohl als Lager mit einer weichen Überzugsschicht (einer Auf lage) als auch als Lager ohne eine Auflage geeignet. Der Kern der Erfindung in der vorstehend erwähnten ungeprüften japanischen Patentveröffentlichung besteht darin, daß die groben Siliciumteilchen im gegossenen Zustand durch das Wal zen und dergleichen fein verteilt werden und ferner, daß das Glühen, das nach dem Walzen falls erforderlich durchge führt wird, nur bis zu einem solchen Ausmaß ausgeführt wird, daß die verformte Struktur wieder hergestellt wird, wobei die feine Form der Siliciumteilchen beibehalten wird. Da ein hoher Siliciumgehalt von etwa 10% nach einer besonderen Be schreibung in dieser Anmeldung bevorzugt ist, liegt die Be deutung dieser Erfindung ferner darin, daß die feinverteil ten Siliciumteilchen in einer Aluminiumlegierung mit einem hohen Siliciumgehalt grob wachsen.

Nach einer von den gegenwärtigen Erfindern gemachten Fest stellung ist eine Aluminiumlegierung mit einem hohen Silicium gehalt ungünstig für die Verwendung als auflagenfreie Lager legierung eines Innenverbrennungsmotors, da die Dauer festigkeit gering ist und Ermüdungsbruch auftritt, insbeson dere wenn das Lager gleitet, wenn es einer alternierenden Belastung von einer Welle ausgesetzt ist. Wenn Ermüdungsbruch auftritt, ist die Belastungsfähigkeit beträchtlich vermin dert.

Nach einer anderen von den gegenwärtigen Erfindern ge machten Entdeckung werden die Lagereigenschaften durch feine Verteilung der Siliciumteilchen oder beispielsweise durch Walzen eines herkömmlichen Gußgegenstandes, um ihnen eine vorbestimmte Dimension zu geben, nicht ausreichend verbes sert. Die Lagereigenschaften werden durch Vergröberung der fein verteilten Siliciumteilchen und so Steuerung der Silicium teilchen, wobei eine vorbestimmte Größe und eine vorbestimmte Zahl davon geschaffen wird, sehr stark verbessert.

Nebenbei, in den vorstehend erwähnten ungeprüften japani schen Patentveröffentlichungen wird eine 11% Si enthalten de Aluminiumlegierung geprüft und die Größe der Siliciumteil chen wurde als von 0,0001 inch (2,5 Mikron) bis 0,001 inch (25 Mikron) reichend beschrieben. Die Anzahl der Silicium teilchen pro Flächeneinheit wurde jedoch überhaupt nicht er wähnt.

Die vorliegende Erfindung betrifft ein Verfahren zur Herstellung einer Lagerlegierung auf Aluminium-Basis, in der eine Aluminiumlegierung an ein Stützmetall gebunden ist und die Aluminiumlegierung 0,5 bis 11 Gewichtsprozent mindestens eines Hartelementes aus der Gruppe Silicium, Mangan, Eisen, Molybdän, Nickel, Zirkonium, Kobalt, Titan, Antimon, Chrom und Niob enthält, und mindes tens 5 Teilchen, bestehend aus oder umfassend ein Hartelement, mit einer Größe von 5 Mikron bis 40 Mikron, wobei die Größe in ihrer Längsrichtung gemessen ist, pro 3,56×10^-2 mm² in jedem beliebigen Bereich der Legierung vorhanden sind.

Die mit dem erfindungsgemäßen Verfahren hergestellte Legierung kann als gege benenfalls zusätzlich vorhandene(s) Element(e) irgendeine Kombination von (a) 1 bis 35% Zinn; (b) 0,1 bis 10% mindestens eines Elements aus der Gruppe Blei, Cadmium, Indium, Thallium und Wismut; und (c) 0,1 bis 2% mindestens eines Elements aus der Gruppe Kupfer und Magnesium umfassen. Zum Beispiel:

1. Hartelement: 0,5 bis weniger als 5% Silicium,
gegebenenfalls vorhandene Elemente: Kupfer und Magnesium.
2. Hartelement: 0,5 bis weniger als 5% Silicium
Weichelement: Zinn
gegebenenfalls vorhandene Elemente: Blei und dergl., Kupfer und Magnesium
3. Hartelement: 0,5 bis weniger als 5% Silicium
Weichelement: Blei und dergl.
4. Hartelement: 5 bis 11% Silicium
Weichelement: Zinn
gegebenenfalls vorhandene Elemente: Blei und dergl., Kupfer und Magnesium.
5. Hartelement: 5 bis 11% Silicium
Weichelement: Blei und dergl.
gegebenenfalls vorhandene Elemente Zinn, Kupfer und Magnesium
6. Hartelement(e): andere als Silicium
Weichelement: Blei
gegebenenfalls vorhandene Elemente: Zinn, Kupfer und Magnesium.

Zunächst werden die Hartteilchen erläutert.

Nach einer von den gegenwärtigen Erfindern gemachten Entdeckung wird, wenn der Durchmesser in Längsrichtung, (nachstehend als die Größe bezeichnet) der Hartteilchen 5 Mikron oder mehr beträgt, eine besondere Anpassungsfähigkeit erzeugt, die die Lagereigenschaften der Aluminiumlegierungen sehr stark verbessert. Diese besondere Anpassungsfähigkeit ist spürbar, wenn mindestens 5 Hartteilchen mit einer Größe von mindestens 5 Mikron pro 3,56×10^-2 mm² anwesend sind und die besondere Anpassungsfähigkeit wird spürbarer, wenn die Größe der Hartteilchen zunimmt. Wenn die Größe der Hartteil chen 40 Mikron überschreitet, nimmt die Dauerfestigkeit der Aluminiumlegierung ab.

In der vorliegenden Erfindung machen nur die groben Hart teilchen, d. h. Hartteilchen mit einer Größe von mindestens 5 Mikron, die Erfindung aus, da feine Hartteilchen zu einer Verbesserung der Lagereigenschaften nicht beitragen. Dies ist eine von den herkömmlichen verschiedene Lehre, da in der von den gegenwärtigen Erfindern eingereichten früheren japa nischen Patentanmeldung beschrieben ist, daß feine Teilchen die Form der Zinn- und/oder Bleiteilchen steuern und indirekt die Lagereigenschaften verbessern. Auch nach der in dem SAE- Aufsatz beschriebenen Theorie und den Versuchsdaten verbes sern sich die Lagereigenschaften, wenn die Siliciumteilchen feiner werden. Im Gegensatz dazu können in der vorliegenden Erfindung die Lagereigenschaften mit Ausnahme der Dauer festigkeit durch Vergröbern der harten Teilchen merklich ver bessert werden. Die Hartteilchen haben nach der vorliegenden Erfindung vermutlich die Fähigkeit, die winzigen Unebenheiten auszugleichen, die an einer Welle als ein Ergebnis der Ge nauigkeit erzeugt wird, mit der die Welle bearbeitet wird, und vermutlich auch die Fähigkeit, das Kugelguß eisen einer Welle aufzuzehren, und so die Oberfläche des Kugelgußeisens um die Hohlräume abzuflachen, wel che als Folge des Herausfallens der Graphitteilchen entste hen. Als ein Ergebnis des vorstehend erwähnten Abflachens entsteht ein konstanter Ölfilm zwischen dem Lager und der Welle, wodurch ein gutes Gleiten von Lager und Welle sicher gestellt wird. Die Fähigkeit der Hartteilchen, die Uneben heiten des Gegenstücks direkt abzuflachen, ist eine Art von Anpassungsfähigkeit. Diese wird als eine besondere An passungsfähigkeit bezeichnet, um sie von der Anpassungsfähig keit gemäß der herkömmlichen Lehre auf dem Gebiet der Lager zu unterscheiden, auf dem angenommen wird, daß ein weiches Element, wie Zinn, die Fähigkeit zur Erzeugung von Anpas sungsfähigkeit hat.

Die besondere Anpassungsfähigkeit, die die Lagereigenschaften, insbesondere die Festfreßbelastung, im Vergleich mit denjenigen merklich verbessern kann, die allein mit der Anpassungsfähigkeit gemäß der herkömmlichen Lehre erreicht wird, ist eines der Merkmale der vorliegenden Erfindung. Nebenbei können die Le gierungen gemäß vorliegender Erfindung Zinn und/oder Blei enthalten und können somit die Anpassungsfähigkeit nach der her kömmlichen Lehre aufweisen. Vermutlich wird die besondere Anpassungsfähigkeit zuerst verwirklicht und das Gegenstück wird auf diese Weise abgeflacht, und die Anpassungsfähig keit gemäß der herkömmlichen Lehre wird anschließend ver wirklicht, und so wird Weichmetall in die Oberfläche des Gegenstücks eingebettet. Da solche Legierungen sowohl die be sondere Anpassungsfähigkeit als auch die Anpassungsfähig keit nach der herkömmlichen Lehre aufweisen, sind die Eigen schaften eines in einem Innenverbrennungsmotor verwendeten Lagers gegenüber denjenigen herkömmlicher Lager infolge einer Kombination dieser zwei Arten von Anpassungsfähigkeit besonders stark verbessert.

Silicium ist ein Element, das die besondere Anpassungsfähigkeit mit sich bringt. Wenn der Siliciumgehalt unter 0,5% liegt, ist das Silicium für das Erreichen der besonderen Anpassungsfähig keit nicht wirksam. Wenn der Siliciumgehalt 5% oder mehr be trägt, neigen die Dauerfestigkeit und die Festfreßbelastung zur Abnahme. Der Siliciumgehalt kann jedoch bis zu 11% be tragen. Ein bevorzugter Siliciumgehalt, der die Welle abnut zen kann, beträgt 2 bis weniger als 5%.

Andere Hartelemente als Silicium, d. h. Mangan, Eisen, Molybdän, Nickel, Zirkonium, Kobalt, Antimon, Chrom und Niob führen zur besonderen Anpassungsfähigkeit. Wenn die ande ren Hartelemente als Silicium gemeinsam erwähnt werden, werden sie als Mangan und dergl. bezeichnet. Wenn der Ge halt an Mangan und dergl. unter 0,5% liegt, ist das Mangan und dergl. für das Erreichen der besonderen Anpassungsfähigkeit nicht wirksam. Wenn der Gehalt an Mangan und dergl. mehr als 11% beträgt, wird die besondere Anpassungsfähigkeit nicht er höht und die Dauerfestigkeit und die Festfreßbelastung neigen zur Abnahme. Ein bevorzugter Gehalt an Mangan und dergl. be trägt 1 bis 9%. Wenn zwei oder mehr der als Mangan und dergl. bezeichneten Elemente einer Aluminiumlegierung zugesetzt wer den, beträgt der Mindestgehalt eines jeden dieser Elemente vorzugsweise 0,1%.

Die Teilchen, die durch den Zusatz von Mangan und dergl. entstehen, werden nun beschrieben.

Es ist unmöglich, die Zusammensetzung der Kristalle dahinge hend zu analysieren, ob das Mangan und dergl. in Form eines Me talls allein oder als intermetallische Verbindung kristalli siert, in der Aluminium und das Mangan und dergl. kombiniert sind. Da die Hartteilchen, die von den weichen Teilchen, wie den Zinnteilchen, verschieden sind, infolge der Zugabe von Mangan und dergl. in der zinnhaltigen Aluminiumlegierung ent stehen, bestehen die Teilchen, die kristallisieren, aus oder enthalten Mangan und dergl.

Die vorstehend beschriebene besondere Anpassungsfähigkeit ist besonders wertvoll zur Erhöhung der Beständigkeit gegen Festfressen, wenn das Gegenstück oder die Welle aus Kugel graphit-Gußeisen oder Flockengraphit-Gußeisen besteht.

Die Wirkungen der Hartteilchen werden im einzelnen be schrieben, wobei beachtet wird, wie die besondere Anpassungs fähigkeit erreicht wird, wenn das Gegenstück aus Kugelgra phit-Gußeisen oder Flockengraphit-Gußeisen besteht.

Eine Welle aus Kugelgraphit-Gußeisen wird wegen ihrer niedrigen Kosten häufig anstelle einer herkömmlichen geschmiedeten Welle in einem Innenverbrennungsmotor verwen det. Während des Polierens einer solchen Welle werden die Graphitteilchen von der Oberfläche der Welle abgerieben und es entsteht eine Anzahl von Einbuchtungen oder Löchern. Die Matrix auf Eisenbasis um solche Einbuchtungen oder dergl. ist bearbeitungsgehärtet und es entstehen scharfe Ränder und Kanten rund um solche Einbuchtungen. Diese Ränder und dergl. führen zu anomaler Abnutzung herkömmlicher Aluminium legierungen zum Gebrauch als Lager. Nach den Ergebnissen der von den gegenwärtigen Erfindern im Hinblick auf anomale Abnutzung durchgeführten Forschung wird die weiche Alumi niummatrix von den Rändern und dergl. abgerieben und setzt sich in den Einbuchtungen ab. Da das abgesetzte Aluminium und die Aluminiumlegierung des Lagers wegen ihrer geringen Verträglichkeit sehr wahrscheinlich aneinander haften, tritt leicht ein Festfressen auf. Gemäß vorliegender Erfindung reiben die groben Hartteilchen die Ränder und dergl. ab und glätten die umlaufenden Bereiche der Einbuchtungen mit dem Ergebnis, daß ein Festfressen nicht auftritt, bis die Belastung auf ein hohes Maß gesteigert wird, d. h., die Freßfestigkeit wird sehr stark verbessert.

Nun wird ein Verfahren zur Steuerung der Größe und Zahl der Hartteilchen beschrieben. Allgemein kristallisiert das meiste Silicium in der Gußstufe der Al-Si-Legierung in Form von nadelförmigen eutektischen Kristallen. Wenn die Gußle gierung gewalzt wird, um ihr die für die Verwendung als Lager notwendige Dicke zu verleihen, werden die nadelför migen eutektischen Kristalle in kleine Teilchen zerschnitten. Das durch das Guß- und Walzverfahren erhaltene dünne Blech aus Al-Si-Legierung umfaßt Siliciumteilchen mit nadelförmi ger und flacher Form, wobei die meisten Teilchen eine Größe von 5 Mikron oder weniger aufweisen, Teilchen mit einer Größe von 10 Mikron oder mehr selten sind und ihre Anzahl pro Flächeneinheit gering ist.

Nach dem Walzen wird ein Zwischenglühen bei einer Tem peratur durchgeführt, die etwa gleich der Rekristallisa tionstemperatur ist. Eine Vergröberung der Siliciumteilchen findet bei der Zwischenglühtemperatur praktisch nicht statt.

Nach der Durchführung der vorstehend beschriebenen Gieß-, Walz- und Zwischenglühschritte wird das Material zur Herstel lung einer Lagerlegierung mit einer vorbestimmten Dicke mit einem Stahlstützblech druckverschweißt und dann nach einem herkömmlichen Verfahren bei einer Temperatur geglüht, die niedriger ist als die Bildungstemperatur der intermetal lischen Al-Sn-Verbindung, beispielsweise bei einer Tempera tur von 350°C.

Eine Vergröberung der Siliciumteilchen findet auch bei einer Temperatur von 350°C praktisch nicht statt, so daß feine Siliciumteilchen, von denen die meisten eine Größe unter 5 Mikron haben, im Endprodukt anwesend sind. Wenn die Lagerlegierung vor dem Druckverschweißen einer Hoch temperatur-Wärmebehandlung bei mehr als 350 bis 550°C unterzogen wird, findet eine Vergröberung der Hartteilchen statt. Die Hochtemperatur-Wärmebehandlung vor dem Druckverschweißen ergibt in sehr wirkungsvoller Weise mindestens 5 Teilchen mit einer Größe von 5 bis 40 Mikron pro 3,56×10^-2 mm².

Im Gegensatz dazu ist eine andere Wärmebehandlung als die jenige vor dem Druckverschweißen nicht sehr wirksam. Die Steuerung der Größe der Hartteilchen während einer anderen Verfahrensstufe als der Wärmebehandlungsstufe vor dem Druck verbinden, beispielsweise während einer Walzstufe, in der die Heiztemperatur und der Zug gesteuert werden können, einer Gießstufe, in der die Kühlgeschwindigkeit gesteuert werden kann, oder einer Zwischenglühstufe, ist sehr schwie rig. Wenn die Hochtemperatur-Wärmebehandlung während oder nach dem Druckverschweißen durchgeführt wird, entstehen intermetallische Al-Fe-Verbindungen oder ein Bestandteil mit niedrigem Schmelzpunkt, wie Zinn, schmilzt in der Alu miniumlegierung direkt vor der Fertigstellung des Lagers. Das ist nachteilig im Hinblick auf die Lagereigenschaften, insbesondere die Anpassungsfähigkeit gemäß der allgemeinen Lehre darüber.

Aufgrund der Beurteilung der Phasendiagramme sind die Hartteilchen der binären Legierungen, wie einer Al-Mn-Le gierung und dergl. vermutlich von der folgenden Art, je nach der Art der Legierungselemente:

Mn : MnAl₄ und MnAl₆
Fe : FeAl₃
Mo : MoAl₃
Ni : NiAl₃
Zr : ZrAl₃
Co : Co₂Al₉
Ti : TiAl₃
Sb : AlSb
Nb : NbAl₃

Die Kristalle, die vermutlich die vorstehend aufgeführ ten intermetallischen Verbindungen sind, scheiden sich wäh rend des Gießens in verschiedenen Formen aus. Die Form die ser Kristalle wird ebenso in der vorstehend beschriebenen Weise gesteuert.

In der nachstehenden Tabelle 1 wird erläutert, wie die Zahl der infolge der Hochtemperatur-Wärmebehandlung vor dem Druckverschweißen auskristallisierten Hartteilchen sich in Übereinstimmung mit dem Gehalt an dem Hartelement ändert. Die Tabelle 1 wurde aufgrund einer Berechnung zusammengestellt, die auf der Annahme beruht, daß das Hartelement vollständig in Form von kubischen Hartteilchen kristallisiert, die die in der oberen waagrechten Spalte angegebenen Größen haben.

Der Großteil der Hartteilchen mit einer Größe unter 5 Mikron vergröbert sich infolge der Hochtemperatur-Wärme behandlung und erreicht eine Größe von mehr als 5 Mikron. Die Tabelle 1 ist deshalb ein nützlicher Bezug für die der Größe von Hartteilchen in der Aluminiumlegie rung, hergestellt nach dem erfindungsgemäßen Verfahren.

Tabelle 1

Berechnete Anzahl der Hartteilchen (Zahl pro 3,56×10^-2 mm²)

Wenn der Gehalt an einem Hartelement 0,5% beträgt ist die Zahl der Hartteilchen mit einer Größe von 5 Mikron 340. Deshalb können, auch wenn ein Teil der kristallisier ten Hartteilchen eine Größe von weniger als 5 Mikron auf weist, sicherlich mindestens 5 Hartteilchen mit einer Größe von 5 Mikron erhalten werden. Die Zahl der Hartteilchen mit einer Größe von 5 Mikron variiert in Abhängigkeit von dem Gehalt an Hartelement gemäß Tabelle 1 von 340 bis 3500.

Die Zahl der Hartteilchen mit einer Größe von 5 bis 10 Mikron in der Lagerlegierung ist tatsächlich geringer als 340 bis 3500, welches die in Tabelle 1 angegebene Zahl von Hartteilchen ist und die sich in Abhängigkeit von dem Gehalt an Hartelement ändert.

Es ist zu bemerken, daß, auch wenn feine Hartteilchen mit einer Größe unter 5 Mikron kristallisieren können, das Verhältnis von groben Teilchen mit einer Größe von 5 Mikron oder mehr zu feinen Teilchen mit einer Größe von weniger als 5 Mikron durch eine Hochtemperatur-Wärmebehandlung erhöht werden kann, die beispielsweise bei 350 bis 450°C durchge führt wird.

Wenn der Gehalt an einem Hartelement 3% ausmacht, be trägt die Zahl an Hartteilchen 4, vorausgesetzt, daß das ge samte Hartelement als Hartteilchen mit einer Größe von 40 Mikron kristallisiert. Wenn nur ein Hartteilchen in einer Größe von 40 Mikron kristallisiert, können zusätzlich Hart teilchen mit einer Größe von 5 bis 30 Mikron kristallisie ren.

Die folgenden 4 Beispiele erläutern die bevorzugte An zahl von groben Hartteilchen mit einer Größe im Bereich von 5 bis 40 Mikron, die kristallisieren, wenn der Gehalt an Hartelement in dem Bereich der vorliegenden Erfindung liegt:

Beispiele

1. Zahl der Hartteilchen: mit einer Größe über 4 Mikron: mindestens 5.
2. Zahl der Hartteilchen mit einer Größe von min destens 20 Mikron (mindestens 17 Mikron, wenn der Silicium gehalt mindestens 5% beträgt); mindestens 2.
3. Zahl der Hartteilchen mit einer Größe von min destens 30 Mikron: mindestens 1.
4. Zahl der Hartteilchen mit einer Größe von 20 bis 40 Mikron: mindestens 5.

Nun wird die Form der Hartteilchen gemäß vorliegender Erfindung beschrieben.

Gewöhnlich sind die Hartteilchen in der gewalzten Alu miniumlegierung nadelförmig und ihre Achse ist in vielen Fäl len in Übereinstimmung mit der Walz-Längsrichtung. Jedoch wird infolge der Hochtemperatur-Wärmebehandlung ge mäß vorliegender Erfindung die Breite der Hartteilchen, ge sehen in zur Walzrichtung transversaler Richtung, im Verhält nis vergrößert und die Hartteilchen werden kugelig. In hori zontaler Ebene eines Lagers gesehen, d. h. der Oberfläche eines Lagers, die in Berührung mit einer Welle ist, zeigen die Hartteilchen eine kugelige Gestalt. Eine bevorzugte Form der Hartteilchen ist eine kugelige Form sowohl in der hori zontalen als auch der vertikalen Ebene. Die meisten der Hart teilchen mit einer Größe von mindestens 5 Mikron sind kugelig und flache Hartteilchen liegen in geringer Zahl vor. Nadel förmige Hartteilchen sind in der vorbestimmten Fläche fast nicht vorhanden. Die kugeligen Hartteilchen sind für die Ver wirklichung der besonderen Anpassungsfähigkeit besonders wert voll.

Die Struktur der vorstehend erwähnten horizontalen Ebene der Legierung auf Aluminiumbasis wird zunächst geprüft und dann werden die Hartteilchen vermessen, um so ihre Größe zu bestimmen. Zur Unterscheidung der Siliciumteilchen von den anderen Teilchen, wie Teilchen intermetallischer Chromverbin dungen und Zinnphasen in der Legierung, kann der folgende Standard verwendet werden. Bei der Betrachtung mit einem Me tallmikroskop erscheinen Chrom und Zinn weiß und die Hart teilchen erscheinen grau oder dunkelgrau, unabhängig von dem angewendeten Ätzverfahren.

Die Fläche von 3,56×10^-2 mm² wird aus Zweckmäßigkeits gründen gewählt und beruht auf dem Gesichtsfeld der Mikro photographieausrüstung der Erfinder. Die Anzahl von Si-Teil chen pro Flächeneinheit kann durch Anwendung geeigneter Um rechnungsfaktoren modifiziert werden. Beispielsweise ent spricht die vorstehend beschriebene Teilchenanzahl/Flächen begrenzung 1,4×10⁸ Teilchen pro m². Die Anzahl der Teil chen pro Querschnittsfläche der Lagerlegierung ist die in einem horizontalen Querschnitt eines Blechs aus der Legie rung bestimmte, d. h. eines Querschnitts, der parallel zu der Oberfläche des Blechs ist (und in senkrechter Richtung zu ihrer Oberfläche gesehen) hergerichtet nach einem nach stehend beschriebenen Verfahren. Die Größe der Si-Teilchen ist gemessen in einem vertikalen Querschnitt eines Blechs der Legierung kleiner als gemessen in einem horizontalen Querschnitt. Außerdem können die vorstehend beschriebenen Mengenbegrenzungen auf der Oberfläche eines Blechs der Le gierung direkt nach ihrer Bearbeitung nicht erfüllt sein.

Nun werden die gegebenenfalls vorhandenen Elemente be schrieben.

Zinn macht eine Aluminiumlegierung weich und verleiht der Aluminiumlegierung eine für ein Lager günstige Schmier eigenschaft und Anpassungsfähigkeit. Der Begriff "Anpassungs fähigkeit" ist durch die auf dem Fachgebiet allgemein aner kannte technische Lehre definiert und wird als Anpassungs fähigkeit gemäß der herkömmlichen Lehre bezeichnet.

Wenn der Zinngehalt 35% überschreitet, werden sowohl die An passungsfähigkeit gemäß der herkömmlichen Lehre als auch die Schmiereigenschaft der Aluminiumlegierung verbessert, ihre Härte und Festigkeit werden jedoch zu gering für eine Verwendung der Legierung als Lager. Wenn andererseits der Zinngehalt geringer als 1% ist wird die Anpassungsfähigkeit ge mäß der herkömmlichen Lehre vermindert. Die Menge an Zuge setztem Zinn wird in Übereinstimmung mit der beabsichtigten Verwendung des Lagers in geeigneter Weise innerhalb des Be reichs von 1 bis 35 Gewichtsprozent gewählt, aber gewöhnlich ist, da die auf das Lager einwirkende Belastung hoch ist, d. h. wenn die durch einen Kolben des Innenverbrennungsmotors auf das Lager einwirkende Explosionsbelastung hoch ist, der Zinngehalt vorzugsweise auf ein niedriges Maß eingestellt, z. B. 5 bis 10%, und wenn die auf das Lager einwirkende Be lastung gering ist, wird der Zinngehalt vorzugsweise erhöht. Wenn die Gefahr des Festfressens eines Lagers infolge einer hohen Belastung und hoher Drehzahl besteht, ist es bevorzugt, daß der Zinngehalt auf beispielsweise 15 bis 25 Gewichts prozent erhöht wird.

Nebenbei, in der vom gegenwärtigen Anmelder eingereichten frühe ren japanischen Patentanmeldung wird angenommen, daß die feine Verteilung der Zinnteilchen in der Legierung von aus schlaggebender Bedeutung ist, um die Dauerfestigkeit und Hochtemperaturhärte einer zinnhaltigen Aluminiumlegierung in ausreichender Weise zufriedenstellend zu machen, damit die Legierung als Lager verwendet werden kann. So wird in der früheren Patentanmeldung vorgeschlagen, die Vergröberung der Zinnteilchen durch die Anwendung feiner Teilchen von Chrom und dergl. zu verhindern, wobei eine Vergröberung bei einem Zinngehalt über 15% wahrscheinlich wird. Da jedoch in der vorliegende Erfindung die besondere Anpassungsfähigkeit im wesentlichen für die Lagereigenschaften verantwortlich ist, wird der feinen Verteilung der Zinnteilchen keine große Bedeutung beigemessen und es ergeben sich keine Schwierigkei ten bei der Verwendung des Lagers in einem Innenverbrennungs motor. Der Zinngehalt beträgt vorzugsweise 5 bis 25%.

Blei, Cadmium, Indium, Thallium und Wismut (der Begriff "Blei und dergl." wird verwendet, wenn alle diese Elemente beschrie ben werden) machen eine Aluminiumlegierung weich und verlei hen der Aluminiumlegierung in Übereinstimmung mit der her kömmlichen Lehre Schmiereigenschaft und Anpassungsfähigkeit. Wenn der Gehalt an Blei und dergl. 10% überschreitet, werden die Anpassungsfähigkeit gemäß der herkömmlichen Lehre und die Schmiereigenschaft verbessert, jedoch die Härte der Alu miniumlegierung vermindert. Wenn der Gehalt an Blei und dergl. geringer als 0,1% ist, ist die Aluminiumlegierung zu hart für eine Verwendung als Lagerlegierung und die Anpassungsfähig keit gemäß der herkömmlichen Lehre ist so vermindert.

Die Menge an Blei und dergl. wird in geeigneter Weise innerhalb des Bereichs von 0,1 bis 10% nach der beabsichtig ten Verwendung des Lagers gewählt. Gewöhnlich wird, da die auf das Lager wirkende Belastung hoch ist, d. h., wenn die durch einen Kolben auf das Lager einwirkende Explosionsbe lastung hoch ist, der Gehalt an Blei und dergl. vorzugsweise auf ein niedriges Maß eingestellt, beispielsweise von 1 bis 4%, und wenn die auf das Lager wirkende Belastung gering ist, wird der Gehalt an Blei und dergl. vorzugsweise auf ein hohes Maß eingestellt. Wenn die Gefahr des Festfressens des Lagers infolge einer hohen Belastung und hoher Umdrehungs geschwindigkeit besteht, wird der Gehalt an Blei und dergl. vorzugsweise auf ein hohes Maß, beispielsweise von 4 bis 8% eingestellt. Um eine Blei- und/oder zinnhaltige Aluminiumle gierung mit befriedigender Dauerfestigkeit und Hochtempera turhärte zu schaffen, Eigenschaften, welche für ein Lager notwendig sind, sollen die Teilchen des Bleis und dergl. in der Legierung fein verteilt sein. Blei ist jedoch ein Ele ment, das besonders schwer fein zu verteilen ist. Da in der vorliegenden Erfindung die besondere Anpassungsfähigkeit im wesentlichen für die Lagereigenschaften verantwortlich ist, wird der feinen Verteilung der Bleiteilchen keine große Be deutung beigemessen und es entstehen keine Schwierigkeiten bei der Verwendung des Lagers in einem Innenverbrennungsmo tor. Ein bevorzugter Gehalt an Blei und dergl. beträgt 1 bis 6%. Wenn Blei und dergl. und auch Chrom in der Legierung vorhanden sind, ist die Schmiereigenschaft verbessert, ohne daß die Dauerfestigkeit leidet.

Im allgemeinen werden, wenn Blei und dergl. in eine binäre Al-Sn-Legierung legiert werden, diese Elemente in die Zinn teilchen eingebaut. Die Zinnteilchen, deren Schmelzpunkt infolge der Legierungsbildung herabgesetzt wird, bewegen sich und schmelzen leicht, mit dem Ergebnis, daß während des Dauerbetriebs des Lagers unter hoher Belastung die Al-Sn-Pb-Legierung stellenweise schmelzen und sich vom La ger abschälen kann.

In der vorliegenden Erfindung trägt die besondere An passungsfähigkeit stark zu der Verbesserung der Lagereigen schaften bei und eine Herabsetzung des Schmelzpunkts infol ge der Entstehung einer Zinn-Blei-Legierung ergibt keine ernste Schwierigkeit.

Kupfer und dergl. erhöht die Härte einer Aluminiumle gierung und verstärkt die Dauerfestigkeit eines Lagers. Wenn der Gehalt an Kupfer und dergl. geringer als 0,1% ist, wird die Härte nicht wirksam verbessert. Wenn andererseits der Gehalt 2,0% überschreitet, ist die Aluminiumlegierung zu hart und ihre Walzbearbeitbarkeit sowie die Beständig keit gegen Festfressen und die Korrosionsfestigkeit gegen Schmieröl nehmen ab.

Kupfer und/oder Magnesium können in der Lagerlegierung, hergestellt gemäß der vorliegenden Erfindung, in einer Menge von 0,1 bis 2 Ge wichtsprozent enthalten sein. Die Härte der Legierung steigt mit zunehmender Menge an Kupfer und/oder Magnesium innerhalb dieses Bereichs, während die Beständigkeit gegen Festfressen abnimmt. Die Menge an verwendetem Cu und/oder Mg wird deshalb so gewählt, daß ein gewünschtes Gleichgewicht zwischen der Härte und der Beständigkeit gegen das Festfressen der Lager legierung erhalten wird. Eine Zunahme der Härte der Legie rung wird mit Mengen an Cu und/oder Mg von weniger als 0,1 Gewichtsprozent nicht erreicht. Mengen dieser Teile von mehr als 2,0 Gewichtsprozent vermindern die Walzeigenschaft der Lagerlegierung und erniedrigen die Verschleißfestigkeit und ihre Korrosionsbeständigkeit gegen Schmieröl. Außerdem liegt das Mg als feste Lösung in der Aluminiummatrix vor und neigt während des Glühens zur Ausscheidung, wenn seine Menge größer als 2,0 Gewichtsprozent ist.

Der Zusatz von 0,1 bis 0,4 Gewichtsprozent Cr und/oder Mn zu der Lagerlegierung, hergestellt gemäß vorliegender Erfindung, bewirkt auch eine Verhinderung der Erniedrigung der Härte der Legie rung bei hohen Temperaturen (obwohl in einem geringeren Aus maß als der Zusatz von Cu und/oder Mg) und eine Verhinderung der Vergröberung der Sn-Teilchen. Wenn die Menge an Cr und/ oder Mn unter 0,1 Gewichtsprozent liegt, kann eine Verbesse rung der Hochtemperaturhärte nicht erwartet werden. Die Wir kung des Zusatzes in Mengen von mehr als 0,4 Gewichtsprozent ist nicht empfehlenswert. Das Cr und/oder Mn bilden feine Ausscheidungen in der Aluminiummatrix. Das Cr und/oder Mn dienen auch zur Erhöhung der Wirkungen des Zusatzes von Cu und/oder Mg und von Pb, In, Tl, Cd und/oder Bi.

Die Wirkungen von Chrom und Mangan, die Härte einer Le gierung auf Aluminiumbasis zu erhöhen, das Erweichen der Le gierung bei hoher Temperatur zu verhindern oder zu vermin dern und keine Vergröberung der Pb-Teilchen und dergl. zu verursachen, werden nun im einzelnen beschrieben. Ein Teil des Chroms und Mangans ist in der Aluminiummatrix in fester Lösung vorhanden, was zu einer Mischkristallhärtung der Aluminiummatrix führt und die Rekristallisationstemperatur erhöht, wodurch die Rekristallisations-Erweichungstempera tur zur höheren Temperaturseite verschoben wird. Ferner wird die Bearbeitungshärtbarkeit der Aluminiumlegierung er höht. Die Wirkung der Erhöhung der Rekristallisationstempe ratur ist besonders wirksam und vorteilhaft, da sogar bei hoher Temperatur, der das Lager eines Innenverbrennungsmo tors ausgesetzt ist (einer Ölwannentemperatur von 130 bis 150°C), die mechanischen Eigenschaften der Lagerlegierung stabil beibehalten werden können. Insbesondere der Einbau von Chrom und Mangan führt zu einer Verbesserung der Dauer festigkeit und der Belastungskapazität. Ein Teil des Chroms und Mangans liegt in der Aluminiummatrix als feste Lösung vor und der Rest von Chrom und Mangan ist fein in Form einer intermetallischen Al-Cr (Mn)-Verbindung ausgeschieden. Diese intermetallische Al-Cr (Mn)-Verbindung verhindert eine Ver gröberung der Zinnteilchen, wenn die Lagerlegierung auf einen Stützkörper druckverschweißt und geglüht wird, oder wenn die Lagerlegierung der hohen Temperatur eines Innen verbrennungsmotors ausgesetzt ist. Die intermetallische Al-Cr (Mn)-Verbindung hat eine Vickers-Härte von etwa 370 und ist nicht so hart wie die Siliciumteilchen, die eine Vickers-Härte von etwa 1000 aufweisen. Wegen des Unter schieds in der Härte verhindern vermutlich die Al-Cr (Mn)- Teilchen die Vergröberung der Zinnteilchen und ergeben die Anpassungsfähigkeit gemäß der herkömmlichen Lehre, während die Hartteilchen die Unebenheiten des Gegenstücks oder der Welle glätten und die besondere Anpassungsfähigkeit ver wirklichen. Mindestens 0,1% Cr und Mn ist notwendig, da mit die vorstehend erwähnten Wirkungen eintreten. Wenn der Gehalt an Cr oder Mn 0,4% überschreitet, kristallisiert das Cr oder Mn als grobe intermetallische Al-Cr-Verbindung oder dergl., was nachteilig ist.

Die Matrix der Lagerlegierung, hergestellt gemäß vorliegender Erfin dung, hat vorzugsweise eine Vickers-Härte von 30 bis 60 Hv.

Wenn die Matrix einer Aluminiumlegierung sehr weich ist, ist die Belastungskapazität des Lagers ungenügend und wenn eine Belastung auf das Lager einwirkt, werden die Siliciumteilchen in die Oberfläche geschoben. Falls die Aluminiummatrix zu hart ist, können die Siliciumteilchen, wenn eine Welle die Lageroberfläche berührt, von der Ober fläche abgelöst werden und werden nicht wieder eingebettet, sondern rollen zwischen der Welle und dem Lager und verur sachen übermäßige Abnutzung.

Die vorstehend beschriebene Lagerlegierung hat eine Dicke von 0,1 bis 1 mm, vorzugsweise von 0,2 bis 0,5 mm. Wenn notwendig, kann auf die Lagerlegierung ein rostfestes Öl aufgebracht werden.

Die Lagerlegierung auf Aluminium-Basis gemäß vorliegen der Erfindung wird durch Schmelzen von Aluminium in einem Gasofen und Zusetzen der gewünschten Mengen von Si und Sn und, in Abhängigkeit von den gewünschten Eigenschaften der Legierung, gegebenenfalls vorhandenen Elementen, wie Pb, In, Cu, Cr und dergl. zu der Aluminiumschmelze nach her kömmlichen Verfahren hergestellt. Die geschmolzene Legie rung wird gegossen und die Gußlegierung wird dann den Stufen des Abschälens, wiederholten (wenn notwendig) Walzens und Glühens, um ein Blech aus der Legierung mit der gewünschten Dicke zu erhalten, Beschneidens, Vergütens, Sandens und Bürstens und dergl. unterzogen, um Lagerlegierungsstücke zu erhal ten. Diese Stücke werden dann nach üblichen Druckschweiß verfahren auf Stahlstützbleche aufgebracht, wobei die Me tallstücke erhalten werden, die geglüht und aufgewickelt werden. Diese geglühten Stücke können dann zu Gleitlagern verarbeitet werden. Die vorstehenden, im Verfahren der vor liegenden Erfindung angewendeten Stufen sind an sich auf dem Fachgebiet der Herstellung von Lagern auf Aluminium-Basis bekannt und beispielsweise in den US-PSen 3 078 563, 3 093 885, 3 104 135, 3 167 404, 3 300 836, 3 300 838 und 3 384 950 beschrieben. Die in diesen Patenten beschriebenen Verfahren zur Herstellung von Lagern auf Aluminium-Basis wer den hier durch Bezugnahme eingeschlossen.

Die Steuerung der Größe und Zahl der kugeligen Siliciumteil chen in der Lagerlegierung, die die vorstehend beschriebenen Begrenzungen erfüllen, d. h., mindestens 5 Teilchen mit einer Größe von mindestens 5 Mikron, kann durch gesteuertes Glühen der Gußlegierung nach Bedingungen erreicht werden, die vor her auf dem Fachgebiet nicht beschrieben wurden. Im besonde ren wird in dem in der vorliegenden Erfindung angewendeten Verfahren während des Walzens und Glühens der Gußlegierung das Glühen bei einer Temperatur von 280 bis 550°C 1 1/2 bis 6 Stunden durchgeführt. Nach dem Beschneiden wird das Glühen bei einer Temperatur über 350°C und bis zu 550°C 1 1/2 bis 6 Stunden ausgeführt, gefolgt von kontrollierter Abkühlung mit einer geringeren Geschwindigkeit als 200°C pro Stunde. Nach dem Verbinden mit dem Stützstahl durch Druckschweißen, wird das Glühen bei einer Temperatur von 300 bis 400°C 1 bis 2 Stunden durchgeführt.

Wie bereits festgestellt, wird das Verbundlager auf Aluminium-Basis gemäß vorliegender Erfindung durch Druck schweißen der Lagerlegierung auf Aluminium-Basis gemäß vor liegender Erfindung auf einen Stützstahl nach herkömmlichen Verfahren und Glühen des erhaltenen Aufbaues bei einer Tempe ratur von 300 bis 400°C für 1 bis 2 Stunden hergestellt. Das Verbundlager auf Aluminium-Basis gemäß vorliegender Erfindung kann als Lager für Innenverbrennungsmotoren unter den Bedin gungen einer hohen Belastung benutzt werden, ohne daß die Notwendigkeit für eine Blei-Überschicht oder -Überplattierung besteht, die für herkömmliche Lager auf Aluminium-Basis ver langt wird.

Die vorliegende Erfindung kann aus der folgenden, mit Bezug auf die beiliegenden Zeichnungen gemachten Beschreibung bes ser verstanden werden.

Kurze Beschreibung der Zeichnungen

Die Fig. 1 bis 3 zeigen die Prüfergebnisse von Le gierungen auf Al-Si-Basis.

Fig. 1 ist eine Graphik, die die Festfreß-Belastungen von Al-Si- 1 Gewichtsprozent Cu-Legierungen gemäß vorliegen der Erfindung als Funktion des Si-Gehalts der Legierungen zeigt.

Fig. 2 ist eine Graphik, die die Dauerbelastungen ge gen den Siliciumgehalt der Legierung, hergestellt gemäß vorliegender Er findung, zeigt.

Fig. 3 ist eine Graphik, die einen Vergleich der Ver schleißfestigkeit gegen den Si-Gehalt von Lagerlegierungen auf Aluminium-Basis, hergestellt gemäß vorliegender Erfindung, mit derjeni gen von Al-Si- 1% Cu-Legierungen zeigt, in denen die Größe der Siliciumteilchen geringer als 5 Mikron ist.

Die Fig. 4 bis 17 zeigen die Prüfergebnisse von Legierungen auf Al-Si-Sn-Pb-Basis.

Fig. 4 ist eine Graphik, die die Festfreßbelastung als Funktion der Anzahl der größten Siliciumteilchen zeigt.

Fig. 5 ist eine Graphik, die Festfreßbelastungen als eine Funktion der Oberflächenrauhheit einer Welle zeigt.

Fig. 6 ist eine Graphik, die Festfreßbelastungen als eine Funktion des Si-Gehalts zeigt.

Fig. 7 ist eine Graphik, die Festfreßbelastungen als eine Funktion der Öltemperatur zeigt.

Fig. 8 ist eine Graphik, die zeigt, wie sich die Fest freßbelastung in Übereinstimmung mit dem Gehalt an Weich metall ändert.

Fig. 9 ist eine Graphik, die die Festfreßbelastung als eine Funktion der größten Siliciumteilchen zeigt.

Fig. 10 ist eine Graphik, die eine Zeitänderung im Ausmaß des Verschleißes zeigt.

Fig. 11 ist eine Graphik, die eine Änderung der Rauh heit der Welle als eine Funktion der Anzahl der größten Siliciumteilchen zeigt.

Fig. 12 ist eine Graphik, die die Festfreßbelastung als eine Funktion des Siliciumgehalts zeigt.

Fig. 13 ist eine Graphik, die das Ausmaß des Verschleißes als eine Funktion des Siliciumgehalts zeigt.

Die Fig. 14 bis 17 sind Mikroskop-Photographien von Aluminiumlegierungsproben.

Die Fig. 18 bis 23 zeigen die Prüfergebnisse von Le gierungen auf Al-Pb-Si-Basis.

Fig. 18 ist eine Graphik, die die Festfreßbelastung als eine Funktion der Zahl der größten Siliciumteilchen zeigt.

Fig. 19 ist eine Graphik, die die Festfreßbelastung als eine Funktion des Siliciumgehalts zeigt.

Fig. 20 ist eine Graphik, die die Zeitänderung im Aus maß des Verschleißes zeigt.

Fig. 21 ist eine Graphik, die die Festfreßbelastung als eine Funktion des Siliciumgehalts zeigt.

Fig. 22 ist eine Graphik, die das Ausmaß des Verschleißes als eine Funktion des Siliciumgehalts zeigt.

Fig. 23 ist eine Skizze der mikroskopischen Struktur einer Aluminiumlegierungsprobe.

Fig. 24 ist eine Graphik, die die Festfreßbelastung als eine Funktion der Zahl der größten Siliciumteilchen zeigt.

Fig. 25 ist eine Graphik, die die Festfreßbelastung als eine Funktion des Siliciumgehalts zeigt.

Fig. 26 ist eine Graphik, die die Dauerbelastung als eine Funktion des Siliciumgehalts zeigt.

Fig. 27 ist eine Graphik, die das Ausmaß des Verschleißes als eine Funktion der größten Siliciumteilchen zeigt.

Fig. 28 ist eine Graphik, die die Schwankungsbedingung der Festfreßbelastung zeigt.

Fig. 29 ist eine Graphik, die eine Zeitänderung in dem Ausmaß des Verschleißes zeigt.

Fig. 30 ist eine Graphik, die die Festfreßbelastung als eine Funktion des Siliciumgehalts zeigt.

Fig. 31 ist eine Graphik, die das Ausmaß des Verschleißes als eine Funktion des Siliciumgehalts zeigt.

Die Fig. 32 und 33 sind Skizzen der mikroskopischen Struktur einer Aluminiumlegierungsprobe.

Die Fig. 34 bis 38 zeigen die Prüfergebnisse einer Legierung auf Al-Si-Pb-Basis.

Fig. 34 ist eine Graphik, die die Festfreßbelastung als eine Funktion der Anzahl der größten Siliciumteilchen zeigt.

Fig. 35 ist eine Graphik, die die Festfreßbelastung als eine Funktion des Siliciumgehalts zeigt.

Fig. 36 ist eine Graphik, die die Dauerbelastung als eine Funktion des Siliciumgehalts zeigt.

Fig. 37 ist eine Graphik, die das Ausmaß des Verschleißes als eine Funktion der Anzahl der größten Siliciumteilchen zeigt.

Fig. 38 ist eine Graphik, die die Zeitänderung im Aus maß der Abnutzung zeigt.

Die Fig. 39 bis 47 zeigen die Prüfergebnisse einer Legierung auf Al-Sn-Pb-Mn-Basis.

Fig. 39 ist eine Graphik, die die Festfreßbelastung als eine Funktion der Anzahl der größten Siliciumteilchen zeigt.

Fig. 40 ist eine Graphik, die die Festfreßbelastung als eine Funktion der Oberflächenrauhheit einer Welle zeigt.

Fig. 41 ist eine Graphik, die die Festfreßbelastung als eine Funktion des Mangangehalts und dergl. zeigt.

Fig. 42 ist eine Graphik, die die Dauerbelastung als eine Funktion des Mangangehalts und dergl. zeigt.

Fig. 43 ist eine Graphik, die die Zeitänderung im Aus maß des Verschleißes zeigt.

Fig. 44 ist eine Graphik, die die Festfreßbelastung als eine Funktion des Mangangehalts und dergl. zeigt.

Fig. 45 ist eine Graphik, die das Ausmaß des Verschleißes als eine Funktion des Mangangehalts und dergl. zeigt.

Die Fig. 46 und 47 sind Skizzen der mikroskopischen Struktur einer Aluminiumlegierung.

Die Fig. 48 bis 52 zeigen die Prüfergebnisse einer Legierung auf Al-Pb-Mn-Basis.

Fig. 48 ist eine Graphik, die die Festfreßbelastung als eine Funktion der Anzahl der größten Siliciumteilchen zeigt.

Fig. 49 ist eine Graphik, die die Festfreßbelastung als eine Funktion des Mangangehalts und dergl. zeigt.

Fig. 50 ist eine Graphik, die die Dauerbelastung als eine Funktion des Mangangehalts und dergl. zeigt.

Fig. 51 ist eine Graphik, die die Zeitänderung im Aus maß des Verschleißes zeigt.

Fig. 52 ist eine Graphik, die das Ausmaß des Verschleißes als eine Funktion des Gehalts an Mangan und dergl. zeigt.

Beste Art der Ausführung der Erfindung.

Lagerlegierungen auf Aluminium-Basis wurden nach einem Verfahren gemäß vorstehender Be schreibung unter den in Tabelle 1 aufgeführten Bedingungen hergestellt, soweit nichts anderes angegeben ist.

Wenn jedoch die Eigenschaften einer Lagerlegierung zu prüfen waren, wurden die Stufe der Druckverschweißung und die folgen den Stufen weggelassen.

Beispiel 1

Jede der Legierungen enthielt, zusätzlich zu Aluminium, 0,5 Gewichtsprozent Cu und 0,4 Gewichtsprozent Cr, sowie Si in der in nachstehender Tabelle 3 angegebenen Menge. Die Kühlbedingungen nach dem Glühen wurden nicht gesteuert. Die Glüh- und Kühlbedingungen in Stufe (8) des Verfahrens wer den wie in Tabelle A aufgeführt, gesteuert, so daß jede der Legierungen etwa 33 bis 38 kugelige Si-Teilchen mit einer Größe von 5 bis 10 Mikron, etwa 10 bis 13 kugelige Si-Teil chen mit einer Größe von 10 bis 20 Mikron und etwa 2 bis 4 kugelige Si-Teilchen mit einer Größe von 20 bis 40 Mikron enthielt, wobei der Rest der Si-Teilchen eine Größe von weni ger als 5 Mikron aufwies.

Tabelle 3

Die Beständigkeit gegen Festfressen dieser Legierungen wurde unter Verwendung des Festfreß-Prüfgeräts gemäß Tabelle 4 ge testet. Zum Vergleich wurde Al-Si-Cu (1 Gew.-%) Legierungen nach einem bekannten Verfahren hergestellt (Proben A8, A9), so daß die Si- Teilchen eine Größe von weniger als 5 Mikron hatten.

Tabelle 4

Die erhaltenen Daten sind in Fig. 1 dargestellt.

Durch Bezug auf Fig. 1 kann gesehen werden, daß die Lagerlegierungen auf Aluminium-Basis hergestellt, gemäß der vorliegenden Erfin dung, in denen Form, Größe und Anzahl der Siliciumteilchen ge steuert werden, erheblich bessere Beständigkeit gegen Fest fressen aufweisen als ähnliche Legierungen, die Siliciumteil chen mit einer Größe unter 5 Mikron enthalten.

Die Dauerfestigung der Legierungen von Tabelle 3 wird nach den in Tabelle 4 aufgeführten Bedingungen für das Dauer prüfgerät B gemessen. Die Dauerbelastungsdaten sind in Fig. 2 dargestellt. Wie von Fig. 2 zu sehen ist, bleibt die Dauerfestigkeit der Legierungen der vorliegenden Erfindung verhältnismäßig konstant, wenn der Si-Gehalt im Bereich von 0,5 bis 5 Gewichtsprozent geändert wird, nimmt jedoch ab, wenn der Si-Gehalt auf mehr als 5 Gewichtsprozent ansteigt.

Die Verschleißfestigkeit der Legierungen von Tabelle 3 wird nach den in Tabelle 4 für das Verschleißprüfgerät C auf geführten Bedingungen gemessen. Die Verschleißdaten für diese Legierungen sind in Fig. 3 dargestellt. Die Verschleißfestig keit der Vergleichs-Al-Si-Cu (1)-Legierungen (als COMP-A be zeichnet) mit Si-Teilchen mit einer Größe unter 5 Mikron wird in gleicher Weise bestimmt und die Daten sind ebenfalls in Fig. 3 gezeigt.

Die Lagerlegierungen auf Aluminium-Basis, hergestellt gemäß vorlie gender Erfindung mit gesteuerter Erzeugung der Si-Teilchen, können als deutlich überlegen in der Verschleißfestigkeit er kannt werden.

Lagerlegierungen auf Aluminium-Basis mit der Zusammensetzung Si-3 Gewichtsprozent, Cu-0,5 Gewichtsprozent und Cr-0,4 Gewichtsprozent, Rest Alu minium, werden nach dem Verfahren der Erfindung hergestellt.

Tabelle 5

Die Glühbedingungen in Stufe (8), Tabelle 1, werden zur Herstellung der Proben A-1 bis A-3, B-1 bis B-3, C-1 bis C-3 und D-1 bis D-3, die die in Tabelle 5 angegebene Vertei lung der kugeligen Si-Teilchen aufweisen, geändert.

Die Werte der Vickers-Härte der Lagerlegierungen auf Aluminium-Basis (25°C) mit einem Gehalt von 3% Si-0,4 Cr und etwa 0,1%, 0,5%, 1% und 1,75 Cu betragen etwa 40, 48, 55 bzw. 60. Die bei der Herstellung der Legierungen an gewendeten Glühbedingungen (entsprechend der Stufe (8) von Tabelle 1) werden so gesteuert, daß die Legierungen eine der jenigen der Legierung D-2 in Tabelle 3 ähnliche Verteilung der Si-Teilchen aufwiesen. Es ist zu sehen, daß der Cu-Gehalt eine deutliche Wirkung auf die Härte der Legierungen hat.

Die Werte der Vickers-Härte von Lagerlegierungen aus Aluminium (200°C) mit einem Gehalt von 3% Si-0,5% Cu und etwa 0,1%, 0,3%, 0,5% und 1% Cu betragen etwa 18, 24, 26,5 bzw. 28,5. Die Legierungen werden in solcher Weise her gestellt, daß ihre Verteilung der Si-Teilchen derjenigen der Legierung AD-2 in Tabelle 5 ähnlich ist. Es ist augenschein lich, daß die Cr- und Cu-Gehalte der Legierungen die Härte der Legierungen beeinflussen, obwohl die Wirkung von Cr auf die Härte der Legierungen nicht so groß ist wie diejenige von Cu.

Um die außerordentliche Festfreß- und Dauerfestigkeit der Lagerlegierungen auf Aluminium-Basis, hergestellt gemäß vorliegender Erfindung, mit unterschiedlichen Si-Gehalten zu zeigen, wur den Lagerlegierungen mit einem Cu-Gehalt von 0,5 Gewichts prozent, einem Cr-Gehalt von 0,4 Gewichtsprozent und einem Si-Gehalt wie in Tabelle 6 gezeigt, Rest Al, nach dem vorste hend beschriebenen Verfahren und unter den in Tabelle 1 aufge führten Bedingungen des in der vorliegenden Erfindung ange wendeten Verfahrens hergestellt. Die Glühbedingungen (Stufe (8), Tabelle 1) werden geändert, um kugelige Si-Teil chen mit der in Tabelle 6 aufgeführten Anzahl und Größenver teilung zu erhalten.

Die Werte von Tabelle 6 zeigen, daß für jeden Si-Ge halt die Beständigkeit gegen Festfressen der Legierung erhöht wird, wenn Anzahl und Größe der Si-Teilchen ansteigen, wäh rend die Dauerfestigkeit bei Lagerlegierungen mit größeren Si-Teilchen leicht abnimmt.

Es wurden Lagerlegierungen mit den in Tabelle 6 angegebenen Zusammensetzungen und der Verteilung kugeliger Si-Teilchen hergestellt. Zum Vergleich wurden auch Al-Si-Cu (1)-Legierungen mit unterschiedlichem Si-Gehalt, und in denen die Si-Teilchen eine Größe von weni ger als 5 Mikron hatten (Proben-Nr. A21 bis A24) und eine Al-Si(20)-Legierung, in der die Entstehung der Si-Teilchen nicht gesteuert wurde (Probe Nr. A25), hergestellt und ge prüft und die Ergebnisse sind in Tabelle 7 aufgeführt. Die Werte in Tabelle 7 zeigen, daß die Lagerlegierungen auf Alu minium-Basis, hergestellt gemäß der vorliegenden Erfindung, die Cu, Mg, Mn oder Cr allein oder in verschiedenen Kombinationen zusätzlich zu dem Si enthalten, auch hervorragende Festfreßbeständigkeits- und Dauerfestigkeitseigenschaften besitzen. Die Legierungen besitzen auch eine Festfreßbestän digkeit, die überlegen und eine Dauerfestigkeit, die ver gleichbar oder derjenigen der Vergleichslegierungen überlegen ist.

Beispiel 2

Tabelle 8 zeigt die Zusammensetzung und die Siliciumteil chenverteilung von Aluminiumlegierungsproben. Die Zahl der Siliciumteilchen in dieser Tabelle und den nachstehenden Be schreibungen ist pro 3,56×10^-2 mm².

In dem jetzigen und den folgenden Beispielen wurde eine Aluminiumlegierung mit einer vorher bestimmten Zusammensetzung stranggegossen, wobei ein 15 mm dickes Gußblech erhalten wird. Das Gußblech wurde einer Schälung unterzogen und anschließend kontinuierlich zur Verminderung seiner Dicke auf 6 mm kaltge walzt. Dann wurde ein Zwischenglühen bei 350°C durchgeführt. Danach wurde ein Kaltwalzen durchgeführt, um ein dünnes Blech aus Aluminiumlegierung zu erzeugen. Das dünne Blech aus Alu miniumlegierung wurde einer Hochtemperatur-Wärmebehandlung bei einer Temperatur von 350 bis 550°C unterzogen, um die Größe der Siliciumteilchen zu erhöhen.

Das dünne Blech aus Aluminiumlegierung wurde dann auf 100°C vorerhitzt und auf eine Stahlgrundlage druckverschweißt, die ähnlich vorerhitzt wurde. Dann wurde ein Glühen zum Ver binden bei 350°C durchgeführt und ein Lager war fertiggestellt. Wenn die Eigenschaften einer Lagerlegierung als solcher zu be stimmen waren, wurden das Druckverschweißen und die darauf folgenden Stufen weggelassen.

Die in Tabelle 8 aufgeführten Proben werden einer Fest freß-Belastungsprüfung unter den folgenden Bedingungen unter zogen:

Bedingung A:
Prüfgerät:
Festfreß-Prüfgerät vom Journal-Typ

Bedingung:
Gegenstück (Welle): FCD70
Schmieröl: SAE10W-30
Oberflächenrauhheit der Welle: von 0,4 bis 0,6 µm Rz
Schmieröltemperatur: 140°C ± 2,5°C
Umdrehung der Welle: 1000 U.p.M.
Durchmesser der Welle: 52 mm
Härte der Welle: 200 bis 300 Hv.
Belastung: 490,5 N/cm² am Beginn und dann Anstieg um 490,5 N/cm² alle 30 Minuten
Rauhheit des Lagers: 1 bis 1,8 µm Rz
Durchmesser des Lagers: 52 mm.

Die Ergebnisse der Messungen der Festfreßbelastung sind in Fig. 4 gezeigt. Die Abszisse von Fig. 4 zeigt die An zahl der größten Siliciumteilchen der Probe. Die Proben waren in 5 Gruppen Ba, BB, BC, BD und BE in Übereinstimmung mit den 5 Bereichen der größten Siliciumteilchen unterteilt. Die folgenden Tatsachen gehen aus Fig. 4 hervor:

A. Die Festfreßbelastung wird durch die Anzahl der größ ten Siliciumteilchen beeinflußt und wird praktisch nicht durch die Anzahl der Siliciumteilchen mit geringerer Größe beeinflußt.
B. Die Festfreßbelastung steigt mit einer Erhöhung der Anzahl der größten Siliciumteilchen an. Die anderen Proben als Gruppe BA, die größere Siliciumteilchen als diejenigen von Gruppe BA enthielten, zeigten eine größere Erhöhung der Festfreßbelastung als die Proben der Gruppe BA.

Unter Berücksichtigung der vorstehend erwähnten Tatsa chen A und B schlagen die gegenwärtigen Erfinder eine Grenze von mindestens 5 Siliciumteilchen mit einer Größe von min destens 5 Mikron vor.

Beispiel 3

Die Festfreßbelastung und die Dauerfestigkeit der in Tabelle 9(1) aufgeführten Proben wurden einer Messung unterzogen. Die Dauerfestigkeit wurde unter der folgenden Bedingung gemessen:

Bedingung B:
Prüfgerät:
Alternierende Belastungs-Prüfeinrichtung.

Bedingung:
Gegenstück (Welle): S55C
Schmieröl: SAE10W-30
Oberflächenrauhheit: 0,8 µm Rz
Schmieröltemperatur: 140°C ± 2,5°C
Schmieröldruck: 49,1 N/cm²
Umdrehung der Welle: 3000 U.p.M.
Durchmesser der Welle: 52⌀
Härte der Welle: Hv 500 bis 600
Anzahl der Umdrehungen der Welle: 10⁷
Rauhheit des Lagers: von 1 bis 1,8 µm Rz
Durchmesser des Lagers: 52×20 mm.

Die Ergebnisse der Messung sind in Tabelle 9(2) angege ben. Wie aus Tabelle 9(2) hervorgeht, ist in Übereinstimmung mit der vorliegenden Erfindung die Festfreßbelastung erhöht und die Dauerfestigkeit infolge der groben Si-Teilchen nicht vermindert.

Die Anzahl der Siliciumteilchen mit einer Größe unter 5 Mikron wurde nicht gemessen und ist so in Tabelle 9(1) nicht angegeben.

Da das Gegenstück (eine Welle) aus einem Kohlenstoff stahl zur Verwendung im Maschinenbau (S55c) besteht, ist die Lagerlegierung, hergestellt gemäß vorliegender Erfindung, für ein solches Gegenstück wirksam, wobei der Kohlenstoff dieses Stücks nicht als Graphit vorliegt.

Tabelle 9(2)

Prüfergebnisse

Beispiel 4

Proben mit einem Siliciumgehalt von 1% werden den gleichen Prüfungen wie in Beispiel 3 unterzogen. Die Ergeb nisse, dargestellt in den Tabellen 10(1) und 10(2) sind ähnlich wie diejenigen in Beispiel 3.

Tabelle 10 (2)

Prüfergebnisse

Beispiel 5

Proben mit einem Siliciumgehalt von 3% wurden den gleichen Prüfungen wie in Beispiel 3 unterzogen. Die Ergebnisse, dargestellt in den Tabellen 11(1) und 11(2) sind ähnlich wie diejenigen in Beispiel 3.

Tabelle 11 (2)

Prüfergebnisse

Beispiel 6

Proben mit einem Siliciumgehalt von 4,7% wurden den gleichen Prüfungen wie in Beispiel 2 unterzogen. Die Ergeb nisse, aufgeführt in den Tabellen 12(1) und 12(2), sind den jenigen in Beispiel 3 ähnlich.

Tabelle 12 (2)

Prüfergebnisse

Beispiel 7

Die Festfreßbelastung von Probe B12 von Beispiel 4 und Probe B19 von Beispiel 5 wurden unter Bedingung A geprüft. Jedoch wurde in dieser Prüfung die Oberflächenrauhheit des Gegenstücks, d . h. der Kugelgraphit-Gußeisenwelle, variiert. Zum Zweck des Vergleichs wurde die Festfreßbelastung der 20% Sn - 1% Cu-Al-Legierung (COMP) gemessen. Die Ergebnis se sind in Fig. 9 gezeigt. Es ist offensichtlich, daß die Festfreßbelastung der vorliegenden Erfindung hervorragend ist, unabhängig davon, wie die Oberflächenrauhigkeit des Gegenstückes ist. Das Material des Vergleichsbeispiels ent hält praktisch keine kristallisierten Hartteilchen und die weichen Sn-Phasen des Materials haben die Anpassungsfähig keit nach der allgemeinen Lehre und ergeben eine Al-Legie rung mit einer Festfreßbeständigkeit. Fig. 5 zeigt die Unterschiede zwischen den Wirkungen der besonderen Anpassungs fähigkeit auf die Festfreßbeständigkeit und die Wirkungen der Anpassungsfähigkeit gemäß der allgemeinen Lehre auf die Festfreßbeständigkeit. Da das Gegenstück aus Kugelgraphit- Gußeisen besteht, ist es sehr augenfällig, daß das Material, hergestellt gemäß vorliegender Erfindung, eine hohe Festfreßbeständigkeit gegen Kugelgraphit-Gußeisen hat.

Beispiel 8

Wie in Tabelle 13 gezeigt, wurde die Verteilung der Siliciumteilchen der Proben konstant gehalten und der Sili ciumgehalt variiert. Die Festfreßbeständigkeit der Proben wurde unter Bedingung A gemessen und die Ergebnisse der Mes sungen sind in Fig. 6 gezeigt. Die Dauerfestigkeit wurde unter Bedingung B gemessen und die Ergebnisse der Messung sind in Tabelle 13 gezeigt.

Tabelle 14 (2)

Prüfergebnisse

Beispiel 9

Die in Tabelle 8 angegebenen Proben wurden den folgen den Prüfungen unterzogen:

(1) Festfreßbelastung unter Druckbelastung

Die Festfreßbelastung der Proben BC1 bis BC5 wurde unter den folgenden Bedingungen gemessen:

Bedingung D:
Prüfgerät:
Festfreßprüfgerät

Bedingung:
Gegenstück (eine Scheibe): FCD-70
Oberflächenrauhheit der Scheibe: von 1-1,2 µm Rz
Schmieröle: SAE10W-30 (ein Volumenteil) und Kerosin (10 Volumenteile)
Gleitgeschwindigkeit: 15 m/Sek.
Verfahren der Schmierölzufuhr: ein Kissen
Belastung: 98,1 N/cm²
Die Belastung wurde alle 10 Minuten um 98,1 N/cm² erhöht
Rauhheit des Lagers: 1 bis 1,8 µm Rz

Die Ergebnisse der Messungen sind wie folgt:
Probe BC1, 49,1 N/cm²; Probe BC2, 68,7 N/cm²; Probe BC3, 88,3 N/cm²; Probe BC4, 1079,1 N/cm²; und Probe BC6, 1667,7 N/cm².
Wie aus diesen Ergebnissen hervorgeht, nimmt die Festfreßbeständigkeit unter der Druckbelastung in Übereinstimmung mit dem Anstieg der Anzahl der größten (10 bis 20 Mikron) Siliciumteilchen zu.

(2) Einfluß der Temperatur des Schmieröls

Die Festfreßbelastung der Probe BC2 und eines Ver gleichsbeispiels (eine 20% Sn-1% Cu-Al-Legierung) wurde unter Bedingung A gemessen, in der die Öltemperatur 80°C und 140°C betrug. Die Ergebnisse sind in Fig. 7 gezeigt. Wie aus Fig. 7 hervorgeht, bestand ein sehr großer Unter schied in der Freßbelastung zwischen dem Material der vor liegenden Erfindung und demjenigen des Vergleichsbeispiels bei einer hohen Temperatur.

(3) Einfluß des Gegenstücks (eine geschmiedete Welle und eine Kugelgraphit-Gußeisen-Welle) bei einer Schmieröl temperatur von 140°C

Die Festfreßbelastung der Probe BC2 und der 20% Sn-1%Cu- Al-Legierung wurde unter Bedingung A gemessen, in welcher die Öltemperatur 140°C beträgt. Die Ergebnisse sind in der folgenden Tabelle angegeben.

Tabelle 15

Festfreßbelastung (9,81 N/cm²)

Wenn das Gegenstück eine geschmiedete Welle ist besteht kein wesentlicher Unterschied in der Festfreßbelastung zwi schen dem Material der vorliegenden Erfindung und dem Mate rial des Vergleichsbeispiels. Es besteht jedoch ein sehr bedeutender Unterschied, wenn das Gegenstück aus Kugel graphit-Gußeisen besteht.

(4) Wirkung von Zinn und Blei

Der Zinn- und Bleigehalt von BC2 wurde geändert und die Festfreßbelastung von BC2 wurde unter Bedingung A gemessen. Die Ergebnisse der Messung sind in Fig. 8 gezeigt. In Fig. 8 bezeichnet "Sn + Pb" Proben, in denen das Verhältnis von Sn zu Pb wie in BC2 aufrechterhalten wurde, während die Gesamtmenge von Sn und Pb erhöht wurde, "Pb" bezeichnet Proben, in denen die Menge an Sn beibehalten wurde, wie in BC2, während die Menge an Pb erhöht wurde, und "Sn" bezeich net Proben, in denen die Menge an Pb wie in BC2 beibehalten wurde, während die Menge an Sn erhöht wurde. Wie aus Fig. 8 hervorgeht, erhöhen Zinn und Blei die Festfreßbeständigkeit.

(5) Dauerfestigkeit

Die Dauerfestigkeit der Proben BA bis BE wurde unter Bedingung B gemessen. Die Ergebnisse sind in Fig. 9 gezeigt. Die Proben BD und BE zeigen eine verhältnismäßig große Ab nahme in der Dauerfestigkeit, wenn die Zahl der größten Siliciumteilchen zunimmt.

(6) Verschleißfestigkeit

Das Ausmaß des Verschleißes der Probe BC2 wurde unter der folgenden Bedingung gemessen:

Bedingung C:
Prüfgerät:
Mischschmier-Prüfgerät

Bedingung:
Gegenstück (eine Welle): FCD70
Oberflächenrauhheit des Lagers: 0,8 bis 0,9 µm Rz
Schmieröl: Flüssiges Paraffin
Drehung der Welle: 100 U.p.M.
Durchmesser der Welle: 40 mm ⌀
Härte der Welle: 200 bis 300 Hv
Belastung: 245,3 N.

Zum Zweck des Vergleichs wurde das Ausmaß des Ver schleißes einer 20% Sn - 1% Cu-Al-Legierung ohne Si unter der Bedingung C gemessen. Die Ergebnisse der Messung sind in Fig. 10 gezeigt. Der Verschleiß des Vergleichsmaterials nahm im Verlauf der Zeit zu, der Verschleiß des Werkstoffes, hergestellt gemäß vorliegender Erfindung, hörte jedoch im wesentlichen nach 1 Stunde auf. Die gegenwärtigen Erfinder erklären die sen Unterschied wie folgt: Der Vergleichswerkstoff, hauptsächlich die weiche Zinnphase davon, wird durch das Ge genstück, d. h. eine Welle, ununterbrochen abgerieben und der Vergleichswerkstoff verschleißt somit ohne Unterbrechung. Andererseits werden im Werkstoff, hergestellt gemäß der vorliegenden Erfindung, die konvexe Oberflächenrauhheit des Gegenstücks, d. h. einer Welle, sowie Ränder, Kanten und dergl., die um den auf der Oberfläche des Gegenstücks vorhandenen Kugelgraphit entste hen, während der anfänglichen Gleitperiode durch grobe Siliciumteilchen abgerieben oder abgeschliffen, die in der Ober fläche des Lagers vorhanden sind. Als ein Ergebnis erleidet die Welle eine solche Veränderung, daß ihre Oberfläche eine vorteilhafte Gleitbedingung zwischen der Welle und dem Lager erfährt, wobei diese Bedingung praktisch Flüssig schmierung ist, die direkten Kontakt zwischen der Welle und dem Lager verhindert und somit deren Verschleiß beendet.

(7) Verschleiß der Welle

Die Rauhheit des Gegenstücks, d. h. einer Welle, der Proben BA, BB und BC wurde unter Bedingung C gemessen. Die Ergebnisse sind in Fig. 11 gezeigt, in der keine Änderung der Rauhheit der Welle durch die Ordinate 0 (µm) angegeben ist und eine Aufrauhung der Wellenoberfläche durch die Plus-Ordinate angezeigt ist.

Wie aus Fig. 11 hervorgeht, tritt eine Aufrauhung der Welle infolge des Lagers auf, wenn keine Siliciumteilchen mit einer Größe von 5 Mikron oder mehr pro 3,56×10^-2 mm² vor handen sind, d. h. 0 Teilchen auf der Abszisse.

Die Glättung der Welle wird gefördert, wenn die Zahl der größten Siliciumteilchen groß ist und die Teilchengröße groß ist. Diese Ergebnisse unterstützen die Annahme, daß grobe Siliciumteilchen die Wirkung der gleichmäßigen Glättung der kleinen Unebenheiten auf der Wellenoberfläche haben. Zusätzlich zeigt die Probe BC mit großen Siliciumteilchen bis zu einer Größe von etwa 20 Mikron die stärkste Glättung der Welle. Eine solche Glättung ist außergewöhnlich und zeigt die Eignung der groben Siliciumteilchen.

Beispiel 10

Die Festfreßbelastung der Proben B36 bis B42 wird in Fig. 12 durch die Kurven -0- wiedergegeben. Zum Zweck des Vergleichs werden Lager nach dem gleichen Verfahren als dem gemäß vorliegender Erfindung erzeugt. Jedoch wird die Alu miniumlegierung, die 15% Sn, 3%,Pb, 0,5% Cu, 0,4% Cr und verschiedene Gehalte an Silicium enthält, vor dem Druckver schweißen bei 350°C geglüht. Die Festfreßbelastung der Ver gleichsproben ist in Fig. 12 durch die Kurven ∎ wieder gegeben.

Wie aus Fig. 12 hervorgeht, war die Festfreßbeständig keit der Proben erhöht, wenn die Größe der Siliciumteilchen der Proben durch die Hochtemperatur-Wärmebehandlung gemäß vor liegender Erfindung gesteuert wurde.

Das Ausmaß des Verschleißes der Proben gemäß vorliegen der Erfindung und der Vergleichsproben wurde unter Bedingung G gemessen.

Bedingung G:
Prüfgerät:
Mischschmier-Prüfgerät

Bedingung:
Gegenstück (eine Welle: FCD70
Oberflächenrauhheit der Welle: 0,8 bis 0,9 µm Rz
Schmieröl: flüssiges Paraffin
Drehung der Welle: 100 U.p.M
Durchmesser der Welle: 40 mm⌀
Härte der Welle: 200 bis 300 Hv
Belastung: 245,3 N
Dauer der Prüfung: 5 Stunden.

Die Ergebnisse der Messung sind in Fig. 13 gezeigt. Wie aus Fig. 13 hervorgeht, erreicht die Hochtemperatur- Wärmebehandlung gemäß vorliegender Erfindung eine Steuerung der Größe der Siliciumteilchen und verbessert erheblich die Verschleißfestigkeit der zinnhaltigen Aluminiumlegierung.

Beispiel 11

Eine Aluminiumlegierung mit einem Gehalt von 3% Si, 15% Sn, 3% Pb, 0,5% Cu und 0,4 Cr wird vor dem Druckver schweißen einem Glühen bei den nachstehend angegebenen unter schiedlichen Temperaturen unterworfen und die Mikrostrukturen in einer horizontalen Ebene sind in den nachstehend aufge führten Figuren gezeigt.

270°C (Vergleichsbeispiel, eine Niedertemperatur-Wärmebehandlung)
Fig. 14
400°C	Fig. 15
480°C (langsames Kühlen wurde nach dem Erhitzen durchgeführt)	Fig. 16
530°C	Fig. 17

In Fig. 14, die die Struktur des Vergleichsbeispiels zeigt, haben die meisten der Siliciumteilchen eine Größe von weniger als 5 Mikron und einige der Siliciumteilchen mit einer Größe von 5 Mikron oder mehr haben eine nadelförmige flache Form, die in Walzrichtung gestreckt ist.

Fig. 15 ist ein Beispiel, in dem die Größe der Sili ciumteilchen gesteuert und dadurch eine Größe von 5 bis 10 Mikron erhalten wird. Aus einem Vergleich von Fig. 14 und Fig. 15 kann gesehen werden, daß in Fig. 15 die Zahl der kleinen Siliciumteilchen mit einer Größe unter 5 Mikron ver mindert ist und daß grobe und kugelige Siliciumteilchen mit einer Größe von 5 Mikron oder mehr erzeugt werden. Deshalb kann vermutet werden, daß die feinen Siliciumteilchen infol ge der Hochtemperatur-Wärmebehandlung ineinander aufgehen und zu groben Teilchen verändert werden.

In Fig. 16 ist die Größe der Siliciumteilchen auf mehr als 10 Mikron bis 20 Mikron oder weniger gesteuert und in Fig. 17 ist die Größe der Siliciumteilchen auf mehr als 20 Mikron bis 30 Mikron oder weniger eingestellt. Die Aus scheidungen, die im Vergleich mit den kugeligen Teilchen lang sind, sind Sn + Pb-Legierungsteilchen. Wie aus einem Ver gleich der Fig. 15 und 16 hervorgeht, vergröbern die Teil chen aus der Sn + Pb-Legierung infolge der Hochtemperatur- Wärmebehandlung. Die Teilchen aus der Sn + Pb-Legierung wer den infolge der Hochtemperatur-Wärmebehandlung unregelmäßig ge formt, wie polygonal geformt. Das Verhalten der Teilchen aus der Sn + Pb-Legierung und das Verhalten der Siliciumteilchen während der Hochtemperatur-Wärmebehandlung sind also deutlich verschieden.

In dieser Hinsicht kann aufgrund der allgemeinen Kenntnis von zinn(blei)-haltigen metallischen Werkstoffen bis zu einem bestimmten Grad vorhergesehen werden, daß die Form der Teilchen der Sn + Pb-Legierung sich infolge Schmelzens und Erweichens änderte, da die Teilchen der Sn + Pb-Legierung einen niedrigen Schmelzpunkt haben. Dagegen gibt es keine technisch vernünftige Erklärung für den Einbau von Silicium teilchen und die dabei auftretende Entstehung einer kugeli gen Gestalt.

Beispiel 12 (Legierung auf Al-Si-Pb-Basis)

In Tabelle 16 ist die Zusammensetzung und die Silicium teilchenverteilung von Aluminiumlegierungsproben angegeben.

Die Festfreßbelastung der in Tabelle 16 angegebenen Pro ben wurde unter Bedingung A gemessen. Die Ergebnisse der Mes sung sind in Fig. 18 gezeigt, in der die Abszisse die Zahl der größten Siliciumteilchen angibt. Die folgenden Tatsachen gehen aus Fig. 18 hervor.

Die Festfreßbelastung wurde durch die größten Silicium teilchen beeinflußt. D.h. die Festfreßbelastung steigt in der folgenden ansteigenden Ordnung von CA, CB, CC, CD und CE. Die Festfreßbelastung der anderen Proben als CA steigt in Über einstimmung mit der Zahl der größten Siliciumteilchen. Die Festfreßbelastung der Probe CA, die außerhalb der vorliegen den Erfindung ist, betrug höchstens 4905 N/cm². Die Festfreß belastung nach der vorliegenden Erfindung ist zweimal so hoch wie diejenige von Probe CA.

Beispiel 13

Die Festfreßbelastung und Dauerfestigkeit der in Tabel le 17(1) angegebenen Proben wurde unter Bedingung B gemessen. Die Ergebnisse der Messung sind in Tabelle 17(2) angegeben. Aus Tabelle 17(2) geht hervor, daß die Festfreßbelastung ge mäß vorliegender Erfindung erhöht ist und die Dauerfestigkeit infolge der groben Siliciumteilchen nicht verschlechtert ist.

Die Anzahl der Siliciumteilchen mit einer Größe unter 5 Mikron wurde nicht gemessen. Das Gegenstück, d. h. eine Wel le, das zur Messung der Festfreßbelastung verwendet wurde, bestand aus Kohlenstoffstahl für Maschinen- und Bauzwecke (S55C). Die Lagerlegierung, hergestellt gemäß vorliegender Erfindung, ist auch dann nützlich, wenn der Kohlenstoff des Gegenstücks nicht als Graphit anwesend ist.

Tabelle 17 (2)

Prüfergebnisse

Beispiel 14

Proben mit einem Siliciumgehalt von 1% wurden den glei chen Versuchen, wie diejenigen in Beispiel 13 unterworfen und es wurden die in Tabellen 18 (1) und (2) angegebenen Er gebnisse erhalten. Diese Ergebnisse sind die gleichen, wie diejenigen in Beispiel 13.

Tabelle 18 (2)

Prüfergebnisse

Beispiel 15

Proben mit einem Siliciumgehalt von 3% wurden den gleichen Versuchen wie diejenigen in Beispiel 13 unterworfen und die in den Tabellen 19 (1) und (2) angegebenen Ergebnisse wur den erhalten. Die Ergebnisse waren praktisch die gleichen wie diejenigen in Beispiel 13.

Tabelle 19 (2)

Prüfergebnisse

Beispiel 16

Proben mit einem Siliciumgehalt von 4,7% wurden den gleichen Versuchen, wie diejenigen in Beispiel 13 unterwor fen und es wurden die in Tabelle 20 (1) und (2) angegebenen Ergebnisse erhalten. Die Ergebnisse sind praktisch die glei chen wie diejenigen in Beispiel 13.

Tabelle 20 (2)

Prüfergebnisse

Beispiel 17

Die Festfreßbelastung der Probe CC3 von Beispiel 13 wur de unter Bedingung A gemessen, außer daß die Oberflächenrauh heit der Welle aus Kugelgraphit-Gußeisen, d. h. des Gegen stücks, geändert wurde. Die Festfreßbelastung einer 4% Sn - 1% Cu-Al-Legierung wurde zum Zweck des Vergleichs gemessen. Die Ergebnisse der Messung sind in Tabelle 21 ange geben.

Tabelle 21

Festfreßbelastung (9,81 N/cm²)

Es ist ersichtlich, daß die Festfreßbelastung der vor liegenden Erfindung unabhängig von der Oberflächenrauhheit des Gegenstücks hervorragend ist. Der Werkstoff des Ver gleichsbeispiels enthält praktisch keine kristallisierten Hartteilchen. Zusätzlich haben die weichen Sn-Phasen eines solchen Werkstoffes die Anpassungsfähigkeit gemäß der allge meinen Lehre und ergeben eine Al-Legierung mit Festfreßbe ständigkeit. Deshalb gibt Tabelle 21 einen Hinweis auf die Unterschiede zwischen den Wirkungen der besonderen Anpas sungsfähigkeit auf die Festfreßbeständigkeit und diejenigen der Anpassungsfähigkeit nach der allgemeinen Lehre. Da das Gegenstück aus Kugelgraphit-Gußeisen besteht, sollte sehr deutlich sein, daß der Werkstoff gemäß der vorliegenden Er findung eine hohe Festfreßbeständigkeit gegen Kugelgraphit- Gußeisen aufweist.

Beispiel 18

Wie Tabelle 13 zeigt, wurde die Ve 58962 00070 552 001000280000000200012000285915885100040 0002003249133 00004 58843rteilung der Sili ciumteilchen der Proben konstant gehalten und der Siliciumge halt geändert. Die Festfreßbeständigkeit der Proben wurde unter Bedingung A gemessen und die Ergebnisse sind in Fig. 19 gezeigt. Die Dauerfestigkeit wurde unter Bedingung B gemessen und die Ergebnisse sind in Tabelle 22 gezeigt.

Wie aus Fig. 19 hervorgeht, ist die Festfreßbelastung am höchsten, wenn der Siliciumgehalt etwa 3% beträgt. Wie vorstehend erwähnt wurde, wird die Festfreßbelastung durch die Anzahl und Größe der größten Siliciumteilchen gesteuert, solange der Siliciumgehalt innerhalb des Bereichs der vor liegenden Erfindung liegt. Im vorliegenden Beispiel, in dem die Zahl der Siliciumteilchen mit einer Größe von 5 Mikron konstant gehalten wurde, übte jedoch der Silicium gehalt einen Einfluß auf die Festfreßbelastung aus. Feine Siliciumteilchen mit einer Größe unter 5 Mikron scheinen einen solchen Einfluß auszuüben.

Wie aus Tabelle 22 hervorgeht, nimmt die Dauerfestig keit bei einem Siliciumgehalt von mehr als 5% ab. Es scheint, daß dies auf die vorher erwähnten feinen Teilchen zurückzu führen ist.

Beispiel 19

Die gleichen Versuche wie diejenigen in Beispiel 13, 14, 15 und 16 werden durchgeführt, wobei die Arten des Blei und dergl. und Kupfer und dergl. geändert werden. Die Ergebnisse sind in den Tabellen 23 (1) und 23 (2) angegeben. Wie aus diesen Tabellen hervorgeht, kann eine befriedigende Fest freßbelastung und Dauerfestigkeit erhalten werden, wenn ver schiedene gegebenenfalls eingesetzte Elemente verwendet wer den.

Tabelle 23 (2)

Beispiel 20

Die folgenden Versuche werden unter Verwendung einer in Tabelle 16 angegebenen Probe durchgeführt.

(1) Einfluß der Temperatur des Schmieröls

Die Festfreßbelastung der Probe CC3 und einer 4% Sn - 1% Cu-Al-Legierung als Vergleichsbeispiel wurde unter Bedingung A gemessen, in welcher die Öltemperatur 80°C und 140°C betrug. Die Ergebnisse sind in Tabelle 24 angegeben.

Tabelle 24

(Festfreßbelastung in 9,81 N/cm²)

Wie aus Tabelle 24 hervorgeht, besteht ein sehr großer Unterschied in der Festfreßbelastung zwischen dem Werkstoff der vorliegenden Erfindung und demjenigen des Vergleichs beispiels bei einer hohen Temperatur.

(2) Einfluß des Gegenstücks (eine geschmiedete Welle und eine Kugelgraphit-Gußeisen-Welle) bei einer Schmieröl temperatur von 140°C

Die Festfreßbelastung der Probe CC3 und der 4% Sn - 1% Cu-Al-Legierung wurde unter Bedingung A gemes sen (Öltemperatur 140°C), wobei die Ergebnisse in der fol genden Tabelle angegeben sind.

Tabelle 25

Festfreßbelastung (9,81 N/cm²)

(3) Verschleißfestigkeit

Das Ausmaß des Verschleißes der Probe CC3 und der 4% Sn - 1% Cu-Al-Legierung wurden unter Bedingung C ge messen. Die Ergebnisse sind in Fig. 20 gezeigt. Der Ver schleiß des Vergleichsmaterials nahm im Verlauf der Zeit zu, während der Verschleiß des Werkstoffs, hergestellt gemäß vorliegender Er findung, im wesentlichen nach 1 Stunde aufhörte. Die gegenwärtigen Erfinder erklären diesen Unterschied wie folgt.

In dem Werkstoff, hergestellt gemäß der vorliegenden Erfindung, werden die konvexe Oberflächenrauhheit des Gegenstücks, d. h. einer Wel le,und Ränder, Kanten und dergl., die um den auf der Oberflä che des Gegenstücks vorhandenen Kugelgraphit entstehen, während der anfänglichen Gleitperiode durch grobe Silicium teilchen abgerieben oder abgeschliffen, die auf der Oberflä che des Lagers vorhanden sind. Als ein Ergebnis erleidet die Welle eine Veränderung, daß ihre Oberfläche eine vorteil hafte Gleitbedingung zwischen der Welle und dem Lager er fährt, wobei diese Bedingung praktisch Flüssigschmie rung ist, die direkten Kontakt zwischen der Welle und dem Lager verhindert und somit deren Verschleiß beendet.

Beispiel 21 (Vergleichsbeispiel)

Lager wurden nach dem gleichen Verfahren wie dem gemäß der vorliegenden Erfindung hergestellt, ausgenommen, daß die Aluminiumlegierung mit einem Gehalt von 3% Sn, 3% Pb, 0,5% Cu und 4% Cr bei 350° geglüht wurde, bevor sie druckverschweißt wurde. Die Festfreßbelastung wurde unter Bedingung A gemessen und die Ergebnisse der Messung sind in Fig. 21 gezeigt. Wenn die in den Fig. 19 und 21 gezeig ten Freßbelastungen verglichen werden, wobei der Silicium gehalt von beiden identisch ist, d. h. weniger als 5%, ist es augenscheinlich, daß die Festfreßbelastung der vorliegen den Erfindung beträchtlich höher als diejenige des Ver gleichsbeispiels ist.

Das Ausmaß des Verschleißes der vorstehend erwähnten Vergleichsprobe und der Proben C33 bis 38 (Beispiel 17) der vorliegenden Erfindung wurde unter Bedingung C gemessen. Die Ergebnisse der Messung sind in Fig. 22 gezeigt. Aus dieser Zeichnung geht hervor, daß die Verschleißfestigkeit der bleihaltigen Aluminiumlegierung beträchtlich erhöht wird, wenn die Größe der Siliciumteilchen durch die Hochtempera tur-Wärmebehandlung gemäß vorliegender Erfindung gesteuert wird.

Beispiel 22

Eine Aluminiumlegierung mit einem Gehalt von 3% Si, 4% Pb, 0,5% Cu und 0,4% Cr wurde vor dem Druckverschwei ßen bei den nachstehend angegebenen verschiedenen Tempera turen geglüht und die Mikrostrukturen in einer horizontalen Ebene wurden festgestellt.

200°C (Vergleichsbeispiel, eine Tieftemperatur-Wärme behandlung)
400°C
480°C
530°C (langsame Kühlung wurde nach dem Erhitzen durch geführt).

In der Struktur des Vergleichsbeispiels hatten die meisten Siliciumteilchen eine Größe von weniger als 5 Mikron und einige Siliciumteilchen mit einer Größe von 5 Mikron oder mehr eine nadelförmige flache Form, gestreckt in Walzrich tung.

Die Größe der Siliciumteilchen kann beispielsweise durch Ausführen einer Wärmebehandlung bei 400°C gesteuert werden. Dabei können Siliciumteilchen mit einer Größe von 5 bis 10 Mikron erhalten werden. Aus einem Vergleich des Ver gleichsbeispiels und der Wärmebehandlung bei 400°C kann gese hen werden, daß die Anzahl der feinen Siliciumteilchen mit einer Größe unter 5 Mikron abnimmt und daß grobe und kugeli ge Siliciumteilchen mit einer Größe von 5 Mikron oder mehr infolge einer bei 400°C durchgeführten Wärmebehandlung ent stehen. Deshalb kann angenommen werden, daß infolge einer Hochtemperaturbehandlung die feinen Siliciumteilchen inein ander aufgehen und zu groben Teilchen verändert werden.

Infolge der bei 400°C und 480°C durchgeführten Wärme behandlungen wird die Größe der Siliciumteilchen auf mehr als 10 Mikron bis 20 Mikron oder weniger bzw. mehr als 20 Mikron bis 30 Mikron oder weniger eingestellt. Aufgefundene andere lange Kristalle als die kugeligen Siliciumteilchen sind Pb- Legierungsteilchen. Aus einem Vergleich der bei 480°C durch geführten Wärmebehandlung und der bei 530°C durchgeführten Wärmebehandlung geht hervor, daß die Teilchen aus der Pb-Le gierung infolge einer Wärmebehandlung bei höherer Temperatur vergröbern. Die Teilchen der Pb-Legierung nehmen infolge einer Hochtemperatur-Wärmebehandlung eine unregelmäßige Form an und die Siliciumteilchen nehmen eine reguläre Form, wie eine polygonale Form an. Das Verhalten der Teilchen aus der Pb- Legierung und das Verhalten der Siliciumteilchen während der Hochtemperatur-Wärmebehandlung sind also deutlich verschieden.

Beispiel 23

Tabelle 26 zeigt die Zusammensetzung der Aluminiumlegie rung und die Verteilung der Siliciumteilchen der Proben. In dieser Tabelle und den folgenden Beschreibungen ist die Anzahl der Siliciumteilchen pro 3,56×10^-2 mm² aufgeführt, sofern nichts anderes angegeben ist. Die Anzahl der Siliciumteilchen mit einer Größe von 2 bis 5 Mikron wurde in den Proben DB1 bis DE1 nicht gemessen.

Die Festfreßbelastung der Proben von Tabelle 26 wurde unter der folgenden Bedingung gemessen, in der die Gleitbedingung durch die Verwendung eines Schmieröls mit niedriger Viskosität hart gemacht wurde.

Bedingung A′:
Prüfgerät:
Festfreß-Prüfeinrichtung vom Journal-Typ.

Bedingungen:
Gegenstück (eine Welle): FCD70
Schmieröl: SAE5W-30
Oberflächenrauhheit der Welle: 0,4 bis 0,6 µm Rz
Schmieröltemperatur: 160 ± 2,5°C
Drehung der Welle: 1000 U.p.M.
Durchmesser der Welle: 52 mm
Härte der Welle: 200 bis 300 Hv
Belastung: 490,1 N/cm² am Beginn und dann Erhöhung um 490,1 N/cm² alle 30 Minuten
Rauhheit des Lagers: 1 bis 1,8 µm Rz
Durchmesser des Lagers: 52 mm.

Die Ergebnisse der Messung der Festfreßbelastung sind in Fig. 24 gezeigt. Die Abszisse von Fig. 24 zeigt die An zahl der größten Siliciumteilchen der Proben. Die Proben wurden in 5 Gruppen DA, DB, DC, DD und DE in Übereinstimmung mit den 5 Bereichen der größten Siliciumteilchen unterteilt. Die folgende Tatsache ergibt sich aus Fig. 24. Die Fest freßbelastung wird durch die Anzahl der größten Silicium teilchen beeinflußt und wird praktisch nicht durch die An zahl der Siliciumteilchen mit geringerer Größe beeinflußt.

Die gegenwärtigen Erfinder schlagen eine Begrenzung auf mindestens 5 Siliciumteilchen mit einer Größe von mindestens 5 Mikron vor.

Beispiel 24

Die Festfreßbelastung unter Bedingung A, die Dauerfestig keit unter Bedingung B′ und das Ausmaß des Verschleißes unter Bedingung G der in Tabelle 27 (1) gezeigten Proben wurden ge messen.

Bedingung B′:
Prüfgerät:
Alternierende Belastungsprüfeinrichtung

Bedingungen:
Gegenstück (eine Welle): S55C
Schmieröl: SAE10W 30
Oberflächenrauhheit: 0,8 µm Rz
Schmieröltemperatur: 140 ± 2,5°C
Schmieröldruck: 49,1 N/cm²
Umdrehung der Welle: 3000 U.p.M.
Durchmesser der Welle: 52⌀
Härte der Welle: 500 bis 600 Hv
Anzahl der Umdrehungen der Welle: 10⁷
Rauhheit des Lagers: 1 bis 1,8 µm Rz
Durchmesser des Lagers: 52×20 mm.

Die Ergebnisse der Messung sind in Tabelle 27 (2) ange geben. Aus dieser Tabelle geht hervor, daß in Übereinstim mung mit der vorliegenden Erfindung die Festfreßbeständig keit und die Verschleißfestigkeit erhöht und die Dauerfestig keit infolge der groben Si-Teilchen nicht nennenswert ver mindert wird.

Das Ausmaß des Verschleißes wurde unter Bedingung G gemessen.

Prüfgerät:
Mischschmierungsprüfgerät

Bedingungen:
Gegenstück (eine Welle): FCD70
Oberflächenrauhheit der Welle: 0,8 bis 0,9 µm Rz
Schmieröl: flüssiges Paraffin
Umdrehung der Welle: 100 R.p.M.
Durchmesser der Welle: 40 mm
Härte der Welle: 200 bis 300 Hv
Belastung: 245,3 N
Dauer der Prüfung: 5 Stunden.

Beispiel 25

Proben mit einem Siliciumgehalt von 8% wurden den gleichen Versuchen als die in Beispiel 24 unterzogen und die in den Tabellen 28 (1) und 28 (2) angegebenen Ergebnis se wurden erhalten. Die Ergebnisse waren praktisch die glei chen wie diejenigen in Beispiel 24.

Beispiel 26

Proben mit einem Siliciumgehalt von 11% wurden den gleichen Versuchen wie die in Beispiel 24 unterzogen. Die Ergebnisse sind in den Tabellen 29 (1) und 29 (2) angegeben. Die Ergebnisse waren praktisch die gleichen wie die in Bei spiel 24.

Beispiel 27

Wie in Tabelle 30 gezeigt, wurde die Verteilung der Siliciumteilchen der Proben konstant gehalten und der Sili ciumgehalt geändert. Die Festfreßbeständigkeit der Proben wurde unter Bedingung A′ gemessen und die Ergebnisse sind in Fig. 25 gezeigt. Die Dauerfestigkeit wurde unter Bedingung B′ gemessen und die Ergebnisse sind in Fig. 26 gezeigt.

Wie aus Fig. 25 hervorgeht, erreicht die Festfreßbela stung einen Maximalwert, wenn der Siliciumgehalt etwa 6% be trägt. Wie vorstehend erwähnt, wird die Beständigkeit gegen Festfressen nach der vorliegenden Erfindung durch die Tatsache erreicht, daß die Siliciumteilchen eine besondere Anpassungs fähigkeit aufweisen und die Welle stützen. Da in dem vorlie genden Beispiel die Verteilung der Siliciumteilchen mit einer Größe von mindestens 5 Mikron konstant gehalten wird, wird angenommen, daß der Beitrag der besonderen Anpassungsfähigkeit zur Festigkeit gegen Festfressen unabhängig vom Siliciumgehalt konstant ist. Die Festfreßbelastung, d. h. die Beständigkeit gegen Festfressen ist jedoch am höchsten bei einem Siliciumge halt von etwa 6%, da die Wirkungen der feinen Siliciumteil chen mit einer Größe unter 5 Mikron besonders auffällig sind und die groben Siliciumteilchen in der Aluminiummatrix sehr stark unterstützen. Wenn der Siliciumgehalt mehr als etwa 6% beträgt, ist die Verläßlichkeit der Aluminiummatrix, insbe sondere die Verläßlichkeit des dynamischen Verhaltens der Alu miniummatrix, schlecht und die Erscheinung der Ermüdung ist herausragend mit dem Ergebnis, daß die Festigkeit der Alu miniummatrix verringert ist und so die Beständigkeit gegen Festfressen der gesamten Legierung erniedrigt ist.

Wie aus Fig. 26 hervorgeht, ist die Festfreßbeständig keit wegen der Anwesenheit der vorstehend beschriebenen feinen Teilchen niedrig, wenn der Siliciumgehalt 5% über steigt.

Beispiel 28

Die Festfreßbelastung, die Dauerfestigkeit und das Aus maß des Verschleißes von Proben, in denen unterschiedliche Ar ten von Blei und dergl., Kupfer und dergl. und Chrom verändert wurden, wurden gemessen. Die Ergebnisse sind in den Tabel len 31 (1) bis 33 (2) angegeben. Wie aus diesen Tabellen her vorgeht, macht es die Steuerung der groben Siliciumteilchen gemäß vorliegender Erfindung möglich, Aluminiumlegierungen zu erhalten, die verschiedene Arten von zusätzlichen Elementen enthalten und hervorragende Lagereigenschaften haben.

Beispiel 29

Die in Tabelle 26 angegebenen Proben wurden den folgenden Versuchen unterzogen:

(1) Verschleißprüfung (Bedingung G)

Die Ergebnisse sind in Fig. 27 gezeigt. Wie aus Fig. 27 hervorgeht, wird die Verschleißfestigkeit einer Sn enthal tenden Aluminiumlegierung zuerst durch die größten Silicium teilchen bestimmt, d. h. eine der Gruppen DA bis DE, und dann durch die Anzahl der größten Siliciumteilchen.

(2) Einfluß der Schmieröltemperatur

Die Festfreßbelastung der Probe DC2 wurde unter Bedingung A′ gemessen, in der die Schmieröltemperatur 80°C und 140°C betrug. Zum Zweck des Vergleichs wurde auch die Festfreßbe lastung einer 20% Sn- 1% Cu-Al-Legierung unter Bedingung A′ gemessen. Die Ergebnisse sind in Tabelle 34 angegeben.

Tabelle 34

Festfreßbelastung (9,81 N/cm²)

Wie aus dieser Tabelle hervorgeht, besteht ein großer Unterschied in der Festfreßbelastung zwischen dem Werkstoff, hergestellt gemäß der vorliegenden Erfindung, und dem Werkstoff des Vergleichs beispiels bei hoher Temperatur.

(3) Einfluß des Gegenstücks (eine geschmiedete Welle oder eine Welle aus Kugelgraphit-Gußeisen) bei einer Öltempe ratur von 140°C

Die Festfreßbelastung der Probe DC2 und einer 20% Sn - 1% Cu-Al-Legierung als Vergleichsbeispiel wurde unter Bedingung A gemessen, in der die Öltemperatur 140°C betrug. Die Ergebnisse sind in der folgenden Tabelle angegeben.

Tabelle 35

Festfreßbelastung (9,81 N/cm²)

Es bestand kein Unterschied in der Festfreßbelastung zwischen dem Werkstoff, hergestellt gemäß der vorliegenden Erfindung, und dem Werkstoff des Vergleichsbeispiels, wenn das Gegenstück ge schmiedet war, aber der Unterschied war sehr groß, wenn das Gegenstück Kugelgußeisen (DC1) war.

(4) Streuung der Werte der Festfreßbelastung

Drei Proben von DC2 und drei Vergleichsproben mit der Zusammensetzung 20% Sn-1% Cu-Al und drei Vergleichspro ben mit der Zusammensetzung 8% Si-1% Cu-Al wurden herge stellt. In den Vergleichsproben war die Größe der Siliciumteil chen geringer als 5 Mikron. Die Festfreßbelastung der Pro ben wurde unter Bedingung A′ gemessen. Die Ergebnisse sind in Fig. 28 gezeigt. Wie aus Fig. 28 hervorgeht, war im Werk stoff, hergestellt gemäß der vorliegenden Erfindung, (DC2) die Festfreßbelastung hoch und die Streuung der Werte gering.

(5) Verschleißfestigkeit

Das Ausmaß des Verschleißes der Probe DC2 wurde unter Bedingung C gemessen.

Zum Zweck des Vergleichs wurde das Ausmaß des Verschlei ßes einer 20% Sn-1% Cu-Al-Legierung - COMPD(1), frei von Silicium, und einer 8% Si-1% Cu-Al-Legierung-COMPD(2) - unter Bedingung c gemessen. Die Ergebnisse der Messung sind in Fig. 29 gezeigt. Der Verschleiß der Vergleichswerkstoffe stieg mit dem Verlauf der Zeit an, während der Verschleiß des Werkstoffs gemäß vorliegender Erfindung praktisch nach 2 Stunden aufhörte. Die gegenwärtigen Erfinder erklären die sen Unterschied wie folgt: Die Vergleichswerkstoffe (1) und (2), hauptsächlich die weichen Zinnphasen davon, werden un unterbrochen durch das Gegenstück, d. h. eine Welle, abgerie ben und die Vergleichswerkstoffe verschleißen so ohne Unter brechung. Im Vergleichswerkstoff (2) trugen die Silicium teilchen mit einer Größe unter 5 Mikron nicht nennenswert zur Verschleißfestigkeit bei und die Aluminiummatrix war in folge der geringen Menge an Weichmetall spröde. Andererseits werden im Werkstoff der vorliegenden Erfindung die konvexe Oberflächenrauhheit des Gegenstücks, d. h. einer Welle, und die Ränder, Kanten und dergl., die um den auf der Oberfläche des Gegenstücks vorhandenen Kugelgraphit entstehen, während einer anfänglichen Gleitperiode durch grobe Siliciumteilchen abgerieben oder abgeschliffen, die auf der Oberfläche des La gers vorhanden sind. Als ein Ergebnis erleidet die Welle eine solche Veränderung, daß ihre Oberfläche eine vorteilhafte Gleitbedingung zwischen der Welle und dem Lager erfährt, wobei diese Bedingung praktisch Flüssigschmierung ist, die direkten Kontakt zwischen der Welle und dem Lager verhindert und so mit deren Verschleiß beendet.

Beispiel 30

Aluminiumlegierungen von Vergleichsproben mit einem Ge halt von 15% Sn, 3% Pb, 0,5% Cu, 0,4 Cr und verschiedenen Gehalten an Silicium wurden einer Lagerherstellungsstufe unterzogen, aber wurden bei 350°C geglüht, bevor sie druck verschweißt wurden. Die Festfreßbelastung der Vergleichspro ben wurde unter Bedingung A′ gemessen. Die Ergebnisse sind in Fig. 30 gezeigt. Wie aus einem Vergleich von Fig. 30 und Fig. 25 hervorgeht, wurde die Festfreßbeständigkeit der Proben erhöht, wenn die Größe der Siliciumteilchen der Pro ben durch eine Hochtemperatur-Wärmebehandlung gemäß vorlie gender Erfindung gesteuert wurde.

Das Ausmaß des Verschleißes der Proben D29 bis D36 (Tabelle 31) gemäß vorliegender Erfindung und der Vergleichs proben wurde unter Bedingung G gemessen.

Die Ergebnisse sind in Fig. 31 gezeigt. Wie aus dieser Zeichnung hervorgeht, ergibt die Hochtemperatur-Wärmebehand lung gemäß vorliegender Erfindung eine Steuerung der Größe der Siliciumteilchen und erhöht beträchtlich die Verschleiß festigkeit der zinnhaltigen Aluminiumlegierung (D29 bis 36).

Eine Aluminiumlegierung mit einem Gehalt von 8% Si, 15% Sn, 3% Pb, 0,5% Cu und 0,4 Cr wurde bei den nachste hend angegebenen Temperaturen geglüht, bevor sie druckver schweißt wurde, und die Mikrostrukturen in einer horizonta len Ebene sind in den nachstehend angegebenen Figuren ge zeigt.

270°C (Vergleichsbeispiel, eine Wärmebehandlung bei ver hältnismäßig niedriger Temperatur): Fig. 32.
500°C (eine Hochtemperatur-Wärmebehandlung; langsames Abkühlen wurde nach dem Erwärmen durchgeführt): Fig. 33.

Beispiel 31

Die Festfreßbelastung der Proben von Tabelle 36 wurde unter der folgenden Bedingung gemessen, bei der die Gleitbe dingung durch die Verwendung eines Schmieröls mit niedriger Viskosität hart gemacht wurde. Die Anzahl der Siliciumteil chen mit einer Größe von 2 bis 5 Mikron der Proben EB1 bis ED3 wurde nicht gemessen.

Die Ergebnisse sind in Fig. 34 gezeigt. Die Abszisse von Fig. 34 zeigt die Anzahl der größten Siliciumteilchen der Proben. Die Proben wurden in fünf Gruppen EA bis ED in Über einstimmung mit den vier Bereichen der größten Siliciumteil chen unterteilt. Wie aus Fig. 34 hervorgeht, wurde die Fest freßbelastung durch die Anzahl der größten Siliciumteilchen beeinflußt und wurde praktisch nicht beeinflußt durch die An zahl der Siliciumteilchen mit geringerer Größe.

Dies berücksichtigend schlagen die gegenwärtigen Erfin der eine Begrenzung auf mindestens fünf Siliciumteilchen mit einer Größe von mindestens 5 Mikron vor.

Beispiel 32

Die Festfreßbelastung und die Dauerfestigkeit der in Ta belle 36 (1) gezeigten Proben wurde unter Bedingung A′ bzw. Bedingung B′ gemessen. Das Ausmaß des Verschleißes wurde ebenfalls gemessen.

Die Ergebnisse sind in Tabelle 37 (2) angegeben. Wie aus dieser Tabelle hervorgeht, wurden in Übereinstimmung mit der vorliegenden Erfindung die Festfreßbeständigkeit und Verschleißbeständigkeit erhöht und die Dauerfestigkeit wurde infolge der groben Si-Teilchen nicht nennenswert erniedrigt.

Tabelle 37 (2)

Prüfergebnisse

Beispiel 33

Proben mit einem Siliciumgehalt von 7% wurden den gleichen Versuchen wie diejenigen in Beispiel 32 unterzogen und die in den Tabellen 38 (1) und 38 (2) angegebenen Er gebnisse wurden erhalten. Die Ergebnisse waren praktisch die gleichen wie die in Beispiel 32.

Tabelle 38 (2)

Prüfergebnisse

Beispiel 34

Proben mit einem Siliciumgehalt von 9% wurden den gleichen Versuchen wie diejenigen in Beispiel 32 unterzo gen. Die Ergebnisse sind in den Tabellen 39 (1) und 39 (2) angegeben. Die Ergebnisse waren praktisch die gleichen, wie diejenigen in Beispiel 32.

Tabelle 39 (2)

Prüfergebnisse

Beispiel 35

Proben mit einem Siliciumgehalt von 11% wurden den gleichen Versuchen wie diejenigen in Beispiel 32 unterzogen. Die Ergebnisse sind in den Tabellen 40 (1) und 40 (2) an gegeben. Die Ergebnisse waren praktisch die gleichen wie die jenigen in Beispiel 32.

Tabelle 40 (2)

Prüfergebnisse

Beispiel 36

Wie in Tabelle 41 gezeigt, wurde die Verteilung der Si liciumteilchen der Proben konstant gehalten und der Silicium gehalt geändert. Die Festfreßbeständigkeit der Proben wurde unter Bedingung A′ gemessen und die Ergebnisse sind in Fig. 35 gezeigt. Die Dauerfestigkeit wurde unter Bedingung B′ gemessen und die Ergebnisse sind in Fig. 36 gezeigt.

COMP-E in Fig. 35 zeigt ein Vergleichsbeispiel, in dem eine Aluminiumlegierung mit einem Gehalt von 4% Pb, 0,5% Cu, 0,4 Cr und bis zu 10% Si bei 350°C wärmebehandelt wurde, bevor sie druckverschweißt wurde.

Wie aus Fig. 35 hervorgeht, erreichte die Festfreßbe lastung einen Maximalwert, wenn der Siliciumgehalt etwa 8% betrug. Wie vorstehend erwähnt wurde, wird die Festfreßbe lastung gemäß vorliegender Erfindung durch die Tatsache er reicht, daß die Siliciumteilchen eine besondere Anpassungsfä higkeit ergeben und die Welle stützen. Da in dem vorliegen den Beispiel die Verteilung der Siliciumteilchen mit einer Größe von 5 Mikron oder mehr konstant gehalten wird, ist der Beitrag der besonderen Anpassungsfähigkeit zur Festfreßbe ständigkeit vermutlich konstant ungeachtet des Siliciumge halts. Jedoch ist die Festfreßbelastung, d. h. die Beständig keit gegen Festfressen, am höchsten bei einem Siliciumgehalt von etwa 6%, da die Wirkungen der feinen Siliciumteilchen mit einer Größe unter 5 Mikron besonders auffällig sind und die groben Siliciumteilchen in der Aluminiummatrix stark unterstützen. Wenn der Siliciumgehalt mehr als etwa 6% be trägt, ist die Verläßlichkeit der Aluminiummatrix, insbesonde re die Verläßlichkeit des dynamischen Verhaltens der Alu miniummatrix, schlecht und die Erscheinung der Ermüdung ist auffallend, mit dem Ergebnis, daß die Festigkeit der Alumi niummatrix vermindert ist und so die Festfreßbeständigkeit der ganzen Legierung erniedrigt ist.

Wie aus Fig. 36 hervorgeht, ist die Dauerfestigkeit we gen der Gegenwart der vorstehend beschriebenen feinen Teil chen gering, wenn der Siliciumgehalt 5% übersteigt.

Das Ausmaß des Verschleißes der Proben E21 bis E29, bei denen die Größe der Siliciumteilchen gesteuert wurde und der Vergleichsproben wurde unter Bedingung G gemessen. Die Er gebnisse sind in Fig. 37 gezeigt. Wie aus Fig. 37 hervor geht, ist die Verschleißfestigkeit der Aluminiumlegierung, die Blei und dergl. enthält, erhöht, wenn die Größe der Si liciumteilchen der Proben durch die Hochtemperatur-Wärme behandlung gemäß vorliegender Erfindung gesteuert wird.

Beispiel 37

Es werden die Festfreßbelastung, die Dauerfestigkeit und das Ausmaß des Verschleißes von Proben gemessen, in de nen verschiedene Arten von Blei und dergl., Kupfer und dergl. und Chrom geändert wurden. Die Ergebnisse sind in den Tabel len 40 (1) bis 44 (2) angegeben. Wie aus diesen Tabellen her vorgeht, macht es die Steuerung der groben Siliciumteilchen gemäß vorliegender Erfindung möglich, Aluminiumlegierungen zu erhalten, die verschiedene Arten von zusätzlichen Elemen ten enthalten und hervorragende Lagereigenschaften aufweisen.

Tabelle 42 (2)

Prüfergebnisse

Tabelle 43 (2)

Prüfergebnisse

Beispiel 38 (1) Einfluß der Temperatur des Schmieröls

Die Festfreßbelastung der Proben EC2 und einer 4% Pb - 1% Cu-Al-Legierung als Vergleichsbeispiel (COMP) wurde unter Bedingung A′ gemessen, in der die Temperatur des Schmieröls 80°C und 140°C betrug. Die Ergebnisse sind in Ta belle 45 gezeigt.

Tabelle 45

Festfreßbelastung (9,81 N/cm²)

Es ist zu sehen, daß in der Festfreßbelastung zwischen dem Werkstoff, hergestellt gemäß der vorliegenden Erfindung, und demjenigen des Vergleichsbeispiels bei einer hohen Temperatur ein sehr großer Unterschied bestand.

(2) Einfluß des Gegenstücks (eine geschmiedete Welle und eine Welle aus Kugelgraphit-Gußeisen) bei einer Öltempe ratur von 140°C

Die Festfreßbelastung der Probe EC2 und einer 20% Sn- 1 % Cu-Al-Legierung als Vergleichsbeispiel wurde unter Bedin gung A′ gemessen, in der die Öltemperatur 140°C betrug. Die Ergebnisse sind in der folgenden Tabelle angegeben.

Tabelle 46

Festfreßbelastung (9,81 N/cm²)

Wenn das Gegenstück eine geschmiedete Welle war, be stand kein großer Unterschied in der Festfreßbelastung zwi schen dem Werkstoff, hergestellt gemäß der vorliegenden Erfindung, und dem Werk stoff des Vergleichsbeispiels, aber es bestand ein sehr großer Unterschied, wenn das Gegenstück aus Kugelgraphit- Gußeisen bestand.

(3) Verschleißfestigkeit

Das Ausmaß des Verschleißes der Probe EC2 wurde unter der vorstehend beschriebenen Bedingung gemessen.

Zum Zweck des Vergleichs wurde das Ausmaß des Verschlei ßes einer 4% Pb-1% Cu-Al-Legierung - COMPE - frei von Silicium, und einer 8% Si-1% Cu-Al-Legierung - COMPD (2) unter Bedingung C gemessen. Die Ergebnisse sind in Fig. 38 gezeigt. Der Verschleiß des Vergleichswerkstoffs nahm mit dem Verlauf der Zeit zu, während der Verschleiß des Werk stoffs, hergestellt gemäß vorliegender Erfindung, praktisch nach 4 Stunden aufhörte. Die gegenwärtigen Erfinder erklären diesen Unter schied wie folgt. Der Vergleichswerkstoff, hauptsächlich die weichen Zinnphasen davon, werden durch das Gegenstück, d. h. eine Welle, ununterbrochen abgerieben und die Vergleichswerk stoffe verschleißen deshalb ohne Unterbrechung. Andererseits werden beim Werkstoff, hergestellt gemäß der vorliegenden Erfindung, die konvexe Oberflächenrauhheit des Gegenstücks, d. h. einer Welle, und Ränder, Kanten und dergl., die um den auf der Oberfläche des Gegenstücks vorhandenen Kugelgraphit entstehen, während einer anfänglichen Gleitperiode durch grobe Siliciumteilchen ab gerieben oder abgeschliffen, die auf der Oberfläche des La gers vorhanden sind. Als ein Ergebnis erleidet die Welle eine derartige Veränderung, daß ihre Oberfläche eine vorteilhafte Gleitbedingung zwischen der Welle und dem Lager erfährt, wobei diese Bedingung praktisch Flüssigschmierung ist, die direkten Kontakt zwischen der Welle und dem Lager verhindert und somit deren Verschleiß beendet.

Beispiel 39

Eine Aluminiumlegierung mit einem Gehalt von 8% Si, 4% Pb, 0,5 Cu und 0,4 Cr wurde bei den nachstehend angege benen Temperaturen geglüht, bevor sie druckverschweißt wur de. Die Mikrostrukturen in der horizontalen Ebene wurden festgestellt.

270°C (Vergleichsbeispiel, eine Wärmebehandlung bei niedriger Temperatur)
500°C (langsames Kühlen wurde nach dem Erwärmen durch geführt).

Es wurde festgestellt, daß die flachen Siliciumteilchen kugelig geworden sind.

Beispiel 40

Tabelle 47 zeigt die Zusammensetzungen der Aluminiumle gierung und die Verteilungen der Hartteilchen der Proben.

Die Festfreßbelastung der in Tabelle 47 angegebenen Pro ben wurde unter Bedingung A geprüft.

Die Ergebnisse sind in Fig. 39 gezeigt. Die Abszisse von Fig. 39 zeigt die Anzahl der größten Hartteilchen der Proben. Die Proben wurden in fünf Gruppen FA bis FE in Übereinstimmung mit den fünf Bereichen der größten Hart teilchen unterteilt. Die folgenden Tatsachen ergeben sich aus Fig. 39.

(A) Die Festfreßbelastung wurde von der Anzahl der größten Hartteilchen beeinflußt und wurde praktisch nicht beeinflußt von der Zahl der Hartteilchen mit geringerer Größe.
(B) Die Festfreßbelastung steigt mit der Erhöhung der Anzahl der größten Hartteilchen an. Andere Proben als die Gruppe FA, die größere Hartteilchen enthalten als diejenigen von Gruppe FA, zeigen größeren Anstieg der Fest freßbelastung als die Proben der Gruppe FA.

Unter Berücksichtigung der vorstehend erwähnten Tatsa chen (A) und (B) schlagen die gegenwärtigen Erfinder eine Be grenzung auf mindestens fünf Hartteilchen mit einer Größe von mindestens 5 Mikron vor.

Beispiel 41

Die Festfreßbelastung und die Dauerfestigkeit der in Ta belle 48 (1) gezeigten Proben wurden unter Bedingung B gemes sen.

Die Ergebnisse sind in Tabelle 48 (2) angegeben. Aus dieser Tabelle geht hervor, daß in Übereinstimmung mit der vor liegenden Erfindung die Festfreßbeständigkeit und die Ver schleißfestigkeit erhöht wurden und die Dauerfestigkeit in folge der groben Teilchen nicht nennenswert erniedrigt wur de.

Die Anzahl der Hartteilchen mit einer Größe unter 5 Mikron wurde nicht gemessen und ist somit in Tabelle 48 (1) nicht angegeben.

Da das Gegenstück (eine Welle) aus einem Kohlenstoff stahl für Maschinen- und Konstruktionszwecke (S55C) besteht, ist die Lagerlegierung gemäß vorliegender Erfindung auch mit einem solchen Gegenstück wirksam, dessen Kohlenstoff nicht als Graphit vorliegt.

Tabelle 48 (2)

Prüfergebnisse

Beispiel 42

Proben mit einem Mangangehalt von 1% wurden den glei chen Versuchen wie diejenigen in Beispiel 41 unterzogen und die in den Tabellen 49 (1) und 49 (2) angegebenen Ergebnisse wurden erhalten. Die Ergebnisse sind praktisch die gleichen wie diejenigen in Beispiel 41.

Tabelle 49 (2)

Prüfergebnisse

Beispiel 43

Proben mit einem Mangangehalt von 3% wurden den glei chen Versuchen wie diejenigen in Beispiel 42 unterzogen. Die Ergebnisse sind in den Tabellen 50 (1) und 50 (2) ange geben. Die Ergebnisse waren praktisch die gleichen wie die jenigen in Beispiel 42.

Tabelle 50 (2)

Prüfergebnisse

Beispiel 44

Proben mit einem Mangangehalt von 11% wurden den glei chen Versuchen wie diejenigen in Beispiel 41 unterzogen. Die Ergebnisse sind in den Tabellen 51 (1) und 51 (2) angegeben. Die Ergebnisse waren praktisch die gleichen wie diejenigen in Beispiel 41.

Tabelle 51 (2)

Prüfergebnisse

Beispiel 45

Die Festfreßbelastung der Probe FC2 von Beispiel 40 wurde unter Bedingung A geprüft. In dieser Prüfung wurde jedoch die Oberflächenrauhheit des Gegenstücks, d. h. einer Welle aus Kugelgraphit-Gußeisen geändert. Zum Zweck des Vergleichs wur de die Festfreßbelastung einer 20% Sn-1% Cu-Al-Legie rung (COMP) gemessen. Die Ergebnisse sind in Fig. 40 gezeigt. Aus Fig. 40 geht hervor, daß die Festfreßbelastung der vor liegenden Erfindung unabhängig von der Oberflächenrauhheit des Gegenstücks hervorragend ist. Der Werkstoff des Vergleichs beispiels enthält praktisch keine kristallisierten Hartteil chen und die weichen Sn-Phasen eines solchen Werkstoffs ha ben die Anpassungsfähigkeit nach der allgemeinen Lehre und er geben eine Al-Legierung mit Festfreßbeständigkeit. Fig. 40 gibt deshalb einen Hinweis auf die Unterschiede zwischen den Wirkungen der besonderen Anpassungsfähigkeit auf die Fest freßbeständigkeit und denjenigen der Anpassungsfähigkeit nach der allgemeinen Lehre. Da das Gegenstück aus Kugelgraphit- Gußeisen besteht, kann gut verstanden werden, daß der Werk stoff gemäß vorliegender Erfindung eine hohe Festfreßbestän digkeit gegen Kugelgraphit-Gußeisen aufweist.

Beispiel 46

Wie in Tabelle 52 gezeigt, wurde die Verteilung der Hartteilchen konstant gehalten und der Gehalt an jedem Ele ment der Gruppe Mangan und dergl. wurde geändert. Die Fest freßbeständigkeit der Proben wurde unter Bedingung A gemes sen und die Ergebnisse sind in Fig. 41 gezeigt. Die Dauer festigkeit wurde unter Bedingung B gemessen und die Ergebnis se sind in Fig. 42 gezeigt.

Wie aus Fig. 41 hervorgeht, erreicht die Festfreßbe lastung einen Maximalwert, wenn der Gehalt an Mangan und dergl. etwa 4% beträgt. Wie vorstehend erwähnt, wird die Festfreßbeständigkeit gemäß vorliegender Erfindung durch die Tatsache erreicht, daß die Siliciumteilchen die besondere An passungsfähigkeit ergeben und die Welle stützen. In dem vor liegenden Beispiel, in dem die Verteilung der Teilchen mit einer Größe von 5 Mikron oder mehr konstant gehalten wird, übt der Gehalt an Mangan und dergl. einen gewissen Einfluß auf die Festfreßbelastung aus. Vermutlich ist das auf die feinen Hartteilchen mit einer Größe unter 5 Mikron zurückzu führen.

Wie aus Fig. 42 hervorgeht, ist die Dauerfestigkeit ge ring, wenn der Gehalt an Mangan und dergl. 5% überschreitet. Vermutlich ist dies auch auf die feinen Hartteilchen mit einer Größe unter 5 Mikron zurückzuführen.

Beispiel 47

Proben, in denen unterschiedliche Arten von Blei und dergl. und Kupfer und dergl. geändert wurden, wurden den gleichen Versuchen wie diejenigen in den Beispielen 41, 42, 43 und 44 unterzogen. Die Ergebnisse sind in den Tabellen 53 (1) und 53 (2) angegeben. Wie aus diesen Tabellen hervorgeht, kann eine befriedigende Festfreßbelastung und Dauerfestigkeit erhalten werden, wenn verschiedene Arten von gegebenenfalls vorhandenen Elementen eingesetzt werden.

Tabelle 53 (2)

Beispiel 48

Die folgenden Versuche wurden unter Verwendung einer in Tabelle 47 angegebenen Probe durchgeführt.

(1) Einfluß der Temperatur des Schmieröls

Die Festfreßbelastung einer Probe FC2 und einer 20% Sn- 1% Cu-Al-Legierung als Vergleichsbeispiel wurde unter Be dingung A gemessen, in der die Öltemperatur 80°C und 140°C betrug. Die Ergebnisse sind in Tabelle 54 angegeben.

Tabelle 54

Festfreßbelastung

Wie aus Tabelle 54 hervorgeht, bestand ein besonders großer Unterschied in der Festfreßbelastung zwischen dem Werkstoff der vorliegenden Erfindung und demjenigen des Vergleichsbeispiels bei einer hohen Temperatur.

(2) Einfluß des Gegenstücks (eine geschmiedete Welle und eine Welle aus Kugelgraphit-Gußeisen) bei einer Öltem peratur von 140°C

Die Festfreßbelastung der Probe FC2 und einer 20% Sn- 1 % Cu-Al-Legierung auf Vergleichsbeispiel wurde unter Be dingung A gemessen, in der die Öltemperatur 140°C betrug. Die Ergebnisse sind in Tabelle 55 angegeben.

Tabelle 55

Festfreßbelastung (9,81 N/cm²)

Der Unterschied in der Festfreßbelastung zwischen dem Werkstoff, hergestellt gemäß der vorliegenden Erfindung, und dem Werkstoff des Vergleichsbeispiels war nicht so groß, wenn das Gegenstück eine geschmiedete Welle war. Dagegen war der Unterschied sehr groß, wenn das Gegenstück Kugelgraphit-Gußeisen war (DCI).

(3) Verschleißfestigkeit

Zum Zweck des Vergleichs wurde das Ausmaß des Ver schleißes von Probe FC2 und der 20% Sn-1% Cu-Al-Legie rung unter Bedingung G′ gemessen.

Bedingung G′
Prüfeinrichtung:
Mischschmierprüfgerät
Bedingungen:
Gegenstück (eine Welle): FCD70
Oberflächenrauhheit der Welle: 0,8 bis 0,9 µm Rz
Schmieröl: Flüssiges Paraffin
Umdrehung der Welle: 100 U.p.M.
Durchmesser der Welle: 40 mm ⌀
Härte der Welle: 200 bis 300 Hv
Belastung: 245,3 N
Dauer der Prüfung: 5 Stunden.

Die Ergebnisse sind in Fig. 43 gezeigt. Der Verschleiß des Vergleichswerkstoffs stieg mit dem Verlauf der Zeit an, während der Verschleiß des Werkstoffs gemäß vorliegender Er findung praktisch nach 1 Stunde aufhörte. Die gegenwärtigen Erfinder erklären diesen Unterschied wie folgt.

Im Werkstoff der vorliegenden Erfindung werden die kon vexe Oberflächenrauhheit des Gegenstücks, d. h. einer Welle, und Ränder, Kanten und dergl., die um den auf der Ober fläche des Gegenstücks vorhandenen Kugelgraphit entstehen, während einer ersten Gleitperiode durch grobe Hartteilchen abgerieben oder abgeschliffen, die auf der Oberfläche des Lagers vorhanden sind. Als ein Ergebnis erleidet die Welle eine solche Veränderung, daß ihre Oberfläche eine vorteilhafte Gleitbedingung zwischen der Welle und dem Lager erfährt, wobei diese Bedingung praktisch Flüssigschmierung ist, die direkten Kontakt zwischen der Welle und dem Lager ver hindert und so deren Abnutzung beendet.

Beispiel 49

Aluminiumlegierungen von Vergleichsproben, die 15% Sn, 3% Pb, 0,5% Cu, 0,4% Cr und verschiedene Gehalte an Man gan und dergl. enthielten, wurden einer Lagerherstellungs stufe unterzogen, jedoch bei 350°C geglüht, bevor sie druck verschweißt wurden. Die Festfreßbelastung der Vergleichspro ben wurde unter Bedingung A gemessen. Die Ergebnisse sind in Fig. 44 gezeigt. Wie aus einem Vergleich von Fig. 44 und Fig. 41 hervorgeht wird die Festfreßbeständigkeit be trächtlich erhöht, wenn die Hochtemperatur-Wärmebehandlung gemäß vorliegender Erfindung ausgeführt wird.

Das Ausmaß des Verschleißes von Proben gemäß vorlie gender Erfindung und den Vergleichsproben wurde unter Be dingung C gemessen.

Die Ergebnisse sind in Fig. 45 gezeigt. Wie aus dieser Zeichnung hervorgeht, erreicht die Hochtemperatur-Wärmebe handlung gemäß vorliegender Erfindung eine Steuerung der Größe der Siliciumteilchen und erhöht beträchtlich die Ver schleißfestigkeit der zinnhaltigen Aluminiumlegierung.

Beispiel 50

Eine Aluminiumlegierung mit einem Gehalt von 8% Si, 15% Sn, 3% Pb, 0,5% Cu und 0,4% Cr wird bei den nachste hend angegebenen Temperaturen einem Glühen unterzogen, bevor sie druckverschweißt wird, und die Mikrostrukturen in einer horizontalen Ebene sind in den nachstehenden Figuren ge zeigt.

270°C (Vergleichsbeispiel, eine Wärmebehandlung bei ver hältnismäßig niedriger Temperatur): Fig. 46
500°C (langsames Kühlen wurde nach dem Erwärmen durch geführt): Fig. 47

Wie aus diesen Figuren hervorgeht, wurden die flachen Teilchen in kugelige Form gebracht.

Beispiel 51

Tabelle 56 zeigt die Zusammensetzung der Aluminiumle gierungen und die Verteilung der Hartteilchen der Proben.

Die Festfreßbelastung der in Tabelle 56 angegebenen Pro ben wurde unter den folgenden Bedingungen geprüft:

Bedingung A′′
Prüfeinrichtung:
Festfreßprüfgerät vom Journal-Typ

Bedingungen:
Gegenstück (eine Welle): FCD70
Schmieröl: SAE10W-30
Oberflächenrauhheit der Welle: 0,6 bis 0,8 µm Rz
Schmieröltemperatur: 160 ± 2,5°C
Umdrehung der Welle: 1000 U.p.M.
Durchmesser der Welle: 52 mm
Härte der Welle: 200 bis 300 Hv
Belastung: 490,1 N/cm² am Beginn und dann eine Er höhung um 490,1 N/cm² alle 30 Minuten
Rauhheit des Lagers: 1 bis 1,8 µm Rz
Durchmesser des Lagers: 52 mm.

Die Ergebnisse sind in Fig. 48 gezeigt. Die Abszisse von Fig. 48 zeigt die Zahl der größten Hartteilchen der Proben. Die Proben wurden in 5 Gruppen von GA bis GD in Übereinstimmung mit den fünf Bereichen der größten Hart teilchen unterteilt. Folgendes geht aus Fig. 48 hervor.

A. Die Festfreßbelastung wurde durch die Anzahl der größten Hartteilchen beeinflußt und wurde praktisch nicht beeinflußt von der Anzahl der Hartteilchen mit geringerer Größe.
B. Die Festfreßbelastung stieg in Übereinstimmung mit einer Erhöhung der Anzahl der größten Hartteilchen an. Ande re Proben als die Gruppe GA, die größere Siliciumteilchen ent hielten als diejenigen der Gruppe GA, zeigten einen größeren Anstieg der Festfreßbelastung als die Proben der Gruppe GA.

Unter Berücksichtigung von A und B schlagen die gegen wärtigen Erfinder eine Begrenzung auf mindestens fünf Hart teilchen mit einer Größe von mindestens 5 Mikron vor.

Beispiel 52

Die Festfreßbelastung und die Dauerfestigkeit der in Ta belle 57 (1) gezeigten Proben wurden gemessen. Die Dauer festigkeit wurde unter Bedingung B gemessen.

Tabelle 57 (1)

Zusammensetzung der Aluminiumlegierungsproben und Verteilung der Manganteilchen

Die Ergebnisse sind in Tabelle 57 (2) angegeben. Aus dieser Tabelle geht hervor, daß in Übereinstimmung mit der vorliegenden Erfindung die Festfreßbeständigkeit und die Verschleißfestigkeit erhöht wurden und die Dauerfestigkeit infolge der groben Hartteilchen nicht wesentlich verschlech tert wurde.

Die Anzahl der Hartteilchen mit einer Größe unter 5 Mikron wurde nicht gemessen und ist so in Tabelle 57 (1) nicht angegeben.

Da das Gegenstück (eine Welle) aus einem Kohlenstoff stahl für Maschinen und Bauzwecke (S55C) besteht, ist der Werkstoff, hergestellt gemäß vorliegender Erfindung, als solch ein Gegen stück wirksam, dessen Kohlenstoff nicht als Graphit vorliegt.

Tabelle 57 (2)

Prüfergebnisse

Beispiel 53

Proben mit einem Gehalt an Mangan und dergl. von 8% wurden den gleichen Versuchen unterzogen wie diejenigen in Beispiel 51 und die in den Tabellen 58 (1) und 58 (2) ange gebenen Ergebnisse wurden erhalten. Die Ergebnisse waren praktisch die gleichen wie diejenigen in Beispiel 51.

Tabelle 58 (1)

Zusammensetzung der Aluminiumlegierungsproben und Verteilung der Manganteilchen

Tabelle 58 (2)

Prüfergebnisse

Beispiel 54

Proben mit einem Gehalt an Mangan und dergl. von 11% wurden den gleichen Versuchen unterzogen wie diejenigen in Beispiel 52. Die Ergebnisse sind in den Tabellen 59 (1) und 59 (2) angegeben. Die Ergebnisse waren praktisch die gleichen wie diejenigen in Beispiel 52.

Tabelle 59 (1)

Zusammensetzung der Aluminiumlegierungsproben und Verteilung der Manganteilchen

Tabelle 59 (2)

Prüfergebnisse

Beispiel 55

Wie in Tabelle 60 gezeigt, wurde die Verteilung der Hartteilchen der Proben konstant gehalten und der Gehalt an jedem Element der Gruppe Mangan und dergl. wurde geändert. Die Festfreßbelastung der Proben wurde unter Bedingung A′′ gemessen und die Ergebnisse sind in Fig. 49 gezeigt. In Fig. 49 ist auch die Festfreßbelastung der Vergleichsbei spiele gezeigt.

Die Aluminiumlegierungen der Vergleichsbeispiele, die 4% Pb, 0,5% Cu, 0,4% Cr und verschiedene Gehalte an Mangan und dergl. enthielten, wurden einem Lagerherstel lungsschritt unterzogen, wurden aber bei 350°C geglüht, bevor sie druckverschweißt wurden und so wurde die Größe der Hartteilchen nicht gesteuert. Die Festfreßbelastung der Vergleichsproben wurde unter Bedingung A′ gemessen. Die Ergebnisse sind in Fig. 49 gezeigt. Wie aus Fig. 49 her vorgeht, war die Festfreßbelastung der Proben gemäß vorlie gender Erfindung beträchtlich höher als diejenige der Ver gleichsproben.

Wie aus Fig. 49 hervorgeht, erreicht die Festfreßbe lastung einen Sättigungswert, wenn der Gehalt an Mangan und dergl. etwa 4% beträgt. Wie vorstehend angegeben wurde, wird die Festfreßbelastung durch die Anzahl und Dimension der größten Hartteilchen beeinflußt, wenn der Gehalt an Mangan und dergl. in den Bereich der vorliegenden Erfindung fällt. Im vorliegenden Beispiel, in dem die Verteilung der Teilchen mit einer Größe von 5 Mikron oder mehr konstant ge halten wurde, übte der Gehalt an Mangan und dergl. einigen Einfluß auf die Festfreßbelastung aus. Vermutlich ist das auf die feinen Hartteilchen mit einer Größe von weniger als 5 Mikron zurückzuführen.

Die Dauerfestigkeit wurde unter Bedingung B gemessen und die Ergebnisse sind in Fig. 50 gezeigt.

Wie aus Fig. 50 hervorgeht, ist die Dauerfestigkeit gering, wenn der Gehalt an Mangan und dergl. 4% über schreitet. Auch dies ist vermutlich auf die feinen Hart teilchen mit einer Größe von weniger als 5 Mikron zurückzu führen.

Tabelle 60

Zusammensetzung der Aluminiumlegierungsproben und Verteilung der Siliciumteilchen

Beispiel 56

Proben, in denen unterschiedliche Arten von Blei und dergl. und Kupfer und dergl. geändert wurden, wurden den gleichen Versuchen wie diejenigen in den Beispielen 51, 52, 53 und 54 unterzogen. Die Ergebnisse sind in den Tabellen 61 (1) und 61 (2) angegeben. Wie aus diesen Tabellen her vorgeht, wurden eine befriedigende Festfreßbelastung und Dauerfestigkeit erreicht, wenn verschiedene gegebenenfalls vorhandene Elemente eingesetzt wurden.

Tabelle 61 (2)-1

Tabelle 61 (2)-2

Tabelle 61 (2)-3

Beispiel 57

Die in Tabelle 56 angegebenen Proben werden den folgenden Versuchen unterzogen:

(1) Einfluß der Temperatur des Schmieröls

Die Festfreßbelastung der Probe GC2 wurde unter Bedin gung A′′ gemessen, in der die Temperatur des Schmieröls 80°C und 140°C betrug. Zum Zweck des Vergleichs wurde die Fest freßbelastung einer 4% Pb - 1% Cu-Al-Legierung gemessen. Die Ergebnisse sind in Tabelle 62 angegeben.

Aus Tabelle 62 geht hervor, daß ein sehr starker Unter schied in der Festfreßbelastung zwischen dem Werkstoff, hergestellt gemäß der vorliegenden Erfindung, und dem Werkstoff des Vergleichsbei spiels bei hoher Temperatur besteht.

Tabelle 62

Festfreßbelastung (9,81 N/cm²)

(2) Einfluß des Gegenstücks (eine geschmiedete Welle und eine Welle aus Kugelgraphit-Gußeisen) bei einer Öltemperatur von 140°C

Die Festfreßbelastung der Probe GC2 und einer 20% Sn- 1% Cu-Al-Legierung als Vergleichsbeispiel wurde unter Be dingung A′′ gemessen, in der die Öltemperatur 140°C betrug. Die Ergebnisse sind in Tabelle 63 angegeben.

Es bestand kein großer Unterschied in der Festfreßbe lastung zwischen den Werkstoffen, hergestellt gemäß der vorliegenden Erfindung, und des Vergleichsbeispiels, wenn das Gegenstück eine ge schmiedete Welle war. Der Unterschied war jedoch groß, wenn das Gegenstück aus Kugelgraphit-Gußeisen (FCD 70) bestand.

Tabelle 63

Festfreßbelastung (9,81 N/cm²)

(3) Verschleißfestigkeit

Das Ausmaß des Verschleißes der Probe GC2 wurde unter der Bedingung C gemessen.

Zum Zweck des Vergleichs wurde das Ausmaß des Ver schleißes einer 6% Pb - 1% Cu-Al-Legierung ohne Si unter Bedingung C gemessen. Die Ergebnisse sind in Fig. 51 ge zeigt. Der Verschleiß des Vergleichsmaterials stieg mit dem Verlauf der Zeit an, während der Verschleiß des Werkstoffs gemäß vorliegender Erfindung praktisch nach 1 Stunde auf hörte. Die gegenwärtigen Erfinder erklären diesen Unter schied wie folgt. Der Vergleichswerkstoff, hauptsächlich die weiche Zinnphase davon, wird ununterbrochen durch das Gegenstück, d. h. die Welle, abgerieben und der Vergleichs werkstoff verschleißt deshalb ununterbrochen. Andererseits wird im Werkstoff der vorliegenden Erfindung die konvexe Oberflächenrauhheit des Gegenstücks, d. h. einer Welle, und die Ränder, Kanten und dergl., die um den auf der Oberfläche des Gegenstücks anwesenden Kugelgraphit entstehen, während einer ersten Gleitperiode durch grobe Hartteilchen abgerieben oder abgeschliffen, die auf der Oberfläche des Lagers vorhanden sind. Als ein Ergebnis erleidet die Welle eine derartige Ver änderung, daß ihre Oberfläche eine vorteilhafte Gleitbedin gung zwischen der Welle und dem Lager erfährt, wo bei diese Bedingung praktisch Flüssigschmierung ist, die direkten Kontakt zwischen der Welle und dem Lager verhin dert und somit deren Verschleiß beendet.

Beispiel 58

Aluminiumlegierungen von Vergleichsproben mit einem Gehalt von 4% Pb, 0,5% Cu, 0,4% Cr und verschiedenen Siliciumgehalten wurden einem Lagerherstellungsschritt unterzogen, jedoch bei 350°C geglüht, bevor sie druckver schweißt wurden. Das Ausmaß des Verschleißes der Vergleichs proben wurde unter Bedingung G′ gemessen.

Bedingung G′
Prüfgerät:
Mischschmierungsprüfgerät

Bedingungen:
Gegenstück (eine Welle): FCD70
Oberflächenrauhheit der Welle: 0,8 bis 0,9 µm Rz
Schmieröl: Flüssiges Paraffin
Umdrehung der Welle: 100 U.p.M.
Durchmesser der Welle: 40 mm ⌀
Härte der Welle: 200 bis 300 Hv
Belastung: 245,3 N
Dauer der Prüfung: 5 Stunden.

Die Ergebnisse sind in Fig. 52 gezeigt.

Das Ausmaß des Verschleißes der Proben G25 bis G33 ist auch in Fig. 52 gezeigt. Wie aus Fig. 52 hervorgeht, wur de die Verschleißfestigkeit der zinnhaltigen Legierung er höht, wenn die Größe der Hartteilchen der Proben durch die Hochtemperatur-Wärmebehandlung gemäß vorliegender Erfindung gesteuert wurde.

Beispiel 59

Eine Aluminiumlegierung mit einem Gehalt von 5% Mn, 4% Pb, 0,5% Cu und 0,4% Cr wurde bei den nachstehend an gegebenen Temperaturen einem Glühen unterzogen, bevor sie druckverschweißt wurde. Die Mikrostrukturen in einer hori zontalen Ebene wurden erforscht und es wurde festgestellt, daß die flachen Hartteilchen infolge der Hochtemperatur-Wär mebehandlung gemäß vorliegender Erfindung in kugelförmige Gestalt überführt wurden.

270°C (Vergleichsbeispiel, eine Wärmebehandlung bei verhältnismäßig niedriger Temperatur)
500°C (langsames Abkühlen wurde nach dem Erwärmen durchgeführt).

Gewerbliche Anwendbarkeit

Die vorliegende Erfindung kann in der Automobilindu strie auf die Lager eines Innenverbrennungsmotors angewendet werden. Die Legierung, hergestellt gemäß der vorliegenden Erfindung, wird in Form eines Halbkreises, einer Druckscheibe, einer Büchse, einer Führung oder dergl. bearbeitet und wird als ein Lager verwendet, in dem die Legierung an ein Stützmetall gebun den ist oder als eine feste Form, in der es nicht an ein Stützmetall gebunden ist.

Claims

1. Verfahren zum Herstellen einer Legierung auf Aluminium basis für Verbundlager, mit 0,5 bis 11 Gew.-% mindestens eines Hartelements aus der Gruppe Silicium, Mangan, Eisen, Molybdän, Nickel, Zirkonium, Kobalt, Titan, Antimon, Chrom und Niob, wobei der Rest aus Aluminium und unvermeidbaren Verunreinigungen besteht, durch Schmelzen, Gießen, ein- oder mehrfaches Walzen mit Zwischenglühen, dadurch gekennzeichnet, daß zur Erzeugung von im wesentlichen kugelförmigen Hartteilchen, die einen größten Durchmesser im Bereich von 5 bis 40 µm aufweisen und in einer Flächenkonzentration von mindesten 5 Teilchen pro 3,56 × 10^-2 mm² in jedem beliebigen Teil der Legierung vorhanden sind, die Legierung nach dem letzten Walzen vor dem Druckverschweißen mit Stahlstützschalen in einem Temperaturbereich von über 350° bis 550°C mindestens 1½ Stunden geglüht und anschließend mit einer Geschwindigkeit von weniger als 200°C/Stunde abgekühlt wird.

2. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß als Hartelement 0,5 bis 5% Silicium verwendet wird.

3. Verfahren nach Anspruch 2, dadurch gekennzeichnet, daß eine Legierung mit zusätzlich 0,1 bis 2,0 Gew.-% mindestens eines der Elemente Kupfer oder Magnesium verwendet wird.

4. Verfahren nach Anspruch 2, dadurch gekennzeichnet, daß eine Legierung mit zusätzlich 0,1 bis 2,0 Gew.-% min destens eines der Elemente Kupfer und Magnesium und 0,1 bis 0,4 Gew.-% mindestens eines der Elemente Chrom und Mangan verwendet wird.

5. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß in der Legierung das Hartelement 0,5 bis weniger als 5% Silicium ist und außerdem 1 bis 35 Gew.-% Zinn enthalten ist.

6. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß in der Legierung 1 bis 35 Gew.-% Zinn und 0,1 bis 10 Gew.-% mindestens eines der Elemente Blei, Cadmium, Indium, Thallium und Wismut enthalten sind und das Hart element 0,5 bis weniger als 5% Silicium ist.

7. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß in der Legierung 1 bis 35 Gew.-% Zinn und 0,1 bis 2,0 Gew.-% mindestens eines der Elemente Kupfer und Magnesium enthalten sind und das Hartelement 0,5 bis we niger als 5% Silicium ist.

8. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß in der Legierung 1 bis 35 Gew.-% Zinn, 0,1 bis 10 Gew.-% mindestens eines der Elemente Blei, Cadmium, Indium, Thallium und Wismut und 0,1 bis 2,0% mindestens eines der Elemente Kupfer und Magnesium enthalten sind und das Hartelement 0,5 bis weniger als 5% Silicium ist.

9. Verfahren nach einem der Ansprüche 5 bis 8, dadurch ge kennzeichnet, daß in der Legierung der Zinngehalt 5 bis 25% und der Siliciumgehalt 2 bis weniger als 5% betra gen.

10. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß in der Legierung 0,1 bis 10 Gew.-% mindestens eines der Elemente Blei, Cadmium, Indium, Thallium und Wismut ent halten sind und das Hartelement 0,5 bis weniger als 5% Silicium ist.

11. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß in der Legierung 0,1 bis 10 Gew.-% mindestens eines der Elemente Blei, Cadmium, Indium, Thallium und Wismut und 0,1 bis 2,0 Gew.-% mindestens eines der Elemente Kupfer und Magnesium enthalten sind und das Hartelement 0,5 bis weniger als 5% Silicium ist.

12. Verfahren nach Anspruch 10 oder 11, dadurch gekennzeich net, daß in der Legierung der Gehalt an mindestens einem der Elemente Blei, Cadmium, Indium, Thallium und Wismut 1 bis 6% und der Siliciumgehalt nicht weniger als 2% beträgt.

13. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß in der Legierung 1 bis 35 Gew.-% Zinn enthalten ist und das Hartelement 5 bis 11% Silicium ist.

14. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß in der Legierung 1 bis 35 Gew.-% Zinn und 0,1 bis 10 Gew.-% mindestens eines der Elemente Blei, Cadmium, Indium, Thallium und Wismut enthalten sind und das Hart element 5 bis 11% Silicium ist.

15. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß in der Legierung 1 bis 35 Gew.-% Zinn und 0,1 bis 2,0 Gew.-% mindestens eines der Elemente Kupfer und Magnesium enthalten sind und das Hartelement 5 bis 11% Silicium ist.

16. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß in der Legierung 1 bis 35 Gew.-% Zinn und 0,1 bis 10 Gew.-% mindestens eines der Elemente Blei, Cadmium, Indium, Thallium und Wismut und 0,1 bis 2% mindestens eines der Elemente Kupfer und Magnesium enthalten sind und das Hartelement 5 bis 11% Silicium ist.

17. Verfahren nach einem der Ansprüche 14 bis 16, dadurch gekennzeichnet, daß in der Legierung der Gehalt an Zinn 3 bis 20% und der Gehalt an Silicium 5 bis 11% be trägt.

18. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß in der Legierung 0,1 bis 10 Gew.-% mindestens eines der Elemente Blei, Cadmium, Indium, Thallium und Wismut ent halten sind und das Hartelement 5 bis 11% Silicium ist.

19. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß in der Legierung 0,1 bis 10 Gew.-% mindestens eines der Elemente Blei, Cadmium, Indium, Thallium und Wismut und 0,1 bis 2 Gew.-% mindestens eines der Elemente Kupfer und Magnesium enthalten sind und das Hartelement 5 bis 11% Silicium ist.

20. Verfahren nach Anspruch 18 oder 19, dadurch gekennzeich net, daß in der Legierung der Gehalt an mindestens einem der Elemente Blei, Cadmium, Indium, Thallium und Wismut 1 bis 6% und der Siliciumgehalt 5 bis 9% beträgt.

21. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß in der Legierung 1 bis 35 Gew.-% Zinn enthalten sind und das Hartelement 0,5 bis 11 Gew.-% mindestens eines der Elemente Mangan, Eisen, Molybdän, Nickel, Zirkonium, Ko balt, Titan, Antimon, Chrom und Niob ist.

22. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß in der Legierung 1 bis 35% Zinn, 0,1 bis 10 Gew.-% min destens eines der Elemente Blei, Cadmium, Indium, Thal lium und Wismut enthalten sind und das Hartelement 0,5 bis 11% mindestens eines der Elemente Mangan, Eisen, Molybdän, Nickel, Zirkonium, Kobalt, Titan, Antimon, Chrom und Niob ist.

23. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß in der Legierung 1 bis 35 Gew.-% Zinn und 0,1 bis 2,0 Gew.-% mindestens eines der Elemente Kupfer und Mag nesium enthalten sind und das Hartelement 0,5 bis 11% mindestens eines der Elemente Mangan, Eisen, Molybdän, Nickel, Zirkonium, Kobalt, Titan, Antimon, Chrom und Niob ist.

24. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß in der Legierung 1 bis 35% Zinn, 0,1 bis 10% minde stens eines der Elemente Blei, Cadmium, Indium, Thallium und Wismut und 0,1 bis 2% mindestens eines der Elemente Kupfer und Magnesium enthalten sind und das Hartelement 0,5 bis 11% mindestens eines der Elemente Mangan, Eisen, Molybdän, Nickel, Zirkonium, Kobalt, Titan, Anti mon, Chrom und Niob ist.

25. Verfahren nach einem der Ansprüche 21 bis 24, dadurch gekennzeichnet, daß in der Legierung der Gehalt an Zinn 3 bis 20% und der Gehalt an dem Hartelement 1 bis 9% beträgt.

26. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß in der Legierung 0,1 bis 10% mindestens eines dem Ele mente Blei, Cadmium, Indium, Thallium und Wismut enthal ten sind und das Hartelement 0,5 bis 11% mindestens eines der Elemente Mangan, Eisen, Molybdän, Nickel, Zir konium, Kobalt, Titan, Antimon, Chrom und Niob ist.

27. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, daß in der Legierung 0,1 bis 10% mindestens eines der Ele mente Blei, Cadmium, Indium, Thallium und Wismut und 0,1 bis 2,0% mindestens eines der Elemente Kupfer und Mag nesium enthalten sind und das Hartelement 0,5 bis 11% mindestens eines der Elemente Mangan, Eisen, Molybdän, Nickel, Zirkonium, Kobalt, Titan, Antimon, Chrom und Niob ist.

28. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 27, dadurch ge kennzeichnet, daß Hartteilchen mit einer Größe von min destens 10 Mikron und höchstens 40 Mikron in einer An zahl von mindestens 2 pro 3,56×10^-2 mm² in jedem be liebigen Teil der Legierung vorhanden sind.

29. Verfahren nach Anspruch 28, dadurch gekennzeichnet, daß Hartteilchen mit einer Größe von mindestens 10 Mikron und höchstens 40 Mikron in einer Anzahl von mindestens 5 pro 3,56×10^-2 mm² in jedem beliebigen Teil der Legie rung vorhanden sind.

30. Verfahren nach einem der Ansprüche 13 bis 20, dadurch gekennzeichnet, daß Hartteilchen mit einer Größe von mindestens 17 Mikron und höchstens 40 Mikron, vorzugs weise mindestens 20 Mikron und höchstens 40 Mikron in einer Anzahl von mindestens 2 pro 3,56×10^-2 mm² in je dem beliebigen Teil der Legierung vorhanden sind.

31. Verfahren nach einem der Ansprüche 2 bis 12, dadurch ge kennzeichnet, daß Hartteilchen mit einer Größe von min destens 20 Mikron und höchstens 40 Mikron in einer An zahl von mindestens 2 pro 3,56×10^-2 mm² in jedem be liebigen Teil der Legierung vorhanden sind.

32. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 27, dadurch ge kennzeichnet, daß Hartteilchen mit einer Größe von min destens 20 Mikron und höchstens 40 Mikron in einer An zahl von mindestens 5 pro 3,56×10^-2 mm² in jedem be liebigen Teil der Legierung vorhanden sind.

33. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 3 und 5 bis 27, dadurch gekennzeichnet, daß in der Legierung zusätzlich 0,1 bis 0,4 Gew.-% mindestens eines der Elemente Chrom und Mangan enthalten sind, wobei Chrom und/oder Mangan nicht als Hartteilchen nach Anspruch 1 vorliegen.

34. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 33, dadurch ge kennzeichnet, daß die Glühbehandlung höchstens 6 Stunden beträgt.

35. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 34, dadurch gekennzeichnet, daß während des Walzens bei 280 bis 550°C, 1½ bis 6 Stunden zwischengeglüht, danach mit einer Geschwindigkeit von weniger als 200°C/Std. abgekühlt und nach dem Druckverschweißen mit der Stahlstützschale bei 300 bis 400°C, 1 bis 2 Stunden geglüht wird.

36. Verwendung einer nach dem Verfahren nach einem der An sprüche 1 bis 35 hergestellten Legierung für ein Lager einer aus Stahl, Kugelgraphit-Gußeisen oder Flockengra phit-Gußeisen bestehenden Welle.

37. Verwendung nach Anspruch 36, wobei die Hartteilchen in der Kontaktfläche des Lagers mit der Welle eine im we sentlichen kugelige Gestalt aufweisen.

38. Verwendung nach Anspruch 36 oder 37, wobei die Alumi niumlegierung mit einem Stützmetall verbunden ist.