DE3631029A1 - Aluminium-lagerlegierung und zweischicht-lagermaterial mit einer lagerschicht aus der aluminium-lagerlegierung - Google Patents
Aluminium-lagerlegierung und zweischicht-lagermaterial mit einer lagerschicht aus der aluminium-lagerlegierungInfo
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Description
Die Erfindung bezieht sich auf ein Zweischicht-Al-Lagermaterial,
das aus einer Schicht aus einer Al-Lagerlegierung und
einem Unterstützungsmetall aus einem Stahlblech oder dgl.
besteht.
Seit jüngerer Zeit bestehen Trends für Automobilmotoren mit
kleineren Abmessungen, geringerem Gewicht, verringertem
Treibstoffverbrauch und höherer Leistung. Daher sollte das
Lager eine vergrößerte Belastung tragen, und auch die Arbeitstemperatur
des Schmiermittels wird erhöht. Die Arbeitsbedingungen
des Lagers werden somit zunehmend hart.
Im allgemeinen hat das Lager eine Dreischichtstruktur, die
aus einem aus einer Stahlplatte oder dgl. geformten Stützmetall,
einer auf dem Stützmetall gebildeten Schicht aus
einer Al-Lagerlegierung und aus einer Lagerschicht besteht,
die mittels Überzugsplattierung auf der Al-Lagerlegierungsschicht
gebildet ist. Das Lager mit dieser Dreischichtstruktur,
die aus dem Stützmetall, der Lager-Legierungs-Schicht
und der Lagerschicht aus der Überzugsplattierung besteht,
unterliegt jedoch der Ermüdung oder frißt infolge einer
Temperaturerhöhung der Oberfläche des Lagers, so daß es
nicht die o.g. strengen Arbeitsbedingungen erfüllen kann. Es
bestand daher in neuerer Zeit eine Forderung nach einem
Lager, das eine Zweischichtstruktur hat, die keine Oberflächenlagerschicht
aus einer Überzugsplattierung hat,
sondern eine Motorwelle mit einer auf einem Stützmetall
gebildeten Lagerlegierungsschicht hält. Zur Zeit kann jedoch
ein Lager mit stabiler Leistung nicht erhalten werden,
selbst wenn man von der Zweischicht-Lager-Struktur Gebrauch
macht, weil bisher entwickelte Al-Lagerlegierungen die o. g.
harten Arbeitsbedingungen nur ungenügend erfüllen können.
Mehr im einzelnen, besteht in dem Dreischichtlager mit einer
an der Oberfläche liegenden Lagerschicht, die durch Überzugsplattieren
gebildet ist, die mittlere Lagerlegierungsschicht
aus einer solchen Al-Lagerlegierung wie JIS (Japanische
Industrie-Standards) H 5402, AJ-1 (10% Sn, 0,75% Cu,
0,5% Ni, Rest Al), oder JIS H 5402, AJ-2 (6% Sn, 2,5% Cu,
1,0% Ni, Rest Al) oder aus solch einer Al-Lagerlegierung wie
SAE 780 (6% Sn, 2% Si, 1% Cu, 0,5% Ni, 0,1% Ti, Rest Al),
und ihr Sn-Gehalt ist verhältnismäßig klein, typischerweise
10 bis 6%. Aus diesem Grund wird eine Pb-Sn-Legierungsschicht
als Oberflächenlagerschicht durch Überzugsplattieren
gebildet.
Aber bei den neuen Arbeitsbedingungen mit hoher Belastung
und hoher Temperatur wird die Oberflächenlagerschicht abgenutzt,
was zu einem Fressen führt, so daß sie innerhalb
einer verhältnismäßig kurzen Zeitspanne der Benutzung nicht
mehr widerstehen kann. Bei dem Zweischichtlager mit einer
Überzugsplattierungsschicht als Oberflächenlagerschicht ist
andererseits die Lager-Legierungsschicht beispielsweise
SAE 783 (20% Sn, 0,5% Si, 1,0% Cu, 0,1% Ti, Rest Al) oder
eine ähnliche Al-Legierung mit einem ebenso hohen Sn-Gehalt
von 20%. Weil der Sn-Gehalt hoch ist, ist jedoch die Härte
verringert, und die Al-Matrix ist brüchig, so daß das Lager
einer hohen Belastung nicht widerstehen kann.
In "Jiku-uke Gokin" (Lagerlegierungen) von Koichi Mizuno,
veröffentlicht von Nikkan Kogyo Shinbun Sha, herausgegeben
im Jahre 1954, Seite 139 ist es beschrieben, eine Lagerlegierungsschicht
aus einer Lagerlegierung zu bilden, die eine
verringerte Freßneigung hat, die durch Steigerung der
Schmiereigenschaften bei Zusatz von Pb zusammen mit Sn
erhalten wird. Diese Lagerlegierung enthält 10% Sn, 1,5% Cu
und 0,5% Si und auch 3% Pb. Daher kann sie der hohen Belastung
nicht standhalten, wie oben bemerkt wurde, obwohl die
Schmiereigenschaften in einem gewissen Maß verbessert werden
können.
Eine Al-Legierung, die Sb enthält, um die Verteilung des Pb
zu verbessern, das kaum eine feste Lösung mit Al bildet, ist
in der japanischen Patentveröffentlichung Nr. 1 21 131/1977
beschrieben. Weiterhin ist eine Al-Legierung mit einem
Zusatz von Cr zur Verstärkung der Al-Matrix und ebenso zum
Verhindern von groben Sn-Partikeln in der japanischen
Patentveröffentlichung Nr.18 985/1983 beschrieben. Diese
Al-Legierungen wurden jedoch entwickelt, um die Schmiereigenschaften
bei normalen Laufbedingungen zu verbessern,
und sie sind nicht in ausreichendem Maß gegen Ermüdung bei
Bedingungen des Laufs unter hoher Last beständig, bei denen
der Schnmiermechanismus ganz anders ist als bei den normalen
Laufbedingungen.
Um den Schmiermechanismus bei Hochlastbetriebsbedingungen zu
ermöglichen, wurde eine Lagerlegierung vorgeschlagen, die
durch Zusatz einer großen Menge von z. B. 11% oder mehr Si zu
einer Sn-enthaltenden Al-Legierung erhalten wird, so daß sie
verteilte Si-Präzipitate aufweist, die in ihrer Körnung grob
sind und kräftig sind.
Dieser Lagerlegierung wird durch den Zusatz einer großen
Menge von Si Schmiedefähigkeit und Kriechfähigkeit verliehen.
Zusätzlich hat die Schneidkraft, die durch harte Si-
Präzipitat-Partikel geschaffen wird, die Wirkung, daß Unregelmäßigkeiten
der Oberfläche der das Gegenstück bildenden
rotierenden Welle entfernt werden und dadurch eine glatte
Oberfläche geschaffen wird, wodurch die Leistungsfähigkeit
des Lagers verbessert wird. Insbesondere weist die Oberfläche
einer rotierenden Welle, die aus Kugelgraphit-Gußeisen
oder dgl. hergestellt ist, Vertiefungen auf, die von der
Ablösung von Graphitpartikeln zum Zeitpunkt des Polierens
herrühren, und erhabene Abschnitte wie Grate oder Kanten,
die um die Aussparungen herum gebildet sind. Bei Hochlastbetriebsbedingungen
wird die Oberfläche der Lagerlegierungsschicht
durch solche Aussparungen an erhabenen Stellen der
rotierenden Welle geschliffen, und dies führt zu einer
abnormen Abnutzung des Lagers. Bei der Lagerlegierung mit
verteilten Si-Präzipitat-Partikeln werden die erhabenen
Abschnitte der Wellenoberfläche durch die harten Si-Präzipitat-
Partikel abgeschnitten, wodurch eine abnorme Abnutzung
oder ein Fressen verhindert wird.
Um die Wellenoberfläche des Gegenstücks mit den Si-Präzipitaten
zwecks Verbesserung der einem Fressen entgegenwirkenden
Eigenschaften zu schneiden, ist es nötig, einen großen
Betrag von 11% oder mehr Si hinzuzufügen. Der Zusatz einer
solch großen Menge von Si führt jedoch wegen der Abscheidung
von groben Si-Partikeln eher zu einer Beschädigung der
Wellenoberfläche. Er führt wegen des Mangels an Dehnungsvermögen
oder Zähigkeit der Legierung auch zur Verursachung von
Fressen und einer Verschlechterung der Eigenschaften hinsichtlich
einer spanabhebenden Bearbeitung, oder ähnlicher
Eigenschaften der maschinellen Bearbeitung, was ein ernstes
Problem ist. Um diesem Problem zu begegnen, wurde eine
Lagerlegierung vorgeschlagen, bei der der Si-Gehalt so
verringert ist, daß er weniger als 11% beträgt, insbesondere
auf 0,2 bis 5% reduziert ist, wie in der japanischen Patentveröffentlichung
Nr. 6 955/1983 beschrieben ist. Bei dieser
Lagerlegierung ist es jedoch unmöglich, eine Verbesserung
der das Fressen verhindernden Eigenschaften zu erhalten, und
zwar wegen der Schneidekraft der Si-Präzipitate, wie oben
erwähnt, bei Hochlastbetriebsbedingungen, und es wird bisher
eine Verbesserung in dieser Hinsicht gefordert.
Die Erfindung schafft eine Al-Lagerlegierung, die Sn und Pb
sowie Si enthält und in der Si als Si-Präzipitat-Partikel
mit kugelförmigen oder nahezu kugelförmiger Gestalt in einer
Al-Matrix abgeschieden wurden und auch Sn-Pb-Legierungspartikel
in der Nähe des Si-Präzipitats abgeschieden wurden,
derart, daß das Lagermaterial verbesserte Eigenschaften der
Ermüdungsbeständigkeit, eine verbesserte Sicherheit gegen
Fressen und verbesserte Eigenschaften hinsichtlich der
Abriebfestigkeit bei hoher Geschwindigkeit und hoher Belastung
beim Fahrbetrieb des Automobils hat, und sie bezieht
sich auch auf ein Lagermaterial, das aus der Al-Lagerlegierung
und einem Stützmetall besteht.
Gemäß der Erfindung wird eine Al-Lagermaterial-Legierung
geschaffen, die 3 bis 35% Sn, 0,5 bis 10% Si und 0,1 bis 10%
Pb enthält und ebenfalls mindestens ein Mitglied aus der aus
0,01 bis 0,3% Sr und 0,01 bis 0,3% Sb bestehenden Gruppe
enthält, wobei der Rest Al ist. Bei dieser Lagerlegierung
ist Si in einer Al-Matrix, die aus Al besteht, mindestens
teilweise in Form von Si-Präzipitat-Partikeln verteilt, die
rund oder oval sind oder eine Gestalt mit runden Enden
haben. Zusätzlich werden Sn und Pb als Sn-Pb-Legierungs-
Präzipitat in der Nähe der Si-Präzipitat-Partikel abgeschieden.
Weiterhin enthält die Al-Lagermaterial-Legierung insgesamt
0,1 bis 4% von einem oder mehr Mitgliedern einer Gruppe
bestehend aus Cu, Mg, Zn, Cr, Mn, Fe, Ni, Co, Mo, Sb, Ti, V
und Zr.
Weitere Merkmale und Vorteile der Erfindung ergeben sich aus
der nachfolgenden Beschreibung von Ausführungsbeispielen der
Erfindung anhand der Zeichnung, die erfindungswesentliche
Einzelheiten zeigt, und aus den Ansprüchen. Die einzelnen
Merkmale können je einzeln für sich oder zu mehreren in
beliebiger Kombination bei einer Ausführungsform der Erfindung
verwirklicht sein.
Fig. 1 ist ein abgebrochener vergrößerter Schnitt, der
eine Ausführungsform des Lagermaterials und einen
Teil einer rotierenden Welle des Lagermechanismus
entsprechend der Erfindung zeigt;
Fig. 2 ist ein abgebrochener vergrößerter Schnitt, der
einen Schmierzustand eines bekannten
Lagermaterials mit Dreischichtstruktur zeigt;
Fig. 3 ist ein abgebrochener vergrößerter Schnitt, der
ein bekanntes Lagermaterial mit Zweischichtstruktur
und einen Teil einer Welle des Lagermechanismus
mit einem verhältnismäßig hohen Gehalt an Si
zeigt;
Fig. 4 ist ein abgebrochener vergrößerter Schnitt, der
einen Schmierzustand des in Fig. 3 gezeigten
Lagermaterials zeigt;
Fig. 5 ist ein abgebrochener vergrößerter Schnitt, der
einen Schmierzustand des in Fig. 1 gezeigten
Lagermaterials zeigt;
Fig. 6 und 7 sind Ansichten, die die mikroskopische Struktur
einer Lagerlegierung des Lagermaterials, wie es
in Fig. 1 gezeigt ist, zeigen und
Fig. 8 ist eine Ansicht, die die mikroskopische Struktur
einer Lagerlegierung des in Fig. 3 gezeigten
Lagermaterials zeigt.
In Fig. 1 bezeichnet das Bezugszeichen 1 eine erfindungsgemäße
Lagerlegierung. Die Lagerlegierung 1 ist eine geschmiedete
Al-Legierung, die 3 bis 35% Sn, 0,1 bis 10% Pb und 0,5
bis 10% Si enthält, wobei der Rest im wesentlichen Al ist.
Diese Legierung hat eine Al-Matrix 2, die sich hauptsächlich
aus Al zusammensetzt (im folgenden als Al-Matrizen bezeichnet).
In der Legierung werden Sn und Pb in den Al-Matrizen 2
als Sn-Pb-Legierungs-Präzipitat abgeschieden, d. h. als
Sn-Pb-Legierungs-Partikel. Zusätzlich ist Si teilweise oder
vollständig in Form Si-Präzipitat-Partikeln 4 abgeschieden,
die eine kugelförmige oder nahezu kugelförmige Gestalt haben
oder eine Gestalt mit abgerundeten Enden. Bei einer Legierung
mit dieser Struktur wird eine rotierende Welle 5, die
durch die Oberfläche dieser Legierung gestützt wird, tatsächlich
durch runde Enden 4 a des nahezu kugelförmigen
Si-Präzipitats 4 gestützt. Diese Abstützung ist somit die
ideale Punktkontaktabstützung, so daß die Schmierungseigenschaften
und die Widerstandsfähigkeit gegen Ermüdung verbessert
werden können, um zu verhindern, daß die Temperatur der
Oberfläche ansteigt. Daneben kann bei der runden Gestalt des
Si-Präzipitats 4 hauptsächlich die Zähigkeit der Al-Matrix
unter dem Aspekt der Struktur verbessert werden.
Um allein die Ermüdungsfreiheit bei hoher Temperatur zu
verbessern, könnte daran gedacht werden, solche hoch schmelzenden
Elemente wie Cr, Co und Ni zuzusetzen, um die Hochtemperaturfestigkeit
zu vergrößern und einen scharfen Abfall
der Härte bei Temperaturanstieg zu verhindern. Während die
Härte der Legierung durch Zusatz dieser hochschmelzenden
Elemente vergrößert werden kann, wird die Legierung in
diesem Fall brüchig, d. h., ihre Zähigkeit wird verringert,
so daß die Kerbzähigkeit und die Bruchdehnung abnehmen. Um
dieses Problem zu lösen, wird gemäß der Erfindung mindestens
ein Mitglied einer Gruppe bestehend aus Sr und Sb zu einer
Legierung hinzugefügt, die sowohl Si als auch Sn und Pb
enthält. Das zugesetzte Sr und/oder Sb steuert die flüssige
Phase der Al-Legierung zum Zeitpunkt der Erstarrung und
gestatten die Abscheidung von Si in einer runden Gestalt. Es
ist daher möglich, falls gewünscht, die Rundheit des Si-Präzipitats
zu fördern, selbst wo eine Wärmebehandlung bei
normalen Wärmebehandlungsbedingungen ausgeführt wird, und
auf diese Weise wird ein Anstieg der Zugfestigkeit, der
Bruchdehnung und der Kerbzähigkeit von Al-Sn-Matrizen erhalten.
In diesem Zusammenhang wird eine genauere Erklärung gegeben.
Die Widerstandsfähigkeit von Material gegen Ermüdung hängt
von der Zugfestigkeit, der Dehnung, der Schlagfestigkeit
und der Struktur des Materials ab, und Probleme in diesem
Zusammenhang können nicht durch alleiniges Hinzufügen eines
hochschmelzenden Elements, wie beim Stand der Technik,
gelöst werden. Die Erfinder haben ausführliche Untersuchungen
und Forschungen in diesem Zusammenhang durchgeführt. Sie
haben gefunden, daß der Zusatz von 0,01
bis 0,3% Sr oder 0,01 bis 0,3% Sb die Abscheidung von Si in
runder Gestalt gestattet, wodurch die mechanischen Eigenschaften,
beispielsweise die Zugfestigkeit, die Bruchdehnung
und die Kerbzähigkeit der Al-Matrix stark verbessert werden,
ähnlich wie Kugelgraphit-Gußeisen stark verbesserte mechanische
Eigenschaften im Vergleich zu Lamellengraphit-Gußeisen
hat. Dieses Merkmal wird durch die Tatsäche bekräftigt, daß
die Verbesserung der Widerstandsfähigkeit gegen Ermüdung als
Ergebnis von Ermüdungsprüfungen bei hoher Temperatur und
hoher Belastung bestätigt wurden.
Weiterhin wird die runde Gestalt des Si-Präzipitats 4 so
verbessert, daß die Oberflächenstruktur der Lagerfläche den
Bedingungen hoher Temperatur und hoher Belastung genügt.
Dies gestattet eine extreme Verbesserung der Leistungsfähigkeit
der Oberfläche, d. h. der Widerstandsfähigkeit gegen
Fressen und der Schmiereigenschaft.
Das Phänomen des Fressens tritt üblicherweise infolge eines
komplizierten Prozesses und wegen der Kombination einer
großen Anzahl von unterschiedlichen Faktoren auf. Daher sagt
man, daß es schwierig ist, dieses Phänomen letztendlich zu
begreifen. Während jedoch bei einem Lagermaterial mit einer
Dreischichtstruktur, das eine Oberflächenlagerschicht aus
einer Pb-Sn-Legierung oder dgl. hat, die durch Überzugplattierung
gebildet ist, die Lagerschicht abgenutzt wird, was
zu einem Fressen bei hoher Temperatur und Hochlastbetriebsbedingungen
führt, wird ein Fressen bei einem Zweischichtlagermaterial
häufig nicht auftreten, das aus einer Al-
Legierung mit einem verhältnismäßig hohen Si-Gehalt als
Lagerlegierung hergestellt ist, jedoch keinerlei Lagerschicht
aus einer Überzugsplattierung hat.
Die Erfinder haben diese Tatsache erkannt und eine vergleichende
Strukturuntersuchung beider Lager durchgeführt.
Fig. 2 ist ein abgebrochener vergrößerter Schnitt, der das
Lagermaterial mit Dreischichtstruktur zeigt. In dieser Figur
weist das Material ein Stützmetall 6, hergestellt aus einem
Blech oder dgl., eine auf dem Stützmetall 6 gebildetet Lagerlegierungsschicht
7 und eine Lagerschicht 8 auf, die durch
Überzugsplattierung auf der Lagerlegierungsschicht 7 gebildet
wurde. Fig. 3 ist ein abgebrochener vergrößerter
Schnitt, der ein Zweischicht-Lagermaterial mit hohem Si-
Gehalt zeigt. Insbesondere weist dieses Material ein Stützmaterial
6 auf, das aus einem Stahlblech hergestellt ist,
und eine Al-Lagerlegierungs-Schicht 10 mit Al-Matrix. Dieses
Material ist frei von irgend einer Überzugsplattierungs-
Lagerschicht. Bei dem Dreischicht-Lagermaterial von Fig. 2
wird die Last der rotierenden Welle 5 durch die gesamte
Oberfläche der Überzugsplattierungs-Lagerschicht 8 abgestützt.
Zwischen der rotierenden Welle 5 und der Lagerschicht
8 befindet sich Schmiermittel 9, und durch die
Vermittlung des Schmiermittels 9 wird die rotierernde Welle 5
durch eine Flächenkontaktabstützung gehalten.
Andererseits wird bei dem Lagermaterial mit Zweischichtstruktur
Si in Form von Si-Präzipitat-Partikeln 11, die eine
stabförmige oder schuppige Gestalt haben, in der Lagerlegierungsschicht
abgeschieden, und die Belastung der Welle 5
wird durch diese Si-Präzipitat-Partikel abgestützt. Mit
anderen Worten wird bei dem in Fig. 2 gezeigten Zweischichtlagermaterial,
bei dem die Wellenlast durch die Flächenkontaktabstützung
gehalten wird, bei Bedingungen mit hoher
Geschwindigkeit und hoher Belastung die Temperatur der
reibenden Oberfläche schnell erhöht, so daß die Lagerschicht
8 aus beispielsweise einer Pb-Sn-Legierung abgenutzt wird.
In diesem Fall wird, falls die Schmiereigenschaft der Lagerlegierung
7 schlechter ist als die der Lagerschicht 8, die
Schmierwirkung schnell verringert und führt zum Fressen.
Andererseits wird bei dem in Fig. 3 gezeigten Dreischichtlagermaterial
die Belastung der Welle durch eine Punktkontaktabstützung
gehalten. Daher wird eine kleine Lücke 12
zwischen der Oberfläche der Lagerlegierungsschicht 10, d. h.
von deren Al-Matrizen, und der Oberfläche der rotierenden
Welle 5 gebildet. Man findet daher ein Schmiermittel in der
Lücke 12. Der Schmiermittelfilm wird in der Lücke 12 gehalten.
Der Schmiermittelfilm wird nicht unterbrochen, weil er
im wesentlichen keine hohe Belastung trägt, so daß der
Temperaturanstieg der reibenden Oberfläche unterdrückt
wird.
Wie oben diskutiert wurde, kann bei dem in Fig. 3 gezeigten
Zweischichtlagermaterial die Wellenlast durch eine Punktkontaktabstützung
mittels der Si-Präzipitat-Partikel in der
Al-Matrix der Lagerlegierungsschicht abgestützt werden. Bei
dieser Struktur sind jedoch die Si-Präzipitat-Partikel 11
flockig oder stabförmig und haben Kanten 11 a, die eher
Schrammen und Kratzer in der Oberfläche der Welle verursachen
werden. Man muß daher mit Fressen rechnen. Weiterhin
werden die für eine maschinelle Bearbeitung verantwortlichen
Eigenschaften verschlechtert, wenn das Si-Präzipitat im
Übermaß vorliegt.
Si ist eine stabile Substanz mit einem hohen Schmelzpunkt
und hat einen stark nicht-metallischen Charakter. Daher
wird, selbst falls das in Fig. 3 gezeigte Lagermaterial in
Kontakt mit Stahl als Oberflächenmaterial der abgestützten
Welle ist, bei Bedingungen mit einer hohen Temperatur von
200 bis 500°C weder eine Reaktion mit Fe noch eine Dispersion
noch ein Auflösen stattfinden. Aus diesem Grund wird
die Last der rotierenden Welle durch das Si-Präzipitat in
der oben beschriebenen Weise abgestützt. Weiterhin hat das
Si-Präzipitat eine Vickers-Härte von 599, und es ist gewöhnlich
nicht eine Verbindung, sondern besteht aus Si allein,
es ist nicht brüchig und hat eine sehr gute Elastizität.
Somit kann das Material plötzlichen Änderungen in der Belastung
widerstehen, selbst wo die rotierende Welle über die
Mitwirkung des Schmiermittelfilms abgestützt wird. Daher hat
das in Fig. 3 gezeigte Lagermaterial eine exzellente Leistung
bei Lagern bei Bedingungen mit hoher Temperatur und
hoher Belastung im Vergleich zu anderen Lagermaterialien,
beispielsweise dem in Fig. 2 gezeigten Lagermaterial.
Ungeachtet der Tatsache, das Si die oben beschriebenen
Eigenschaften hat, hat es eine starke Neigung zum Kristallisieren.
Daher hat das Si-Präzipitat eine plattenförmige oder
stabförmige Gestalt selbst im Fall, wenn es ein eutektisches
Al-Si-Präzipitat ist. Die Gestalt unterliegt nur leichten
Änderungen, selbst wenn Walz- und Wärmebehandlungsverfahren
während der Herstellung des Lagers ausgeführt werden. Daher
wird dann, falls keine Kontrolle des Zustands der Si-Präzipitat-
Partikel vorgenommen wird, Si in Form von plattenförmigen
oder stabförmigen Si-Präzipitat-Partikeln 11 in den
Al-Matrizen 10 abgeschieden. Wo Pb und Sn vorhanden sind,
werden Sn-Pb-Legierungspartikel 3 durch Abscheidung an
Stellen gebildet, die im Abstand von den Si-Präzipitat-
Partikeln 11 liegen, falls die Si-Präzipitat-Partikel
plattenförmig oder stabförmig sind. In diesem Fall wird die
Oberfläche der abgestützten Welle 5 durch die Kanten 11 a der
harten Si-Präzipitat-Partikel 11 geschliffen und beschädigt.
Wenn dieser Schneidvorgang fortschreitet, besteht die Möglichkeit,
das Fressen auftritt.
Aus dem o. g. Grund wird erfindungsgemäß Si abgeschieden, und
die Schmiereigenschaft des Si-Präzipitats wird benutzt. Um
die Schneidkraft des Si-Präzipitats zu beseitigen, wird die
Gestalt des Si-Präzipitats so gesteuert, daß die Form der
Si-Präzipitat-Partikel abgerundet ist, z. B. kugelähnlich
ist. Zur selben Zeit werden Sn-Pb-Legierungs-Präzipitat-
Partikel um die Si-Präzipitat-Partikel herum verteilt.
Insbesondere werden gemäß der Erfindung Si-Präzipitat-
Partikel 4 in der Al-Matrix 2 verteilt, wie in Fig. 1
gezeigt ist, während die Gestalt der Si-Präzipitat-Partikel
4 durch den Zusatz von Sr und/oder Sb rund gemacht wird.
Daher werden, während die rotierende Welle 5 durch eine
Punktkontaktabstützung durch die runden Si-Präzipitat-Partikel
4 abgestützt wird, keine Schrammen oder Kratzer in der
Oberfläche der rotierenden Welle 5 erzeugt, selbst wenn das
Lager plötzlich wechselnde Belastungen erfährt.
Außerdem wird deswegen, weil sich das Si-Präzipitat 4 als
runde Partikel in der Al-Matrix 2 findet, keine Kerbwirkung
auftreten. Somit ist es möglich, eine Matrix mit einer
stabilen mechanischen Festigkeit und einer exzellenten
Abriebfestigkeit zu erhalten.
Die runde Gestalt der Si-Präzipitat-Partikel 4 kann durch
Verbesserung des Charakters der flüssigen Phase der Al-
Legierung am eutektischen Punkt erhalten werden, an dem Si
abgeschieden wird. Insbesondere kann eine wirkungsvolle
Verbesserung der Eigenschaft der flüssigen Phase der Al-
Legierung durch Zusatz von mindestens einem Mitglied aus
einer aus 0,01 bis 0,3% Sr und 0,01 bis 0,3% Sb bestehenden
Gruppe erreicht werden.
Insbesondere wird durch Zusatz von Sr und Sb in den o. g.
Mengenbereichen die Dispersion der Si-Präzipitat-Partikel 4
verbessert, und es kann auch die runde Gestalt des Si-Präzipitats
4 erhalten werden. Weiterhin wird der Abscheidungszustand
von Sn-Pb-Legierungs-Partikeln 3 geändert, d. h., man
findet die Sn-Pb-Legierungs-Partikel 3, die abgeschieden
werden, dichter an den runden Si-Präzipitat-Partikeln 4, wie
in Fig. 1 und 5 gezeigt ist.
Fig. 5 zeigt einen vergrößerten Schnitt der Oberfläche der
Lagerlegierungsschicht der Oberfläche des Lagermaterials mit
der in Fig. 1 gezeigten Struktur. Die Belastung durch die
Welle wird durch Endabschnitte 4 a von Si-Präzipitat-Partikeln
4 getragen, die aus der Oberfläche der Al-Matrix 2
vorragen. Zusätzlich besteht ein Schmiermittelfilm 13
zwischen der Oberfläche 1 a der Lagerlegierungsschicht 1 und
der rotierenden Welle 5 (siehe Fig. 1). Somit wird die
Flüssigkeitsschmierung beibehalten. Weiterhin sind Sn-Pb-
Legierungspartikel 3 in der Nachbarschaft des Si-Präzipitats
4 vorhanden. Diese Legierung hat eine starke Affinität zu
dem Schmiermittel des Schmiermittelfilms 13. Daher tritt
eine Unterbrechung des Schmiermittelfilms an den Endabschnitten
4 a der Präzipitatpartikel 4 kaum auf. Weiterhin
kann, selbst wenn das Si-Präzipitat 4 wegen seiner Reibung
mit der rotierenden Welle 5 eine erhöhte Temperatur aufweist,
die Wärme als Schmelzwärme der Sn-Pb-Legierungspartikel 3
absorbiert werden, so daß dort weniger Fressen zwischen den
benachbarten Al-Matrix und der rotierenden Welle stattfindet.
Außerdem wird, selbst falls das Sn-Pb-Legierungspartikel
4, das dem Si-Präzipitat 4 benachbart ist, wie in Fig. 5
gezeigt ist, mindestens teilweise in der flüssigen Phase
vorliegt, diese flüssige Phase 3 a zu der vorstehenden Oberfläche
4 a des Si-Präzipitats 4 geliefert und unterhält die
Schmierung. Die Menge der gelieferten flüssigen Phase 3 a
steigt mit dem Temperaturanstieg bei der Grenzschierung,
und die flüssige Phase 3 a des Sn-Pb ist auf der Fläche
4 a des Si-Präzipitats 4 die ganze Zeit anwesend, so daß die
Schmierung aufrecht erhalten werden kann und es möglich ist,
zu verhindern, daß Metalle aneinander haften. Die Struktur,
bei der die Si-Präzipitat-Partikel 4 rund sind und sich
Sn-Pb-Legierungspartikel 3 dicht am Si-Präzipitat 4 finden,
ist extrem wirksam bei einem Grenzflächen-Schmierzustand
(d. h., einem Zustand der Abwesenheit des Schmiermittelfilms).
Weiterhin paßt sich selbst bei dem normalen Flüssigkeitsschmierzustand
das harte Si-Präzipitat 4 in geeigneter
Weise selbst an die rotierende Welle 5 an, und das Si-Präzipitat
4 ist in dichter Nachbarschaft zu weichen Sn-Pb-Partikeln,
die als Schockabsorber wirken.
Es wird außerdem bevorzugt, zusätzlich zu der Verbesserung
der Leistungsfähigkeit der Oberfläche der Lagerlegierungsschicht
die mechanische Festigkeit der Matrix bei hoher
Temperatur zu fördern. Insbesondere hält Al als Hauptkomponente
der Al-Matrix nicht einer hohen Temperatur dauernd
stand und wenn die Temperatur 150°C überschreitet, wird es
weich (wobei HV den Wert 10 oder weniger annimmt), und seine
mechanische Festigkeit ist verloren. Als Al-Matrix-Verstärkungselement
des Abscheidungshärtungstyps werden Cu, Mg, Zn,
Mn, Fe, Co, Ni, Mo, Ti, V, Zr usw. hinzugefügt. Wenn eines
oder mehr dieser Verstärkungselemente ausgewählt wird und
eine geeignete Wärmebehandlung ausgeführt wird, kann die
mechanische Festigkeit bei hoher Temperatur weiter gesteigert
werden. Der geeignete Gesamtbetrag dieser zusätzlichen
Elemente ist 0,1 bis 4%. Wenn die Elemente in diesem Bereich
zugesetzt werden, werden sie dem Lager die Eigenschaft einer
besseren Ermüdungsfreiheit verleihen. Der Zusatz von Elementen
über den genannten Bereich hinaus wird zu einem
Anwachsen der Abmessungen des Präzipitats führen und die
Zähigkeit wird verschlechtert.
Die Gründe für die Begrenzung des Gehalts der Komponenten in
der Lagerlegierungsschicht sind die folgenden.
(1) Sn auf 3 bis 35%:
Sn ist in der Al-matrix in einem dispergierten Zustand
vorhanden und sorgt für die Verhinderung oder Reduzierung
des Fressens, was eine wesentliche geforderte Eigenschaft
für das Lagermaterial ist.
Pb hilft auch, eine Möglichkeit zu verbessern, daß Hindernisse
wie Staub, Schmutz usw. sich in die Lagerfläche eingraben,
was zu einer Verbesserung der Schmierleistung zwischen
der Lagerfläche und der rotierenden Welle führt.
Zusätzlich wird es mit Pb legiert, damit es als Sn-Pb-Legierungspartikel
abgeschieden wird, um den obigen Effekt zu
erreichen. Wenn jedoch sein Anteil kleiner ist als 3%,
können die Eigenschaften der Widerstandsfähigkeit gegen
Fressen und andere Eigenschaften, z. B. die Abscheidung von
Sn-Pb-Partikeln in der Nachbarschaft des Si-Präzipitats, was
dem Zusatz von Sr oder Sb entsprechend der Erfindung zuzuschreiben
ist, nicht aufrecht erhalten werden. Wenn sein
Anteil andererseits 35% überschreitet, wird die mechanische
Festigkeit der Al-Matrix verschlechtert, selbst wenn der
Al-Matrix Verstärkungselemente entsprechend der Erfindung
zugesetzt werden.
(2) Pb auf 1 bis 10%:
Pb hilft die Widerstandsfähigkeit gegen Fressen, die Affinität
zu Öl und die Eigenschaft der Freiheit von Agglomeration
zu verbessern. Pb hilft auch die Möglichkeit zu verbessern,
daß Hindernisse, wie Staub, Schmutz usw. sich in die Lagerleistungsfähigkeit
zwischen der Lagerfläche und der rotierenden
Welle führt. Es wird mit Sn legiert, damit es als
Sn-Pb-Legierungs-Partikel niedergeschlagen wird, um die oben
genannten Effekte zu bewirken, und verbessert auf diese
Weise die Schmierleistungsfähigkeit ganz erheblich. Sein
Anteil sollte im Verhältnis zum Anteil an Sn bestimmt werden.
Wenn der Sn-Gehalt 3% ist, wird mindestens 0,1% Pb
benötigt. Wenn jedoch mehr als 10% Pb zugesetzt werden,
bildet es häufig keine feste Lösung mit Sn, sondern fällt
allein aus. In diesem Fall ist es praktisch unmöglich, eine
gleichförmige Verteilung von Pb zu erhalten, weil Pb keine
feste Lösung mit Al bilden wird.
(3) Si auf 0,5 bis 10%:
Si wird als Si-Präzipitat, wie oben erwähnt, abgeschieden,
und es ist ein wichtiges Element, weil es für eine
verringerte Freßneigung, Widerstandsfähigkeit gegen Belastung
und Abriebfestigkeit sorgt. Wenn jedoch sein Anteil
weniger als 1% beträgt, kann eine Verbesserung der mechanischen
Eigenschaften der Legierung durch Schaffung einer
runden Gestalt des Si-Präzipitats oder eine Verbesserung der
Schmierungseigenschaften nicht festgestellt werden. Wenn
sein Anteil über 10% liegt, ist es andererseits schwierig,
für eine runde Gestalt seiner Präzipitat-Partikel zu sorgen,
selbst wenn Sr oder Sb beigefügt wird. Es werden vielmehr
plattenähnliche oder stabähnliche Präzipitat-Partikel von
großen Abmessungen vermehrt. In diesem Fall nimmt die Härte
der Al-Matrix zu, und die Duktilität und die maschinelle
Bearbeitbarkeit gehen verloren. Die Verarbeitbarkeit des
Lagermaterials wird verschlechtert, und die Eigenschaft
einer geringen Ermüdung wird wegen der extremen Härtung der
Lagerlegierung verschlechtert. Somit wird die Widerstandsfähigkeit
gegen Belastung eher verschlechtert.
(4) Ein oder mehr Mitglieder einer Gruppe bestehend aus
Cu, Mg, Zn, Cr, Mn, Fe, Ni, Co, Ti, V und Zr auf
insgesamt 0,1 bis 4%:
Cu, Mg und Zn sind grundlegende Elemente zur Verstärkung der
Al-Matrix, und ihre Wirkung kann durch eine geeignete Wärmebehandlung
erhalten werden. Wenn ihr Anteil weniger als 1,0%
ist, kann keine Wirkung des Zusatzes erreicht werden. Wenn
andererseits ihr Anteil 4% überschreitet, bilden sie Verbindungen
mit Al, derart, daß sie die Duktilität des Materials
eher verschlechtern.
Cr, Mn, Fe, Ni, Co, Ti, V und Zr bilden Verbindungen mit Al.
Die Härte und die mechanische Festigkeit der Al-Matrix kann
durch einen geringfügigen Zusatz gesteigert werden. Diese
Elemente können teilweise Cu, Mg und Zn ersetzen. Weiterhin
können die Eigenschaften der verringerten Ermüdung, der
Abriebfestigkeit und der mechanischen Festigkeit bei hoher
Temperatur durch Zusatz der genannten Stoffe in angemessenen
Mengen verbessert werden. Ihre geeignete Menge ist 0,01 bis
1,0%, wenn Cu, Mg und Zr in einer Menge von 0,3 bis 3%
vorliegen. Wenn der Betrag oberhalb 1% ist, wird die Größe
der Verbindungspartikel vergrößert. In diesem Fall wird die
mechanische Festigkeit der Legierung eher verringert.
(5) Sr auf 0,01 bis 0,3% oder Sb auf 0,01 bis 0,3%:
Sr und Sb bewirken die verteilte Abscheidung von Si als
Präzipitat-Partikel mit runder oder ovaler Gestalt oder mit
einer Gestalt mit abgerundeten Enden. Diese Wirkung kann
erreicht werden, wenn nur eines dieser Elemente hinzugefügt
wird, aber die Wirkung kann gefördert werden, wenn beide
Elemente gemeinsam zugefügt werden. Um diese Wirkung zu
erreichen, wird sehr bevorzugt, daß der Gehalt von Sr 0,01
bis 0,3% oder der Gehalt von Sb 0,01 bis 0,3% beträgt.
Wenn Sr oder Sb in geringerer Menge als 0,01 bis 0,3% vorliegt,
wird es keinen Einfluß auf die Gestalt der Si-Partikel
haben. Wenn Sr oder Sb in einer größeren Menge als 3%
zugefügt werden, kann eine runde Gestalt des Si-Präzipitats
nicht länger erhalten werden. Übrigens wird Sb in der Sn-
Phase als eine Verbindung abgeschieden, so daß es für die
Verbesserung der Form des Si-Präzipitats nicht nützlich ist.
Wenn der Sr-Gehalt 3% überschreitet, findet eine Gasabsorbtion
statt, wodurch während des Schmiedens Einlagerungen
gebildet werden.
Nachfolgend werden Beispiele der Erfindung angegeben. In den
Tabellen 1 bis 3 ist statt des dort verwendeten Dezimalpunktes
jeweils ein Dezimalkomma zu lesen.
Al-Lagerlegierungen mit den in Tabelle 1 gezeigten Zusammensetzungen
wurden verwendet, um kontinuierlich Platten mit
einer Dicke von 20 mm zu schmieden. Die obere und untere
Fläche jeder geschmiedeten Platine wurden auf einer Dicke
von 0,1 mm spanabhebend entfernt, worauf ein Kaltwalzen bis
zu einer Dicke von 2 mm erfolgte. Das sich ergebende Blech
wurde auf 300 bis 350°C erwärmt und dann abgekühlt, wodurch
eine Lagerlegierungsschicht erhalten wurde. Die Lagerlegierungsschicht
wurde dann mit einem Bodenteil aus Stahlblech
mittels einer dünnen Al-Folie durch Pressen verbunden,
wodurch ein Lagermaterial mit 1,50 mm Dicke erhalten wurde,
das eine Zweischichtstruktur hat, die aus dem Stützmetall
und der Lagerlegierungsschicht besteht. Die dünne Al-Folie
wurde zum Verbinden des Stahlblechs und der Lagerlegierungsschicht
miteinander verwendet. Eine ähnliche Preßverbindung
könnte auch durch Bildung einer Ni-Plattierschicht anstatt
der dünnen Al-Folie erhalten werden.
Von den Lagern waren die Muster Nummer 1 und Nummer 5 Vergleichsmuster,
die kein Sr enthielten. Das Muster Nummer 4
enthielt eine große Menge, z. B. 0,8%, von Sb. Die Muster
Nummer 6 bis Nummer 49 waren gemäß der Erfindung ausgebildet.
Unter diesen Mustern enthielten die Muster Nummer 19,
Nummer 26, Nummer 27, Nummer 31 und Nummer 33 sowohl Sr als
auch Sb, um für die runde Gestalt des Si-Präzipitats zu
sorgen. Die Muster Nummer 35 bis Nummer 49 enthielten nur Sb
für den selben Zweck. Die Muster Nummer 7 bis Nummer 12
enthielten weiterhin Cu, Mg und Zn. Die Muster Nummer 13 bis
Nummer 19 enthielten Cr, Mn, Fe, Co, Ni, Mo bzw. Sb, wobei
diese Elemente zu der Zusammensetzung des Musters Nummer 6
hinzugefügt wurden. Weiterhin enthielten diese Muster etwas
zugesetztes Ti zum Zweck der Reduzierung der Kristallkorngröße.
Die Muster Nummer 20 bis Nummer 34 enthielten geeignete
Kombinationen dieser Additivelemente. Die Muster Nummer
35 bis Nummer 41 enthielten einen Zusatz an Sb, um für die
runde Gestalt der Si-Partikel zu sorgen, und sie enthielten
auch einen Zusatz an Cu zwecks Verbesserung der mechanischen
Festigkeit der Al-Matrix. Diese Muster enthielten auch Cr,
Mn, Fe, Co bzw. Ni, und sie enthielten ebenfalls einen
leichten Zusatz an Ti zur Verringerung der Kristallkorngröße.
Die Muster Nummer 43 bis Nummer 49 enthielten geeignete
Kombinationen dieser Additivelemente.
Zur Prüfung der mechanischen Eigenschaften dieser Muster bei
Normaltemperatur und 200°C als Arbeitstemperaturbedingungen
wurden eine Zugfestigkeitsprüfung, eine Dehnungsprüfung und
eine Härteprüfung bei diesen Mustern ausgeführt. Die Ergebnisse
zeigt Tabelle 2. Für diese Prüfungen wurde das Stützmetall
von jedem Muster durch maschinelle Bearbeitung entfernt,
d. h., es wurde ausschließlich die Al-Lagerlegierungsschicht
geprüft. Die Gestalt des Prüfstücks entsprach Punkt 5
(Item 5) von JIS Z 2201.
Man erkennt aus diesen Ergebnissen, daß bei den Mustern
Nummer 6 bis Nummer 49 die mechanische Festigkeit bei hoher
Temperatur (200°C) im Vergleich mit den Vergleichsmustern
weniger verringert war. Dies zeigt die Verbesserung der
mechanischen Festigkeit und der Dehnung dank der runden
Gestalt des Si-Präzipitats infolge des Sr und des Sb an.
Zur Prüfung der Eigenschaft des verringerten Fressens und
der Abriebfestigkeit der Muster wurden Prüfungen unter
Verwendung einer Reibungs- und Abreibeprüf-Maschine ausgeführt.
Die Prüfbedingungen waren wie folgt:
Reibungsgeschwindigkeit: 4 m/s
Gegenstück: S45C, Härte Hc = 55, Oberflächenrauhigkeit 0,8 bis 1,0 S
Verwendetes Schmiermittel: SAE 20 W-40
Schmiermitteltemperatur: 150 +/- 5°C
Freßbelastung: Der Oberflächendruck wurde alle 15 Minuten in einem Intervall von 10 kg/cm2 ausgehend von 100 kg/cm2 vergrößert. Die Freßbelastung ist die Flächenbelastung, bei der Fressen auftrat.
Abriebfestigkeit: Die Abriebfestigkeit wurde bei 100 kg/cm2 während 6 Stunden geprüft, und die sich ergebende Gewichtsänderung wurde gemessen.
Reibungsgeschwindigkeit: 4 m/s
Gegenstück: S45C, Härte Hc = 55, Oberflächenrauhigkeit 0,8 bis 1,0 S
Verwendetes Schmiermittel: SAE 20 W-40
Schmiermitteltemperatur: 150 +/- 5°C
Freßbelastung: Der Oberflächendruck wurde alle 15 Minuten in einem Intervall von 10 kg/cm2 ausgehend von 100 kg/cm2 vergrößert. Die Freßbelastung ist die Flächenbelastung, bei der Fressen auftrat.
Abriebfestigkeit: Die Abriebfestigkeit wurde bei 100 kg/cm2 während 6 Stunden geprüft, und die sich ergebende Gewichtsänderung wurde gemessen.
Die Ergebnisse zeigt Tabelle 2.
Die Muster Nummer 6 bis Nummer 49 zeigen eine zufriedenstellend
geringe Freßneigung und eine zufriedenstellende Abriebfestigkeit
im Vergleich zu den Vergleichsmustern. Weiterhin
sieht man, daß die Oberflächengüte durch Zusatz von Sr und
Al-Matrix-Verstärkungselementen verbessert wird. Man sieht,
daß die Legierungen gemäß der Erfindung eine ausgezeichnete
Schmierwirkung haben.
Dann wurde jedes Muster in die Gestalt eines Lagers verarbeitet,
und es wurde eine Ermüdungsprüfung bei dem endgültigen
Lager durchgeführt. Die Ergebnisse zeigt Tabelle 2. Bei
dieser Prüfung wird das Lager, in gleicher Weise wie bei den
tatsächlichen Bedingungen in einem Motor, mit einer Verbindungsstange
verbunden, und eine exzentrische Last wird auf
die rotierende Welle für die Dauerprüfung unter den folgenden
Bedingungen aufgebracht. Die Dauer, während der die
Leistungsfähigkeit ohne Fressen oder Bruch aufrecht erhalten
wurde, wurde geprüft.
Oberflächendruck: 600 kp/cm2
Drehzahl: 4000 Umdrehungen/Minute
Material des Gegenstücks: FCD 70, Rauheit 0,8 bis 1,5 S
Verwendetes Schmiermittel: SAE 20 W-40
Schmiermitteltemperatur: 150°C +/- 5°C
Oberflächendruck: 600 kp/cm2
Drehzahl: 4000 Umdrehungen/Minute
Material des Gegenstücks: FCD 70, Rauheit 0,8 bis 1,5 S
Verwendetes Schmiermittel: SAE 20 W-40
Schmiermitteltemperatur: 150°C +/- 5°C
Die Obergrenze für die Prüfzeit wurde auf 300 Stunden festgesetzt.
Der Durchschnittswert für N = 5 ist in Tabelle 2
gezeigt. Bei den erfindungsgemäßen Mustern ist die Ausdauerzeit
lang im Vergleich zu der der Vergleichsmuster. Somit
erkennt man, daß die Erfindung eine ausgezeichnete Eigenschaft
geringer Ermüdung hat.
Das Muster Nummer 7 wurde durch Zusatz von 0,03% Sr zu der
Legierungszusammensetzung des Vergleichsmusters 2 erhalten.
Das Si-Präzipitat ist in diesem Fall so wie in Fig. 6 gezeigt.
Das Si-Präzipitat des Musters Nummer 36, das 0,03%
Sb enthält, ist so wie in Fig. 7 gezeigt. Das Si-Präzipitat
des Vergleichsmusters Nummer 2 ist so, wie in Fig. 8 gezeigt
ist. Fig. 6 bis 8 sind mikroskopische Fotografien der Zusammensetzung
der Lagerlegierungen. Die mikroskopische Fotografie
jedes Musters wurde aufgenommen, nachdem es tief
geätzt worden war, bis die Gestalt der Si-Präzipitat-Partikel
sichtbar ist. Wie aus den Fig. 6 und 7 deutlich ist,
haben bei den Mustern, die Sr und Sb enthalten, die Si-
Präzipitat-Partikel 4 eine runde oder abgerundete Gestalt,
und Sn-Pb-Legierungs-Partikel 3 werden in der Nachbarschaft
des Si-Präzipitats abgeschieden. In dem in Fig. 8 gezeigten
Vergleichsmuster haben die Si-Präzipitat-Partikel 11 eine
stabförmige oder schuppige Gestalt und die Sn-Pb-Legierungspartikel
3 sind von dem Si-Präzipitat räumlich getrennt.
Das Muster Nummer 34 mit einem Gehalt an Sr und das Muster
Nummer 49 mit einem Gehalt an Sb wurden geprüft, um die
Schlagfestigkeit für einen Vergleich mit dem in Tabelle 1
gezeigten Vergleichsmuster Nummer 5 (das Sr und Sb nicht
enthält) zu erhalten.
Die Prüfung wurde ausgeführt, indem ein Nr.3-Prüfstück (n=5)
entsprechend dem Charpy-Schlagfestigkeitsprüfungsverfahren,
das in JIS Z 2242 angegeben ist, gebildet und geprüft wurde.
Beim Vergleichsmuster Nummer 5 war der Durchschnittswert
0,84 kgm/cm2, beim Muster Nummer 34 war der Durchschnittswert
3,12 kgm/cm2, und beim Muster Nummer 49 war der
Durchschnittswert 3,20 kgm/cm2. Offensichtlich kann eine
verbesserte Wirkung bei den Lagerlegierungen mit einem
Gehalten an Sr unc Sb entsprechend der Erfindung beobachtet
werden.
Tabelle 3 zeigt erfindungsgemäße Muster. Bei diesen Mustern
sind die Komponenten in der Nachbarschaft der oberen und
unteren Grenzen der Bereiche gemäß der Erfindung enthalten.
Von jedem Muster wurde eine geschmiedete Platine mit dem
oben im Zusammenhang mit Beispiel 1 beschriebenen Verfahren
hergestellt. Die geschmiedete Platine, die auf diese Weise
hergestellt wurde, wurde mit einem Stützmetall durch Pressen
verbunden, um ein Lagermaterial zu erhalten.
Zur Bestätigung der Wirkungen der Erfindung wurden Vergleichsmuster
hergestellt, die weder Sr noch Sb enthalten,
und die Wirkungen gemäß der Erfindung wurden unter Verwendung
eines Mikroskops beobachtet.
Bei den Mustern mit einem Gehalt an Sr oder Sb gemäß der
Erfindung haben die Si-Präzipitat-Partikel eine runde
Gestalt von nahezu Kugelform. Es wurde bestätigt, daß
Sn-Pb-Legierungs-Präzipitatpartikel benachbart dem Si-Präzipitat
gefunden wurden. Auf diese Weise wurde bestätigt, daß
die erfindungsgemäße Wirkung innerhalb der gesamten erfindungsgemäßen
Bereiche für die Anteile der einzelnen Stoffe
erhalten werden kann.
Bei diesem Beispiel wurde Cu als typisches Element verwendet.
Es wurde eine Al-Lagerlegierung und ein Zweischicht-Lagermaterial
beschrieben, das aus einer Lagerschicht dieser Al-Lagerlegierung
und einem Stützmetall aus einem Stahlblech oder
dgl. besteht. Die Al-Lagerlegierung enthält hauptsächlich Sn
und Pb und auch Si; Si wird als Si-Präzipitat-Partikel mit
einer runden oder ovalen Gestalt oder einer Gestalt mit
abgerundeten Enden in eine Al-Matrix abgeschieden, die im
wesentlichen aus Al besteht, wobei auch Sn-Pb-Legierungspartikel
in der Nachbarschaft des Si-Präzipitats in der Al-
Matrix abgeschieden werden, so daß die Legierung verbesserte
Eigenschaften hinsichtlich der Widerstandsfähigkeit gegen
Ermüdung, der geringen Neigung zum Fressen und der Abriebfestigkeit
bei Laufbedingungen des Automobils mit hoher
Geschwindigkeit und hoher Belastung hat.
Claims (5)
1. Aluminium-Lagerlegierung, bestehend aus 3 bis 35%
Zinn, 0,5 bis 10% Silicium, 0,1 bis 10% Blei und
0,01 bis 0,3% von mindestens einem Mitglied der aus Sr
und Sb bestehenden Gruppe, wobei der Rest Al ist,
wobei mindestens ein Teil des Siliciums als Silicium-
Präzipitat-Partikel, die eine runde oder ovale Gestalt
oder eine Gestalt mit abgerundeten Enden haben, in
einer im wesentlichen aus Aluminium bestehenden Aluminium-
Matrix abgeschieden ist, wobei das Zinn und
Blei als Zinn-Blei-Legierungs-Präzipitat dicht benachbart
zu den Silicium-Präzipitat-Partikeln abgeschieden
ist.
2. Aluminium-Lagerlegierung nach Anspruch 1, dadurch
gekennzeichnet, daß sie insgesamt 0,1 bis 4% von
mindestens einem Mitglied der aus Kupfer, Magnesium,
Zink, Chrom, Mangang, Eisen, Nickel, Kupfer, Molybdän,
Titan, Vanadium und Zirkonium bestehenden Gruppe enthält.
3. Aluminium-Lagerlegierung nach Anspruch 1, dadurch
gekennzeichnet, daß sie insgesamt 0,3 bis 3% von
mindestens einem Mitglied der aus Kupfer, Mangan und
Zink bestehenden Gruppe enthält.
4. Aluminium-Lagerlegierung nach Anspruch 1, dadurch
gekennzeichnet, daß sie insgesamt 0,3 bis 3% von
mindestens einem Mitglied der aus Kupfer und Magnesium
bestehenden Gruppe und insgesamt 0,01 bis 1,0% von
mindestens einem Mitglied aus der aus Chrom, Mangan,
Eisen, Nickel, Kupfer, Molybdän, Titan, Vanadium und
Zirkonium bestehenden Gruppe enthält.
5. Zweischicht-Aluminium-Lagermaterial, dadurch gekennzeichnet,
daß es die Aluminium-Lagerlegierung nach
einem der Ansprüche 1 bis 4 und ein Unterstützungsmetall
aus einem Blech aus Stahl oder aus rostfreiem
Stahl aufweist.
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