CN1313911A

CN1313911A - 在铝基底上的合金中间层,尤其是粘结层

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Publication number: CN1313911A
Application number: CN99810020A
Authority: CN
Inventors: R·摩根; M·马尼尔
Original assignee: Miba Gleitlager Austria GmbH
Current assignee: Miba Gleitlager Austria GmbH
Priority date: 1998-07-29
Filing date: 1999-07-27
Publication date: 2001-09-19
Anticipated expiration: 2019-07-27
Also published as: DE19981425B4; CN1102964C; US6506503B1; BR9912538A; GB0102006D0; DE19981425D2; AU5270399A; AT407404B; GB2358406B; ATA130198A; WO2000006788A1; GB2358406A; KR100600075B1; JP2002521632A; KR20010071059A

Abstract

本发明涉及一种用于多层材料的铝基合金中间层,特别是粘结层,所述的多层材料具有不同成分的层,特别是摩擦轴承中的中间层。该合金含加入量的至少一种选自Sc、Y、Hf、Nb、Ta、La、镧系和锕系的元素,其含量最大为10wt%,优选为4wt%,特别是0.015－3.25wt%,所述含量均是相对于100%重量的合金,其余是铝和与熔炼相关杂质。

Description

在铝基底上的合金中间层，尤其是粘结层

本发明涉及铝基的中间层，以增强不同成分的金属物质的机械性能，还涉及由其制成的多层材料以及制备该多层材料的方法，如权利要求1、11和20的前序部分所指出的。

多层材料已普遍应用，特别是用于制备高速旋转部件如发动机轴的普通轴承，这种多层材料具有包括基底层-粘结层-轴承层的结构，尤其是当轴承层是由轻金属合金制成时。粘结层具有重要的作用，特别是当轻金属合金含诸如锡、铅或者类似的软性组分时。

通常使用工业纯的纯铝如Al 99.5作为粘结层。在研究过程中，设计用作现代发动机和机械装置的轻金属轴承合金需要承受增加的载荷，并且快速使多层材料联结变弱。例如，已经发现，在动态强度和耐热性方面，纯铝比新一代的轻金属轴承合金明显要差。

已经提出很多建议以减轻这些问题。例如DE 4037746 Al和DE4312537 Al提出使用可硬化铝合金作为粘结层。但是，由于结合各层的制造方法也包括热处理，这些可硬化材料的强度相应于其组织为最高水平。除了对所需的延展性有不可接受的有害影响外，当轴承点经受热和动态载荷时，还存在过时效的可能，从而降低最终产品的使用寿命，这是不希望的。

一种完全不同的方法是在基底层上镀覆镍、铜或者类似层，而无需使用铝基粘结层。由于轻金属轴承合金与镍、铜或者类似金属之间的冶金亲和力低，粘合和结合程度限制了结合强度，无论是否使用包括轻金属粘合层/轻金属轴承层的组合，通过热处理和扩散在粘合面上所产生的粘结力改进了增加数量的各层得到强度，这事实上体现了冶金扩散和反应区的特征。

本发明的下述目的是提供铝基中间层，提供更有效地将各层彼此结合而改进粘合材料的质量如机械性能。

通过权利要求1特征部分所给出的特征获得了该目的。其优点是可提供用于粘结铝合金材料的中间层，其不呈现任何明显的硬化性能，而由于弥散分布A₃M相呈现出高的延展性，尽管在制造方法中由于热处理而发生固化材料的破裂，但是能保持高强度。结果，可制得具有好的热稳定性、静态稳定性和动态稳定性。这种中间层非常适合于普通轴承，并且这种普通轴承的抗磨损层可由新型高强材料制成。其优点是这种中间层或者用于制备该中间层的材料具有高的再结晶温度，这意味着可在高温度下进行热处理或者形变加工，而不会降低硬度。其他优点是由于可以使用各个元素的组合，特别是权利要求1特征部分中所给定的元素，可以在具体范围内自由地调整材料特性，因此可控制中间层的制造成本。但是另一方面，能够在合金中同时引入放射性元素或者同位素如U₂₃₅，这说明为了试验的目的可在合金中加入示踪剂以在不同试验机上检测材料的性能。

权利要求2-7确定了本发明中间层的其他优选实施方案。通过使用这些元素或者作为大量可能组合的结果，特别是当使用该中间层作为轴承的粘结层时，该层可满足具体要求，尤其是构成摩擦轴承的其他层的性能。通过下面的详述，通过加入这些权利要求中的具体元素可得出这种效果。

其他的优点是权利要求8-10所给出的技术方案，即提供了硬度高至可使其与高强度材料如新型轴承材料结合的中间层，由于可以在较高温度进行热处理，可缩短中间层的制备工艺。

通过权利要求11所给出的多层材料也获得了本发明的目的。其优点是，由于使用中间层，可制备用于摩擦轴承的由不同成分的层制成的多层材料，由于改进了多层材料的机械性能或者质量，延长了其使用寿命。结果，可延长维护周期，如果这种多层材料用于轴承应用，其所支承的轴可使用更长的时间，而无需担心对轴表面的损害，这是由于摩擦力很小。

通过本说明书可看出本发明权利要求12-19所述技术方案的优点。

通过权利要求20所给出的制造多层材料的方法也获得了本发明的目的。结果，可制备多层材料，使其一方面具有适合于用作轴承的表面以使轴高速旋转，另一方面具有涂层以将传送至多层材料的力传递。

权利要求21所给出的方法的技术方案的优点是由于铝基多层材料的原有性质而改进了粘结质量。

权利要求22的方法的优点是在每一成型步骤之后能够释放出存在的不希望的张力。

权利要求23给出了另一个优选方法，其中使用多种可能的方法制备该多层材料，并且该方法非常适合于所希望的多层材料。

最后权利要求24给出了另一个实施方案，其中通过在镀覆工艺中可选择性地控制各个方法步骤，从而可控制所需的制造成本或者时间。

为了更清楚地说明本发明，下面参照附图详述本发明。

图1是用于在摩擦轴承产生粘合作用的本发明的粘结层的示意图。

图2是具有弥散分布的Al₃Sc析出物的中间层的晶粒图样。

图3是说明摩擦轴承使用过程中的轴承性能的图，该轴承具有镀覆于钢上的不同铝合金制成的抗摩擦和中间层，该图是轴承载荷与使用时间的关系图。

首先，应该指出的是，在不同实施方案中所述的相同部件使用相同的标号和相同的部件名称，本说明书中所述的具有相同标号或者相同部件名称的术语可以相互替换使用。另外，所说明或者指出的不同实施方案的各个特征或者这些特征的组合是本发明所提出的独立的解决方案。

图1说明了本发明的以摩擦轴承形式的多层材料1。尽管本说明书涉及抗摩擦轴承2作为该多层材料1的应用例子，但是并不意味着限制多层材料1的用途，而且与之相反，事实上多层材料1适合于大量的可想得到的和不同的实施方案和应用，例如其中使用钢壳的或者用其他材料代替钢基壳的场合，例如用于制造推力轴承或推力垫圈以及用于承受径向或轴向载荷的摩擦轴承2。

多层材料1(特别是摩擦轴承2)通常包括第一圆周层3(下面称作抗摩擦层4)、中间层5以及第二圆周层6(下面称作基层7)。再次指出，并不限于此结构，特别是，在抗摩擦层4和基层7之间可插入几层相同成分和/或不同成分的层，这可根据具体应用来改变具体分层结构。

多层材料1的各层的硬度优选不同，并且特别是从第一圆周层3向第二圆周层6逐渐增加。但是，显然地是，也可以以相反的方向布置不同硬度的各层，或者使用相同硬度的两层或者多层。但是如果多层材料1用于摩擦轴承2，已经证明当抗摩擦层4具有最低硬度而基层7具有最高硬度时是较好的。

从图2可看出，轴承部件设计为半壳型。显然地是，也可使用本发明的多层材料1制成全壳型，如图1的虚线所示。

支承部件如摩擦轴承2通常用于支承旋转部件如机器、发动机等的轴。由于这些轴通常以高速旋转(除了启动和关闭阶段外)，这必须防止在轴承和轴之间传动摩擦。一种可能的方式是，除了设计使用高锡含量的铝合金作为抗摩擦层4之外，在抗摩擦层4上开一凹槽8，在该凹槽中放置并导入合适的润滑剂如油。凹槽8可以是平面凹槽(具有侧壁10，该侧壁10在端面9的方向上变宽)和/或环状面的凹槽，如图1中的点-短划虚线所示。当然还可使用其他的导入润滑剂的方式，如提供端孔。

凹槽8还可用于接纳在抗摩擦层4上摩擦所产生的任何固体颗粒，并且可由润滑剂带走。还一种可能的方式是相对于表面11的至少一个抗摩擦层4的边缘是不连续的，从而能够将所不希望的固体颗粒带到侧面。例如通过镀覆、轧制、焊接、粘结、镶嵌等，将多层材料1(特别是摩擦轴承2)的各个层联结在一起，以防止任何移动，以保证可靠地传递载荷。在选择联结方法时，应该注意的是应能够承受高载荷，特别是在升高温度的高载荷。

基层7可由金属物质如钢或者类似物制成，并且能够吸收从轴传递至抗摩擦层4上的部分力。

尽管下述说明涉及具有三层结构的摩擦轴承2，当然也可用于具有二层的摩擦轴承2。如果具体选择的用作中间层5的合金具有能够承受并且传递增大的力的硬度，或者如果所选择的中间层5具有承担抗摩擦层之作用的性能，在这些情况下更可能是如此。

特别是作为相邻各层如抗摩擦层4和基层7之间的粘结层的中间层5优选由铝基合金制成，该合金含有钪(Sc)，其含量最大为10 wt％，优选为最大4 wt％，特别是0.015-3.25 wt％，其余是铝和在熔炼过程中所存留的常规杂质。本文中所有合金成分中的含量均是相对于合金总重量(100％)的重量百分数。

如果铝合金的钪含量为0.015-2.5 wt％，或者为0.015-1.0 wt％，则是特别优选的。

除了Sc之外，在合金中可加入其他元素以调整或者改进中间层5的性能。例如，可用下列元素至少部分地代替Sc：钇(Y)、铪(Hf)、铌(Nb)、钽(Ta)和镧(La)，或者用至少一种选自镧系的元素部分地代替Sc，例如铈(Ce)、镨(Pr)、钕(Nd)、钷(Pm)、钐(Sm)、铕(Eu)、钆(Gd)、铽(Tb)、镝(Dy)、钬(Ho)、铒(Er)、铥(Tm)、镱(Yb)或者镥(Lu)。另外，也可用锕系元素例如钍(Th)、镤(Pa)、铀(U)或者类似元素至少部分地代替Sc。

除此之外，铝合金还可含有其他元素以改变组织或者改进其性能。例如，可以加入至少一种下列元素：锂(Li)、锌(Zn)、硅(Si)、或镁(Mg)，其加入总量最大为12 wt％，优选最大为6.5 wt％，特别是最大为4.2 wt％。另外，中间层5的铝合金可含有至少一种下列元素：锰(Mn)、铜(Cu)、铍(Be)、钙(Ca)、锆(Zr)、钼(Mo)、钨(W)、或者银(Ag)，其加入总量最大为10 wt％，优选最大为5 wt％，特别是最大为1.5 wt％。该合金还可含有至少一种下列元素：钛(Ti)、钒(V)、铬(Cr)、铁(Fe)、钴(Co)或者镍(Ni)，其加入总量最大为10 wt％，优选最大为4wt％，特别是最大为1.5wt％。该合金还可含有至少一种下列元素：钯(Pd)、金(Au)、铂(Pt)、铟(In)、锗(Ge)、锡(Sn)、铅(Pb)、锑(Sb)、铋(Bi)、碲(Te)，其加入总量最大为10 wt％，优选最大为6.5wt％。

通过加入上述合金元素可以将该铝合金的性能具体调整至适合于具体的目的。

将Sc加入到铝合金中是公知的。例如从现有技术中可知道含Sc的铝基结构材料，并且主要用于空中运输和航空工业。这些合金不仅重量轻，而且具有超弹性性能，这主要是由于高变质再结晶性能所至。

例如从US5226983A和EP0158769B1以及US4816087可知道或多或少地含有Sc的铝锂合金。使用这些合金作为结构材料的可能性主要是由于析出三铝化物如Al₃Li、Al₃Zr或者Al₃Sc。在US4874440和US5055257中也公开了这类Al₃Sc析出物。这些文献讨论了用选自镧系的元素部分或者全部地代替Sc的可能性，并且指出为了获得结构材料所需的性能，重要的是在铝基体中含有上述的三铝化物。

从US5620652可知道除了含钪外还含锆和一些其他元素的铝合金。在该美国专利中，公开了多种可能的选择，例如用于健身仪器、航空工业、汽车工业的结构材料、或者用于海运业。指出在转移质量(换句话说是重量)的特殊应用中使用这些合金一个优点是显著节省所需的燃料，同时还保持机械强度。

由上可看出，长期以来认为这些合金是重要的尤其是在结构材料领域。但是迄今尚未公开使用这类Al-Sc合金用作多层材料1，特别是摩擦轴承2的可能性。

已经付出很大努力来寻找改进多层材料1的质量的新途径，本申请人出人意料地发现Al-Sc合金特别适合用作多层材料1，尤其是摩擦轴承2。对于结构为抗摩擦层4/中间层5/基层7的摩擦轴承2来说，重要的是中间层5能够在抗摩擦层4和基层7之间起到粘合的作用。为此目的，中间层5应该尽可能地兼顾所述两个不同层的至少部分机械性能和/或化学性质，由此能够或多或少地过渡不同层的这些性能。

事实上，如果在铝合金中含有Sc并且析出Al₃Sc，这是优选的。这种金属间三铝化物是简单立方结构(三维组pm3m)并且是与Cu₃Au结构类型同型的。Sc原子位于晶胞的中心。铝原子位于面心位置，例如为1/2/1/2/0,1/2/0/1/2等。在金属铝中，已知铝原子位于面心立方晶格的位置上。由于金属钪(162pm，配位数为12)和铝(143pm，配位数为12)的原子半径略有不同(共价键比例任意)，因此至少可以假定Cu₃Au类型的三铝化物几乎为设想的面心立方结构。除此之外，由于铝的晶格常数(a=0.4049nm)和Al₃Sc的晶格常数(a=0.4105 nm)相匹配，这称作“共格相”，即铝基体的晶格网络被破坏但是没有中断。结果，这些合金具有好的可变形性，由于还存在位错，在这种情况下，滑移方向沿八面体表面{111}(存在于面心立方晶体中)。这些滑移面的每一个依次包括3个等价的滑移方向<110>，造成在12个不同滑移体系中的可能的滑移。

Al-Sc合金除了具有好的延展性外，其他优点在于这类铝合金不呈现任何明显的硬化性质。结果，在多层材料1的各层之间可获得最佳的粘合强度。但是通过其他合金元素可改变其硬度，如下所述。特别是，可调整中间层5的硬度以使硬度值位于抗摩擦层4的硬度和基层7的硬度之间。

这类Al-Sc合金的其他优点是，尽管在制造过程中进行热处理而使铸态产生破碎，但仍保持高强度。结果，可获得具有相应热强度、静态强度和动态强度的产品。上述的金属间三铝化物如Al₃Sc部分地与此性能相关。

图2说明了一种可能的铝合金，其成分为Al-0.5Mn-0.15Sc。从该中间层5的晶粒图样中可清楚地看出，Al₃Sc晶体12以稳定的球形沉淀物弥散分布于铝基体中。除此之外，可清楚地辨别出三维的Al-Mn二元沉淀物。由于Al₃Sc晶体与铝基体之间的共格性，可得到这种弥散分布的晶格组织。与之结合，通过升高再结晶温度可降低垂直于滑移面的位移量以及降低再结晶性能。另外，尽可能抑制亚晶粒的聚并。与常规的晶粒细化剂如Ti、Zr、Mn等相比，Al-Sc分散体可占有更大的体积，因为其改进了固溶度。

由于这些Al₃Sc晶体的弥散分布，也可使Al-Sc合金中的微裂纹在这些Al₃Sc晶体上终止(“run dead”)，因此可改善机械性能。由于形成异种晶种(这是由于Al-Al₃Sc共晶温度高引起的)，可降低对热裂纹的敏感性，另外，可改善这类合金的可焊接性，从而在多层材料1的各层之间提供更好的粘结。

对于防止再结晶和防止亚晶粒消失来说，较大体积的Sc是重要的因素。高共格性也防止晶界位移，因此可获得细晶粒结构。

如果含有一定量的Sc，可获得高达600℃的再结晶温度。与之相比，含锰(325℃)、含铬(325℃)或者含锆(400℃)的铝合金的再结晶温度明显低。该特征的优点是改善了这类合金的加工能力，即可以在更高温度下加工，值得一提的是由于再结晶而不降低机械强度。冷成型金属如冷轧金属出于应力状态，并且当该金属受热时，例如当用于发动机的摩擦轴承与高速旋转的轴一起使用时，则发生再结晶，这会减低变形应力并且修复破坏的晶格。这与合金的机械性能如硬度的显著降低有关，并且会明显降低摩擦轴承2的使用寿命，即维修周期，从而增加维修成本。

由于Al₃Sc晶体12的热稳定性，可高改善这类合金的过时效性。

本发明的由Al₃Sc晶体制得的中间层5具有0.005-5微米，优选0.1-1微米的晶粒尺寸。

中间层5，特别是Al-Sc合金的密度可为1.5-7 g/cm³，例如大约为3 g/cm³。

如前所述，可用其他金属至少部分地代替Sc。结果，不仅可控制中间层5的制造成本，而且可作出调整以选择中间层5的性能。

可用作代替Sc的元素是能够与铝形成金属间键合的那些元素。因此可以从所谓的铝“固溶体”中析出这些金属间键合，并且这些沉淀物对铝基体具有好的作用。

作为ⅢA族元素，Sc具有类似于Y、镧系元素和特定的过渡族元素(稀土元素)的化学性质。类似于Sc,Y、Dy、Ho、Er、Yb、和Lu形成Al₃Sc晶体，并且这些相部分地与Cu₃Au同型。另外，如在Us4874440A中

所述，这些沉淀物的简单立方晶胞的晶格常数或多或少地与Al₃Sc相当。同时，与铝基体面心立方晶格的差别不大，这意味着在铝基体中可形成共格相。明显地，Sc不会被这些元素完全取代，并且会形成复合型晶体Al₃M_1-xM’_x。

如果铝和上述镧系元素之间的电负性差别或者金属半径也是可比的，则认为这是可取的，并且事实上可能由这些元素至少部分地代替Sc，或者可能全部金属彼此形成三元、四元或者更高的复合晶体系列。

在“Al-Sc-X合金体系中研发的合金的例子”(Ralph R.Sawtell和J.W.Morris,Jr.；弥散强化的铝合金，由Y.W.Kim and W.M.Griffith编辑，矿物、金属和材料学会，1988,409-420页)的文章中可找到这种作用的详述。

锕系元素也具有类似的作用。

尽管诸如Hf、Nb、Ta、La的过渡元素明显大于Sc，然而它们在铝合金中可呈现类似于Sc的性能，这是由于弹性作用所至。

过渡元素通常以不同于上述Cu₃Au型的结构类型结晶，如立方Mg₂Cu型、Laves相或者斜方晶AlDy型。但是，形成复合型晶体也是可想得到的，并且通过加入过渡元素可调整性能，因而增加强度。在这种情况下，过渡元素可几乎全部被吸收在A₃M相中，例如这可增加Al-Sc合金的强度。

尽管在制备共格相时的重要因素是这些的晶格常数必须或多或少地与面心立方的铝的晶格常数相同，明显地，镧系元素可以以其他结构类型结晶，如果是所述的Al₃Dy型。

除了上述元素外，锂和锆在铝基体中也可形成A₃M相。锂用于避免明显增加铝合金的密度。另外，加入锂也可改变(特别是增加)Al-Sc合金的弹性模量。

如在“Al-Mg-X合金中颗粒尺寸对再结晶和晶粒生长的作用”(J.S.Vetrano,S.m.Beuemmer,L.M.Pawlowski,I.M.Robertson；材料科学与工程A238,1997,101ff)的文章中所指出的，锆可以代替高达50原子％的Sc。可承受更多的耐热沉淀物，这种晶体的尺寸较大程度上取决于铸造后的均化温度，例如通常在50-150纳米之间。几乎在高达铝合金熔化点的温度下，这类Al₃(Zr,Sc)沉淀物可防止再结晶，这意味着这类合金具有承受高温的能力，因而可改善所得的多层材料1的性能。

但是通过加入Zn，可以改变所形成的主要铝化物如Mn-、Fe-、Cr-铝化物的形状，例如从针状变为球状。结果，这类合金能够承受更高的温度，因为与针状铝化物相比，圆形的铝化物较少地形成圆形再结晶晶种，由于共同使用Sc和Zr，因此可优化这类合金的再结晶行为。

除了上述金属，还有其他可加入的元素，下面的说明试图给出这些元素对相应合金的大概作用。

Cu、Mg、Si和Zn可溶于铝固溶体中，这可导致富铝的混合晶体的存在。Cu或者Cu和Mg与铝一起可形成热稳定(thermo-settable)的Kent合金，该合金易于形成和轧制。由于混合晶体的硬化作用，Cu还具有强化基体的作用。关于这方面的更多信息可参见“钪对铝铜合金时效硬化行为的作用”(第四次铝合金国际会议，M.Nakayana,Y.Miura,P538ff；1994)。Al₂Cu和Al₃Cu晶体彼此独立地析出，因此避免了形成任何杂化晶种。但是，这些晶体几乎总是同时开始析出。

在此阶段，应该指出的是，Al₃M相(特别是Al₃Sc)通常比其他类型的铝化物更早地开始析出，这些沉淀物可形成后面所述铝化物的晶种。但是，作为这种早期析出的结果，在铝基体中可弥散分布Al₃Sc晶体12或者相应的沉淀物，特别是在初始形成晶种之后A₃M相不再进一步生长而形成更多的单个晶种时更是如此。

Al₃Sc晶体12可生长到10纳米的尺寸，结果是保持细小的和几乎均匀的形态。因此如上所述，可显著地防止这些合金的过时效(例如参见“Al-Sc合金的时效行为和拉伸性能”，第三次铝合全国际会议，T.Tan,Z.Zheng,B.Wang,P290ff；1992)并且热稳定性增加。如果Al₃Sc晶体12在固溶退火过程中不溶解，则通常只长至100纳米。

在这类合金中仅加入Mg一般不具有硬化作用。

硅和镁形成金属间化合物Mg₂Si，该化合物也溶于铝基体中，这取决于温度，并且使合金硬化。Al-Si混合晶体可增加强度。当加入镁时，应该非常小心以保证加入量不太高，这会造成Al₃Mg₂相在晶界上析出，从而导致晶间腐蚀。

由于析出Al₇Cr，铬有助于产生细晶粒，象Zr一样。Cr几乎不溶于铝中，由于析出Al₇Cr，增强了蠕变抗性。结果，可改善这类铝合金的高温硬度和强度。另外，由于Al₇Cr，也可键合铁，由此防止析出针状Al₃Fe。析出针状物会影响铝合金的机械性能，并且某些特定情况下会导致脆化。

但是，锰和铁一起使用会形成改善高温强度的铝化物。

钴在铝中也不溶，但是，由于形成Al₉Co并且也键合铁而增强蠕变抗性。

铜可大幅度地提高铝的拉伸强度。通过在555℃温度淬火可硬化含大量铜的铝合金。

类似钴和铁，镍在铝中也不溶，但是，与钴一样，由于析出Al₃Ni，能够增强高温蠕变抗性和强度。

类似于锆，为了产生细晶粒，特别是控制晶粒结构，在铝合金中可加入元素Cr,Hf,Ti,V和Mn。

加入锰具有凝固作用，并且改善抗腐蚀性，由此可增加再结晶温度。另外，如上所述，特别是与少量铁一起，可防止形成长钉状的脆性Al₃Fe针，因为铁形成了具有较希望形状的Al₆Mn晶体。

通过使用称作软相形成剂的Sn,Sb,Pb和Bi，可调整中间层5的性能，以与抗摩擦层4的性能协调一致，从而在多层材料1的各层之间形成良好的粘结，特别是使硬度自抗摩擦层4至基层7的方向增加。

通过使用Ag,Au,Pd和Pt，可改变铝合金的硬化能力，并且Al-Ag合金可通过析出AlAg₂平衡相而硬化。

元素W,Ta,Re,Mo,Nb和Ca对这类铝合金的塑性特别是可变形性有有益作用。

Be，特别是在多元素合金中，改善从过饱和固溶体相中析出的细晶粒结构。

元素In,Ge和Te可用于改变用作中间层5的铝合金的性能，还能够一定程度地兼得抗摩擦层4和基层7的性能。

如上所述，多层材料1可包括抗摩擦层4。所有适合用作摩擦轴承2的抗摩擦层4的材料和合金均可用作抗摩擦层4的材料。这类轴承材料应该具有良好的滑动性能、良好的延展性、包容外来颗粒的能力等。另外，还应该具有相应的强度性能。

用作这类抗摩擦层4的材料例如是含有一定量的如Pb,Sn,Sb,Bi的软相形成剂的铝合金。例如，除了铝之外，抗摩擦层4可含有一定量的作为主要合金元素的锡，在这种情况下，锡含量为5-45 wt％，优选为14-40 wt％，特别是16-32 wt％。

但是，除了锡之外，可加入其他所有合金元素，其中其加入量为至多11 wt％，基于合金总量。例如，选自Mn,Fe,Cr,Zr,Co和Zn的至少一种合金元素可与选自Pb,Bi,Sb和In的至少一种合金元素合金化。

但是，抗摩擦层4也可是含有至少16 wt％锡和总量至多11 wt％其他元素的铝合金，所述的其他元素例如是Mg,Zn,Pb,Bi,Li,Sb,In,Fe,Cr,Mn,Cu或类似元素。

尽管提出一限制条件，即每当使用选自镁和锌的元素时，在合金中必须含有选自Pb和Bi的元素，但是，上述元素也可单独存在于合金中，即无需组合使用。

Cu含量可为0.65-1.80 wt％，优选为1.35-1.45 wt％，特别是1.44wt％,Mn含量可为0.25-0.75 wt％，优选为0.35-0.50 wt％，特别是0.47wt％,Fe含量可为0.15-0.55 wt％，优选为0.18-0.28 wt％，特别是0.24wt％,Cr含量可为0.05-0.18 wt％，优选为0.07-0.15 wt％，特别是0.08wt％。余量是达到100％的铝和常规杂质(杂质的量是破碎原料时和加工过程中固有的)

本发明的其他实施方案中，使用了下述成分的合金(所给的数值是重量百分数)：

Sn 22.1 Fe 0.24

Cu 1.44 Cr 0.08

Mn 0.47 Pb 0.20

Bi 0.12 Zn 1.20

Mg 0.50 Al+杂质至100％。

当然，这一成分仅是不同变化的众多实施例的一个，所述的变化太多了以致不能在此列出。但是这并不意味着本发明限于该实施例。

基于具体限定的加入元素的这类合金的特征是一旦该组成元素熔化并且冷却，就会发生硬质颗粒的析出，这形成含多种组分体系的键合，例如铝化物键合。这些硬质颗粒一方面具有硬化合金的作用，另一方面，如果存在高含量的锡，保证防止形成锡的共格网络，所述的共格网络对基体组织的破坏以及组织强度高度敏感。但是铝合金基体的强化很大程度上取决于这些金属间相的形貌。由于在退火情况下产生球状体，例如用于使含硅硬质颗粒的铝合金的摩擦效应最小化，可以预期到锡析出和聚集的缺点，例如为了降低硬质颗粒的划伤作用，在合金中加入锑。

作为基体合金中的元素的具体组合的结果，球状不易溶的铝化物形成剂的含量降低至最小，可加入元素以强化基体，对于在铝基体中的溶解来说对加入元素的限制较少。通过加入选自Pb,Bi,Sb和In的元素以对锡的边界表面张力起作用，通过加入选自Mg,Zn和Li的元素可对可焊接性起作用，从而对整个铝基体起作用，因此，当硬化铝基体时，锡不能在基体的晶粒边界上以共格网络析出。锡相网络结构的破坏可改变晶格结构，并且有利地增强合金的结构强度，因此轴承元素附加地改善可成型性。

在这一点上，已经证明使用Al-Sc合金作为这类多层材料1是特别有益的，这意味着对于中间层5来说，可以使用新的高强度轴承材料，其性能可与抗摩擦层4和基层7的性能匹配。

为了产生所希望的效果，主要溶于锡或者主要溶于铝中的元素在合金中的加入量取决于锡或者铝的含量，这由各个元素在共晶温度下的最大溶解度所决定。选自除Pb和Bi之外的Sb和In的元素的含量应该为这些元素在锡总含量中的最大溶解度的10％-75％，而这些元素的总含量应该至少为这些元素最大溶解度的50％，并且至多为最大溶解度的350％，所述的元素为可至少溶于锡的元素。选自除Mg和Zn之外的Li的元素的含量应该为这些元素在铝总含量中的最大溶解度的6％-50％，而这些元素的总含量应该至少为这些元素最大溶解度的25％，并且至多为最大溶解度的150％，所述的元素为可至少溶于铝的元素。

元素相对于锡或者铝含量的具体的上限和下限值表示界限，在该界限内晶界表面的张力的变化可防止锡形成共格网络结构，而不必担心锡与基体合金发生有害的内反应。对于这一点，思想上应该认识到，对于使用这些元素的用量相对于上述最大溶解度比值，实际上可使用具体的界限值，因为事实上随着逐渐硬化这些元素已经开始起作用。

为了说明Al-Sc轴承合金比常规摩擦轴承材料的优点，将标准摩擦轴承材料与上述给出成分在轴承合金材料进行比较，该标准摩擦轴承材料含20 wt％锡、0.9 wt％铜和余量的铝和常规杂质。

但是这并不意味着含20 wt％锡、0.9 wt％铜和余量铝的摩擦轴承材料不能用于本发明提出的多层材料1。这点只是试图说明在Sn-软金属相中含球形颗粒的Al-Sn轴承合金具有更高的强度，产生了增加中间层5强度的附加优点。明显地，“平均值”的轴承材料可用作抗摩擦层4(如果需要)，特别是如果对抗摩擦层4的要求不是非常高时，在这种情况下，出于成本的考虑，更适合的是使用这类轴承材料。

在相同条件下通过水平连铸工艺铸造这两种待试验的合金，以得到宽100毫米和厚10毫米的带材。在硬化加工过程中，按照选择的分散条件，即3.4J/秒-3.7J/秒的标准，将热量分散。由于通过对铝合金制的轴承材料进行中间退火可不间断产生最大可能的总变形，以得到优异的机械性能和摩擦学性能，对这两种合金进行可变形性试验。为此目的，将已知的摩擦轴承材料在350℃热处理3小时。该退火工艺可对锡颗粒产生更强的球化作用(globulisation)。对本发明提出的合金进行试验，但不进行于350℃的3小时和19小时的热处理。为了进行这些试验，通过铣削，将试样(已知的铝合金和本发明提出的合金)上的铸造表皮去除。试样的横截面为80×8 mm²。使用这些试样来确定不进行中间退火的可允许的轧制压缩量。

对于已知的摩擦轴承材料来说，在刚超过30％的压缩量时就开始产生初始的宏观裂纹，这些快速扩展的裂纹会很快使材料完全破坏。通过在每道轧制后测得轧制表面上的硬度，观察到了在达到最大硬度后，由于一道一道的轧制使晶格结构破坏而使硬度开始降低。另一方面，本发明提出的材料的硬度从一道到下一道呈现为增加。

从上述的行为可看出，结论是结构性能特别是强度得到了显著改善。在加热造成的过时效试样中，直到总变形量超过50％还没有看见宏观裂纹。在没有热处理的试样中，直到总变形量大于60％之后还不产生这种裂纹，并且在经过3小时热处理的试样中，直到总变形量为70％之后也没有观察到这种裂纹。与已知的摩擦轴承材料的情况相反，这些裂纹不会使试样完全地破裂。

冷却态的铝合金在铸造方向上和在铸造方向的横向上具有42HV2的韦克氏硬度。通过一次45％轧制率的轧制，用抗摩擦层4包覆钢基层7并且在350℃热处理3小时后，在铸造方向上和在铸造方向的横向上的硬度为52HV2。通过轧制在钢上包覆并且于300-400℃退火处理2-5小时后，优选在350℃退火3小时，该铝合金在轧制方向上和在轧制方向的横向上的硬度至少比铸态的在铸造方向上和在铸造方向的横向上的硬度高20％。另外，在轧制方向上和在轧制方向的横向上的硬度应该为48HV2-88HV2，优选50HV2-54HV2。在通过至多二次每次至少40％轧制率的轧制用抗摩擦层4包覆之后，或者在通过至多一次至少25％轧制率的轧制用抗摩擦层4包覆并且于300-400℃退火处理2-5小时后，优选在350℃退火3小时之后，在轧制方向上和在轧制方向的横向上的硬度至少为175HV2。通过这些测试，得出的结论是本发明提出的铝合金通过成型特别是轧制加工后具有优异的强化的性能，因此可用于高速发动机。这也是由于本发明提出的铝合金具有非常高的软相含量，从而该铝合金整体具有摩擦学性能，这满足了延长维修周期的要求。含有软相意味着避免了由大量含摩擦产生的固体颗粒的脏润滑剂对造轴承和轴的损伤。

但是，这种铝合金和使用这种铝合金的轴承材料的其他有利性能是通过润滑剂可以以限定的程度避免后续硬化，这种后续硬化是由于在使用过程中的热负荷所造成的，这是公知的。结果，弥散分布的非键合的锡颗粒聚集形成大颗粒并且析出，这是多次温度变化所造成的，锡的熔点是232℃，在轴工作过程中很容易达到这一温度。

再次说明使用具有良好机械性能的Al-Sc合金的优越性，例如中间层5的硬度可以与抗摩擦层4的硬度相适应，从而这类Al-Sc合金可用作高强度轴承材料。

本发明的多层材料1可通过本领域公知的任何方法制备。例如，用于中间层5的铝合金和/或用作抗摩擦层4的铝合金可使用连铸工艺制备，并且将坯锭制成预定厚度。为了制备多层材料1的各层，例如可将坯锭轧制成预定厚度。可以以几步进行轧制工艺，坯锭每一道次的厚度减少率约为10％-70％，并且重复该工艺直至各层达到所需的厚度。

但是，特别是在制备本发明的多层材料1时，一种可能的进行轧制工艺的方式是将两层或者多层不同和/或相同的层彼此叠层放置，通过轧制和包覆工艺在各层之间产生固态联结。例如，用纯铝板覆盖用作抗摩擦层4的铝合金表面11，其中用作抗摩擦层4的铝合金置于用作中间层5的铝合金上面，换句话说，Al-Sc合金和抗摩擦层4位于表面11的相对面。后一种方法防止软相从轴承合金的铝基体中脱出，这种软相通常具有低于或者接近于退火温度的熔点，并且会在使各层联结所进行的后续退火过程中消失。为了赋予用作摩擦轴承2所需的机械性能，可进行附加的步骤，例如通过另外的轧制工艺将钢基层7结合到上述的结合体上，从而结合在一起。在进行后续热处理之后，所得的多层材料1包括三层，在模具中形成最终的形状，以产生如图1所示的半壳型。通过钻孔，可以将用于防止锡脱出的铝层从抗摩擦层中去除。随后进行最终的精整加工，如去除边角、形成凹槽8等。

但是，在每次整体成型(一次或者多次成型步骤中至少25％并且至多91％成型)之后，于85-445℃温度，优选150-400℃温度下对铝合金或者结合材料进行回火也是可行的。

另外，在轧机上进行包覆工艺也是可行的，以降低多层材料和各个中间层的厚度，每道轧制的压下率为20％-75％，优选为25％-50％。

除了已知的方法外，可使用一系列其他方法，如CVD方法(化学汽相沉积)、各种真空镀覆技术如汽相沉积、离子镀、阴极溅射、电镀、无电流浸镀工艺、喷涂工艺等。例如也可使用激光技术。

在所用的所有方法中，可选择基层7和/或中间层5和/或抗摩擦层4作为镀覆或者涂覆的初始材料。

无需指出的是，可进行任何所需的具体之间步骤，如用溶剂进行表面脱脂。

如上所述，在制造过程中可对各层特别是铝合金进行热处理，尤其是在轧制工艺之后，以释放变形张力。例如，中间层5可在85℃-445℃温度下热处理0.5-48小时，在这种情况下，中间层5热处理后的硬度值比在成型加工之前中间层5所具有的硬度值降低不超过35％是有利的，所述的成型加工例如是轧制、熔化、模压等类似加工。在成型加工之后，中间层5的硬度值为成型加工前硬度值的70％-80％，在这种情况下，可在100℃-350℃温度下进行1-24小时的热处理。

抗摩擦层4的厚度为0.3-0.6毫米，优选为0.4-0.5毫米，中间层5的厚度为0.05-0.2毫米，优选为0.1-0.18毫米，基层7的厚度为0.8-1.8毫米，优选为1.0-1.5毫米。明显地，各层的厚度仅是说明性地给出，由于多层材料1的总厚度可进行调整以适合于具体应用，因此这意味着也可调整各层的厚度。

在镀覆之后，抗摩擦层4的硬度为30.0-110HV2，优选为45.0-85HV2，热处理后为25.0-85.0HV2，优选为40.0-75HV2，在镀覆之后，中间层5的硬度为55.0-100 UMHV20p，优选为60-85 UMHV20p，热处理后为45-80 UMHV20p，优选为55-75 UMHV20p，在镀覆之后，钢制基层7的硬度为110-260HV2，优选为150-240HV2，热处理后为105-240HV2，优选为145-235HV2。

通过比较，由纯铝制成的中间层5(如现有技术中公知的)在热处理之前的硬度为45 UMHV20p，热处理之后约为29 UMHV20p，这明显低于本发明提供的中间层5的硬度。

获得上述硬度值的热处理是在约350℃温度下进行3小时。但是在更高温度如350-400℃下进行试验，对中间层5的硬度值没有任何明显的变化，如上所述，这是由于Al-Sc合金的再结晶温度约为600℃。

其他的测试表明，中间层5的硬度值在铸造方向上和在铸造方向的横向上至少是大约相同，这说明Al₃Sc晶体在铝合金的整个体积内是弥散分布的。

对于这一点，应该重申的是，列出的所有铝合金的成分仅是以举例的方式给出，并且存在大量可选择的组合。但是，这并不意味着本发明限于这些组合或者铝合金，与之相反，所有可能的组合均在本发明的范围内。

图3是对数坐标，纵坐标是载荷，单位是巴(bar)，横坐标是运行时间，单位是分钟。

已知的是，在试车及后来的阶段中，摩擦轴承2上的载荷(特别是由温度和/或压力产生的应力)会使强度变化，强度取决于合金成分。取决于试车时间以及到达具体极限值的时间，在整个寿命期限内强度不会明显变化，所述的寿命的终点即是这类轴承由于材料失效而不能使用时。

下面参照具体的实施例更详细地说明本发明的层状结构以及对这类轴承的性能的作用，其中使用不同层结构的这类摩擦轴承2。

在下面实施例中的所有摩擦轴承2中，全都使用钢作为基层6，所以，在实施例1-6中不再提及这种基层6，并且给出了这种暗示。另外，在下述的摩擦轴承2中的各层是彼此联结在一起的，从而不能产生移动。

实施例1：在该摩擦轴承2中，抗摩擦层4由含锡的铝合金制成，特别是由AlZn4.5制成。

实施例2：在该三层摩擦轴承2中，与抗摩擦层3(由Al-Sn合金如AlSn6Cu制成)一起使用纯铝中间层5。

实施例3：该实施例涉及具有纯铝中间层5和由Al-Sn合金如AlSn20Cu制成的抗摩擦层4的摩擦轴承2。

实施例4：该摩擦轴承使用由CuPb合金制成的中间层，通过溅射在其上形成AlSn20的抗摩擦层。

实施例5：该实施例中的摩擦轴承是实施例1中的摩擦轴承的改进型，其中抗摩擦层4不再使用AlZn合金，但是用于中间层5，而抗摩擦层是AlSn20合金。为了代替AlZn合金，在该实施例中也可以使用本发明提出的Al-Sc合金作为中间层5。

实施例6：最后的实施例涉及具有本发明提出的Al-Sc合金制成的中间层5的摩擦轴承2。抗摩擦层4使用含不超过32 wt％锡(作为主要合金化元素)的铝合金，其中还含选自下列至少一种元素的硬质物质：Fe,Mn,Ni,Cr,Co,Cu,Pt,Mg,Sb,W,Nb,V,Ag,Mo或Zr,。该硬质物质可以是金属间相，例如通过在基体晶界区形成铝化物，从而可破坏高含量锡所产生的锡网络。供参考的是，该硬质物质是球形的或者立方的。例如，除了铝和固有的杂质外，该合金含有22.1 wt％Sn,1.44 wt％Cu,0.47wt％Mn,0.24 wt％Fe,0.08 wt％Cr和0.5 wt％Mg。

为了试验摩擦轴承2的轴承使用性能，并且进行用途分类，使用预定的试验方法进行轴承使用性能的试验和测试。为了模拟应力的变化，使用75巴的液压运行轴，该轴以预定旋转速度旋转(对应所用汽缸的尺寸)，这可能对轴承箱造成应力。一旦达到最大的轴承载荷，则连续进行试验直到轴承损坏到必须更换为止，上述的损坏是由于抗摩擦层4或者内缘翻边(burring)在抗摩擦层4和中间层5的区域中压缩所造成的，或者是由于摩擦造成。在所有各个系列试验之前，确定所定义的时间点的含义为损坏非常严重以致轴承不能再使用的程度。

图3说明了在上述实施例1-6中给出的轴承的使用性能。

从图中可看出，该图示出了实施例1所述的简单轴承结构的例子(这种结构从现有技术中可得知)，如图所示，由于在承载点处的摩擦的原因，这类摩擦轴承2甚至在到达由时间点14表示的最大载荷之前就失效了。

具有三层结构的摩擦轴承的另一个实施例的使用性能较好，这种结构从现有技术中可得知，其中基层7是由钢制成，中间层5由纯铝制成，抗摩擦层4由含锡的铝合金制成，如实施例2和3所述的那样。

尽管实施例2中的具有较低锡含量的铝合金甚至在到达最载荷(由时间15表示)之前就失效了，更高合金化的铝在最大载荷下能保持较长时间的抗性，可达到轴承破碎之前的时间点16，或者到达轴承磨损之前的时间点17。

从现有技术中可知，实施例4中所述的轴承结构可获得非常高的轴承使用周期，因为这类摩擦轴承2直到约10000分钟的时间之后还不失效，即到达时间点18。在该比较试验中具有长使用寿命的这类轴承也称作“合格的部件”。

实施例5表明了用作中间层5的材料对摩擦轴承2的性能的影响。尽管具有AlZn合金中间层5的摩擦轴承2在时间点19失效，如果用由本发明Al-Sc合金制成的中间层5代替这种AlZn合金中间层，使用寿命可明显提高。这由图3中的时间点20、21得到说明，这些时间点表明摩擦轴承2破碎或者失效的时间。

最后，时间点22和23表明其中的中间层5由本发明Al-Sc合金制成而抗摩擦层4由高锡含量的AlSn合金制成的摩擦轴承2的试验结果。与实施例5的抗摩擦层4相比较，硬化物质破坏了由该高强度AlSn合金中的高含量的锡所形成的网络，并且如果该硬质物质是球形或者立方形的形状，则可解决硬质物质通常具有的成问题的影响，这种影响是由于剪切力所造成的。

这种观察的结果是，通过使用本发明提出的Al-Sc合金的中间层，可制备这样的摩擦轴承2，即其具有长使用寿命的性能，总体上可与已知的通过溅射技术制造的“高技术”摩擦轴承2的性能相比，特别是这种性能是由于结合使用本发明提出的中间层5和高强度抗摩擦层4而得到的，并且，如果使用本发明提出的中间层5，可更廉价地制造具有持久使用寿命的这种摩擦轴承。

为了达到好的目的，最后应该指出的是为了对多层材料1和中间层5的结构进行更清楚的说明，以一定程度的和/或放大和/或缩小的比例说明了它们的结构或者其构成部件。

在本说明书中可发现本发明独立的解决方案下面的任务。

尤其是，图1、2和3中所示的各个技术方案的主题可认为是本发明提出的独立的解决方案。相关的任务和解决方案可在这些附图的详细说明中找出来。

附图参考标号一览表

1 多层材料

2 摩擦轴承

3 外周层

4 抗摩擦层

5 中间层

6 外周层

7 基层

8 凹槽

9 端面

10 侧壁

11 表面

12 Al₃Sc晶体

13 Al-Mn沉淀物

14 时间

15 时间

16 时间

17 时间

18 时间

19 时间

20 时间

21 时间

22 时间

23 时间

Claims

1、用于多层材料的铝基合金中间层，特别是粘结层，所述的多层材料具有不同成分的层，特别是摩擦轴承中的中间层，其特征在于该合金含加入量的至少一种选自Sc、Y、Hf、Nb、Ta、La、镧系和锕系的元素，其含量最大为10 wt％，优选为4 wt％，特别是0.015-3.25 wt％，所述含量均是相对于100％重量的合金，其余是铝和与熔炼相关杂质。

2、权利要求1的中间层，其特征在于该合金含有0.015-2.5 wt％的至少一种所选的元素，相对于100％重量的合金。

3、权利要求1的中间层，其特征在于该合金含有0.015-1.0 wt％的至少一种所选的元素，相对于100％重量的合金。

4、一项或者多项前述权利要求的中间层，其特征在于该合金还含有至少一种下列元素：Li、Zn、Si、Mg，其加入总量最大为12 wt％，优选最大为6.5 wt％，特别是最大为4.2 wt％，相对于100％重量的合金。

5、一项或者多项前述权利要求的中间层，其特征在于该合金还含有至少一种下列元素：Mn、Cu、Be、Ca、Zr、Mo、W、Ag，其加入总量最大为10 wt％，优选最大为5 wt％，特别是为3.0wt％，相对于100％重量的合金。

6、一项或者多项前述权利要求的中间层，其特征在于该合金还含有至少一种下列元素：Ti、V、Cr、Fe、Co、Ni，其加入总量最大为10 wt％，优选最大为4wt％，特别是最大为1.5 wt％，相对于100％重量的合金。

7、一项或者多项前述权利要求的中间层，其特征在于该合金还含有至少一种下列元素：Pd、Au、Pt、In、Ge、Sn、Pb、Sb、Bi、Te，其加入总量最大为10 wt％，优选最大为6.5wt％。

8、一项或者多项前述权利要求的中间层，其特征在于在85℃-445℃温度下热处理0.5-48小时后，该合金所具有的硬度值比在成型加工后热处理之前所具有的硬度值降低不超过35％，所述的成型加工例如是轧制、锻造、挤出模压等类似加工。

9、一项或者多项前述权利要求的中间层，其特征在于在100℃-350℃温度下进行1-24小时的热处理后，该合金所具有的硬度值为成型加工后热处理前硬度值的70％-80％，所述的成型加工例如是轧制、锻造、挤出模压等类似加工。

10、一项或者多项前述权利要求的中间层，其特征在于在热处理后，该合金具有的韦氏硬度为45-80HV2，优选为55-75HV2。

11、包括不同成分的至少三层的多层材料，特别是用于摩擦轴承，其中各层的硬度不同，并且特别是硬度从第一外周层到相对放置的第二外周层增加，其特征在于至少一个中间层是一项或者多项前述权利要求的中间层(5)。

12、权利要求11的多层材料，其特征在于第一外周层(3)是用于轴承，特别是摩擦轴承(2)的抗摩擦层(4)。

13、权利要求11和/或12的多层材料，其特征在于抗摩擦层(4)是由在铝基体中含软相的铝合金制成，所述的软相例如是Pb,Bi,Sn或者类似物。

14、权利要求11-13的一项或者多项的多层材料，其特征在于抗摩擦层(4)是由含锡作为主要合金元素的铝合金制成，锡含量为5-45 wt％，优选为14-40 wt％，特别是16-32 wt％。

15、权利要求11-14的一项或者多项的多层材料，其特征在于抗摩擦层(4)含总量至多11 wt％的附加的合金元素，但是在合金中含有至少一种选自Mn、Fe、Cr、Zr、Co和Zn的合金元素，以及至少一种选自Pb、Bi、Sb和In的合金元素。

16、权利要求11-15的一项或者多项的多层材料，其特征在于抗摩擦层(4)含0.65-1.80 wt％Cu、0.25-0.75 wt％Mn、0.15-0.55 wt％Fe、0.05-0.18 wt％Cr。

17、权利要求11-16的一项或者多项的多层材料，其特征在于所述的第二外周层(6)以基层(7)的方式提供。

18、权利要求11-17的一项或者多项的多层材料，其特征在于所述的基层(7)由钢或者类似物制成。

19、权利要求11-18的一项或者多项的多层材料，其特征在于在热处理后，抗摩擦层(4)具有的韦氏硬度为25-85HV2，优选为40-75HV2。

20、一种制造多层材料的方法，所述的多层材料包括至少不同成分的两层，特别是摩擦轴承，其中各层的硬度不同，并且特别是硬度从第一外周层到相对放置的第二外周层增加，所述的多层材料特别是权利要求11-20之一的多层材料，其特征在于以前述权利要求1-10中的一项或者多项的中间层的方式提供至少一个中间层，并且特别是联结到抗摩擦层和/或例如由钢或者类似物制成的基层上。

21、权利要求20的方法，其特征在于将先前硬化的材料与至少一种其他材料一起轧制，优选与铝合金如任意地含其他合金元素的Al-Sn合金、纯铝或者类似物一起轧制，所述的先前硬化的材料通过铸造工艺、挤出工艺、连铸工艺或者类似工艺制造，并且含有加入量的至少一种选自Sc、Y、Hf、Nb、Ta、La、镧系和锕系的元素，其含量最大为10 wt％。

22、权利要求20和/或21的方法，其特征在于所述的铝合金或者多层材料在每次整体成型之后，于85-445℃温度，优选150-400℃温度下进行回火，一次或者多次成型步骤中至少25％并且至多91％成型。

23、权利要求20-22的一项或者多项的方法，其特征在于通过轧制工艺、CVD方法、电镀、阴极溅射、真空汽相沉积或者类似工艺，将抗摩擦层置于中间层之上，或者将中间层置于抗摩擦层之上，和/或将中间层置于基层之上。

24、权利要求20-23的一项或者多项的方法，其特征在于通过在轧机上进行轧制工艺，降低多层材料或各个中间层的厚度，每道轧制的压下率为20％-75％，优选为25％-50％。