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WO2005033353A2 - Legierung, insbesondere für eine gleitschicht - Google Patents

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WO2005033353A2
WO2005033353A2 PCT/AT2004/000338 AT2004000338W WO2005033353A2 WO 2005033353 A2 WO2005033353 A2 WO 2005033353A2 AT 2004000338 W AT2004000338 W AT 2004000338W WO 2005033353 A2 WO2005033353 A2 WO 2005033353A2
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WO
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alloy
layer
phase
matrix
sliding
Prior art date
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PCT/AT2004/000338
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English (en)
French (fr)
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WO2005033353A3 (de
Inventor
Hubert Lang
Thomas Rumpf
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Miba Gleitlager Austria GmbH
Original Assignee
Miba Gleitlager Austria GmbH
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Publication date
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Priority to US10/575,088 priority patent/US7879453B2/en
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Publication of WO2005033353A3 publication Critical patent/WO2005033353A3/de
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    • Y10T428/12771—Transition metal-base component
    • Y10T428/12861—Group VIII or IB metal-base component
    • Y10T428/12903—Cu-base component

Definitions

  • the invention relates to an alloy, in particular for a sliding layer, consisting of elements which form a matrix and at least one soft phase and / or a hard phase, the soft phase elements and / or the hard phase elements forming a solid solution or a connection with the matrix element, a sliding layer, in particular a sliding bearing layer made of the alloy, a composite material made of at least a first and a second edge layer arranged opposite this, for example a support layer made of steel, in particular for sliding bearings or thrust rings, a method for producing the composite material, and the use of the alloy for producing a sliding layer a plain bearing or a thrust ring or directly coated components that are subject to sliding stress.
  • the sliding element or its running layer should be sufficiently soft to be able to adapt well to manufacturing-related errors of the sliding partner or wear-related abrasion, on the other hand, the sliding layer should have a sufficiently high hardness or a high strength to be able to operate at high speeds and vibrations or high mechanical loads a good fatigue strength or
  • sliding elements made of e.g. Copper-based materials, which as a rule have high rub resistance due to elements that form soft phases, such as lead. Because of the immiscibility or the miscibility gap of copper and lead, the lead is present as a lead excretion dispersed in the copper matrix and is responsible for the good tribological properties of this material.
  • Thermally sprayed coatings for runners are known from DE 198 09 721 AI, the coating having a higher degree of hardness to increase wear resistance than the metallic substrate.
  • coating materials among others
  • Ni, Co, Fe-based alloys, cermets or hard metals called.
  • EP 0 911 425 AI describes the process of cold gas spraying for coating substrate materials. Nitrogen, argon, neon, xenon or carbon dioxide are among the process gases mentioned. Overall, the layer quality is to be improved by means of a suitable temperature, pressure and particle speed.
  • the object of the invention is to provide an alloy or a sliding layer for a sliding element which, in addition to having a good running-in behavior, also has high wear resistance.
  • This object of the invention is achieved independently by an alloy mentioned at the outset, in which the soft phase and / or the hard phase is dispersed in the matrix and the solid solution or connection is formed only in the region of the phase boundary of the matrix to the soft phase and / or to the hard phase, a sliding layer formed from it, a
  • Composite material comprising a first edge layer formed from the sliding layer according to the invention, and by a method in which an alloy according to the invention is produced as a first edge layer by means of a cold gas spraying method.
  • the desired properties such as high wear resistance or high load-bearing capacity and good shrinkage behavior, would not be shown, since the elements are not present, for example, as a soft phase, but in the form of mixed crystals or compounds.
  • That alloy, or that combination of alloying elements, which form a stable phase or phase mixtures in the form of mixed crystals or intermetallic compounds according to the corresponding phase diagram or state diagram for a selected composition, that is to say do not separate, can be quasi-separated by the present invention. segregating alloy system are shown.
  • the alloy according to the invention has the advantage that the solid solution or compound occurs only in the area of the phase boundaries and therefore both soft and hard phases are essentially dispersed in the matrix.
  • elements can also be used as soft phases and thus to ensure the emergency running properties of the bearings, which would be present as mixed crystals by casting or sintering or similar processes with the matrix and thus rather lead to an increase in strength and are therefore not available as soft phases.
  • the introduced hard particles or hard phases in their original composition can be dispersed in the material and can thus particularly advantageously increase the wear resistance of the layer and do not react with the matrix or other elements, as in the case of conventionally produced bearings, for example by forming intermetallic phases. Another advantage could be found that during the
  • the production of the alloy by a cold gas spraying process has the advantage that the substrate material is subjected to only a very low temperature load, which means that even with temperature-sensitive substrates, the alloy or the sliding layer according to the invention is sprayed on without any change, for example the mechanical properties , of the substrate is possible.
  • thick layers with high layer quality can also be produced, which means that the optimal layer thickness can be selected for the individual application.
  • the low temperatures result in low-oxide layers, which has a favorable effect on many properties of the layer.
  • the alloy or the layers can be produced simply and inexpensively due to the simple handling and the high application efficiency.
  • the average particle size of the dispersed soft phase and / or hard phase is 1 ⁇ m to 100 ⁇ m, preferably 5 ⁇ m to 20 ⁇ m, it is ensured that there is an optimal average particle size of the dispersed phases for the respective application and thus both a sufficient one Minimum size to ensure effectiveness, as well as a maximum size so as not to impair mechanical strength.
  • the area of the phase boundary in which the solid solution or connection is formed has an average thickness in the range between 0.1 ⁇ m and 3 ⁇ m, preferably between 0.5 ⁇ m and 2.5 ⁇ m, means that a still sufficiently large grain, which has not yet formed a solid solution or connection with the matrix, in which there is an alloy rank and thus ensures good emergency running behavior in soft phases, and high wear resistance is maintained in hard phases.
  • the matrix element is formed from an element group comprising aluminum, chromium, copper, magnesium, manganese, molybdenum, nickel, silicon, tin, titanium, tungsten and zinc, the soft phase element being unlike the matrix element, it is advantageous that the properties of the Alloy, such as temperature resistance and basic strength can be specifically adapted to the respective purpose and application, can also be influenced to a certain extent on the pricing of the bearing. According to a further development, according to which the proportion of the matrix element is at least 55% by weight, in particular at least 65% by weight, it is advantageous that the sliding layer has a high mechanical stability and the soft phases and / or the hard phases can be optimally embedded in the matrix ,
  • the soft phase consists of at least one element from an element group comprising silver, aluminum, gold, bismuth, carbon (graphite), calcium, copper, indium, magnesium, lead, palladium, platinum, scandium, tin, yttrium, zinc and the like Lanthanoids is formed, wherein the soft phase element is not equal to the matrix element.
  • the tribological properties of the alloy or sliding layer, due to the different properties, in particular hardness, of the different soft phases can be optimally adapted to the application, and furthermore, in relation to the temperature resistance, in particular the diffusion coefficient and the tendency to diffusion, in connection with the matrix element optimal selection with regard to the intended purpose.
  • the bearing element can also be used without any or with the smallest amounts of a lubricant, such as a grease or Oil that can be used.
  • the proportion of the soft phase is in the range between 10% by weight and 45% by weight, in particular between 15% by weight and 35% by weight, the advantage is achieved that the embedding ability and the emergency running properties of the bearing are achieved the respective application can be set individually.
  • the hard phase consists of at least one element from an element group comprising boron, carbon (diamond), cobalt, hafnium, iridium, molybdenum, niobium, osmium, rhenium, rhodium, ruthenium, silicon, tantalum, tungsten and zirconium is formed, the hard phase element being different from the matrix element, since as a result the properties of the alloy with regard to its strength as well as its wear resistance and temperature resistance can be adapted over a wide range to the respective application.
  • the hard phase from a group comprising ZnS 2 , BN, WS 2 , carbides, such as SiC, WC, B 4 C, oxides, such as MgO, TiO 2 , ZrO 2 , Al 2 O 3 , and mixtures is formed from it is advantageous that very high particle hardness and thus a very high wear resistance can be achieved.
  • the wear resistance can be optimized.
  • a further layer is formed as a diffusion barrier or adhesive layer between the first edge layer and the second edge layer, it is advantageously achieved that even when using different substrate materials as the second edge layer and different matrix elements for the sliding layer, optimal adhesion or there is a diffusion barrier between the two layers.
  • the second edge layer is formed by a support layer, for example made of steel, and the first edge layer is sprayed thereon, results in an additional increase in strength or an increase in the service life, for example of the bearing, since mechanical forces that act on the bearing, can be absorbed or derived from the support layer.
  • a further layer is formed as a diffusion barrier or adhesive layer between the first edge layer and the second edge layer and this is sprayed onto the second edge layer, since this results in a continuous workflow or with the same system structure, without manipulating the support layer, the diffusion barrier or adhesive layer is first sprayed on and the alloy according to the invention can then be sprayed onto it.
  • a gas from a group comprising helium, argon, nitrogen and mixtures thereof can be used as the process gas, as a result of which high spray speeds and low oxidation of the starting powder can be achieved. It is possible for the gas temperature to be selected from a range which is between 60% and 95% of the melting temperature of the low-melting alloy element, which has the advantage that, depending on the alloy elements used, a high adhesion or bad quality of the composite can be achieved ,
  • the gas temperature is selected from a range which is between 65% and 90%, preferably between 70% and 85%, of the melting temperature of the low-melting alloy element, a reduction in the oxygen absorption of the powder and thus an oxide-poorer layer can be achieved.
  • the gas temperature can be selected from a range which is between 95% and 130% of the melting temperature of the lowest-melting alloy element, since this can further increase the layer quality by increasing the particle speed and thereby better adhesion of the particles, and because of the extremely short dwell time in the gas jet a complete melting of the
  • the spraying parameters for each individual element can be optimized in the best possible way and an optimal layer quality can be achieved.
  • the starting powder used for spraying has a particle diameter in the range from 3 ⁇ m to 70 ⁇ m, preferably from 5 ⁇ m to 55 ⁇ m, so that the mechanical properties of the sliding layer can be adapted to the requirements in a wide range.
  • the invention further encompasses the use of the alloy for producing a sliding layer of a sliding bearing or a thrust ring or of directly coated components that are stressed on sliding.
  • Figure 1 is a schematic structural diagram of a sliding layer made of the alloy according to the invention.
  • FIG. 2 shows a sliding layer according to the invention, arranged in a bearing element, in the form of a sliding bearing half-shell;
  • Fig. 3 shows the change in hardness of the sliding layer in the loaded zones over the operating time.
  • FIG. 1 shows a schematic structure 1 of a sliding layer made of the alloy according to the invention.
  • Particles or grains from a matrix alloy element or a matrix 2 as well as particles or grains from a soft phase 3 are shown.
  • the sliding layer or alloy produced by a cold gas spraying process consists of alloy elements, the combination of which forms a non-segregating alloy system in thermodynamic equilibrium.
  • a copper-tin sliding layer can be produced with the matrix 2 or a matrix element which is formed by copper and the soft phase 3 or the soft phase element which is formed by tin and gives the sliding layer the good tribological properties.
  • the alloy or the schematic micrograph shown in FIG. 1 would accordingly not show a copper matrix 2 and tin soft phases 3, but rather copper-rich ⁇ mixed crystals and intermetallic Cu-Sn phases. This material would be unsuitable for use in sliding layers due to the lack of soft phases.
  • the alloy according to the invention By producing the alloy according to the invention by means of a cold gas spraying process, it is now possible to form the tin-soft phases 3 which are advantageous for sliding layers in this non-segregating alloy system.
  • the desired tribological properties can also be achieved with the Cu, Sn element combination and all the advantages that these elements offer in alloys for sliding layers, such as high availability, low raw material costs, simple processing, good mechanical properties, are used to advantage.
  • the copper-tin alloy system is only mentioned here as an example of a large number of other non-segregating alloy systems and should not be seen as limiting the scope of the invention.
  • the person skilled in this field is able, on the basis of the teaching in hand, to produce alloys with further combinations of elements within the specified limits and these compositions are not excluded from the scope of protection.
  • phase boundary 4 of the matrix 2 to the soft phase 3.
  • the composition of the soft phase 3 remains in its original form.
  • the connection formation in the area of phase boundary 4 is naturally diffusion-controlled.
  • the alloy elements which would form mixed crystals or intermetallic compounds with other elements involved in the alloy according to the corresponding phase diagram, form hard phases 5 or retain their original composition. stay. As a result, these elements can fully develop their effect to improve wear resistance and this property is not partially lost, for example due to mixed crystal formation, or is not only available in a weakened manner.
  • the hard phases 5 are dispersed in the matrix 2, their original composition being retained in the interior of the grain and a connection being formed only in the area of the phase boundary 4 to the matrix 2 and / or to the soft phase 3.
  • the invention is not limited to two-component systems, but can also be applied to three- or multi-component systems, since in particular soft phase 3 and / or hard phase 5 can already be formed from single- or multi-component systems.
  • non-segregating is to be understood such that the element which forms the matrix 2 forms a non-segregating alloy system with the main alloy element of the soft phase 3 and / or the hard phase 5, for example in the case of melt-metallurgical production.
  • the soft phase 3 can also be selected from a group comprising MoS, PTFE, silicon kone, barium sulfate, as well as mixtures thereof, are formed, whereby sliding layers with good sliding and emergency running properties, which may even enable dry running, can be realized. Low-lubricant or lubricant-free operation may be possible as a result. Furthermore, such sliding layers are characterized by low maintenance.
  • the sliding layer according to the invention can also be produced by an electroplating process and can be particle-reinforced to improve the mechanical properties.
  • FIG. 2 shows a sliding layer according to the invention, arranged in a sliding element 6, in
  • the alloy or sliding layer according to the invention can be produced by means of a cold gas spraying process, at temperatures below the melting point of the lowest climate-melting element.
  • the gas temperature can also be above this melting point, since the particles do not melt completely due to the short residence time of the particles in the gas jet.
  • the high kinetic energy of the spray particles applied in this way has the effect that when the particles impact a substrate 7, which can simultaneously serve as a support layer for the sliding element 6, a dense structure or a dense layer can be produced. To do this, however, the particles must exceed a speed that is characteristic of the respective material.
  • a gas is accelerated to supersonic speed, for example in a LavaP nozzle.
  • the coating material or the materials of the individual phases are injected as a powder in front of this nozzle into the gas jet and accelerated towards the substrate 7.
  • the substrate 7 can be formed, for example, by a steel layer, which gives the bearing high mechanical stability. In principle, however, it is any other material, in particular special steels or light metal alloys possible that meet the requirements with regard to mechanical and thermal stability.
  • the relatively low temperatures during cold gas spraying mean that the thermal load on the substrate is correspondingly low, and it is therefore possible to use less temperature-resistant materials as substrate 7, which would not be suitable, for example, in other thermal spraying processes due to the high temperature load , As a result, the individual requirements, for example with regard to strength or resistance to corrosion, can be taken into account, for example, when producing a plain bearing.
  • the alloy according to the invention can form a first edge layer 8, which can be sprayed onto a second edge layer 9 or the substrate.
  • the substrate 7 or the second edge layer 9 does not, however, have to be formed by a half-shell, but can also be used as a substrate 7 or the second edge layer 9 by a suitable configuration or arrangement of the cold gas spotting system or the nozzles the first edge layer 8 can be sprayed on by corresponding relative movement of the substrate 7 to the nozzle of the cold gas spotting system.
  • a further layer (not shown in FIG. 2) can be sprayed on between the first edge layer 8 and the second edge layer 9 as a diffusion donor or as an adhesive layer, since on the one hand this results in the adhesion of the sliding layer or the first edge layer 8 on the second Edge layer 9 can be improved or a diffusion of elements between the first and second edge layers 8, 9 is prevented, on the other hand, a multilayer plain bearing can be produced with an identical system structure, essentially without conversion work. Because there is no melting of the particles in the gas jet, extremely low-oxide layers can be produced or the oxygen content of the layer is not higher than that of the particles in the starting powder, which is used to produce the layer.
  • the system structure used for cold gas spraying is optimized in such a way that, for example for matrix 2 and soft phase 3 and / or hard phase 5, each has its own spray system with spray parameters optimized for the material used, such as pressure, for example. Temperature or particle velocity is used.
  • Nitrogen, argon, neon, xenon or helium or mixtures thereof can be used as the process gas.
  • the sliding layer or the sliding element 6 achieves particularly favorable properties with regard to adaptability, embedding ability foreign particles, good emergency running properties and a high load-bearing capacity.
  • the sliding layer or the sliding element 6 is advantageously adapted to the load state specified by the sliding partners and the requirements during operation.
  • Such a course of an increase in hardness is shown schematically in FIG. 3, the operating time being plotted on the X axis and the hardness of the loaded zones of the layer on the Y axis.
  • the course of this increase in hardness can in particular also have curvatures and need not be linear.
  • a possible embodiment variant of the alloy according to the invention is described by an example based on the production of a CuSnl 5 alloy.
  • Spherical copper particles in a size range from approx. 5 to 25 ⁇ m and spherical tin particles in a size range up to approx. 45 ⁇ m are used as the starting powder.
  • Nitrogen is used as the process gas.
  • the gas temperature is 200 ° C.
  • the starting powders are injected into the gas jet in the correct proportions in front of the nozzle and accelerated towards the substrate with a gas pressure of 25 bar and a spraying distance of 30mm.

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Abstract

Die Erfindung bezieht sich auf eine Legierung, insbesondere für eine Gleitschicht, bestehend aus Elementen die eine Matrix (2) und zumindest eine Weichphase (3) und/oder eine Hart­phase (5) ausbilden, wobei die Weichphasenelemente und/oder die Hartphasenelemente mit dem Matrixelement eine feste Lösung oder eine Verbindung bilden. Die Weichphase (3) und/oder die Hartphase (5) liegt in der Matrix (2) dispergiert vor und ist nur im Bereich der Pha­sengrenze (4) der Matrix (2) zur Weichphase (3) und/oder zur Hartphase (5) die feste Lösung oder Verbindung ausgebildet.

Description

Legierung, insbesondere für eine Gleitschicht
Die Erfindung betrifft eine Legierung, insbesondere für eine Gleitschicht, bestehend aus Elementen die eine Matrix und zumindest eine Weichphase und/oder eine Hartphase ausbilden, wobei die Weichphasenelemente und/oder die Hartphasenelemente mit dem Matrixelement eine feste Lösung oder eine Verbindung bilden, eine Gleitschicht, insbesondere Gleitlagerlaufschicht aus der Legierung, einen Verbundwerkstoff aus zumindest einer ersten und einer dieser gegenüber angeordneten zweiten Randschicht, beispielsweise einer Stützschicht aus Stahl, insbesondere für Gleitlager oder Anlaufringe, ein Verfahren zur Herstellung des Ver- bundwerkstoffes, sowie die Verwendung der Legierung zur Herstellung einer Gleitschicht eines Gleitlagers oder eines Anlaufringes oder von direktbeschichteten, auf Gleitung beanspruchte Bauteile.
Durch den technischen Fortschritt, insbesondere auch in der Motorenindustrie- werden an Gleitelemente, wie z.B. Gleitlager oder Anlaufringe oder Gleitbüchsen, in vielerlei Hinsicht hohe Anforderungen gestellt. Das Gleitelement bzw. dessen Laufschicht soll einerseits genügend weichysein, um sich gut an fertigungsbedingte Fehler des Gleitpartners, bzw. an verschleißbedingten Abrieb anpassen zu können, andererseits soll die Gleitschicht eine genügend hohe Härte bzw. eine große Festigkeit aufweisen, um im Betrieb bei hohen Drehzahlen und Schwingungen bzw. hohen mechanischen Belastungen eine gute Dauerfestigkeit bzw.
Tragfähigkeit zu bieten. Die erzielbaren Eigenschaften dieser Gleitschichten bzw. Lager sind daher stets Kompromisslösungen. Wird der Schwerpunkt auf ein gutes Einlauf- bzw. Notlaufverhalten gelegt, so ist meist die Gleitschicht selbst mechanisch wenig belastbar, da die Kräfte denen die Welle bzw. das Lager ausgesetzt ist, insgesamt und ausschließlich durch die weiche Gleitschicht übertragen werden und somit frühzeitiger Verschleiß gegeben ist. Werden dagegen Bestandteile vorgesehen die einer solchen Abnutzungen standhalten, geht dies auf Kosten der Anpassungsfähigkeit der Schicht.
Bei üblichen, schmelzmetallurgisch hergestellte Schichten, wie zum Beispiel in der WO 97/22725 A oder in der DE 39 06 402 C2 beschrieben, versucht man diese an und für sich gegenläufigen Eigenschaftsprofile dadurch zu kombinieren, dass zu einem Element welches die Matrix des Werkstoffes ausbildet, Elemente die Weichphasen bilden wie beispielsweise Blei, Zinn, Zink oder Wismut zulegiert werden, sodass die Schicht anpassungsfähig und ein- bettfahig für diverse Abriebe aus den zu lagernden Teilen, z.B. Wellen, ist. Zur Steigerung der Festigkeit und Tragfähigkeit werden Elemente die eine Hartphase, beispielsweise intermetallische Verbindungen oder Mischkristalle, ausbilden zulegiert. Je nach dem Gehalt an den verschiedenen Elementen liegt der Schwerpunkt daher auf guter Einbettfahigkeit bzw. gutem Notlaufverhalten oder hoher Tragfähigkeit.
Üblich sind unter anderem auch Gleitelemente aus z.B. Kupferbasiswerkstoffen, welche in der Regel durch Weichphasen ausbildende Elemente, wie beispielsweise Blei, eine hohe Verreibbeständigkeit aufweisen. Das Blei liegt dabei wegen der Unmischbarkeit bzw. der Mi- schungslücke von Kupfer und Blei als Bleiausscheidung dispergiert in der Kupfermatrix vor und ist für die guten tribologischen Eigenschaften dieses Werkstoffes verantwortlich.
Thermisch gespritzte Beschichtungen für Kufen sind aus der DE 198 09 721 AI bekannt, wobei die Beschichtung zur Erhöhung der Verschleißbeständigkeit einen höheren Härtegrad auf- weist als der metallische Untergrund. Als Beschichtungswerkstoffe werden unter anderem
Ni-, Co-, Fe- Basislegierungen, Cermets oder Hartmetalle genannt.
Die EP 0 911 425 AI beschreibt das Verfahren des Kaltgasspritzens zur Beschichtung von Substratwerkstoffen. Als Prozessgas wird unter anderem Stickstoff, Argon, Neon, Xenon oder Kohlendioxid genannt. Insgesamt soll durch eine geeignete Temperatur, Druck, Partikelgeschwindigkeit die Schichtqualität verbessert werden.
Die Aufgabe der Erfindung ist es, eine Legierung bzw. eine Gleitschicht für ein Gleitelement bereitzustellen, welche neben einem guten Einlaufverhalten auch eine hohe Verschleißbe- ständigkeit aufweist.
Diese Aufgabe der Erfindung wird jeweils eigenständig durch eine eingangs genannte Legierung, bei der die Weichphase und/oder die Hartphase in der Matrix dispergiert vorliegt und nur im Bereich der Phasengrenze der Matrix zur Weichphase und/oder zur Hartphase die feste Lösung oder Verbindung ausgebildet ist, einer daraus gebildeten Gleitschicht, einem
Verbundwerkstoff, umfassend eine aus der erfindungsgemäßen Gleitschicht gebildete erste Randschicht, sowie durch ein Verfahren, bei dem mittels eines Kaltgasspritzverfahrens als erste Randschicht eine erfindungsgemäße Legierung hergestellt wird, gelöst. Von Vorteil ist dabei, dass es nunmelir möglich ist, eine Legierung bzw. eine Gleitschicht für Gleitelemente bereitzustellen, die durch den nach dem Stand der Technik bekannten schmelzmetallurgischen Weg bzw. mit anderen thermischen Spritzverfahren nicht realisierbar ist. Da die Partikel des Ausgangspulvers nicht geschmolzen werden, ist es in vorteilhafter Weise möglich, Gleitschichten bereitzustellen, die Legierungselemente enthalten, deren Kombination im
Rahmen üblicher Herstellungs- bzw. Erschmelzungsmethoden nicht die gewünschten Eigenschaften, wie hohe Verschleißbeständigkeit oder hohe Tragfähigkeit und gutes EinlaufVer- halten zeigen würden, da die Elemente beispielsweise nicht als Weichphase, sondern in Form von Mischkristallen oder Verbindungen vorliegen. Jene Legierung, bzw. jene Kombination von Legierungselementen, die schmelzmetallurgisch nach dem entsprechenden Phasendiagramm oder Zustandsdiagramm bei einer gewählten Zusammensetzung eine stabile Phase oder Phasengemische in Form von Mischkristallen oder intermetallischen Verbindungen ausbilden, also sich nicht entmischen, können durch die vorliegende Erfindung als ein quasi-ent- mischendes Legierungssystem dargestellt werden. Die erfindungsgemäße Legierung zeigt den Vorteil, dass die feste Lösung oder Verbindung nur im Bereich der Phasengrenzen auftritt und daher sowohl Weichphasen als auch Hartphasen in der Matrix im wesentlichen dispergiert vorliegen. Dadurch können auch Elemente als Weichphasen und damit zur Sicherung der Notlaufeigenschaften der Lager herangezogen werden, die durch Gießen oder Sintern oder ähnlichen Verfahren mit der Matrix als Mischkristalle vorliegen würden und somit eher zu einer Festigkeitssteigerung führen und daher als Weichphasen nicht zur Verfügung stehen.
Ebenso können die eingebrachten Hartpartikel bzw. Hartphasen in ihrer ursprünglichen Zusammensetzung dispergiert im Werkstoff vorliegen und können somit besonders vorteilhaft die Verschleißbeständigkeit der Schicht erhöhen und reagieren nicht wie bei konventionell hergestellten Lagern mit der Matrix oder anderen Elementen, beispielsweise durch Bildung intermetallischer Phasen. Als weiterer Vorteil konnte gefunden werden, dass während des
Betriebes an den besonders belasteten Zonen der Gleitschicht, durch die lokal auftretenden Temperaturerhöhungen, eine Art Wärmebehandlung der Schicht eintritt, wodurch in diesen Bereichen eine langsame Phasenumwandlung stattfindet und sich die Legierung dem thermo- dynamischen Gleichgewicht annähert. In diesen Zonen findet eine Aufhäftung des Materials statt. Dadurch ist die Gleitschicht an diesen hoch belasteten Bereichen härter und somit dauerfester, an den thermisch nicht so belasteten Zonen aber nach wie vor weich genug und somit einbettfahig, um die tribologischen Aufgaben zu erfüllen. Die Gleitschicht passt sich in gewisser Weise selbst an den jeweiligen Belastungszustand an. Insgesamt lässt sich dadurch sowohl das Notlaufverhalten wie auch die Tragfähigkeit und Verschleißbeständigkeit verbessern. Weiters ergibt sich durch die Herstellung der Legierung nach einem Kaltgasspritzver- fahren der Vorteil, dass eine nur sehr geringe Temperaturbelastung des Substratwerkstoffes auftritt, wodurch auch bei temperaturempfindlichen Substraten ein Aufspritzen der erfϊn- dungsgemäßen Legierung bzw. der Gleitschicht ohne eine Veränderung, beispielsweise der mechanischen Eigenschaften, des Substrates möglich ist. Es lassen sich zudem auch, im Vergleich zu anderen thermischen Spritzverfahren, dicke Schichten mit hoher Schichtqualität herstellen, wodurch die für den individuellen Anwendungsfall optimale Schichtdicke gewählt werden kann. Durch die geringen Temperaturen entstehen seht- oxidarme Schichten, was sich günstig auf viele Eigenschaften der Schicht auswirkt. Zusätzlich lassen sich die Legierung bzw. die Schichten durch die einfache Handhabung und durch den hohen Auftragswirkungsgrad einfach und kostengünstig herstellen.
Gemäß einer Weiterbildung, wonach die mittlere Partikelgröße der dispergierten Weichphase und/oder Hartphase 1 μm bis 100 μm, vorzugsweise 5 μm bis 20 μm, beträgt ist sichergestellt, dass eine für den jeweiligen Anwendungsfall optimale mittlere Partikelgröße der dispergierten Phasen vorliegt und somit sowohl eine ausreichende Mindestgröße, um die Wirksamkeit sicherzustellen, als auch eine Maximalgröße, um die mechanische Festigkeit nicht zu beeinträchtigen, vorliegt.
Dadurch, dass der Bereich der Phasengrenze, in dem die feste Lösung oder Verbindung ausgebildet ist, eine durchschnittliche Dicke im Bereich zwischen 0,1 μm und 3 μm, bevorzugt zwischen 0,5 μm und 2,5 μm, aufweist wird erreicht, dass ein noch ausreichend großes Korn, welches noch keine feste Lösung oder Verbindung mit der Matrix gebildet hat, in der Legie- rang vorliegt und dadurch bei Weichphasen das gute Notlaufverhalten sichergestellt ist, sowie bei Hartphasen die hohe Verschleißbeständigkeit erhalten bleibt.
Dadurch, dass das Matrixelement aus einer Elementgruppe umfassend Aluminium, Chrom, Kupfer, Magnesium, Mangan, Molybdän, Nickel, Silizium, Zinn, Titan, Wolfram und Zink gebildet ist, wobei das Weichphasenelement ungleich dem Matrixelement ist, ist von Vorteil, dass Eigenschaften der Legierung, wie Temperaturbeständigkeit und grundsätzliche Festigkeit dem jeweiligen Verwendungszweck und Anwendungsfall speziell anpassbar sind, zudem kann auf die Preisgestaltung des Lagers in einem gewissen Rahmen Einfluss genommen werden. Gemäß einer Weiterbildung, wonach der Anteil des Matrixelements mindestens 55 Gew.%, insbesondere mindestens 65 Gew.%, beträgt, ist vorteilhaft, dass die Gleitschicht eine hohe mechanische Stabilität aufweist und die Weichphasen und/oder die Hartphasen in der Matrix optimal eingebettet werden können.
Möglich ist, dass die Weichphase aus zumindest einem Element aus einer Elementgruppe umfassend Silber, Aluminium, Gold, Wismut, Kohlenstoff (Graphit), Kalzium, Kupfer, Indium, Magnesium, Blei, Palladium, Platin, Scandium, Zinn, Yttrium, Zink und die Lanthanoide gebildet ist, wobei das Weichphasenelement ungleich dem Matrixelement ist. Dadurch kön- nen die tribologischen Eigenschaften der Legierung bzw. Gleitschicht, durch die unterschiedlichen Eigenschaften, insbesondere Härten, der verschiedenen Weichphasen an den Anwendungsfall optimal angepasst werden und kann weiters hinsichtlich der Temperaturbeständigkeit, insbesondere des Diffusionskoeffizienten und der Diffusionsneigung in Verbindung mit dem Matrixelement, eine optimale Auswahl hinsichtlich des Einsatzzweckes vorgenommen werden.
Gemäß einer Ausführungsvariante, wonach die Weichphase aus einer Gruppe umfassend MoS2, PTFE, Silikone, Bariumsulfat, sowie Mischungen daraus, gebildet ist, ist von Vorteil, dass das Lagerelement auch völlig ohne bzw. mit geringsten Mengen eines Schmierstoffes, wie z.B. eines Fettes oder Öles, einsetzbar ist.
Gemäß der Weiterbildung, wonach der Anteil der Weichphase im Bereich zwischen 10 Gew.% und 45 Gew.%, insbesondere zwischen 15 Gew.% und 35 Gew.%, beträgt, wird der Vorteil erzielt, dass die Einbettfähigkeit sowie die Notlaufeigenschaften des Lagers an den jeweiligen Anwendungsfall individuell eingestellt werden können.
Von Vorteil ist weiters, wenn die Hartphase aus zumindest einem Element aus einer Element- grappe umfassend Bor, Kohlenstoff (Diamant), Kobalt, Hafnium, Iridium, Molybdän, Niob, Osmium, Rhenium, Rhodium, Ruthenium, Silizium, Tantal, Wolfram und Zirkonium gebil- det ist, wobei das Hartphasenelement ungleich dem Matrixelement ist, da dadurch die Eigenschaften der Legierung hinsichtlich ihrer Festigkeit sowie ihrer Verschleißbeständigkeit und Temperaturbeständigkeit in einem großen Bereich dem jeweiligen Anwendungsfall entsprechend angepasst werden können. Nach einer Ausführungsvariante, wonach die Hartphase aus einer Gruppe umfassend ZnS2, BN, WS2, Carbide, wie beispielsweise SiC, WC, B4C, Oxide, wie beispielsweise MgO, TiO2, ZrO2, Al2O3, sowie Mischungen daraus, gebildet ist, ist von Vorteil, dass sehr hohe Partikelhärten und somit eine sehr hohe Verschleißbeständigkeit erzielt werden können.
Gemäß der Weiterbildung, wonach der Anteil der Hartphase im Bereich zwischen 3 Gew.% und 25 Gew.%, insbesondere zwischen 5 Gew.% und 20 Gew.%, beträgt, kann eine Optimierung der Verschleißbeständigkeit erfolgen.
Durch die Weiterbildung des Verbundwerkstoffs, wonach zwischen der ersten Randschicht und der zweiten Randschicht eine weitere Schicht als Diffusionssperre oder Haftschicht ausgebildet ist, wird in vorteilhafter Weise erreicht, dass auch bei Verwendung verschiedener Substratwerkstoffe als zweite Randschicht sowie unterschiedlicher Matrixelemente für die Gleitschicht eine optimale Haftung bzw. eine Diffusionssperre zwischen den beiden Schich- ten gegeben ist.
Durch die Weiterentwicklung des Verfahrens, wonach die zweite Randschicht durch eine Stützschicht, beispielsweise aus Stahl, gebildet wird und die erste Randschicht darauf aufgespritzt wird, wird eine zusätzliche Festigkeitssteigerung bzw. eine Erhöhung der Lebensdau- er, beispielsweise des Lagers, erreicht, da mechanische Kräfte die auf das Lager einwirken, von der Stützschicht aufgenommen bzw. abgeleitet werden können.
Von Vorteil ist weiters, wenn zwischen der ersten Randschicht und der zweiten Randschicht eine weitere Schicht als Diffusionssperre oder Haftschicht ausgebildet ist und diese auf die zweite Randschicht aufgespritzt wird, da dadurch in einem durchgängigen Arbeitsablauf bzw. mit dem selben Anlagenaufbau, ohne Manipulieren der Stützschicht, zunächst die Diffusions- sperre oder Haftschicht aufgespritzt wird und auf diese dann die erfindungsgemäße Legierung aufgespritzt werden kann.
Als Prozessgas kann ein Gas aus einer Gruppe umfassend Helium, Argon, Stickstoff, sowie Mischungen daraus, verwendet werden, wodurch sich hohe Spritzgeschwindigkeiten und eine geringe Oxidation des Ausgangspulvers erreichen lassen. Es ist möglich, dass die Gastemperatur aus einem Bereich ausgewählt wird, der zwischen 60% und 95 % der Schmelztemperatur des niedrigstschmelzenden Legierungselementes beträgt, wodurch der Vorteil erzielt wird, dass abhängig von den verwendenden Legierungselementen eine hohe Haftung bzw. Sclύchtqualität des Verbundes erzielt werden kann.
Gemäß einer Variante, wonach die Gastemperatur aus einem Bereich ausgewählt wird, der zwischen 65% und 90%, vorzugsweise zwischen 70% und 85%, der Schmelztemperatur des niedrigstschmelzenden Legierungselementes beträgt, kann eine Verringerung der Sauerstoff- aufhahme des Pulvers und somit eine oxidärmere Schicht erreicht werden.
Nach einer weiteren Variante kann die Gastemperatur aus einem Bereich ausgewählt werden, der zwischen 95% und 130% der Schmelztemperatur des niedrigstschmelzenden Legierungselementes beträgt, da dadurch die Schichtqualität durch Ansteigen der Partikelgeschwindigkeit und einer dadurch besseren Haftung der Partikel noch weiter erhöht werden kann und aufgrund der extrem kurzen Verweilzeit im Gasstrahl ein vollständiges Aufschmelzen der
Partikel verhindert wird.
Dadurch, dass für jedes verwendete Legierungselement bzw. für jede Phase ein eigenes Kalt- gasspritzsystem verwendet wird, kann in bestmöglicher Weise eine Optimierung der Spritz- parameter für jedes einzelne Element erfolgen und kann dadurch eine optimale Schichtqualität erreicht werden.
Möglich ist weiters, dass das zum Spritzen eingesetzte Ausgangspulver einen Partikeldurchmesser im Bereich von 3 μm bis 70 μm, vorzugsweise von 5 μm bis 55 μm, aufweist, wo- durch die mechanischen Eigenschaften der Gleitschicht in einem breiten Bereich den Anforderungen angepasst werden können.
Die Erfindung umfasst weiters die Verwendung der Legierung zur Herstellung einer Gleitschicht eines Gleitlagers oder eines Anlaufringes oder von direktbeschichteten, auf Gleitung beanspruchte Bauteile.
Zum besseren Verständnis wird die Erfindung anhand der nachfolgenden Figuren näher erläutert. Es zeigen in jeweils schematisch vereinfachter Darstellung:
Fig. 1 ein schematisches Gefügebild einer Gleitschicht aus der erfindungsgemäßen Legierung;
Fig. 2 eine erfindungsgemäße Gleitschicht, angeordnet in einem Lagerelement, in Form einer Gleitlagerhalbschale ausgeführt;
Fig. 3 zeigt die Veränderung der Härte der Gleitschicht in den belasteten Zonen über die Betriebszeit.
Einführend sei festgehalten, dass in den unterschiedlich beschriebenen Ausführungsformen gleiche Teile mit gleichen Bezugszeichen bzw. gleichen Bauteilbezeichnungen versehen werden, wobei die in der gesamten Beschreibung enthaltenen Offenbarungen sinngemäß auf gleiche Teile mit gleichen Bezugszeichen bzw. gleichen Bauteilbezeichnungen übertragen werden können. Auch sind die in der Beschreibung gewählten Lageangaben, wie z.B. oben, unten, seitlich usw. auf die unmittelbar beschriebene sowie dargestellte Figur bezogen und sind bei einer Lageänderung sinngemäß auf die neue Lage zu übertragen. Weiters können auch Einzelmerkmale oder Merkmalskombinationen aus den gezeigten und beschriebenen unterschiedlichen Ausführungsbeispielen für sich eigenständige, erfinderische oder erfindungsgemäße Lösungen darstellen.
Fig. 1 zeigt ein schematisches Gefügebild 1 einer Gleitschicht aus der erfindungsgemäßen Legierung.
Dargestellt sind Partikel bzw. Kömer aus einem Matrixlegierungselement bzw. einer Matrix 2 sowie Partikel bzw. Körner einer Weichphase 3. Die durch ein Kaltgasspritzverfahren hergestellte Gleitschicht bzw. Legierung besteht aus Legierungselementen, deren Kombination im thermodynamischen Gleichgewicht ein Nicht-Entmischendes Legierungssystem bilden.
Es sei an dieser Stelle bereits angemerkt, dass in Fig. 1 die Form bzw. die Größe der einzelnen Körner bzw. Partikel bzw. die Größenverhältnisse der Körner untereinander nicht maßstabsgetreu dargestellt ist, sondern es sich lediglich um eine schematische Darstellung handelt. Beispielsweise kann eine Kupfer-Zinn Gleitschicht hergestellt werden, mit der Matrix 2 bzw. einem Matrixelement, welches durch Kupfer gebildet wird und der Weichphase 3 bzw. dem Weichphasenelement, welches durch Zinn gebildet wird und der Gleitschicht die guten tribo- logischen Eigenschaften verleiht.
Das entsprechende Phasendiagramm lehrt aber bei einer angenommenen Zusammensetzung von ca. 75 Gew.-% Kupfer und 25 Gew.-% Zinn (etwaige zusätzliche Legierungselemente, die der Verbesserung der Eigenschaften der Gleitschicht dienen, werden hier der Einfachheit halber nicht betrachtet), dass bei diesen Konzentrationen das Element Kupfer mit dem Ele- ment Zinn intermetallische Phasen ausbildet bzw. das Zinn sich in der α-Kupferphase löst und Mischkristalle ausbildet.
Die Legierung bzw. das in Fig. 1 dargestellte schematische Gefügebild würde demnach keine Kupfer-Matrix 2 und Zinn- Weichphasen 3, sondern kupferreiche α-Mischkristalle und inter- metallische Cu-Sn-Phasen zeigen. Dieser Werkstoff wäre für die Verwendung für Gleitschichten aufgrund des Fehlens von Weichphasen wenig geeignet.
Durch die Herstellung der erfindungsgemäßen Legierung durch ein Kaltgasspritzverfahren ist es nunmehr möglich, auch in diesem Nicht-Entmischenden Legierungssystem die für Gleit- schichten vorteilhaften Zinn- Weichphasen 3 auszubilden. Dadurch können die erwünschten tribologischen Eigenschaften auch mit der Elementkombination Cu, Sn erreicht werden und köm en alle Vorteile die diese Elemente in Legierungen für Gleitschichten bieten, wie beispielsweise hohe Verfügbarkeit, günstige Rohstoffkosten, einfache Verarbeitung, gute mechanische Eigenschaften, vorteilhaft genutzt werden.
Das Legierungssystem Kupfer-Zinn sei hier nur als Beispiel für eine Vielzahl von anderen Nicht-Entmischenden Legierungssystemen genannt und ist nicht limitierend auf den Schutzbereich der Erfindung zu sehen. Der Fachmann auf diesem Gebiet ist aufgrund gegenständlicher Lehre in der Lage, Legierungen mit weiteren Elementkombinationen in den angegebe- nen Grenzen herzustellen und sind diese Zusammensetzungen nicht vom Schutzbereich ausgeschlossen.
Die Bildung von intermetallischen Phasen bzw. des Mischkristalls zwischen der Matrix 2 und der Weichphase 3 erfolgt nur im schmalen Bereich einer Phasengrenze 4 der Matrix 2 zur Weichphase 3. Die Zusammensetzung der Weichphase 3 bleibt dabei in ihrer ursprünglichen Form bestehen. Die Verbindungsbildung im Bereich der Phasengrenze 4 erfolgt dabei naturgemäß diffusionsgesteuert.
Analog dazu gilt für Hartphasen 5 das unter Fig. 1 für Weichphasen 3 beschriebene, wobei die Legierungselemente, welche nach dem entsprechenden Phasendiagramm Mischkristalle oder intermetallische Verbindungen mit anderen an der Legierung beteiligten Elementen ausbilden würden, Hartphasen 5 ausbilden bzw. in ihrer ursprünglichen Zusammensetzung erhal- ten bleiben. Dadurch können diese Elemente ihre Wirkung zur Verbesserung der Verschleißbeständigkeit voll entfalten und geht diese Eigenschaft nicht, beispielsweise durch Mischkristallbildung, teilweise verloren bzw. steht nicht in nur abgeschwächter Weise zur Verfügung.
Die Hartphasen 5 liegen dispergiert in der Matrix 2 vor, wobei im Inneren des Korns wieder- um deren ursprüngliche Zusammensetzung erhalten bleibt und nur im Bereich der Phasengrenze 4 zur Matrix 2 und/oder zur Weichphase 3 eine Verbindung ausgebildet ist.
Die Erfindung ist nicht auf Zweistoffsysteme beschränkt, sondern lässt sich auch auf Dreioder Mehrstoffsysteme übertragen, da insbesondere die Weichphase 3 und/oder die Hartphase 5 bereits aus Ein- oder Mehrstoffsystemen gebildet sein kann.
Die Bezeichnung „Nicht-Entmischend" ist in diesem Zusammenhang so zu verstehen, dass das Element welches die Matrix 2 ausbildet, mit dem Hauptlegierungselement der Weichphase 3 und/oder der Hartphase 5, beispielsweise bei schmelzmetallurgischer Herstellung, ein Nicht-Entmischendes Legierungssystem ausbildet.
Im Hinblick auf den Zusatz der die Weichphase bildenden Elemente ist eine Optimierung der Eigenschaften der Gleitschicht möglich, indem an den jeweiligen Anwendungsfall angepasste Mischungen bezüglich der Duktilität der Elemente hergestellt wird, die zusätzlich zu den er- wünschten Notlaufeigenschaften auch im gewissen Maße eine höhere mechanische Festigkeit aufweist.
Beispielsweise kann die Weichphase 3 auch aus einer Gruppe umfassend MoS , PTFE, Sili- kone, Bariumsulfat, sowie Mischungen daraus, gebildet werden, wodurch Gleitschichten mit guten Gleit- und Notlaufeigenschaften, die gegebenenfalls sogar einen Trockenlauf ermöglichen, realisierbar sind. Dadurch kann ein schmierstoffarmer oder schmierstofffreier Betrieb möglich sein. Weiters zeichnen sich solcherart Gleitschichten durch Wartungsarmut aus.
Die erfindungsgemäße Gleitschicht kann überdies auch durch ein galvanisches Verfahren hergestellt sein und zur Verbesserung der mechanischen Eigenschaften partikelverstärkt ausgebildet sein.
Fig. 2 zeigt eine erfindungsgemäße Gleitschicht, angeordnet in einem Gleitelement 6, in
Form einer Gleitlagerhalbschale ausgeführt.
Die erfindungsgemäße Legierung bzw. Gleitschicht kann mittels eines Kaltgasspritzverfah- rens, bei Temperaturen unterhalb des Schmelzpunktes des niedrigstsclimelzenden Elementes, hergestellt werden. Es kann jedoch die Gastemperatur auch über diesem Schmelzpunkt liegen, da aufgrund der kurzen Verweildauer der Partikel im Gasstrahl ein vollständiges Aufschmelzen der Partikel nicht stattfindet. Die dabei aufgebrachte hohe kinetische Energie der Spritzpartikel bewirkt, dass beim Aufprall der Partikel auf ein Substrat 7, welches gleichzeitig als Stützschicht des Gleitelements 6 dienen kann, eine dichte Struktur bzw. eine dichte Schicht entstehen kann. Dazu müssen die Partikel jedoch eine für den jeweiligen Werkstoff charakteristische Geschwindigkeit überschreiten.
Dazu wird dabei ein Gas zum Beispiel in einer LavaP sehen Düse auf Überschallgeschwindigkeit beschleunigt. Der Beschichtungswerkstoff bzw. die Werkstoffe der einzelnen Phasen werden als Pulver vor dieser Düse in den Gasstrahl injiziert und auf das Substrat 7 hin beschleunigt.
Der grundsätzliche Aufbau eines solchen Kaltgasspntzsystems ist aus dem Stand der Technik bekannt und sei dazu beispielsweise auf die EP 0 484 533 Bl oder die WO 01/00331 A2 ver- wiesen.
Das Substrat 7 kann beispielsweise durch eine Stahlschicht gebildet sein, welches dem Lager eine hohe mechanische Stabilität verleiht. Es ist aber prinzipiell jeder andere Werkstoff, ins- besondere Stähle oder LeichtmetalUegierungen, möglich der den Anforderungen hinsichtlich der mechanischen und thermischen Stabilität genügt.
Von Vorteil ist, dass durch die relativ niedrigen Temperaturen beim Kaltgasspritzen die ther- mische Belastung des Substrats entsprechend gering ist und es daher möglich ist auch weniger temperaturbeständige Materialien als Substrat 7 zu verwenden, welche beispielsweise bei anderen thermischen Spritzverfahren aufgrund der hohen Temperaturbelastung nicht geeignet wären. Dadurch kann beispielsweise bei der Herstellung eines Gleitlagers auf die individuellen Anforderungen, beispielsweise hinsichtlich Festigkeit oder Konosionsbeständigkeit, Rücksicht genommen werden.
Es besteht weiters die Möglichkeit, den Gasstrahl zusätzlich aufzuheizen, wodurch die Strömungsgeschwindigkeit des Gases und somit auch die Partikelgeschwindigkeit erhöht wird und somit eine Verbesserung der Schichteigenschaften insbesondere bezüglich ihrer Dichte, Homogenität oder Haftfähigkeit erreicht werden kann.
Wie in Fig. 2 in Form einer Gleitlagerhalbschale dargestellt, kann die erfindungsgemäße Legierung eine erste Randschicht 8 ausbilden, welche auf eine zweiten Randschicht 9 bzw. das Substrat aufgespritzt werden kann. Das Substrat 7 bzw. die zweite Randschicht 9 muss je- doch nicht durch eine Halbschale gebildet sein, sondern kann durch eine geeignete Konfiguration bzw. Anordnung des Kaltgasspntzsystems bzw. der Düsen, auch eine Vollschale als Substrat 7 bzw. zweite Randschicht 9 verwendet werden und durch entsprechende Relativbewegung des Substrats 7 zur Düse des Kaltgasspntzsystems die erste Randschicht 8 aufgespritzt werden.
Erfindungsgemäß kann zwischen der ersten Randschicht 8 und der zweiten Randschicht 9 eine weitere Schicht (in Fig. 2 nicht dargestellt) als Diffusionsspene oder als Haftschicht aufgespritzt werden, da sich dadurch zum Einen die Haftung der Gleitschicht, respektive der ersten Randschicht 8, auf der zweiten Randschicht 9 verbessern lässt oder eine Diffusion von Elementen zwischen der ersten und der zweiten Randschicht 8, 9 verhindert wird, zum Anderen mit einem identen Anlagenaufbau, im wesentlichen ohne Umrüstarbeiten, ein Mehrschichtgleitlager hergestellt werden kann. Dadurch, dass kein Schmelzen der Partikel im Gasstrahl stattfindet, können extrem oxidarme Schichten hergestellt werden bzw. ist der Sauerstoffgehalt der Schicht nicht höher als jener der Partikel im Ausgangspulver, welches zur Schichtherstellung dient.
Als vorteilhaft erweist es sich, wenn der verwendeten Anlagenaufbau zum Kaltgasspritzen dahingehend optimiert ist, dass beispielsweise für die Matrix 2 und die Weichphase 3 und/ oder die Hartphase 5 jeweils ein eigenes Spritzsystem, mit auf den jeweils verwendeten Werkstoff optimierten Spritzparametern, wie beispielsweise Druck, Temperatur oder Partikelgeschwindigkeit, verwendet wird.
Insbesondere ist dadurch eine bessere Haftung der Partikel am Substrat zu erzielen und kann dadurch die Schichtqualität verbessert werden. Weitere Optimierungsmöglichkeiten, die dem individuellen Anwendungsfall angepasst sind, sind der Spritzabstand, die Größe der eingesetzten Partikel, das verwendete Prozessgas sowie die verwendete Düsengeometrie.
Als Prozessgas kann Stickstoff, Argon, Neon, Xenon oder Helium oder Mischungen daraus verwendet werden.
Fig. 3 zeigt die Veränderung der Härte der Gleitschicht in den belasteten Zonen über die Be- triebszeit.
Durch das Vorliegen der Weichphase 3 bzw. der Hartphase 5 in der Matrix 2 in ihrer Ursprungszusammensetzung bzw. dadurch, dass eine Verbindungsbildung nur im Bereich der Phasengrenze 4 erfolgt, erzielt die Gleitschicht bzw. das Gleitelement 6 besonders günstige Eigenschaften hinsichtlich der Anpassungsfähigkeit, der Einbettfähigkeit von Fremdpartikeln, guten Notlaufeigenschaften, sowie einer hohen Tragfähigkeit.
Während des Betriebes des Gleitelementes 6 entsteht naturgemäß an den hoch belasteten Zonen der Gleitschicht lokal eine höhere Temperatur als an den mechanisch weniger belasten- den Zonen. Da der Diffusionskoeffizient der verschieden Elemente grundsätzlich sehr stark von der Temperatur abhängt, wird in diesen Bereichen erhöhte Diffusion und somit eine Annäherung des Gefüges der Gleitschicht an den Gleichgewichtszustand erfolgen bzw. sich eine Strukturveränderung in Richtung der Gleichgewichtsphasen ergeben. So kann sich insbesondere im Bereich der Phasengrenze 4 durch die dort aufgrund der hohen mechanischen Belastung auftretende höhere Temperatur ein Mischkristall oder eine intermetallische Verbindung zwischen der Matrix 2 und der Weichphase 3 und/oder der Hartphase 5 ausbilden. Dies bewirkt einen Anstieg der Härte der Gleitschicht in diesen hoch belasteten Bereichen, wodurch diese widerstandsfähiger werden.
Es erfolgt in vorteilhafter Weise eine Anpassung der Gleitschicht bzw. des Gleitelements 6 an die durch die Gleitpartner und den Anforderungen im Betrieb vorgegebenen Belastungszustand.
Ein solcher Verlaufeines Härteanstieges ist schematisch in Fig. 3 dargestellt, wobei auf der X-Achse die Betriebszeit und auf der Y-Achse die Härte der belasteten Zonen der Schicht aufgetragen ist. Der Verlauf dieses Härteanstieges kann insbesondere auch Krümmungen aufweisen und muss nicht linear verlaufen.
Während des Betriebes kommt es mit der Zeit zu einer Art Gleichgewichtszustand, wonach keine nennenswerten Härteanstiege mehr zu Verzeichnen sind.
Eine mögliche Ausführungsvariante der erfindungsgemäßen Legierung sei durch ein Beispiel anhand der Herstellung einer CuSnl 5 Legierung beschrieben.
Als Ausgangspulver werden sphärische Kupfer Partikel in einem Größenbereich von ca. 5 bis 25 μm und sphärische Zinn Partikel in einem Größenbereich bis ca. 45 μm eingesetzt. Als Prozessgas wird Stickstoff verwendet. Die Gastemperatur beträgt 200°C. Die Ausgangspul- ver werden vor der Düse in den Gasstrahl im richtigen Mengenverhältnis injiziert und mit einem Gasdruck von 25 bar mit einem Spritzabstand von 30mm auf das Substrat hin beschleunigt. Dadurch bildet sich am Substrat eine dichte und fest haftende und zugleich oxidarme Schicht aus einer Kupfermatrix und darin dispergierten Zinnpartikeln, wodurch gute tribologische Eigenschaften eneicht werden.
Die Ausführungsbeispiele zeigen mögliche Ausftü rungsvarianten der Legierung und des Gleitelements 6, wobei an dieser Stelle bemerkt sei, dass die Erfindung nicht auf die speziell dargestellten Ausführungsvarianten derselben eingeschränkt ist, sondern vielmehr auch di- verse Kombinationen der einzelnen Ausführungsvarianten untereinander möglich sind und diese Variationsmöglichkeit aufgrund der Lehre zum technischen Handeln durch gegenständliche Erfindung im Können des auf diesem technischen Gebiet tätigen Fachmannes liegt. Es sind also auch sämtliche denkbaren Ausführungsvarianten, die durch Kombinationen einzel- ner Details der dargestellten und beschriebenen Ausführungsvariante möglich sind, vom
Schutzumfang mitumfasst.
Der Ordnung halber sei abschließend daraufhingewiesen, dass zum besseren Verständnis des Auf baus der Gleitschicht und des Gleitelements 6 diese bzw. deren Bestandteile teilweise unmaßstäblich und/oder vergrößert und/oder verkleinert dargestellt wurden.
Die den eigenständigen erfinderischen Lösungen zugrundeliegende Aufgabe kann der Beschreibung entnommen werden.
Vor allem köimen die einzelnen in den Fig. 1 ; 2; 3 gezeigten Ausführungen den Gegenstand von eigenständigen, erfindungsgemäßen Lösungen bilden. Die diesbezüglichen erfindungsgemäßen Aufgaben und Lösungen sind den Detailbeschreibungen dieser Figuren zu entnehmen.
Bezu szeichen aufs tellun
Gefügebild Matrix Weichphase Phasengrenze Hartphase Gleitelement Substrat Randschicht Randschicht

Claims

P a t e n t n s p r ä c h e
1. Legierung, insbesondere für eine Gleitschicht, bestehend aus Elementen die eine Matrix (2) und zumindest eine Weichphase (3) und/oder eine Hartphase (5) ausbilden, wobei die Weichphasenelemente und/oder die Hartphasenelemente mit dem Matrixelement eine feste Lösung oder eine Verbindung bilden, dadurch gekennzeichnet, dass die Weichphase (3) und/oder die Hartphase (5) in der Matrix (2) dispergiert vorliegt und nur im Bereich der Phasengrenze (4) der Matrix (2) zur Weichphase (3) und/oder zur Hartphase (5) die feste Lösung oder Verbindung ausgebildet ist.
2. Legierung nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, dass die mittlere Partikelgröße der dispergierten Weichphase (3) und/oder Hartphase (5) lμm bis lOOμm, vorzugsweise 5μm bis 20 μm, beträgt.
3. Legierung nach Anspruch 1 oder 2, dadurch gekennzeichnet, dass der Bereich der
Phasengrenze (4) in dem die feste Lösung oder Verbindung ausgebildet ist, eine durchschnittliche Dicke im Bereich zwischen 0,1 μm und 3 μm, bevorzugt zwischen 0,5 μm und 2,5 μm, aufweist.
4. Legierung nach einem der Ansprüche 1 bis 3, dadurch gekennzeichnet, dass das
Matrixelement aus einer Elementgruppe umfassend Aluminium, Chrom, Kupfer, Magnesium, Mangan, Molybdän, Nickel, Silizium, Zinn, Titan, Wolfram und Zink gebildet ist, wobei das Weichphasenelement ungleich dem Matrixelement ist.
5. Legierung nach Ansprach 4, dadurch gekennzeichnet, dass der Anteil des Matrixelements mindestens 55 Gew.%, insbesondere mindestens 65 Gew.%, beträgt.
6. Legierung nach einem der vorhergehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass die Weichphase (3) aus zumindest einem Element aus einer Elementgrappe umfassend Silber, Aluminium, Gold, Wismut, Kohlenstoff (Graphit), Kalzium, Kupfer, Indium, Magnesium, Blei, Palladium, Platin, Scandium, Zinn, Yttrium, Zink und die Lanthanoide gebildet ist, wobei das Weichphasenelement ungleich dem Matrixelement ist.
7. Legierung nach einem der Ansprüche 1 bis 5, dadurch gekennzeichnet, dass die
Weichphase (3) aus einer Gruppe umfassend MoS , PTFE, Silikone, Bariumsulfat, sowie Mischungen daraus, gebildet ist.
8. Legierung nach Ansprach 6 oder 7, dadurch gekennzeichnet, dass der Anteil der
Weichphase im Bereich zwischen 10 Gew.% und 45 Gew.%, insbesondere zwischen 15 Gew.% und 35 Gew.%, beträgt.
9. Legierung nach einem der Ansprüche 1 bis 8, dadurch gekennzeichnet, dass die Hartphase (5) aus zumindest einem Element aus einer Elementgruppe umfassend Bor, Kohlenstoff (Diamant), Kobalt, Hafnium, Iridium, Molybdän, Niob, Osmium, Rhenium, Rhodium, Ruthenium, Silizium, Tantal, Wolfram und Zirkonium gebildet ist, wobei das Hartpha- senelement ungleich dem Matrixelement ist.
10. Legierung nach einem der Ansprüche 1 bis 8, dadurch gekennzeichnet, dass die
Hartphase (5) aus einer Gruppe umfassend ZnS2, BN, WS2, Carbide, wie beispielsweise SiC, WC, B4C, Oxide, wie beispielsweise MgO, TiO2, ZrO2, Al2O3, sowie Mischungen daraus, gebildet ist.
11. Legierung nach Anspruch 9 oder 10, dadurch gekennzeichnet, dass der Anteil der
Hartphase im Bereich zwischen 3 Gew.% und 25 Gew.%, insbesondere zwischen 5 Gew.% und 20 Gew.%, beträgt.
12. Gleitschicht, insbesondere Gleitlagerlaufschicht, aus einer Legierung, dadurch ge- kennzeichnet, dass die Legierung nach einem oder mehreren der vorhergehenden Ansprüche gebildet ist.
13. Verbundwerkstoff aus zumindest einer ersten und einer dieser gegenüber angeordneten zweiten Randschicht (8, 9), beispielsweise einer Stützschicht aus Stahl, insbesondere für Gleitlager oder Anlaufringe, dadurch gekennzeichnet, dass die erste Randschicht (8) durch eine Gleitschicht nach Anspruch 12 gebildet ist.
14. Verbundwerkstoff nach Anspruch 13, dadurch gekennzeichnet, dass zwischen der ersten Randschicht (8) und der zweiten Randschicht (9) eine weitere Schicht als Diffüsions- spene oder Haftschicht ausgebildet ist.
15. Verfahren zur Herstellung eines Verbundwerkstoffes aus zumindest einer ersten Randschicht (8) und einer dieser gegenüber angeordneten zweiten Randschicht (9), insbesondere für Gleitlager oder Anlaufringe, dadurch gekennzeichnet, dass mittels eines Kaltgas- spritzverfahrens als erste Randschicht (8) eine Legierung nach einem der Ansprüche 1 bis 10 hergestellt wird.
16. Verfahren nach Anspruch 15, dadurch gekennzeichnet, dass die zweite Randschicht
(9) durch eine Stützschicht, beispielsweise aus Stahl, gebildet wird und die erste Randschicht (8) darauf aufgespritzt wird.
17. Verfahren nach Anspruch 15 oder 16, dadurch gekennzeichnet, dass zwischen der ersten Randschicht (8) und der zweiten Randschicht (9) eine weitere Schicht als Diffusions- speree oder Haftschicht ausgebildet ist und diese auf die zweite Randschicht (9) aufgespritzt wird.
18. Verfahren nach einem der Ansprüche 15 bis 17, dadurch gekennzeichnet, dass als Prozessgas ein Gas aus einer Gruppe umfassend Helium, Argon, Stickstoff, sowie Mischungen daraus, verwendet wird.
19. Verfahren nach Anspruch 18, dadurch gekennzeichnet, dass die Gastemperatur aus einem Bereich ausgewählt wird, der zwischen 60% und 95 % der Schmelztemperatur des niedrigstschmelzenden Legierungselementes beträgt.
20. Verfahren nach Anspruch 18, dadurch gekennzeichnet, dass die Gastemperatur aus einem Bereich ausgewählt wird, der zwischen 65% und 90%, vorzugsweise zwischen 70% und 85%, der Schmelztemperatur des niedrigstschmelzenden Legierungselementes beträgt.
21. Verfahren nach Anspruch bis 18, dadurch gekennzeichnet, dass die Gastemperatur aus einem Bereich ausgewählt wird, der zwischen 95% und 130% der Schmelztemperatur des niedrigstschmelzenden Legierungselementes beträgt.
22. Verfahren nach einem der Ansprüche 15 bis 21 , dadurch gekennzeichnet, dass für jedes verwendete Legierungselement bzw. für jede Phase ein eigenes Kaltgasspritzsystem verwendet wird.
23. Verfahren nach einem der Ansprüche 15 bis 22, dadurch gekennzeichnet, dass das zum Spritzen eingesetzte Ausgangspulver einen Partikeldurchmesser im Bereich von 3 μm bis 70 μm, vorzugsweise von 5 μm bis 55 μm, aufweist.
24. Verwendung der Legierung nach einem der Ansprüche 1 bis 11 zur Herstellung ei- ner Gleitschicht eines Gleitlagers.
25. Verwendung der Legierung nach einem der Ansprüche 1 bis 11 zur Herstellung eines Anlaufringes.
26. Verwendung der Legierung nach einem der Ansprüche 1 bis 11 zur Herstellung von direktbeschichteten, auf Gleitung beanspruchte Bauteile, beispielsweise von Büchsen.
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