WO2010119091A2 - Gesinterter gleitlagerwerkstoff und gleitlagerelement - Google Patents

Gesinterter gleitlagerwerkstoff und gleitlagerelement Download PDF

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WO2010119091A2
WO2010119091A2 PCT/EP2010/054945 EP2010054945W WO2010119091A2 WO 2010119091 A2 WO2010119091 A2 WO 2010119091A2 EP 2010054945 W EP2010054945 W EP 2010054945W WO 2010119091 A2 WO2010119091 A2 WO 2010119091A2
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hard particles
plain bearing
sintered
sintered layer
bearing material
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Holger Schmitt
Daniel Meister
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Federal-Mogul Wiesbaden Gmbh
Koca, Muhsin
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    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C32/00—Non-ferrous alloys containing at least 5% by weight but less than 50% by weight of oxides, carbides, borides, nitrides, silicides or other metal compounds, e.g. oxynitrides, sulfides, whether added as such or formed in situ
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C9/00—Alloys based on copper
    • F—MECHANICAL ENGINEERING; LIGHTING; HEATING; WEAPONS; BLASTING
    • F16—ENGINEERING ELEMENTS AND UNITS; GENERAL MEASURES FOR PRODUCING AND MAINTAINING EFFECTIVE FUNCTIONING OF MACHINES OR INSTALLATIONS; THERMAL INSULATION IN GENERAL
    • F16C—SHAFTS; FLEXIBLE SHAFTS; ELEMENTS OR CRANKSHAFT MECHANISMS; ROTARY BODIES OTHER THAN GEARING ELEMENTS; BEARINGS
    • F16C33/00—Parts of bearings; Special methods for making bearings or parts thereof
    • F16C33/02—Parts of sliding-contact bearings
    • F16C33/04—Brasses; Bushes; Linings
    • F16C33/06—Sliding surface mainly made of metal
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    • F16C33/121—Use of special materials
    • F—MECHANICAL ENGINEERING; LIGHTING; HEATING; WEAPONS; BLASTING
    • F16—ENGINEERING ELEMENTS AND UNITS; GENERAL MEASURES FOR PRODUCING AND MAINTAINING EFFECTIVE FUNCTIONING OF MACHINES OR INSTALLATIONS; THERMAL INSULATION IN GENERAL
    • F16C—SHAFTS; FLEXIBLE SHAFTS; ELEMENTS OR CRANKSHAFT MECHANISMS; ROTARY BODIES OTHER THAN GEARING ELEMENTS; BEARINGS
    • F16C2204/00—Metallic materials; Alloys
    • F16C2204/10—Alloys based on copper
    • F16C2204/12—Alloys based on copper with tin as the next major constituent

Definitions

  • the invention relates to a sintered Gleitiagerwerkstoff based on copper or a copper alloy with finely dispergterten hard particles therein. It further relates to a sliding bearing element with a support layer and a sintered layer of such Gleitiagerwerkstoff.
  • EP 0 962 541 B1 discloses a copper-based sliding stock material with two types of hard particles of different hardness, high-hardness particles having a hardness of at least 1100 HV in an amount of 0.01 to 15% by weight and a mean particle diameter of 0 , 5 to 3 microns and medium-hard particles having a hardness of 800 to 1000 HV in an amount of 0.5 to 20 wt .-% and an average particle diameter of 5 to 50 microns in the matrix of the material are distributed.
  • the high-hardness particles consist of AIN, Al 2 O 3 , NiB, Fe 2 B, SiC, TiC, WC or Si 3 N 4 .
  • the medium-hard particles consisting of Fe 3 P, Fe 2 P or Fe 3 B. With this selection of hard particles, optimum wear resistance combined with good mechanical machinability of the cast bearing material is aimed for.
  • the patent DE 10 2007 033 902 B3 relates to a lead-free sliding bearing material with a sintered matrix based on copper or copper-tin with a solid lubricant containing hexagonal boron nitride.
  • the hexagonal boron nitride is present in fine-grained distribution with an average particle size of 10 microns or less to form agglomerates, which in turn not greater than 200 microns are.
  • hard phase Fe 3 P 1 MoSi 2 and / or c-BN can be added in particle form to the sintering matrix.
  • a sliding bearing material based on a copper alloy with hard particles of WC 1 W 2 C or Mo 2 C is presented. This selection is intended to have the effect that the hard particles adhere better in the matrix of the copper alloy than, for example, SiO 2 , Al 2 O 3 or SiC hard particles.
  • the hard particles have a proportion of 0.1 to 10 vol .-% in the sintered matrix and have an average particle size of 0.1 to 10 microns.
  • the tin content in the copper alloy is 0.5 to 15% by weight.
  • Hartpartikei substances come borides such as NiB, Ni 3 B, CrB 2 , CrB, ZrB 2 , CoB 1 TiB 2 , VB 2 , TaB 2 , WB, MoB, suicides, such as TiSi 2 , WSi 2 , MoSi 2 , TaSi 2 , CrSi 2 , oxides, such as SiO 2 , TiO 2 , ZrO 2 , WO 3 , MoO 3 , Al 2 O 3 , nitrides, such as Si 3 N 4 , TiN, ZrN, TaN, VN, AlN, c-BN, Cr 2 N, carbides, such as Mo 2 C, WC, W 2 C 1 SiC, B 4 C, TiC 1 TaC, VC 1 ZrC 1 intermetallic compounds, pure metals or Ni or Co-based metallic alloys in question.
  • suicides such as TiSi 2 , WSi 2 , MoSi 2 , TaSi 2 , Cr
  • the accumulation of hard particles at the grain boundaries of the copper matrix is to be avoided, thereby counteracting material fatigue by shear stress.
  • the uniform distribution of the hard particles is achieved by a mechanical alloying process in which the hard particles are already incorporated into the sintered powder of the sliding bearing material by kneading and then pulverizing several times in succession. This sintering powder is then applied to an intermediate layer of copper or a Kupferieg réelle applied without hard particles, then sintered and compacted.
  • the inventors have set themselves the task of creating a preferably lead-free sliding bearing material based on copper or a copper alloy with very finely dispersed hard particles, in which it is not necessary for improved integration of the hard particles in the matrix material, this provided with an additional coating and / or the matrix material to add greater amounts of lead, tin and / or bismuth. It is another object of the invention to provide a low cost and easy to produce material with low Fressneist and high strength.
  • the object is achieved by a sintered sliding bearing material of the aforementioned type, in which the hard particles are distributed in the form of nanoparticles having a particle size of less than 500 nm and a proportion of 0.002 to 0.1 wt .-% in the sintered layer.
  • a sliding bearing material of this type has due to the small amount and size of the particles introduced a very high strength and sintered on a
  • Support layer preferably made of steel, also a very high bond strength to this support layer without an intermediate layer on.
  • the inventors have found that the very fine particles due to their very large specific surface of preferably 10 to 20 m 2 / g already in a normal production of the powder alloy by mechanical mixing, for example in a
  • Ball mill so without increased effort, evenly attach to the coarser particles of the matrix powder and that already at a level of 0.002 wt .-%, a good dispersion enhancement of the sintered matrix can be achieved.
  • the proportion by weight of the hard particles should therefore not be greater than 0.1% by weight, since Otherwise, the particles of the matrix material would be too heavily occupied, which may hinder the sintering reaction and affect the strength of the sintered bearing material.
  • a particle size of the hard particles between 10 nm and 300 nm and very particularly preferably between 100 nm and 200 nm has proven to be preferred.
  • the hardness of the cast bearing material can be adjusted over a wide range by the amount of added hard particles.
  • the upper limit of the tin content is 10% by weight.
  • Preferred copper alloys are CuSn ⁇ with a thermal conductivity of 67 W / mK, CuSnO with a thermal conductivity of 75 W / mK, CuSn4 with a thermal conductivity of 90 W / mK and CuSn2 with a thermal conductivity of 140 W / mK. Due to the use according to the invention of finely dispersed hard particles, the tin content in the copper alloy is particularly preferably but at most 2% by weight.
  • tin can be completely dispensed with in the copper alloy.
  • the use according to the invention of the nanoparticles in a lead-free CuNiSi material having 0.5 to 5 wt .-% nickel, 0.2 to 2.5 wt.% Silicon and the rest of copper has proven. At 120 to 150 W / mK, this also achieves a high thermal conductivity.
  • the use of the hard particles in the form of nanoparticles according to the present invention also allows the production of a plain bearing material with a pure. Copper matrix, which gives a particularly high thermal conductivity of up to 390 W / mK.
  • the hard particles serve as chip breakers, whereby the machinability of the material, for example during drilling of the bearing, can be improved.
  • the nano-hard particles have particularly good polishing properties compared with the counterpart and thus reduce the tendency of the sliding bearing material to seize.
  • the hard particles are so small that no massive wear on the counter-rotor occurs. Due to the high specific surface area of the fine nanoparticles and the resulting uniform arrangement along the grain boundaries of the primary matrix particles, these offer very good corrosion protection for the sliding bearing material.
  • the hard particles at typical application conditions in the engine are chemically inert and up to at least 400 0 C temperature stable.
  • the hard particles consist of at least one of the substances selected from the group of oxides, in particular Al 2 O 3 , SiO 2 , TiO 2 , ZrO 2 , carbides, in particular Mo 2 C, SiC, B 4 C or nitrides, in particular Si 3 N 4 , c-BN.
  • the sintered layer preferably has a Brinell hardness of 90 HBW1 / 5/30 to 150 HBW1 / 5/30.
  • the sintered layer has a porosity of 0.05 to 1, 5 vol .-%, with an upper limit for the porosity of 0.3 vol .-% in view of the mechanical strain of the material for very high loads as particularly preferred proves.
  • the above object is further achieved by a sliding bearing element with a supporting layer, in particular made of steel, and a sintered layer of the sliding bearing material of the aforementioned type.
  • the thickness of the sintered layer of the finished plain bearing element is preferably between 0.1 and 1.0 mm and particularly preferably 0.3 and 0.5 mm.
  • a sliding layer with a thickness of 7 to 20 microns is arranged on the bearing metal layer of the aforementioned Gleitiagerwerk- material.
  • an inlet layer of 1 to 10 microns is still arranged on the overlay.
  • Figure 1 shows an embodiment of the sliding bearing element according to the invention in the form of a bearing shell with three layers;
  • Figure 2 is a schematic example of the mixed sintered powder for the sliding bearing material according to the invention.
  • FIG. 3 shows a schematic representation of an example of a micrograph of the bonded bearing material according to the invention
  • Figure 4 shows three characteristic diagrams of a pin-disk test on a sliding bearing material according to the invention on CuSn s basis.
  • FIG 1 the typical structure of a bearing shell with a steel backing layer 10, a directly applied thereto layer 12 of the invention Sintered material and an overlying sliding layer 14 shown.
  • the thickness ratios are simplified for illustration purposes.
  • a sintering powder consisting of the matrix material and between 0.002 and 0.1% by weight of the hard particle powder in the form of nanoparticles, is mixed mechanically, preferably in a ball mill.
  • 10: 1 grinding media are added to the powder in a mass ratio.
  • a sufficient Mahidauer is in the range of 20 to 30, preferably 25 minutes.
  • the powder mixture is sprinkled onto a steel strip in a layer between 0.5 and 1.2 mm thick.
  • the strip is sintered for a first time at temperatures between 870 0 C and 96O 0 C for about 10 to 20 minutes.
  • the sintering process preferably takes place in an AtmO sphere consisting of 20% H 2 and the radical N 2 .
  • the strip is compacted by rolling.
  • a rolling or forming, ie a reduction of the sinter layer thickness between 30 and 50% is set.
  • the bearing metal layer with the sliding bearing material according to the invention has a porosity of 2.5% by volume or less and, depending on the tin content, a hardness between 90 and 150 HBW 1/5/30, so that a repeated Sintering and rolling is not mandatory.
  • the transformation behavior also changes with the tin content, so that the degree of deformation must be adjusted depending on the desired hardness of the sliding bearing material and the tin content.
  • hard particles dispersed in the matrix in the form of nanoparticles will be described below with reference to three different compositions exemplified.
  • hard particles of high purity in particular less than 0.002% by weight Fe, Si, Na 1 K, Ca, a specific surface area of 14 m 2 / g and an average particle size of 150 nm were used.
  • FIG. 2 shows a schematized SEM image of the ready-mixed sintered powder for producing the sliding bearing material according to the invention in a greatly enlarged representation.
  • the mixed image shows - predominantly in spherical form - the particles of the pulverized matrix material 20, to which uniformly hard particles, visible as smaller points 22, are attached.
  • FIG. 4 shows three diagrams with test results of a casting material according to the invention based on a CuSn 8 alloy with 0.01% by weight Al 2 O 3 hard particles having a mean particle diameter of 150 nm.
  • the material tests were carried out in a pin-disk test stand (rotary tribometer TRM 5000 of the company Dr.-Ing. Georg Wazau Mess- und sketchsysteme GmbH) at a constant friction speed and a pressure force increasing from 100 to 1100 N.
  • the upper diagram shows the determined coefficient of friction or friction coefficient of the material according to the invention plotted against the test duration in minutes.
  • Diagram 2 shows the temperature curve of the arrangement, measured at the pin, during the test, again with a constant frictional velocity and an increasing pressing force. This shows that the temperature within the material has risen from 6O 0 C to 100 0 C after 21 minutes of operation at maximum pressure.
  • the temperature profile is again attributable to the coefficient of friction in combination with the thermal conductivity of the material. Only when the load increases after about 5 minutes, the temperature begins to rise significantly. The observed behavior therefore again suggests a material with very good tribological properties. If a maximum temperature of 80 0 C, for example, should not be exceeded even at higher load, this can be achieved by reducing the tin content, which has a higher thermal conductivity of the material and thus a lower equilibrium temperature of the system under constant load.

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Abstract

Die Erfindung betrifft einen gesinterten Gleitlagerwerkstoff auf Basis von Kupfer oder einer Kupferlegierung mit darin fein dispergierten Hartpartikeln. Die Hartpartikel liegen in Form von Nanopartikeln mit einer mittleren Partikelgröße von unter 500 nm und einem Anteil von 0,002 bis 0, 1 Gew.-% in der Sinterschicht (12) verteilt vor. Die Erfindung betrifft ferner ein Gleitiagerelement mit einer Stützschicht und einer Sinterschicht aus dem vorgenannten Gleitlagerwerkstoff.

Description

Gesinterter Gleitlagerwerkstoff und Gleitlagerelement
Beschreibung
Die Erfindung betrifft einen gesinterten Gleitiagerwerkstoff auf Basis von Kupfer oder einer Kupferlegierung mit darin fein dispergterten Hartpartikeln. Sie betrifft ferner ein Gleitlagerelement mit einer Stützschicht und einer Sinterschicht aus einem solchen Gleitiagerwerkstoff.
Gleitlagerwerkstoffe der gattungsgemäßen Art sind beispielsweise aus den Druckschriften DE 10 2007 033 902 B3, EP 0 962 541 B1 , US 2001/0021353 A1 und US 2004/0161625 A1 bekannt. In der EP 0 962 541 B1 wird ein Gleitiagerwerkstoff auf Kupferbasis mit zwei Sorten Hartpartikel unterschiedlicher Härte vorgestellt, wobei hochharte Partikel mit einer Härte von wenigstens 1100 HV in einer Menge von 0,01 bis 15 Gew.-% und mit einem mittleren Partikeldurchmesser von 0,5 bis 3 μm und mittelharte Partikel mit einer Härte von 800 bis 1000 HV in einer Menge von 0,5 bis 20 Gew.-% und einem mittleren Partikeldurchmesser von 5 bis 50 μm in der Matrix des Werkstoffes verteilt sind. Die hochharten Partikel bestehen aus AIN, AI2O3, NiB, Fe2B, SiC, TiC, WC oder Si3N4. Die mittelharten Partikel bestehend aus Fe3P, Fe2P oder Fe3B. Mit dieser Auswahl an Hartpartikeln wird eine optimale Verschleißbeständigkeit bei gleichzeitig guter mechanischer Bearbeitbar- keit des Gieitlagerwerkstoffs angestrebt.
Die Patentschrift DE 10 2007 033 902 B3 hat einen bleifreien Gleitiagerwerkstoff mit einer gesinterten Matrix auf Kupfer- oder Kupfer-Zinn-Basis mit einem Festschmierstoff enthaltend hexagonales Bornitrid zum Gegenstand. Das hexagonale Bornitrid liegt darin in feinkörniger Verteilung mit einer mittleren Partikelgröße von 10 μm oder weniger unter Bildung von Agglomeraten vor, die wiederum nicht größer als 200 μm sind. Als Hartphase können Fe3P1 MoSi2 und/oder c-BN in Partikelform zu der Sintermatrix hinzugegeben werden.
In der Offenlegungsschrift US 2001/0021353 A1 wird ein Gleitlagerwerkstoff auf Basis einer Kupferlegierung mit Hartpartikeln aus WC1 W2C oder Mo2C vorgestellt. Diese Auswahl soll bezwecken, dass die Hartpartikel in der Matrix der Kupferlegierung besser haften als beispielsweise SiO2, AI2O3 oder SiC-Hartpartikel. Die Hartpartikel haben einen Anteil von 0,1 bis 10 Vol.-% in der Sintermatrix und weisen eine mittlere Partikelgröße von 0,1 bis 10 μm auf. Der Zinngehait in der Kupferle- gierung beträgt 0,5 bis 15 Gew.-%.
Aus der Offenlegungsschrift US 2004/0161625 A1 ist ein Sinterwerkstoff für Gleitlager mit einer Kupfermatrix bekannt, in der feine Hartstoffteilchen gleichmäßig dispergiert sind. Die Hartstoffteilchen haben eine mittlere Partikelgröße von 1 μm und werden der Kupfermatrix in einem Anteil von 0,1 bis 5 Vol.-% zugegeben. Als Hartpartikei-Substanzen kommen Boride, wie NiB, Ni3B, CrB2, CrB, ZrB2, CoB1 TiB2, VB2, TaB2, WB, MoB, Suizide, wie TiSi2, WSi2, MoSi2, TaSi2, CrSi2, Oxide, wie SiO2, TiO2, ZrO2, WO3, MoO3, AI2O3, Nitride, wie Si3N4, TiN, ZrN, TaN, VN, AIN, c-BN, Cr2N, Carbide, wie Mo2C, WC, W2C1 SiC, B4C, TiC1 TaC, VC1 ZrC1 intermetallische Verbindungen, Reinmetalle oder Ni- oder Co-basierte metallische Legierungen in Frage. Durch die gleichmäßige Verteilung der Hartpartikel, bei der in jeder quadratischen Schnittfläche mit einer Kantenlänge von 20 μm wenigstens ein Hartpartikei aufzufinden ist, soll die Anhäufung von Hartpartikeln an den Korngrenzen der Kupfermatrix vermieden und dadurch einer Materialermüdung durch Scherbelastung entgegengewirkt werden. Die gleichmäßige Verteilung der Hartpartikel wird durch ein mechanisches Legierverfahren erzielt, bei dem die Hartpartikel durch mehrfach hintereinander ausgeführtes Kneten und anschließendes Pulverisieren bereits in das Sinterpulver des Gleitlagerwerkstoffes eingearbeitet werden. Dieses Sinterpulver wird dann auf eine Zwischenschicht aus Kupfer oder einer Kupferiegierung ohne Hartpartikel aufgetragen, anschließend gesintert und verdichtet.
Vor dem Hintergrund dieses Standes der Technik haben sich die Erfinder die Aufgabe gestellt, einen vorzugsweise bleifreien Gleitlagerwerkstoff auf Basis von Kupfer oder einer Kupferlegierung mit darin feinst dispergierten Hartpartikel zu schaffen, bei dem es zur verbesserten Einbindung der Hartpartikel in den Matrixwerkstoff nicht notwendig ist, diese mit einer zusätzlichen Beschichtung zu versehen und/oder dem Matrixwerkstoff größere Mengen Blei, Zinn und/oder Wismut zuzusetzen. Ferner ist es Aufgabe der Erfindung einen kostengünstigen und einfach herstellbaren Werkstoff mit geringer Fressneigung und hoher Festigkeit bereitzustellen.
Die Aufgabe wird erfindungsgemäß durch einen gesinterten Gleitlagerwerkstoff der vorgenannten Art gelöst, bei dem die Hartpartikel in Form von Nanopartikeln mit einer Partikelgröße von unter 500 nm und einem Anteil von 0,002 bis 0,1 Gew.-% in der Sinterschicht verteilt sind.
Ein Gleitlagerwerkstoff dieser Art weist aufgrund der geringen Menge und Größe der eingebrachten Partikel eine sehr hohe Festigkeit und aufgesintert auf eine
Stützschicht, vorzugsweise aus Stahl, auch eine sehr hohe Bindungsfestigkeit zu dieser Stützschicht auch ohne eine Zwischenschicht auf. Die Erfinder haben festgestellt, dass die sehr feinen Partikel sich aufgrund ihrer sehr großen spezifischen Oberfläche von vorzugsweise 10 bis 20 m2/g bereits bei einer normalen Herstel- lung der Pulverlegierung durch mechanisches Mischen, beispielsweise in einer
Kugelmühle, also ohne erhöhten Aufwand, gleichmäßig an den gröberen Partikeln des Matrixpulvers anlagern und dass bereits ab einer Menge von 0,002 Gew.-% eine gute Dispersionsverstärkung der Sintermatrix erzielt werden kann. Dies funktioniert insbesondere auch ohne eine Beschichtung der Hartpartikel. Der Ge- wichtsanteil der Hartpartikel sollte deshalb nicht größer als 0,1 Gew.-% sein, da andernfalls die Partikel des Matrixmaterials zu stark belegt würden, was die Sinterreaktion behindern und die Festigkeit des gesinterten Lagermaterials beeinträchtigen kann.
Es hat sich ferner herausgestellt, dass die Hartpartikel trotz ihrer geringen Partikelgröße innerhalb des Gefüges hinreichend starke Hindernisse darstellen, die ein Versetzungsgleiten innerhalb des Gefüges behindern und somit eine Festigkeitssteigerung des Lagermetalls zu erzielen („Orowan-Mechanismus"). Die Festigkeit kann daher innerhalb der angegeben Gewichtsanteile sehr genau auf das ge- wünschte Maß eingestellt werden.
Als bevorzugt hat sich aus diesem Grund eine Partikelgröße der Hartpartikel zwischen 10 nm und 300 nm und ganz besonders bevorzugt zwischen 100 nm und 200 nm herausgestellt.
Die Härte des Gieitlagerwerkstoffes lässt sich über die Menge der zugesetzten Hartpartikel über einen weiten Bereich einstellen. Ein Gleitlagerwerkstoff für besonders hoch beanspruchte Gleitlager, insbesondere für die Anwendung in modernen Verbrennungsmotoren, mit einer sehr guten Festigkeit einerseits und einer hinreichenden Härte andererseits wird mit einem Anteil der Hartpartikei in der Sinterschicht von weniger als 0,03 Gew.-% und ganz besonders bevorzugt mit einem Anteil von höchstens 0,02 Gew.-% erzielt.
Aufgrund der guten Einstellbarkeit der Lagermetailhärte über die Menge der Hart- partikel können Materialkosten einspart werden. Insbesondere kann die Zugabe von Zinn zu der Legierung, das bekanntermaßen eine Ausscheidungshärtung bewirken soll, verringert oder darauf ganz verzichtet werden. Ein geringerer Zinngehalt als bislang üblich hat ferner den Vorteil, dass das Matrixmaterial bei der Umformung des Gleitlagerelementes und/oder aufgrund der Belastung im Betrieb weniger versprödet, die Lagermetallhärte also nicht bei der Bearbeitung und im Betrieb ungewollt ansteigt. Ganz erheblichen von Nutzen ist auch die mit der Reduzierung des Zinns einhergehende Erhöhung der Wärmeleitfähigkeit des Matrixmaterials. Dies hat insbesondere in der Anwendung hochbelasteter Lager den Vorzug, dass die in der Anwendung erzeugte Wärme schneller an die Umge- bung (den Lagersitz) abgeführt werden kann und somit ein Wärmestau und damit eine wärmebedingte Materialermüdung vermieden werden kann.
Die Obergrenze des Zinngehalts liegt bei 10 Gew.-%. Bevorzugte Kupferlegierungen sind CuSnβ mit einer Wärmeleitfähigkeit von 67 W/mK, CuSnθ mit einer Wärmeleitfähigkeit von 75 W/mK, CuSn4 mit einer Wärmeleitfähigkeit von 90 W/mK und CuSn2 mit einer Wärmeleitfähigkeit von 140 W/mK. Durch den erfindungsgemäßen Einsatz fein dispergierter Hartpartikel beträgt der Zinngehalt in der Kupferlegierung besonders bevorzugt aber höchstens 2 Gew.-%.
Wie vorstehend schon erwähnt kann in der Kupferlegierung aber auch vollständig auf Zinn verzichtet werden. Insbesondere hat sich der erfindungsgemäße Einsatz der Nanopartikel in einem bleifreien CuNiSi-Werkstoff mit 0,5 - 5 Gew.-% Nickel, 0,2 - 2,5 Gew.% Silizium und Rest Kupfer bewährt. Dieser erreicht mit 120 bis 150 W/mK ebenfalls eine hohe Wärmeleitfähigkeit.
Die Verwendung der Hartpartikei in Form von Nanopartikeln gemäß der vorliegenden Erfindung erlaubt auch die Herstellung eines Gleitlagerwerkstoffes mit einer reinen. Kupfermatrix, wodurch sich eine besonders hohe Wärmeleitfähigkeit von bis zu 390 W/mK einsteilt.
Weitere Vorteile des erfindungsgemäßen Gieitlagerwerkstoffes sind, dass die Hartpartikel als Spanbrecher dienen, wodurch sich die Bearbeitbarkeit des Werkstoffes, beispielsweise beim Bohren des Lagers, verbessern lässt. Ferner haben die Nano-Hartpartikel besonders gute Poliereigenschaften gegenüber dem Gegen- iäufer und verringern somit die Fressneigung des Gleitlagerwerkstoffes. Im Ge- gensatz zu der aus der US 2004/0161625 A1 bekannten Zusammensetzung sind die Hartteilchen aber so klein, dass sich kein massiver Verschleiß an dem Gegenläufer einstellt. Durch die die hohe spezifische Oberfläche der feinen Nanopartikel und die daraus resultierende gleichmäßige Anordnung entlang der Korngrenzen der primären Matrixpartikel bieten diese einen sehr guten Korrosionsschutz für den Gleitlagerwerkstoff. Schließlich sind die Hartpartikel bei anwendungstypischen Bedingungen im Verbrennungsmotor chemisch inert und bis zu mindestens 4000C temperaturstabil.
Die Hartpartikel bestehen aus wenigstens einer der Substanzen ausgewählt aus der Gruppe der Oxide, insbesondere AI2O3, SiO2, TiO2, ZrO2, Carbide, insbesondere Mo2C, SiC, B4C oder Nitride, insbesondere Si3N4, c-BN.
Die Sinterschicht weist bevorzugt eine Brinell-Härte von 90 HBW1/5/30 bis 150 HBW1/5/30 auf.
Bevorzugt weist die Sinterschicht eine Porosität von 0,05 bis 1 ,5 Vol.-% auf, wobei sich eine Obergrenze für die Porosität von 0,3 Vol.-% im Hinblick auf die mechanische Dehnung des Materials für sehr hohe Belastungen als besonders bevorzugt erweist.
Die vorstehend genannte Aufgabe wird ferner durch ein Gleitlagerelement mit einer Stützschicht, insbesondere aus Stahl, und einer Sinterschicht aus dem Gleitlagerwerkstoff der vorgenannten Art gelöst. Dabei beträgt die Dicke der Sin- terschicht des fertigen Gleitlagerelements bevorzugt zwischen 0,1 und 1 ,0 mm und besonders bevorzugt 0,3 und 0,5 mm.
Bevorzugt ist auf der Lagermetallschicht aus dem vorgenannten Gleitiagerwerk- stoff eine Gleitschicht mit einer Dicke von 7 bis 20 μm angeordnet. Besonders bevorzugt ist auf der Gleitschicht noch eine Einlaufschicht von 1 bis 10 μm angeordnet.
Aufgrund der gleichmäßigen Verteilung der Nanopartikel auf der Oberfläche der Matrixpartikel wird nicht nur die Mischung des Sinterpulvers, wie oben beschrieben, sondern auch die Umformung während der Herstellung des Gleitlagerelementes vereinfacht. Es hat sich nämlich herausgestellt, dass regelmäßig ein Walzschritt nach dem ersten Sintern des Gleitlagerwerkstoffes mit einem Umformgrad zwischen 30 und 50 % genügt, um die gewünschte Porosität zwischen 0,05 und 1 ,5 Vol.-% und Härte zwischen 90 und 150 HBW1/5/30 des Sinterwerkstoffes einzustellen.
Weitere Aufgaben, Merkmale und Vorteile der Erfindung werden nachfolgend anhand von Ausführungsbeispielen und der Figuren näher erläutert. Es zeigen:
Figur 1 ein Ausführungsbeispiel des erfindungsgemäßen Gleitlagerelementes in Form einer Lagerschale mit drei Schichten;
Figur 2 eine schematische Beispieldarstellung des gemischten Sinterpulvers für den erfindungsgemäßen Gleitlagerwerkstoffes;
Figur 3 eine schematische Beispieldarstelllung eines Schliffbildes des erfindungsgemäßen Gϊeitlagerwerkstoffes;
Figur 4 drei Kennwertdiagramme aus einem Stift-Scheibe-Versuch an einem erfindungsgemäßen Gleitlagerwerkstoff auf CuSns-Basis.
In Figur 1 ist der typische Aufbau einer Lagerschale mit einer Stahlstützschicht 10, einer unmittelbar hierauf aufgebrachten Schicht 12 aus dem erfindungsgemäßen Sinterwerkstoff und einer darüber liegenden Gleitschicht 14 dargestellt. Die Dickenverhältnisse sind zu Illustrationszwecken vereinfacht.
Bei der Herstellung eines solchen Gleitlagerelementes wird zunächst ein Sinter- puiver, bestehend aus dem Matrixwerkstoff und zwischen 0,002 und 0,1 Gew.-% des Hartpartikel-Pulvers in Form von Nanopartikeln mechanisch, vorzugsweise in einer Kugelmühle gemischt. Zu diesem Zweck werden dem Pulver im Massenver- hältnis 10:1 Mahlkörper hinzugefügt. Eine ausreichende Mahidauer liegt im Bereich von 20 bis 30, bevorzugt 25 Minuten. Danach wird die Pulvermischung auf ein Stahlband in einer zwischen 0,5 und 1 ,2 mm dicken Schicht aufgestreut.
Anschließend wird das Band ein erstes Mal bei Temperaturen zwischen 8700C und 96O0C für etwa 10 bis 20 Minuten gesintert. Zur Vermeidung von Oxidation und zur Reduktion von Oxiden findet der Sintervorgang bevorzugt in einer Atmo- Sphäre bestehend aus 20 % H2 und Rest N2 statt. Nach dem ersten Sintern wird das Band durch Walzen verdichtet. Hierbei wird ein Walz- oder Umformgrad, also eine Reduktion der Sinterschichtdicke zwischen 30 und 50 % eingestellt. Bereits nach dem ersten Sintern und Walzen weist die Lagermetallschicht mit dem erfindungsgemäßen Gleitlagerwerkstoff eine Porosität von 2,5 Vo!.-% oder weniger und in Abhängigkeit vom Zinngehalt eine Härte zwischen 90 und 150 HBW 1/5/30 auf, so dass ein wiederholtes Sintern und Walzen nicht zwingend erforderlich ist.
Vorzugsweise umgekehrt proportional zum Zinngehait x zwischen 0 und 10 Gew.- % wird die Sintertemperatur T gemäß T = -10 -x + 9600C reduziert. Auch das Um- formverhalten verändert sich mit dem Zinngehalt, so dass in Abhängigkeit von der gewünschten Härte des Gleitlagerwerkstoffes und dem Zinngehalt der Umformgrad angepasst werden muss.
Der Effekt der in der Matrix fein dispergierten Hartpartikel in Form von Nanoparti- kein wird nachfolgend anhand von drei unterschiedlichen Zusammensetzungen beispielhaft erläutert. In allen folgenden Anwendungsfällen kamen Hartpartikel hoher Reinheit, insbesondere mit weniger als 0,002 Gew.-% Fe, Si, Na1 K, Ca, einer spezifischen Oberfläche von 14 m2/g und einer durchschnittlichen Partikelgröße von 150 nm zum Einsatz.
Zunächst wird die Härte einer reinen Kupfermatrix sowie eines CuSnsNi- Matrixwerkstoffes direkt nach dem Sintern, das heißt ohne Walzschritt, einmal ohne Hartpartikel und einmal mit 0,01 Gew.-% fein dispergierter AI2O3-H artpartikel gegenübergestellt. Die Härte wird am Band gemessen. Der Eindruckkörper wird lagermetallseitig auf das Band gedrückt. Die Ergebnisse sind in Tabelle 1 zusam- mengefasst.
Tabelle 1
Figure imgf000010_0001
Als nächstes sind jeweils ein CuSn4- und ein CuSne-Matrixwerkstoff ohne und mit 0,01 Gew.-% AI2O3-Hartpartikel nach zweimaligem Sintern und zweimaligem Walzen mit einem Gesamtumformgrad der Lagermetallschicht nach dem zweiten Sintern von 46 % in Tabelle 2 gegenübergestellt. Tabelle 2
Figure imgf000011_0001
In allen vorstehenden Fällen zeigt sich, dass die Härte des Gleitlagerwerkstoffes schon nach dem Sintern und erst recht nach dem Walzen mit zunehmendem Zinngehalt auch ohne Hartpartikel steigt. Dies ist auf die bekannte Ausscheidungshärtung des Zinns in dem Matrixwerkstoff zurückzuführen. Noch deutlicher zeigt sich indes, dass die fein dispergierten Nanopartikel aus AI2O3 signifikant zu einer Härtesteigerung des Gleitlagerwerkstoffes beitragen, wobei 0,01 Gew.-% der Hartpartikel eine erheblich größere Härtesteigerung bewirken, als beispielsweise 8 Gew.-% Zinn. Auch fällt auf, dass der Härteanstieg durch das Walzen bei den Werkstoffen ohne Hartpartikel ausgehend von einem sehr viel geringeren Wert der unverdichteten Sinterschicht deutlich höher ausfällt als im Fall der erfindungsge- mäßen Werkstoffe mit fein dispergierten Hartpartikeln.
Es zeigt sich somit, dass zur Erreichung einer für hochbelastete Lager hinreichenden Festigkeit des Gleitlagerwerkstoffes die Hartpartikel einen erheblich größeren Einfluss haben, als das der Legierung zugegebene Zinn. Es kann deshalb auch vollständig auf die Zugabe von Zinn verzichtet werden. Ferner wird ersichtlich, dass es bei dem erfindungsgemäßen Werkstoff in der Rege! genügen wird, nach dem ersten Sintern nur einen einzigen Walzschritt zur Einstellung der gewünschten Porosität vorzusehen. In Figur 2 ist eine schematisierte REM-Aufnahme des fertig gemischten Sinterpulvers zur Herstellung des erfindungsgemäßen Gleitlagerwerkstoffes in stark vergrößerter Darstellung gezeigt. Das Mischbild zeigt - überwiegend in sphärischer Form - die Partikel des pulverisierten Matrixmaterials 20, an welchen gleichmäßig Hartpartikel, zu erkennen als kleinere Punkte 22, angelagert sind. Das Resultat des aus diesem Pulver hergestellten gesinterten und verdichteten Gleitlagerwerkstoffes ist in nochmals vergrößertem Ausschnitt in Figur 3 zu erkennen. Wie man an dem schematisierten Schliffbild sehen kann, sind die Hartpartikel, wiederum als Punkte 32 dargestellt, sehr gleichmäßig in dem gesamten, mehrere Körner des Sintermaterials überspannenden Bildausschnitt der schematisierten REM- Aufnahme verteilt. Die gleichmäßige Verteilung gewährleistet eine hohe Festigkeit und Härte des so erzeugten Gieitiagerwerkstoffes.
Figur 4 zeigt drei Diagramme mit Testergebnissen eines erfindungsgemäßen Gieitiagerwerkstoffes auf Basis einer CuSn8-Legierung mit 0,01 Gew.-% AI2O3- Hartpartikeln eines mittleren Partikeldurchmessers von 150 nm. Die Materialprüfungen wurden in einem Stift-Scheibe-Prüfstand (Rotationstribometer TRM 5000 der Firma Dr.-Ing. Georg Wazau Mess- und Prüfsysteme GmbH) bei konstanter Reibgeschwindigkeit und einer von 100 bis 1100 N ansteigenden Andruckkraft durchgeführt. Das obere Diagramm zeigt den ermittelten Reibwert oder Reibungskoeffizienten des erfindungsgemäßen Werkstoffes aufgetragen gegen die Versuchsdauer in Minuten. . Es ist deutlich zu erkennen, dass sich nach einer Einlaufphase innerhalb der ersten Minute ein Reibwert von unter 0,04 einstellt, der einen Minimalwert von etwa 0,02 nach etwa 10 Minuten erreicht. Dies deutet auf sehr gute Poliereigenschaften des Werkstoffes hin. Es ist dabei zu beachten, dass der Werkstoff diesen guten Reibwert ohne Festschmierstoffe erreicht. Erst bei weiter wachsender Belastung steigt der Reibwert nach etwa 15 Minuten wieder leicht an, was auf ein beginnendes Fressen des Materials zurückgeführt wird, wobei jedoch auch bei Maximalbelastung von 1100 N nach 21 Minuten noch keine signifikante Änderung des Reibwertes festzustellen ist, die auf einen Totalausfall des Materials hindeutet.
In Diagramm 2 ist der während des Tests wiederum bei konstanter Reibgeschwin- digkeit und steigender Andruckkraft ermittelte Temperaturverlauf der Anordnung, gemessen an dem Stift, dargestellt. Hier zeigt sich, dass die Temperatur innerhalb des Werkstoffes von 6O0C auf 1000C nach 21 Betriebsminuten bei maximaler Andruckkraft angestiegen ist. Der Temperaturverlauf ist vereinfacht wiederum auf den Reibungskoeffizienten in Kombination mit der Wärmeleitfähigkeit des Werk- Stoffes zurückzuführen. Erst bei steigender Belastung nach etwa 5 Minuten beginnt die Temperatur merklich zu steigen. Das beobachtete Verhalten lässt daher wiederum auf einen Werkstoff mit sehr guten tribologischen Eigenschaften schließen. Soll eine maximale Temperatur von beispielsweise 800C auch bei höherer Belastung nicht überschritten werden, so kann dies durch Verringerung des Zinn- gehaltes erreicht werden, der eine höhere Wärmeleitfähigkeit des Werkstoffes und damit eine geringere Gleichgewichtstemperatur des Systems bei konstanter Belastung zur Folge hat.
Im dritten Diagramm ist der absolute Verschieißwert, gemessen mittels einem induktiven Wegaufnehmer am Gegeniäufer, und das Drehmoment, gemessen am Gegenläufer, aufgetragen. Auch diese Ergebnisse bestätigen, dass nach einer Einlaufphase innerhalb der ersten Minute der Verschleiß unabhängig von der Belastung zunächst nahezu linear abnimmt, während das Drehmoment linear und damit proportional zur Belastung zunimmt. Erst nach etwa 15 Minuten wirkt sich die beginnende Materialverschiebung am Stift in Form einer Stagnation des Verschleißes und einem überproportionalen Anstieg des Drehmomentes aus. Bezugszeichen
Stahlstützschicht
Sinterschicht
Gleitschicht
Partikel des pulverisierten Matrixmaterials
Hartpartikel
Hartpartikel

Claims

Patentansprüche
1. Gesinterter Gieitlagerwerkstoff auf Basis von Kupfer oder einer Kupferlegierung mit darin fein dispergierten Hartpartikeln (22, 32), dadurch gekenn- zeichnet, dass die Hartpartikel (22, 32) in Form von Nanopartikel mit einer Partikelg- röße von unter 500 nm und in einem Anteil von 0,002 bis 0,1 Gew.-% in der Sinterschicht (12) verteilt sind.
2. Gieitlagerwerkstoff nach Anspruch 1 , dadurch gekennzeichnet, dass die Partikelgröße zwischen 10 nm und 300 nm beträgt.
3. Gieitlagerwerkstoff nach Anspruch 2, dadurch gekennzeichnet, dass die Partikelgröße zwischen 100 nm und 200 nm beträgt.
4. Gieitlagerwerkstoff nach einem der vorstehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass der Anteil der Hartpartikel (22, 32) in der Sinterschicht (12) weniger als 0,03 Gew.-% beträgt.
5. Gieitlagerwerkstoff nach Anspruch 4, dadurch gekennzeichnet, dass der Anteil der Hartpartikei (22, 32) in der Sinterschicht (12) höchstens 0,02 Gew.-% beträgt.
6. Gleitiagerwerkstoff nach einem der vorstehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass die Sinterschicht (12) eine Kupferlegierung mit 0 bis 10 Gew.-% Zinn aufweist.
7. Gleitlagerwerkstoff nach Anspruch 6, dadurch gekennzeichnet, dass der Zinnanteil in der Kupferlegierung höchstens 2 Gew.-% beträgt.
8. Gleitlagerwerkstoff nach einem der vorstehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass die Sinterschicht (12) eine Kupfer-Nickel-Silizium-Legierung aufweist.
9. Gleitlagerwerkstoff nach einem der vorstehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass die Kupferlegierung der Sinterschicht (12) bis auf verunreinigungsbedingte Spuren bleifrei ist.
10. Gleitlagerwerkstoff nach einem der vorstehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass die Hartpartikel (22, 32) eine spezifische Oberfläche von 10 bis 20 m2/g aufweisen.
11. Gleitlagerwerkstoff nach einem der vorstehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass die Hartpartikel (22, 32) chemisch inert sind.
12. Gleitlagerwerkstoff nach einem der vorstehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass die Hartpartikel (22, 32) bis über 4000C temperaturstabil sind.
13. Gleitlagerwerkstoff nach einem der vorstehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass die Hartpartikel (22, 32) aus wenigstens einer der Substanzen ausgewählt aus der Gruppe AI2O3, SiO2, TiO2, ZrO2, Mo2C, SiC, B4C, Si3N4 und c- BN bestehen.
14. Gieitlagerwerkstoff nach einem der vorstehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass die Sinterschicht (12) eine Brinell-Härte von 90 HBW 1/5/30 bis 150 HBW 1/5/30 aufweist.
15. Gieitlagerwerkstoff nach einem der vorstehenden Ansprüche, dadurch gekennzeichnet, dass die Sinterschicht (12) eine Porosität von 0,05 bis 1 ,5 Vol.-% aufweist.
16. Gleitlagerelement mit einer Stützschicht (10) und einer Sinterschicht (12) aus dem Gieitlagerwerkstoff nach einem der Ansprüche 1 bis 15.
17. Gleitlagerelement nach Anspruch 16, dadurch gekennzeichnet, dass die Dicke der Sinterschicht (12) zwischen 0,1 und 1 ,0 mm beträgt.
18. Gleitlagerelement nach Anspruch 16 oder 17, dadurch gekennzeichnet, dass es eine Lagerschale oder eine Buchse ist.
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