<Desc/Clms Page number 1>
Die Erfindung betrifft einen metallischen Werkstoff bestehend aus zumindest drei Komponenten A, B, C, wobei die Komponente A zumindest eine erste Matrix aus zumindest einem Element einer Elementgruppe umfassend Ag, AI, Cu und Fe ausbildet, die Komponente B zumindest eine darin dispergierte Weichphase aus zumindest einem Element einer zweiten Elementgruppe umfassend Bi, C, In, Pb, Sn und Sb ausbildet und die Komponente C zumindest eine Hartphase aus zumindest einem Element einer dritten Elementgruppe umfassend Ag, AI, Fe, Cu, Ni, Sc, Si, Zn, Mn, Co, Cr, Zr und Mg ausbildet, mit einer ersten Oberfläche und einer zweiten.
dieser gegenüberliegenden Oberfläche, wobei die Anteile der Komponenten A, B, C im Werkstoff in den Bereichen der ersten und der zweiten Oberfläche zueinander verschieden sind, eine daraus gebildete Gleitschicht, insbesondere Gleitlageraufschicht, aus einer Legierung, einen Verbundwerkstoff aus zumindest zwei unterschiedlichen Schichten, ein Verfahren zur Herstellung einer Gleitschicht, insbesondere Gleitlagerlaufschicht, mit einer ersten Oberfläche und einer dieser gegenüberliegenden zweiten Oberfläche, wobei die Gleitschicht aus einem metallischen Werkstoff bestehend aus zumindest drei Komponenten A, B, C, wobei die Komponente A zumindest eine erste Matrix aus zumindest einem Element einer Elementgruppe umfassend Ag, AI, Cu und Fe ausbildet, die Komponente B zumindest eine darin dispergierte Weichphase aus zumindest einem Element einer zweiten Elementgruppe umfassend Bi, C,
In, Pb, Sn und Sb ausbildet und die Komponente C zumindest eine Hartphase aus zumindest einem Element einer dritten Elementgruppe umfassend Ag, AI, Fe, Cu, Ni, Sc, Si, Zn, Mn, Co, Cr, Zr und Mg ausbildet, wobei die Anteile der Komponenten A, B, C im Werkstoff in den Bereichen der ersten und der zweiten Oberfläche zueinander verschieden sind, bei dem die Komponenten A, B, C auf einem Substrat abgeschieden werden, wobei die Abscheidemenge der einzelnen Komponenten durch die Steuerung der Abscheideleistung eingestellt wird sowie die Verwendung des metallischen Werkstoffes.
An moderne Gleitlager werden sehr hohe Anforderungen bezüglich thermo-mechanische Belastbarkeit, Zuverlässigkeit und Gleiteigenschaften gestellt. Generell bewährt haben sich dabei Schichtverbunde, meist mit dem Aufbau Stahlrücken-Lagermetallschicht-Laufschicht, gegebenenfalls unter Anordnung von Zwischenschichten als Diffusionssperren, da häufig gegenläufige Eigenschaften gefordert sind, und diese mit Einschichtgleitlagern nur, falls überhaupt, durch Kompromisse mehr oder weniger zutreffend erfüllt werden können. Die Eigenschaften der einzelnen Schicht richtet sich somit nach den jeweils gewünschten Funktion, und sind diese dem Fachmann hinlänglich aus dem Stand der Technik bekannt.
Die Laufschicht selbst soll unter anderem gute Haftwirkung an der Lagermetallschicht zeigen, soll sich an die Gleitpartner anpassen, Fremdpartikel aus dem Abrieb sollen einbettbar sein, sie soll eine hohe Verschleissbeständigkeit aufweisen und thermisch stabil sein. Gerade dieser Eigenschaftenmix stellt aber ein Problem dar, da die Einbettbarkeit einen eher weichen Werkstoff, die Verschleissbeständigkeit aber gerade umgekehrt einen härteren Werkstoff erfordert.
Um diesem Umstand Rechnung zu tragen wird z. B. in der EP 0 435 980 B2 ein Achslager vorgeschlagen, bei dem durch Kathodensputtern eine Beschichtung auf einem Versteifungsmaterial abgeschieden wird, wobei die Beschichtung ein erstes Material umfasst, welches die Beschichtungsmatrix darstellt, sowie eine darin dispergierte Weichphase aus einem zweiten Material. Der Gehalt an dispergierter Weichphase ändert sich kontinuierlich von einem geringen Gehalt an der Schnittfläche zum Lagermaterial, zu einem hohen Gehalt an der Beschichtungsoberfläche.
Das Dokument GB 2 270 927 A offenbart ein Gleitlagermaterial mit einer dreischichtigen Struktur, umfassend eine Stahlstützschicht, eine Lagerlegierungsschicht und eine durch Aufspritzen bzw. Aufsprühen gebildete oberste Schicht. Die oberste Schicht enthält dabei 10 bis 80 % Zinn, 0,1 bis 5 % Kupfer, 0,05 bis 3 % Antimon und bildet den Rest Aluminium mit verschmelzungsbedingten Verunreinigungen.
Diese GB-A beschreibt zwar ein Gleitlagermaterial mit unterschiedlichen Schichten, es sind diese jedoch diskret aufgebaut und ist insbesondere die oberste Schicht in sich aus einem homogenen Werkstoff mit über den gesamten Schichtquerschnitt konstanter chemischer Zusammensetzung. Mit diesem Gleitlagermaterial ist eine Eigenschaftsverbesserung, insbesondere gegenüber fressendem Verschleiss möglich.
Aufgabe der Erfindung ist es, eine Legierung bzw. eine Schicht für ein Lagerelement, insbesondere eine Sputterschicht für ein Gleitlager, mit verbesserten Eigenschaften, insbesondere verbesserter Verschleissresistenz, bereitzustellen.
<Desc/Clms Page number 2>
Diese Aufgabe der Erfindung wird - jeweils eigenständig - durch einen eingangs erwähnten metallischen Werkstoff, bei dem die Komponente(n) B und/oder C eine zur ersten Matrix unterschiedliche weitere Matrix ausbildet(n), wobei die erste Matrix zumindest im Bereich der ersten Oberfläche und die weitere Matrix zumindest im Bereich der zweiten Oberfläche vorliegen, und die Hartphase sowohl in der ersten als auch in der weiteren Matrix als verfestigend wirkendes Element, beispielsweise durch Teilchenverfestigung oder durch die Bildung intermetallischer Phasen, dispergiert vorliegt, durch eine aus dem metallischen Werkstoff gebildete Gleitschicht bzw.
einen die Gleitschicht umfassenden Verbundwerkstoff sowie durch ein Verfahren, bei dem die Abscheideleistung für jede Komponente A, B,C unabhängig gesteuert wird und derart erfolgt, dass die Komponente (n) B und/oder C eine zur ersten Matrix unterschiedliche weitere Matrix ausbildet(n), wobei die erste Matrix zumindest im Bereich der ersten Oberfläche und die weitere Matrix zumindest im Bereich der zweiten Oberfläche vorliegen, und die Hartphase sowohl in der ersten als auch in der weiteren Matrix als verfestigend wirkendes Element, beispielsweise durch Teilchenverfestigung oder durch die Bildung intermetallischer Phasen, dispergiert vorliegt und durch die Verwendung des metallischen Werkstoffes zur Herstellung eines Gleitlagers bzw. eines Anlaufringes gelöst.
Von Vorteil ist dabei, dass diese Legierung bzw. die daraus hergestellten Schichten relativ hart sind, und somit Belastungen einen entsprechenden Widerstand entgegensetzen können. Andererseits können durch den erfindungsgemässen Aufbau der Legierung bzw. der Schicht die tribologischen Eigenschaften für den Einsatz in Lagern "verträglicher" gestaltet werden, d. h. dass die bei Standardsputterlagern auftretenden Probleme des Spontanversagens, bei dem zumindest Teile der Sputterschichten infolge der im entgegengesetzten Widerstand begründeten Hitzeentwicklung, schmelzen, zumindest grossteils vermieden werden.
Durch das Vorhandensein von durch die Hartphase gebildeten Kristallisationskeimen auch in der weiteren Matrix wird ein zu starkes Anwachsen der Korngrösse der Weichphase, wie dies beim Stand der Technik infolge der ausschliesslichen Veränderung des Weichphasenanteils über den Schichtquerschnitt auftritt, vermieden.
Zudem bewirkt das Vorhandensein der Hartphase auch in der weiteren Matrix eine Verbesserung der Verschleissbeständigkeit einer aus der Legierung gebildeten Laufschicht für ein Gleitlager in den zu lagernden Elementen zugewandten Bereichen der Laufschicht. Somit können die Eigenschaften der Lauf- bzw. Gleitschicht den jeweiligen Anforderungen durch entsprechende Steuerung der Abscheidemengen der Komponenten angepasst werden können. Es können somit Sputtergleitschichten für Gleitlager zur Verfügung gestellt werden, die an der Oberfläche, wo die Abgleitung mit dem Gleitpartner stattfindet, andere Eigenschaften aufweisen, als auf der Oberfläche, wo sie mit weiteren Schichten, beispielsweise einer Stützschicht oder einer Lagermetallschicht, verbunden sind.
Es ist erfindungsgemäss möglich, die positiven Eigenschaften einer Matrixkomponente in Verbindung mit einer oder mehreren Legierungskomponenten, mit positiven Eigenschaften einer anderen Matrixkomponente, mit einer oder mehreren Legierungskomponenten, innerhalb der erfindungsgemässen Gleitschicht zu vereinen. Je nach Anforderung an die Gleitschicht kann die gewünschte Komponente über den Querschnitt die erste Matrix, die Hartphase oder Weichphase darstellen und in gewünschter Menge abgeschieden werden, wodurch es also zu einem Rollentausch der Legierungskomponenten kommen kann, beispielsweise der Härter der Matrix zum Härter der Weichphase wird. Von Vorteil ist auch die Verwendung von zumindest einem Element aus einer Ag, AI, Cu, Fe umfassenden Elementgruppe, da diese Elemente ausgewogene Eigenschaften zur Herstellung von Gleitlagern und geringe Kosten vereinen.
Sie weisen eine ausreichende Zähigkeit auf und besitzen gute Wärmeleitfähigkeiten, sodass oben angesprochen Überhitzung durch die Ableitung der entstehende Wärme zumindest teilweise vermieden wird. Weiters ist von Vorteil, wenn die Hartphase durch zumindest ein Element aus einer Ag, AI, Fe, Cu, Ni, Sc, Si, Zn, Mn, Co, Cr, Zr, Mg umfassenden Elementgruppe und/oder intermetallische Phasen dieser Elemente gebildet ist, da es dadurch möglich ist, die Härte und somit die Stabilität der Gleitschicht durch verschiedene Härtemechanismen zu erhöhen, bzw. der Legierung ein abgerundetes Eigenschaftsprofil zu verleihen, z. B. verbesserte Warmfestigkeit u. a. durch Co und Cr, verbesserte Strukturfestigkeit durch Fe.
Gemäss einer Ausführungsvariante ist vorgesehen, dass in dem metallischen Werkstoff ausgehend von der ersten Oberfläche in Richtung auf die zweite Oberfläche ein Übergang von einem Legierungssystem AB zu einem Legierungssystem BC oder AC vorliegt, wozu die Abscheidemen-
<Desc/Clms Page number 3>
ge der einzelnen Komponenten während des Abscheideverlaufs entsprechend gesteuert werden.
Es kann damit eine Legierung mit stark gegensätzlichen Eigenschaften hergestellt werden, indem eine Minoritätskomponente der "Ausgangslegierung" im Verlauf der Beschichtung zur matrixbildenden Komponente eines anderen Legierungssystems wird.
Von Vorteil ist dabei, wenn der Übergang von einem Legierungssystem zu einem anderen Legierungssystem bzw. von einer Matrix zur weiteren Matrix zumindest annähernd stetig, d. h. kontinuierlich erfolgt, z.B. durchkontinuierliche Änderung der Abscheidemenge der Komponente(n). da somit kein Sprung, sondern ein gleichmässiger und stetiger Wechsel der Eigenschaften der Legierung bzw. der Gleitschicht auftritt.
Die weitere Matrix kann durch die Weichphase gebildet sein, da damit in den Grenzbereichen einer Gleitschicht zu den zu lagernden Elementen ein hoher Anteil an diesen Weichphasen vorliegt und das Anpassverhalten bzw. die Einbettfähigkeit der Legierung für Fremdpartikel verbessert ist und trotzdem im Bereich der Weichphase durch das Vorhandensein einer Hartphase, zumindest in einem Teilbereich - im Querschnitt in Richtung von der ersten auf die zweite Oberfläche betrachtet - die Härte dieses Grenzbereiches nicht unter einen gewünschten Wert absinkt.
Möglich ist es weiters, das Verfahren derart zu steuern, dass ein metallischer Werkstoff entsteht, der im Bereich der ersten Oberfläche ausschliesslich die erste Matrix aufweist, wobei gemäss einer Weiterbildung der Erfindung der Bereich der ersten Oberfläche eine Dicke im Bereich von 2 um bis 5 um, vorzugsweise von 3 um bis 4 um, aufweisen kann, wodurch eine Diffusionsbarriere für die Elemente der Gleitschicht und Elemente einer an dieser angrenzenden Schicht errichtet oder eine Bindeschicht angeordnet werden kann.
Ebenso kann das Verfahren so gesteuert werden, dass im Bereich der zweiten Oberfläche ausschliesslich die weitere Matrix vorliegt, wobei der Bereich der zweiten Oberfläche eine Dicke im Bereich von 2 um bis 5 um, vorzugsweise von 3 um bis 4 um, aufweisen kann, sodass der Gleitschicht verbesserte Notlaufeigenschaften verliehen werden können, oder in einem Verfahrensablauf gegebenenfalls eine Lagermetallschicht und eine Laufschicht abgeschieden werden können.
Möglich ist weiters, dass die weitere Matrix durch zumindest ein Element aus der Bi, C, In, Pb, Sn, Sb umfassenden Elementgruppe gebildet ist. Dabei ist von Vorteil, dass diese Elemente relativ weich sind und die Gleitschicht sich somit beim Einlaufen gut an den Gleitpartner anpassen kann und diese auch über entsprechende Notlaufeigenschaften verfügt.
Gemäss einer Weiterbildung der Erfindung ist es möglich, dass die Härte an der ersten Oberfläche einen Wert nach Vickers im Bereich zwischen 140 HV0.001 und 250 HV0.001, insbesondere zwischen 160 HV0.001 und 230 HV0.001 aufweist, da dadurch eine entsprechende strukturelle Festigkeit der Gleitschicht sichergestellt ist.
Vorteilhaft ist weiters, dass die Härte an der zweiten Oberfläche einen Wert nach Vickers im Bereich zwischen 30 HV0.001 und 130 HV0.001, insbesondere zwischen 40 HV0.001 und 120 HV0.001, aufweist, da dadurch die Einbettfähigkeit für Fremdpartikel erhalten bleibt.
Von Vorteil ist auch, dass die mittlere Korngrösse der Weichphase von der ersten Oberfläche hin zur zweiten Oberfläche zumindest annähernd gleich bleibt oder abnimmt, da dadurch die Rauhigkeit an der Oberfläche ebenfalls gleich bleibt oder geringer wird, mit entsprechend positiven Auswirkungen auf das Gleitverhalten der Gleitschicht. Weiters ist dabei von Vorteil, dass eine Kavitätenbildung in grösserem Ausmass durch das "Herausschmelzen" der Weichphase bei übermässiger Temperurbelastung der Gleitschicht verhindert werden kann bzw. dass die entstehenden Kavitäten kleinere Abmessungen aufweisen.
Die Gleitschicht kann nach einem Sputterverfahren hergestellt sein, sodass dem Anwender ein sehr hochwertiges Lager zur Verfügung gestellt werden kann.
Es ist weiters aus bereits erwähnten Gründen von Vorteil, wenn zumindest eine Oberfläche der Gleitschicht eine Oberflächenrauhigkeit Rz im Bereich zwischen 0,8 um und 6,5 um, insbesondere zwischen 1,4 um und 4,5 um, aufweist.
Gemäss einer Weiterbildung des Verbundwerkstoffes ist es möglich, dass eine weitere Schicht als Stützschicht, insbesondere aus Stahl, ausgebildet ist, wobei insbesondere die Gleitschicht eine Härte nach Vikers im Bereich zwischen 120 HV0.001 und 250 HV0.001, insbesondere zwischen 140 HV0.001 und 230 HV0.001, aufweisen kann, wodurch die mechanischen Kräfte, die auf die Gleitschicht einwirken, abgeleitet bzw. aufgefangen werden können, und eine hohe mechanische Stabilität erreicht werden kann. Von Vorteil ist weiters, dass damit hohe Festigkeit des Verbundes
<Desc/Clms Page number 4>
mit geringen Kosten und unproblematischer Verarbeitung erreicht werden kann. Es wird dazu im erfindungsgemässen Verfahren ein entsprechendes Substrat verwendet.
Gemäss einer Weiterbildung des Verfahrens ist es möglich, dass die Abscheidung der Komponenten A, B, C auf dem Substrat nach einem PVD Verfahren, insbesondere nach einem Sputterverfahren, durchgeführt wird. Dabei ist von Vorteil, dass dieses Verfahren eine relativ einfache Prozessführung erlaubt und eine hohe Qualität der abgeschiedenen Schichten erreicht wird.
Vorteilhaft ist weiters, dass die Abscheidemenge zumindest einer Komponente zumindest annähernd kontinuierlich während der Abscheidung verändert wird und somit kein ruckartiger Sprung, sondern ein gleichmässiger und stetiger Wechsel der Eigenschaften der Gleitschicht eintritt.
Möglich ist weiters, dass durch Steuern der Abscheidemenge der Hartphase die Härte der weiteren Matrix im Bereich der zweiten Oberfläche eingestellt wird, wodurch der Vorteil erreicht wird, dass für jeden Anwendungsfall die benötigte Härte erzielt werden kann.
Von Vorteil ist auch, wenn die Abscheidemenge der einzelnen Komponenten derart gesteuert wird, dass Mischungslücken im durch die Komponenten ABC gebildeten Legierungssystem umgangen werden, wodurch Endkonzentrationen der Legierung erreicht werden können, die bei direktem Weg durch Mischungslücken blockiert wären.
Weiters ist es möglich den Anteil der Hartphase an der Legierung in bezug auf die erste und/oder weitere Matrix während der Abscheidung so zu regeln, dass die mittlere Korngrösse der Weichphase von der ersten Oberfläche hin zur zweiten Oberfläche zumindest annähernd gleich bleibt oder abnimmt.
Schliesslich ist noch von Vorteil, dass die Steuerung der Abscheidemenge, bzw. der Abscheideleistung automatisiert erfolgt, wodurch eine exakte Prozessführung sowie Reproduzierbarkeit erreicht wird.
Zum besseren Verständnis der Erfindung wird diese anhand der nachfolgenden Fig. näher erläutert.
Es zeigen jeweils in schematisch vereinfachter Darstellung:
Fig. 1 eine erfindungsgemässe Gleitschicht im Verbund mit einer Stützschicht in einem Gleit- lager, als Halbschale ausgebildet ;
Fig. 2 eine Projektion eines Konzentrations-Temperatur Prismas eines allgemeinen ternä- ren Phasendiagramms, für eine erfindungsgemässe Gleitschicht;
Fig. 3 den Verlauf der Mengenanteile der Komponenten der Legierung über den Quer- schnitt der Gleitschicht und der Stützschicht.
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 Lagerelement 1, z. B. ein Gleitlager 2, schematisch dargestellt, mit einer Laufschicht 3, die als Gleitschicht 4 aus der erfindungsgemässen Legierung gebildet ist. Die Gleitschicht 4 ist an einer ersten Oberfläche 5 mit einer Funktionsschicht 6 bewegungsfest verbunden. Die Funktionsschicht 6 kann beispielsweise durch eine Stützschicht 7 bzw. eine Stützschale gebildet sein. Die Stützschicht 7 ist üblicherweise aus einem metallischen Werkstoff, beispielsweise Stahl, gebildet und soll zumindest einen Teil der von einer Welle über eine zweite Oberfläche 8 auf die Gleitschicht 4 übertragenen Kräfte aufnehmen bzw. ableiten. Anstelle von Stahl als Werkstoff für die Stützschicht 7 ist aber auch jeder andere Werkstoff geeignet, der ähnliche Kennwerte aufweist.
Es ist jedoch ebenso möglich, dass zwischen der Stützschicht 7 und der Gleitschicht 4 eine weitere Funktionsschicht angeordnet ist (nicht dargestellt), um beispielsweise als Haftvermittler zu wirken.
Das Lagerelement 1 ist, wie aus Fig. 1 zu ersehen ist, als Halbschale ausgebildet. Es können aber selbstverständlich auch Varianten mit Vollschalen aus der erfindungsgemässen Gleitschicht 4, bzw. dem erfindungsgemässen Verbundwerkstoff gebildet werden, wie dies in Fig. 1 mit strichlierten
<Desc/Clms Page number 5>
Linien dargestellt ist. Ebenso können mit der Gleitschicht 4 z.B. Anlaufringe etc. ausgebildet werden. Zudem sei an dieser Stelle angemerkt, dass in Fig. 1 nur ein Zweischichtlager dargestellt ist, sich die Erfindung aber insbesondere generell u. a. auf Mehrschichtlager bezieht, z. B. Dreischichtlager, etc. bezieht.
Erfindungsgemäss ist die Gleitschicht 4 aus einer Legierung gebildet, die von der ersten Oberfläche 5 ausgehend in Richtung der zweiten Oberfläche 8, eine unterschiedliche Zusammensetzung, d. h. einen unterschiedlichen Gehalt an ihren Komponenten aufweist, wie dies in Fig. 2 dargestellt ist. Die Gleitschicht 4 kann dabei erfindungsgemäss durch ein PVD-Verfahren, beispielsweise durch einen Sputterprozess oder ein Aufdampfverfahren hergestellt werden. Ebenso ist die Herstellung durch galvanotechnische Beschichtungsverfahren, wie beispielsweise durch elektrolytische Abscheidung, möglich.
Fig. 2 zeigt eine Projektion in Richtung der Temperaturachse eines Konzentrations-Temperatur Prismas eines ternären Phasendiagramms 9 für die erfindungsgemässe Gleitschicht 4 in einem allgemeinen Legierungssystem ABC 10. Die drei Komponenten A, B und C bilden dabei die Eckpunkte eines gleichseitigen Dreiecks. Das ternäre Phasendiagramm 9 umfasst drei binäre Legierungssysteme, nämlich das binäre System AB 11, das System BC 12 und das System AC 13.
Es sei an dieser Stelle erwähnt, dass unter dem Begriff "Komponenten" erfindungsgemäss nicht ausschliesslich Reinelemente, sondern auch Verbindungen bzw. Legierungen von Reinelementen verstanden werden.
Es sei angemerkt, dass sich sämtliche Härteangaben auf eine Vickers-Mikrohärtemessung mit 0,001 Kilopond Prüfkraft It. der Norm DIN EN ISO 6507-1 (1998-01-00) beziehen, sowie Rauhigkeitsangaben gemäss DIN 4760 erfolgen.
Weiters zeigt Fig. 2 einen ungefähren Verlauf eines ersten Konzentrationsgradienten 14 nach dem Stand der Technik, sowie einen Verlauf eines zweiten Konzentrationsgradienten 15 nach der Erfindung.
Aus dem Stand der Technik ist beispielsweise eine Legierung in einem Lager mit einer Ausgangszusammensetzung an der Seite beispielsweise einer Funktionsschicht, mit den beispielhaf- ten Mengenangaben : A, 10% B bekannt.
Diese Prozentangaben und alle weiteren sind in Gewichtsprozent zu verstehen.
Zur besseren Gegenüberstellung des Standes der Technik zur Erfindung, sei für die beispielhafte Ausgangszusammensetzung 16 der Legierung zusätzlich eine geringe Menge an einer Komponente C angenommen, sodass sich die Ausgangszusammensetzung 16 beispielsweise zu 89% A, 9% B und 2% C ergibt.
Diese Ausgangszusammensetzung 16 ist an der ersten Oberfläche 5 der Gleitschicht 4 lokalisiert. Beispielsweise kann hier die Komponente A als matrixbildende Komponente aus Aluminium gebildet sein, die Komponente B besteht aus einer darin dispergierten Zinnphase die als Weichphase fungiert. Der Rest können geringe Mengen an weiteren Elementen sein, die beispielsweise die Härte der Gleitschicht 4 verändern.
Da nun, wie einleitend beschrieben, die Anforderungen an die Gleitschicht 4 über deren Querschnitt wechseln, weil an der zweiten Oberfläche 8 beispielsweise ein gutes Einlaufverhalten und an der ersten Oberfläche 5 die mechanische Stabilität gefordert ist, wurde nach dem Stand der Technik über den Querschnitt der Gleitschicht 4 die Ausgangszusammensetzung 16 der Legierung zu einer ersten Endzusammensetzung 17, im Bereich der zweiten Oberfläche 8 (Fig. 1), entlang des ersten Konzentrationsgradienten 14 verändert. Die erste Endzusammensetzung 17 beträgt in diesem Beispiel ca. 49% A, 49% B und 2% C. Diese Änderung entspricht im wesentlichen einem Erhöhen des Weichphasenanteils wodurch die Schichthärte abnimmt und die Korngrösse der Weichphase zunimmt. Damit sinkt jedoch gleichzeitig die Verschieissbeständigkeit.
Bei der erfindungsgemässe Legierung wird nun beispielsweise, wie in Fig. 2 ersichtlich, wiederum ausgehend von einer Ausgangszusammensetzung 16, der Gehalt der Komponenten über den Querschnitt der Gleitschicht 4 entlang des zweiten Konzentrationsgradienten 15 verändert. Die Ausgangszusammensetzung 16 der Gleitschicht 4 beträgt an der ersten Oberfläche 5 beispielsweise wiederum 89% der Komponente A als erste Matrix, vorzugsweise ausgewählt aus zumindest einem Element aus einer Ag, AI, Cu, Fe umfassenden Elementgruppe, 9% der Komponente B als Weichpasenbildner, insbesondere ausgewählt aus zumindest einem Element aus einer Bi, C, In, Pb, Sn, Sb umfassenden zweiten Elementgruppe, sowie 2% der Komponente C als Hartphasen-
<Desc/Clms Page number 6>
bildner, beispielsweise ausgewählt aus zumindest einem Element aus einer Ag, AI, Fe, Cu, Ni, Sc, Si, Zn, Mn, Co, Cr, Zr,
Mg umfassenden dritten Elementgruppe.
Es soll an dieser Stelle erwähnt werden, dass oben angegebene Elemente in Hinblick auf den Schutzumfang nicht einschränkend zu sehen sind, sondern der prinzipielle Erfindungsgedanke, nämlich der Wechsel von einer ersten Matrix zu einer weiteren Matrix innerhalb der Legierung, auch mit anderen Elementkombinationen erreichbar ist.
Im Zuge der Herstellung der Gleitschicht 4 ändert sich beispielsweise deren Zusammensetzung entlang des zweiten Konzentrationsgradienten 15, bis hin zu einer zweiten Endzusammensetzung 18. Dabei kann vorzugsweise, wie aus Fig. 2 ersichtlich, im ternären Legierungssystem ABC 10 ein Übergang in der Zusammensetzung der Gleitschicht 4 vom binären Legierungssystem AB 11, zu einem anderen binären Legierungssystem BC 12 durchgeführt werden. Die Gleitschicht 4 besitzt somit an der zweiten Oberfläche 8 die Endzusammensetzung 18 mit beispielsweise 3% der Komponente A, 80% der Komponente B, sowie 17% der Komponente C.
Damit übernimmt die Komponente B neben der Funktion als Weichphase in der ersten Matrix an der ersten Oberfläche 5, zusätzlich die Funktion der weiteren Matrix an der zweiten Oberfläche 8.
Die Komponente C in der Funktion als Hartphasenbildner der ersten Matrix wird zum Hartphasenbildner der weiteren Matrix.
Es sei an dieser Stelle angemerkt, dass die Bezeichnung "Hartphase" bzw. "Hartphasenbildner" alle Härtungs- bzw. Verfestigungsmechanismen, wie beispielsweise Mischkristallverfestigung oder Teilchenverfestigung, inklusive der Bildung intermetallischer Phasen mit den anderen im Legierungssystem ABC 10 beteiligten Elementen beinhaltet und damit die Hauptfunktion des jeweiligen Elements beschreibt, eventuelle andere Eigenschaftsveränderungen die das jeweilige Element bewirkt, jedoch nicht ausschliessen soll.
Der Übergang von der Ausgangszusammensetzung 16 zur zweiten Endzusammensetzung 18 erfolgt erfindungsgemäss zumindest im wesentlichen kontinuierlich, vorzugsweise durch automatisiertes Steuern der Abscheideleistung, bzw. der Abscheidemengen der einzelnen Komponenten beim Sputterprozess. "Zumindest im wesentlichen kontinuierlich" bedeutet dabei, dass mit herkömmlichen lichtmikroskopischen Untersuchungsmethoden keine sprungartigen Veränderungen der Zusammensetzung der Gleitschicht 4 erkennbar sind.
Es ist auch möglich, dass in einem Bereich der Gleitschicht 4 von der ersten Oberfläche 5 bis zu einer Dicke von z.B. 4 m, vorzugsweise bis zu 3 m, im wesentlichen nur die Komponente für die erste Matrix abgeschieden wird, um beispielsweise als Diffusionsbarriere für die angrenzende Funktionsschicht 6, bzw. die Stützschicht 7, oder als Haftvermittler zu wirken.
Die Komponente A der Legierung bzw. Gleitschicht 4 kann durch Elemente aus der oben genannten Elementgruppe in einem Ausmass von in Summe 45% bis max. 100%, bevorzugt zwischen 55% und 95%, insbesondere zwischen 60% und 95% gebildet werden.
Der Anteil von 100% ist erfindungsgemäss dann möglich, wenn beispielsweise, wie im obigen Absatz erwähnt, zunächst Reinelemente zur Diffusionshinderung oder zur Haftvermittlung abgeschieden werden.
Die Komponente B der Legierung bzw. Gleitschicht 4 kann durch Elemente aus der oben genannten Elementgruppe in einem Ausmass von in Summe 45% bis max. 100%, bevorzugt zwischen 55% und 95%, insbesondere zwischen 60% und 95% gebildet werden.
Die Hartphase der Legierung bzw. Gleitschicht 4 kann durch Elemente aus der oben genannten Elementgruppe in einem Ausmass von in Summe 0,001% bis max. 20%, bevorzugt zwischen 0,005% und 18%, insbesondere zwischen 0,01% und 17% gebildet werden.
Je nach den verwendeten Komponenten kann die Gleitschicht 4 an der ersten Oberfläche 5 eine Härte nach Vickers im Bereich zwischen 140 HV0.001 und 250 HV0.001, insbesondere zwischen 160 HV0.001 und 230 HV0.001, aufweisen.
Weiters kann die Gleitschicht 4 an der zweiten Oberfläche 8 eine Härte nach Vickers im Bereich zwischen 30 HV0.001 und 130 HV0.001, insbesondere zwischen 40 HV0.001 und 120HV0.001 aufweisen.
Dadurch wird einerseits an der ersten Oberfläche 5 die erforderliche Stabilität der Gleitschicht 4 erreicht, andererseits ist die Gleitschicht 4 an der zweiten Oberfläche 8 genügend weich um beispielsweise Fremdpartikel einzubetten, bei trotzdem hoher Festigkeit, und wird somit eine bessere
<Desc/Clms Page number 7>
Verschleissresistenz als bei den aus dem Stand der Technik bekannten Legierungen erreicht.
Über den Querschnitt der Gleitschicht 4 ist es erfindungsgemäss möglich, dass die mittlere Korngrösse der Weichphase von der ersten Oberfläche 5 hin zur zweiten Oberfläche 8 zumindest annähernd gleich bleibt oder abnimmt, da durch die Hartphase vorhandene Kristallisationskeime ein Anwachsen der Korngrösse der Weichphase zur zweiten Oberfläche 8 hin verhindern. Weiters wird durch die im Bereich der zweiten Oberfläche 8 gegenüber dem Stand der Technik zusätzlich vorhandene Hartphase die Verschleissbeständigkeit der Gleitschicht 4 erhöht.
Anhand eines Beispiels im Al-Sn-Cu Legierungssystem soll das Verfahren der Schichtherstellung näher beschrieben werden.
Wie schon erwähnt kann die erfindungsgemässe Gleitschicht 4 beispielsweise durch einen Sputterprozess hergestellt werden. Die grundlegenden physikalischen - chemischen Vorgänge beim Sputtern sind hinlänglich bekannt und werden daher nicht näher erläutert.
Erfindungsgemäss werden drei in ihrer Zusammensetzung verschiedene Stabkathoden (Targets), wobei jede dieser Kathoden aus je einer der Komponenten A, B oder C besteht, im Zentrum der Sputterkammer angeordnet. In diesem konkreten Beispiel für ein Legierungssystem ABC 10, dass nicht einschränkend sein soll, besteht eine Kathode der Komponente A einer AICu2 Legierung, eine Kathode der Komponente B aus reinem Kupfer, sowie eine Kathode der Komponente C aus reinem Zinn. Zwei Lagerhalbschalen, bzw. die Substrate, beispielsweise die Stützschicht 7, werden drehbar in einer Haltevorrichtung um die Kathoden angeordnet. Es ist jedoch genauso möglich, Lagerhalbschalen auf einer Drehvorrichtung und mehrere Planarkathoden um die Drehvorrichtung verteilt anzuordnen.
Die Abscheidemenge der einzelnen Komponenten wird über die Abscheideleistung, beispielsweise mittels elektrischer Energie, automatisiert gesteuert. Für weitere mögliche Formen der Anordnung der Targets und Lagerschalen sei auf die entsprechenden Stellen der Offenbarung der AT 408 102 B der Anmelderin verwiesen.
Die Sputterkammer wird auf ca. 1x10-5 mbar evakuiert und anschliessend bis zu einem Druck von ca. 5x10-3 mbar mit Argon befüllt. Anschliessend wird zur Reinigung der Substratoberfläche ein Ätzvorgang (inverses Sputtern) für ca. 20 Minuten bei einer Leistung von 3kW durchgeführt. Die Targetverschlüsse (Blenden) sind dabei geschlossen. Nach der Reinigung wird automatisiert folgendes Programm durchgeführt:
Zu Beginn des Sputterprozesses zum Zeitpunkt t=0 wird nur die Kathode B mit einer Leistung von 10kW beaufschlagt, die Kathoden A und C sind ausgeschaltet. Dies bewirkt, dass sich als erste Schicht auf dem Substrat reines Kupfer in einer Gesamtdicke von ca. 3 um abscheidet, wobei diese Schicht als Diffusionsbarriere und/oder Haftvermittler dient. Gleichzeitig wird damit begonnen, die Leistung an der Kathode A zu erhöhen.
Nach t=5min wird an der Kathode A eine Leistung von 10kw erreicht, Kathode B ist auf 500W zurückgefahren, Kathode C bleibt weiter ausgeschaltet. Dadurch wird erreicht, dass zunehmend Aluminium bzw. AICu2 abgeschieden wird und somit im Legierungssystem AB 11 die Rolle der ersten Matrix übernimmt.
Kupfer übernimmt dabei die Rolle des Hartphasenbildners.
Nach t=7min ist Kathode A weiterhin auf 10kW eingestellt, Kathode B ist ausgeschalten und die Leistung der Kathode C wird auf 300W erhöht. Dabei wird eine Legierung AISn20Cu abgeschieden, worin Zinn die Weichphasen ausbildet.
Nach einer Zeit t=100min schliesslich, ist Kathode A ausgeschaltet, die Leistung der Kathode B auf 100W erhöht und Kathode C läuft mit 1,5kW Leistung. Dabei wird eine Legierung SnCu6 abgeschieden und bildet Zinn die weitere Matrix und Kupfer die Hartphase aus.
Es erfolgte somit, abgesehen von der reinen Kupferschicht zu Beginn, ein Übergang der Zusammensetzung der Legierung bzw. der Gleitschicht 4 mit einer Aluminiummatrix und Kupfer als Härterelement im Bereich der ersten Oberfläche 5, zu einer Zusammensetzung mit einer Zinnmatrix und Kupfer als Härterelement im Bereich der zweiten Oberfläche 8.
Die Erfindung wird anhand eines weiteren Ausführungsbeispiels im System Al-Sn-Cu näher beschrieben.
Die grundlegenden Vorgänge, z. B. der Reinigung und die Anordnung der Kathoden und Lagerschalen können aus dem ersten Ausführungsbeispiel sinngemäss übertragen werden.
Die erste Kathode der Komponente A besteht aus reinem Kupfer, eine Kathode der Komponente B aus 99,5% Aluminium, sowie eine Kathode der Komponente C aus reinem Zinn.
<Desc/Clms Page number 8>
Die Abscheidemenge der einzelnen Komponenten wird über die Abscheideleistung, beispielsweise mittels elektrischer Energie, automatisiert gesteuert.
Zu Beginn des Sputterprozesses zum Zeitpunkt t=0 wird nur die Kathode A mit einer Leistung von 10kW beaufschlagt, die Kathoden B und C sind ausgeschaltet. Gleichzeitig wird damit begonnen, die Leistung an der Kathode B zu erhöhen.
Dies bewirkt, dass sich als zunächst auf dem Substrat reines Kupfer in einer Gesamtdicke von ca. 1 um abscheidet, wobei diese Schicht als Diffusionsbarriere und/oder Haftvermittler dient.
Im Zeitraum von t=7min wird die Leistung an der Kathode A auf 260W gesenkt, die Leistung der Kathode B wird auf 10kW erhöht, Kathode C bleibt weiter ausgeschaltet.
Dadurch wird erreicht, dass zunehmend Aluminium bzw. AICu5 abgeschieden wird und somit im Legierungssystem AB 11die Rolle der ersten Matrix übernimmt.
Nach t=21min ist Kathode A ausgeschalten, die Leistung der Kathode B wurde auf 10kW erhöht und die Leistung der Kathode C auf 380W erhöht. Dabei wird eine Legierung AISn20 abgeschieden, worin Zinn die Weichphasen ausbildet.
Nach einer Zeit t=91min schliesslich, ist die Leistung der Kathode A auf 140W erhöht, Kathode B ist ausgeschalten und die Leistung der Kathode C beträgt 1,55kW. Dabei wird eine Legierung SnCu6 abgeschieden und bildet Zinn die weitere Matrix und Kupfer die Hartphase aus.
Die gesamte Schichtdicke beträgt bei diesem Ausführungsbeispiel ca. 23um.
Die Ubergänge bzw. die Änderung der einzelnen Abscheideleistungen erfolgt erfindungsgemäss automatisiert und zuminderst annähernd stetig.
Fig. 3 zeigt den Verlauf der Mengenanteile der Komponenten A, B, C über den Querschnitt der Gleitschicht 4, jedoch im Gegensatz zu oben genanntem Beispiel, ohne einer reinen Kupferschicht zu Beginn des Abscheideprozesses.
Dargestellt ist ein Teil des Lagerelements 1, wobei die äussere Schicht durch die Stützschicht 7 gebildet ist. Die Gleitschicht 4 grenzt mit ihrer ersten Oberfläche 5 an die Stützschicht 7. Weiters dargestellt ist der Verlauf eines Mengenanteils A 19, eines Mengenanteils B 20, sowie eines Mengenanteils C 21. Die Verläufe müssen nicht linear sein, sondern können erfindungsgemäss auch eine oder mehrere Krümmungen aufweisen.
Das hier angeführte Legierungssystem ABC 10 mit den Elementen AI, Cu, Sn soll nur als Beispiel dienen und nicht einschränkend verstanden werden. Weitere Beispiele wären das Legierungssystem Cu, Pb, Ni, wobei an der ersten Oberfläche 5 Kupfer die erste Matrix, Blei die Weichphasen und Nickel die Hartphasen ausbildet, an der zweiten Oberfläche 8 Blei anstelle von Kupfer die weitere Matrix bildet, oder das Legierungssystem Cu, Pb, Sn oder auch das System Cu, Bi, Sn.
Es ist erfindungsgemäss weiters vorgesehen, dass die Abscheideleistung derart gesteuert wird, dass der zweite Konzentrationsgradient 15 so eingestellt wird, dass im Legierungssystem ABC 10 vorkommende Mischungslücken umgangen werden und somit eine zweite Endzusammensetzung 18 erreicht werden kann, die sonst durch die unmischbaren Bereiche blockiert gewesen wären. Als Beispiel soll hier stellvertretend das ternäre System Cu-Pb-Ni genannt sein.
Die Ausführungsbeispiele zeigen mögliche Ausführungsvarianten der Legierung, wobei an dieser Stelle bemerkt sei, dass die Erfindung nicht auf die speziell dargestellten Ausführungsvarianten derselben eingeschränkt ist, sondern vielmehr auch diverse 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 einzelner Details der dargestellten und beschriebenen Ausführungsvariante möglich sind, vom Schutzumfang mitumfasst.
Der Ordnung halber sei abschliessend darauf hingewiesen, dass zum besseren Verständnis der Gleitschicht 4, sowie des Verbundwerkstoffes 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 können die einzelnen in den Fig. 1; 2 ; 3 gezeigten Ausführungen den Gegenstand von eigenständigen, erfindungsgemässen Lösungen bilden. Die diesbezüglichen, erfindungsgemä- #en Aufgaben und Lösungen sind den Detailbeschreibungen dieser Figuren zu entnehmen.
<Desc/Clms Page number 9>
Bezugszeichenaufstellung
1 Lagerelement
2 Gleitlager
3 Laufschicht
4 Gleitschicht
5 erste Oberfläche
6 Funktionsschicht
7 Stützschicht
8 zweite Oberfläche
9 ternäres Phasendiagramm
10 Legierungssystem ABC
11 Legierungssystem AB
12 Legierungssystem BC
13 Legierungssystem AC
14 erster Konzentrationsgradient
15 zweiter Konzentrationsgradient
16 Ausgangszusammensetzung
17 erste Endzusammensetzung
18 zweite Endzusammensetzung
19 Mengenanteil A
20 Mengenanteil B
21 Mengenanteil C
PATENTANSPRÜCHE : 1.
Metallischer Werkstoff bestehend aus zumindest drei Komponenten A, B, C, wobei die
Komponente A zumindest eine erste Matrix aus zumindest einem Element einer Element- gruppe umfassend Ag, AI, Cu und Fe ausbildet, die Komponente B zumindest eine darin dispergierte Weichphase aus zumindest einem Element einer zweiten Elementgruppe um- fassend Bi, C, In, Pb, Sn und Sb ausbildet und die Komponente C zumindest eine Hart- phase aus zumindest einem Element einer dritten Elementgruppe umfassend Ag, AI, Fe,
Cu, Ni, Sc, Si, Zn, Mn, Co, Cr, Zr und Mg ausbildet, mit einer ersten Oberfläche (5) und ei- ner zweiten, dieser gegenüberliegenden Oberfläche (8), wobei die Anteile der Komponen- ten A, B, C im Werkstoff in den Bereichen der ersten (5) und der zweiten Oberfläche (8) zueinander verschieden sind, dadurch gekennzeichnet, dass die Komponente (n)
und/oder C eine zur ersten Matrix unterschiedliche weitere Matrix ausbildet(n), wobei die erste Matrix zumindest im Bereich der ersten Oberfläche (5) und die weitere Matrix zumin- dest im Bereich der zweiten Oberfläche (8) vorliegen, und die Hartphase sowohl in der ers- ten als auch in der weiteren Matrix als verfestigend wirkendes Element, beispielsweise durch Teilchenverfestigung oder durch die Bildung intermetallischer Phasen, dispergiert vorliegt.