Ein derartiger Gleitlagerwerkstoff ist beispielsweise aus der DE 40 04 703 A1 bekannt. Das einzige Ausführungsbeispiel lehrt eine Aluminiumlegierung mit der Zusammensetzung AlSnlONi2MnlCuO, 5, wobei anstelle des Zinnzusatzes auch ein Bleizusatz verwendet werden kann. Bei derartigen als Gleitlagerwerkstoff verwandten Aluminiumlegierungen wird eine "weiche Phase"in Form einer Zinn-oder auch Bleiausscheidung für die Gewährleistung guter Notlaufeigenschaften eines aus dem Gleitlagerwerkstoff hergestellten Lagers benötigt. Harte Schmutzpartikel oder Abrieb werden in dieser weichen Phase aufgenommen oder eingebettet. Die weiche Phase vermag sich auch geometrischen Bedingungen anzupassen. Die weiche Phase aus in Aluminium nicht löslichem Zinn ist in Form blockiger Ausscheidungen in dem matrixbildenden Aluminium aufgenommen.

Um die Festigkeit der Aluminiummatrix zu erhöhen, ist es bekannt, Kupfer zuzugeben. Kupfer bildet mit Aluminium intermetallische Phasen, sog. Hartstoffphasen, wie Al2Cu und feinverteilte Vorstufen hiervon, die eine Erhöhung der Festigkeit der Aluminiummatrix bewirken, sofern sie in möglichst fein verteilten Ausscheidungen vorliegen (< 1 Um).

Hierdurch wird die Belastbarkeit und Ermüdungsfestigkeit eines aus der Legierung gefertigten Gleitlagerwerkstoffs erhöht. Eine derartige Aluminiumlegierung AlSnl5Cu2 ist unter dem Handelsnamen KS 985.3 durch die Anmelderin bekannt geworden. Diese Legierung besitzt bereits ausgezeichnete tribologische Eigenschaften ; sie bedarf aber für Anwendungen unter Extremlastbedingungen, wie zum Beispiel als Pleuellager in modernen Brennkraftmaschinen, der Verbesserung.

Dies wurde bei der aus der DE 40 04 703 A1 bekannten Aluminiumlegierung durch die Zugabe von Mangan und Nickel zu erreichen versucht, wodurch der Anteil der Hartstoffphasen wohl erhöht werden sollte, und zwar nach Angaben dieser Druckschrift im Besonderen in der Umgebung der Zinnausscheidungen, um durch die Affinität des Zinns zu Nickel und zu Mangan eine verbesserte Bindung der Zinnausscheidung in der Aluminiummatrix zu erreichen.

Es besteht auch die Vorstellung, dass sich ein gewisser Anteil von Hartstoffphasen oder-ausscheidungen positiv auf einen guten Verschleißwiderstand auswirkt, indem die an der Oberfläche befindlichen Hartstoffphasen ein Feinschleifen des Gleitpartners, z. B. der Kurbelwelle, bewirken, so dass Rauheitsspitzen des aus Stahl bestehenden Gleitpartners abgetragen werden können. Auch werde durch Hartstoffphasen die Belastbarkeit des Lagerwerkstoffs erhöht.

Die Erhöhung des Anteils intermetallischer Hartstoffphasen bringt aber auch Probleme im Hinblick auf die Ermüdungsfestigkeit und auch im Hinblick auf die Herstellbarkeit mit sich. So treten beim Umformen, insbesondere beim Kaltplattieren der Aluminiumlegierung auf Stahl, was einen Stich von etwa 50 % Umformung erfordert, Risse auf.

Aus der DE 37 27 591 A1 ist ein Mehrschichtgleitlager- werkstoff bekannt, der eine Zwischenschicht aus AlSn6CuNi zwischen einer Stahlstützschale und einer galvanisch aufgebrachten Gleitschicht einer Dicke von 5-SOm aufweist.

Der vorliegenden Erfindung liegt die Aufgabe zugrunde, eine Legierung der eingangs beschriebenen Art dahingehend zu verbessern, dass sie eine höhere Belastbarkeit als die bekannte Aluminium-Zinn-Kupfer oder Aluminium-Zinn-Kupfer- Nickel-Legierung und eine bessere Umformbarkeit, insbesondere Plattierbarkeit, aufweist.

Diese Aufgabe wird durch einen Gleitlagerverbundwerkstoff der eingangs beschriebenen Art gelöst, der dadurch gekennzeichnet ist, dass die Aluminiumlegierung der Gleitschicht aus Zinn, Kupfer, Nickel und Rest Aluminium besteht, und dass Kupfer und Nickel jeweils einen Anteil von 0,2 bis 2 Masse % aufweisen und das Verhältnis des masseprozentualen Anteils von Kupfer zum masseprozentualen Anteil von Nickel zwischen 0,6 und 1,5 liegt.

Es versteht sich, dass die erfindungsgemäße Aluminium- legierung als technische Legierung verunreinigungsbedingte Zusätze aufweisen kann. Hierunter werden Verunreinigungselemente bis maximal 0,2 Masse'-. je Element verstanden. In der Summe können verunreinigungsbedingte Zusätze bis zu etwa 1 Masse % enthalten sein, ohne vom Schutzbereich der Erfindung abzuweichen.

Mit der Erfindung wurde vorgeschlagen, in die Aluminiumlegierung Kupfer und Nickel in einem solchen Maße zuzugeben, dass sich Nickel und Kupfer beinhaltende intermetallische Phasen, beispielsweise die intermetallische Phase A13 (Ni, Cu) bildet. Hieraus folgt, dass Kupfer und Nickel vorzugsweise zu etwa gleichen Anteilen zugegeben werden sollten. Das vorstehend erwähnte Verhältnis der Kupfer-und Nickelanteile liegt demnach vorzugsweise zwischen 0,8 und 1,2.

Es wurde erkannt, dass Nickel innerhalb der Aluminiumlegierung eine ortsfeste und im Unterschied zu ausschließlich Kupfer enthaltenden intermetallischen Aluminid-Phasen wie Al2Cu, glühstabile intermetallische Phase ausbildet, die gewissermaßen als Kupfer-Senke wirkt.

Hierdurch wird verhindert, dass das Kupfer im Zuge der Wärmebehandlung innerhalb der Matrix wandert und eine Vergröberung der Ausscheidungsphasen mit sich bringt (man spricht hier von Ostwald-Reifung). Einer derartige Vergröberung ist unerwünscht, da die groben Ausscheidungen potentielle Ermüdungs-oder Rissbildungsstellen innerhalb der Legierung darstellen, welche die Umformbarkeit verschlechtern und die Belastbarkeit wiederum herabsetzen. Al2Cu- Ausscheidungen neigen infolge der relativ hohen Löslichkeit des Kupfers im Aluminiummischkristall in besonderm Maße dazu, zu vergröbern.

Mit der erfindungsgemäßen Legierung AlSnl2CulNi werden hohe Matrixhärten und eine sehr gute Unformbarkeit erreicht. Das Legierungsmaterial ist auch bei großen Stichabnahmen von mehr als 50 Es gut walzbar. Dies wird auf ein Zusammenwirken von Kupfer und Nickel zurückgeführt. Hohe Matrixgehalte an Kupfer führen zu einer hohen Matrixhärte (Mischkristallhärtung). Im Zuge einer Wärmebehandlung besteht an sich die Tendenz zur Bildung grober bzw. vergröbernder Hartphasen z. B. Al2Cu, die sich auf die Umformbarkeit und Ermüdungsfestigkeit negativ auswirken. Durch die Zugabe von Nickel wird die Ausbildung grober Aluminium-Kupfer-Phasen verhindert oder zumindest deutlich verringert, da bevorzugt Nickel-Kupfer-Aluminid gebildet wird, welches kaum zu Vergröberungserscheinungen neigt. Die Nickel-Kupfer-Aluminide liegen aber im Unterschied zu reinen Kupfer-Aluminiden auch nach einer Wärmebehandlung bei 250 Grad feinverteilt vor. Die Ursache hierfür ist die äußerst geringe Löslichkeit von Nickel im Aluminiummischkristall.

Die wesentliche Wirkung des beanspruchten Nickelgehalts in Abhängigkeit vom Kupfergehalt besteht darin, Kupfer in Form von Nickel-Kupfer-Aluminid zu binden und dadurch die Bildung von Al2Cu-Ausscheidungen zu unterdrücken bzw. zu reduzieren.

Diese Al2Cu-Ausscheidungen wirken sich besonders schädlich auf die Umformbarkeit aus, weil sie im Gegensatz zu den thermisch stabilen Nickel-Kupfer-Aluminiden bei der Wärmebehandlung vergröbern und dadurch potentielle Ausgangspunkte für Risse darstellen. Daneben liegt ein Teil des Kupfers in der gewünschten feinverteilten Form in der Matrix vor.