WO2014100849A1 - Mehrschichtgleitlager - Google Patents

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WO2014100849A1
WO2014100849A1 PCT/AT2013/050264 AT2013050264W WO2014100849A1 WO 2014100849 A1 WO2014100849 A1 WO 2014100849A1 AT 2013050264 W AT2013050264 W AT 2013050264W WO 2014100849 A1 WO2014100849 A1 WO 2014100849A1
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layer
iron
intermediate layer
plain bearing
bearing according
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PCT/AT2013/050264
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Inventor
Jakob Zidar
Original Assignee
Miba Gleitlager Gmbh
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    • 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
    • F16C33/12—Structural composition; Use of special materials or surface treatments, e.g. for rust-proofing
    • F16C33/122—Multilayer structures of sleeves, washers or liners
    • F16C33/127—Details of intermediate layers, e.g. nickel dams
    • F—MECHANICAL ENGINEERING; LIGHTING; HEATING; WEAPONS; BLASTING
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    • F16C2204/00—Metallic materials; Alloys
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    • F—MECHANICAL ENGINEERING; LIGHTING; HEATING; WEAPONS; BLASTING
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    • F16C2240/00—Specified values or numerical ranges of parameters; Relations between them
    • F16C2240/40—Linear dimensions, e.g. length, radius, thickness, gap
    • F—MECHANICAL ENGINEERING; LIGHTING; HEATING; WEAPONS; BLASTING
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    • F16C2240/00—Specified values or numerical ranges of parameters; Relations between them
    • F16C2240/40—Linear dimensions, e.g. length, radius, thickness, gap
    • F16C2240/48—Particle sizes

Definitions

  • the invention relates to a multi-layer sliding bearing comprising at least a support body and a running layer and an intermediate layer disposed between the support body and the running layer, wherein the intermediate layer is formed of a nickel-free iron alloy containing at least one alloying element in addition to iron.
  • Nickel is a metal commonly used in plain bearing technology as an alloying element in order to adapt the property profile of alloys. However, nickel is also used as a diffusion barrier layer between two layers of a multilayer plain bearing. As is known, nickel and its compounds are not safe for health.
  • An intermediate layer has in principle the task of separating a base material, for example a bearing metal, from a surface layering.
  • a base material for example a bearing metal
  • the required properties and functions of the intermediate layer may differ.
  • To simplify the Manufacturing processes should ideally cover an intermediate layer of several of the required properties and functions at the same time.
  • one and the same intermediate layer can be used for a wide range of material pairings.
  • the intermediate layer should in particular have at least one of the following properties, which are difficult to reconcile in an intermediate layer, or fulfill functions: diffusion barrier effect, adhesion promotion, low tendency to seize upon direct contact with the shaft or the mounted component.
  • the intermediate layer is intended to have a high diffusion barrier effect against adjacent metals, in particular tin, zinc, aluminum and bismuth, but also media which penetrate a coating (eg oil components or water vapor, which penetrate a polymer coating relatively easily).
  • a coating eg oil components or water vapor, which penetrate a polymer coating relatively easily.
  • iron as the main alloying element.
  • nickel with bismuth iron does not form intermetallic phases and the reactions with tin, zinc and aluminum are slower or at higher temperatures than nickel. It is the object of the invention to provide a nickel-free intermediate layer for a multilayer plain bearing.
  • the object of the invention is achieved with the aforementioned multilayer sliding bearing, in which the iron alloy is formed X-ray amorphous or with crystal grains having a maximum grain size of 500 nm.
  • the advantage here is that due to the small grain size of the alloy grains, the mechanical properties compared to conventional iron alloy interlayers can be improved because the network is reduced to possible weak points at the grain boundaries or a better distribution of these vulnerabilities can be achieved within the alloy. As a result, compared to an iron alloy of the same composition and coarser grains, the iron alloy has a higher elongation limit, a better tensile strength and a higher hardness and a higher elongation at break.
  • the finer microstructure of the iron alloy has a positive effect on the use of the iron alloy as a diffusion barrier layer.
  • An advantage of the invention is that the already very good diffusion barrier effect of iron as a main alloying element of the intermediate layer is improved by a particularly small particle size or even an amorphous deposition, since due to the higher number of grain layers or the absence of grain boundaries diffusion processes within the Shift slowed down.
  • the smaller grains can also reduce the porosity when, for example, the iron alloy is deposited electrolytically, whereby its properties as a diffusion barrier layer can be further improved.
  • some porosity of the intermediate layer may also have advantages in terms of adhesion-promoting properties. Extremely thin intermediate layers do not tend to completely cover the surface. Extremely hard and thus often brittle intermediate layers tend to form a fine crack network under mechanical stress or by internal stresses. In general, it is believed that these defects have a negative impact.
  • iron alloys generally have a relatively high affinity and thus tendency to eat in contact with other iron materials (eg a steel shaft).
  • other iron materials eg a steel shaft.
  • the layer thickness of the intermediate layer is reduced, taking into account the diffusion barrier effect of the intermediate layer. Due to the improved properties of amorphous or nano-crystalline iron alloys, often much lower layer thicknesses are possible.
  • the adhesive strength of other metallic layers applied to the iron alloy interlayer can be improved.
  • the at least one alloying element is selected from a group comprising nitrogen, boron, phosphorus, sulfur, selenium, tellurium, ruthenium, chromium, manganese, tin, antimony, bismuth, silver, copper, zinc, molybdenum , Tungsten, aluminum, silicon, germanium.
  • the diffusion barrier effect of the intermediate layer is further improved by particularly diffusion-inhibiting alloying elements.
  • Each of the alloying elements carbon, nitrogen, boron, phosphorus, sulfur, selenium, tellurium, ruthenium, chromium, molybdenum and tungsten leads to a disruption of the crystal growth, an increased nucleation rate and thus to a grain size.
  • a cubic-body-centered (ferritic) structure of the Fe phase also has a favorable effect on the diffusion barrier effect.
  • This structure is facilitated by the ferrite-stabilizing alloying additions, in particular by at least one of a group consisting of or consisting of aluminum, phosphorus, chromium, manganese, molybdenum, ruthenium, tungsten.
  • the diffusion barrier effect can be increased by reducing the concentration gradient of the diffusing metal.
  • the diffusion of tin is reduced by using tin as the alloying element in the intermediate layer.
  • tin as the alloying element in the intermediate layer.
  • the adhesion of polymer-based surface coatings can be significantly improved by stable oxide films on the surface of the intermediate layer.
  • the often high permeability of polymer-based layers requires relatively high corrosion and weathering resistance.
  • Stable oxide films and high durability can preferably be achieved by at least one Alloy additives selected from a group comprising or consisting of aluminum, phosphorus, chromium, manganese, molybdenum, tungsten can be achieved.
  • Limited interdiffusion can have a very favorable effect on the adhesion, in particular by the formation of strong metallic bonds and possibly also by an increased mechanical bond, which is mediated by protruding, by surface roughening interfacial increasing Intermetallic phases.
  • Reactive alloying elements selected from a group comprising or consisting of copper, manganese and zinc have a particularly favorable effect here. An enrichment of these elements near the interfaces, ie in particular the formation of a concentration gradient with increasing concentration in the direction of the interface, can further improve these positive properties.
  • the scavenging tendency over other iron materials compared to unalloyed iron can be significantly improved by intermetallic phases formed become.
  • Stable oxide layers of iron also mixed oxides with iron
  • oil additives e.g., friction modifiers
  • Alloy additions of one or more elements of the group copper, manganese, and zinc can also reduce scavenging, presumably by the formation of lubricious sulfides in combination with oil additives (e.g., EP additives).
  • oil additives e.g., EP additives
  • the affinity in comparison to steel can be reduced so much that a coating of the bearing backing which is unavoidable, for example, in the course of the electrodeposition is deliberately carried out in a higher layer thickness, in particular with a layer thickness selected from a range of 2 ⁇ m to 30 ⁇ m to additionally improve the resistance of the steel back to fretting.
  • a total content of the alloying elements in the iron alloy is between 2 at.% And 49 at.%, In particular between 10 at.% And 30 at.%. The remainder to 100 at.% Is formed by iron.
  • iron is still present as a separate phase and not mainly intermetallic phases in the intermediate layer are present, or that especially in amorphous or extremely fine crystalline layers (in which a distinction of phases by X-ray diffractometry is not possible), the positive Properties of iron (diffusion inhibition, formation of oxide layers, etc.) are sufficiently preserved.
  • the iron alloy is austenite-free.
  • the iron alloy preferably has a ferritic structure.
  • ferrite has a less dense packing of the atoms than austenite in comparison to austenite due to its cubic body-centered lattice and is more susceptible to corrosion, the ferritic microstructure achieves better adaptability to the further layer associated therewith and better bondability to this layer, as a result of which the adhesive bond the further layer can be improved with the intermediate layer of the iron alloy.
  • the iron alloy can have a hardness of between 400 HV (1 ⁇ 10 -3 N) and 1000 HV (1 ⁇ 10 -3 N). Due to this high hardness of the intermediate layer, it is possible to make this much thinner than is the case with conventional intermediate layers of iron or iron alloys.
  • the crystal grains have a substantially round habit and / or at least 90%, based on the total number of crystal grains, are aligned with at least one crystallographic axis at least approximately parallel to the surface. On the one hand, this reduces or avoids a possible notch effect of the crystal grains. On the other hand, it can thus by the preferred orientation an improvement of the effect as a diffusion barrier layer can be improved by providing a denser structure on the surface of the intermediate layer.
  • the particles are embedded.
  • the particles preferably have a mean diameter between 0.1 ⁇ m and 1 ⁇ m and / or are present in a proportion of between 3% and 30% by volume, based on the total intermediate layer.
  • FIG. 1 shows the X-ray diffractogram of an Fe-W alloy
  • FIG. 2 shows the X-ray diffractogram of an Fe-P alloy
  • FIG. 3 shows the X-ray diffractogram of an Fe-P-W alloy.
  • the multi-layer sliding bearing is designed in particular in the form of a plain bearing half shell.
  • the basic structure of such three-layer bearings, as e.g. find use in motor vehicles, is known from the prior art, so that further explanations on this unnecessary.
  • the multi-layer sliding bearing can also be designed differently, for example as a bearing bush.
  • embodiments such as thrust rings, axially running sliding shoes, or the like are possible.
  • Next matchingbe layering is possible, for example, the coating of the eye of a connecting rod bearing.
  • this is formed in three layers, consisting of a supporting body and a running layer and an intermediate layer arranged between the supporting body and the running layer.
  • the support body forms the bearing back.
  • the support body is also formed in particular layered, but may for example also be formed by the above-mentioned connecting rod.
  • the running layer - sometimes called a sliding layer - faces the component to be supported, ie in particular a shaft, and supports it, if no further inner layer is formed.
  • an antifriction layer can be formed on the back of the bearing.
  • the intermediate layer according to the invention is in particular a diffusion barrier layer and / or adhesion promoter layer.
  • a diffusion barrier layer is understood as meaning a layer of a sliding bearing which prevents or at least reduces the diffusion of constituents of a first layer into a second layer of the sliding bearing.
  • An adhesion promoter layer is understood as meaning a layer of a sliding bearing which improves the adhesion between a first layer and a second layer of the sliding bearing in order to improve adhesion.
  • the intermediate layer according to the invention is arranged between this first and second layer of the sliding bearing.
  • the intermediate layer can thus, for example, between the support body and the running layer or between the running layer and the Bearing metal layer and / or between the bearing metal layer and the support body are arranged.
  • the support body is usually made of steel or a material that gives the multilayer plain bearing the required structural strength, for example bronze. Such materials are known from the prior art.
  • the running layer can be made, for example, of an aluminum-based alloy, e.g.
  • AlSn20Cu of a tin-based alloy, e.g. SnCu4, SnSbCu, from a zinc based alloy, e.g. ZnBi, of a copper-based alloy, e.g. CuSnZn, made of an aluminum-zinc-based alloy, bismuth, etc. exist.
  • a zinc based alloy e.g. ZnBi
  • CuSnZn copper-based alloy
  • bearing metal layer a wide variety of alloys, such as are customary for plain bearings, can be used. Examples of these are aluminum-based bearing metals, e.g. AlSn6CuNi, AlSn20Cu, AlSi4Cd, AlCd3CuNi, AlSil lCu, AlSn6Cu, AlSn40,
  • AlSn25CuMn, AlSil lCuMgNi, AlZn4Si, or copper based bearing metals e.g.
  • the intermediate layer according to the invention is made of an iron alloy which is nickel-free.
  • nickel-free is meant in this context that the proportion of nickel in the intermediate layer is at most 1 wt .-%, in particular at most 0.1 wt .-%.
  • the intermediate layer is also free of cobalt, since this has similar toxicological properties and the chemical classification has often followed that of nickel.
  • Cobalt-free in this context means that the proportion of cobalt in the intermediate layer is at most 1% by weight, in particular not more than 0.1% by weight.
  • the iron alloy contains at least one alloying element.
  • the iron alloy contains at least one alloying element selected from a first group comprising or consisting of C, N, B, P, S, Se, Te, Ru, Cr, Mo, W, and / or at least one alloying element selected from a second group comprising or consisting of Al, P, Cr, Mn, Mo, Ru, W, and / or at least one alloying element which is selected from a third group comprising or consisting of Zn, Al, antimony, bismuth, silver, and / or at least one alloying element which is selected from a fourth group comprising or consisting of Al, P, Cr, Mn, Mo, W, and / or at least one alloying element which is selected from a fifth group comprising or consisting of Cu, Mn, Zn, and / or at least one alloying element selected from a sixth group comprising or consisting of C, Si, Ge, Sn, N, P, S, Se, Te and / or at least one alloying element selected from a seventh group comprising or consisting of Cu
  • the iron alloy particularly preferably contains phosphorus and / or chromium and / or tungsten.
  • the sum fraction of the alloying elements is preferably between 2 at.% And 49 at.%, In particular between 10 at.% And 30 at.%.
  • the remainder to 100 At .-% forms iron.
  • the proportion of nitrogen can be between 0.2 at.% And 30 at.%, In particular between 1 at.% And 10 at.%.
  • the proportion of boron may be between 0.5 at.% And 49 at.%, In particular between 3 at.% And 30 at.%.
  • the proportion of phosphorus may be between 1 at.% And 49 at.%, In particular between 5 at.% And 30 at.%.
  • the proportion of sulfur can be between 1 at.% And 49 at.%, In particular between 5 at.% And 30 at.%.
  • the proportion of selenium may be between 1 at.% And 49 at.%, In particular between 5 at.% And 30 at.%.
  • the proportion of tellurium may be between 1 at.% And 49 at.%, In particular between 5 at.% And 30 at.%.
  • the proportion of ruthenium can be between 1 at.% And 49 at.%, In particular between 5 at.% And 30 at.%.
  • the proportion of chromium can be between 1 at.% And 49 at.%, In particular between 5 at.% And 30 at.%.
  • the proportion of manganese can be between 1 at.% And 49 at.%, In particular between 5 at.% And 30 at.%.
  • the proportion of tin can be between 1 at.% And 49 at., In particular between 5 at.% And 30 at.
  • the proportion of copper can be between 1 at.% And 49 at.%, In particular between 5 at.% And 30 at.%.
  • the proportion of zinc can be between 1 at.% And 49 at., In particular between 5 at.% And 30 at.%.
  • the proportion of molybdenum may be between 1 at.% And 49 at.%, In particular between 5 at.% And 30 at.%.
  • the proportion of tungsten may be between 1 at.% And 49 at.%, In particular between 5 at.% And 30 at.%.
  • the proportion of aluminum may be between 1 at.% And 49 at.%, In particular between 5 at.% And 30 at.%.
  • the proportion of silicon can be between 1 at.% And 49 at.%, In particular between 5 at.% And 30 at.%.
  • the proportion of germanium can be between 1 at.% And 49 at.%, In particular between 5 at.% And 30 at.
  • the proportion of antimony can be between 1 at.% And 49 at.%, In particular between 5 at.% And 30 at.%.
  • the proportion of bismuth can be between 1 at.% And 49 at., In particular between 5 at.% And 30 at.%.
  • the proportion of silver can be between 1 at.% And 49 at.%, In particular between 5 at.% And 30 at.
  • Particular preference is given to iron-tungsten alloys having a proportion of tungsten between 40% by weight and 60% by weight, since these have an excellent diffusion-inhibiting action against Sn, Zn and Bi even at a layer thickness of 0.5 ⁇ m. form oxide layer and the electrochemical deposition of a citrate and sulfate-containing electrolyte at pH 8 is possible.
  • the electrolyte should be less corrosive to the bearing metal and any zincate layer deposited thereon, in particular by chloride-and fluoride-poor electrolytes having a moderate pH, preferably between pH 4 and 10, in particular between pH 6 and 8 can be achieved.
  • the iron alloy of the intermediate layer according to the invention is either X-ray amorphous or has crystal grains with a maximum grain size of 500 nm, preferably less than 150 nm, in particular less than 50 nm.
  • the maximum grain size refers to the largest dimension that the crystal grains have.
  • X-ray amorphous means that the iron alloy does not yield any or very broad X-ray reflections compared to nanocrystalline iron alloys, corresponding to a crystallite size calculated according to the Scherrer equation of at most 2 nm.
  • the iron alloy is not X-ray amorphous, it is preferred if it has a ferritic microstructure, optionally with intermetallic phases.
  • the proportion of further structural components is limited to a maximum of 49 wt .-%, based on the total alloy.
  • the structure is austenite-free.
  • This preferred microstructure is achieved primarily by avoiding austenite stabilizing elements, in particular nickel and cobalt.
  • the disturbing influence of an austenitic structure is also avoided by avoiding any structural formation, by means of a X-ray amorphous alloy separation.
  • the grains may have a substantially round habit and / or may be at least approximately 90%, based on the total number of crystal grains, aligned with at least one crystallographic axis at least approximately parallel to the surface.
  • the intermediate layer may have a hardness between 400 HV (1 ⁇ 10 -3 N) and 1000 HV (1 ⁇ 10 -3 N), preferably between 500 HV (1 ⁇ 10 -3 N) and 700 HV (10 ⁇ 10 -3 N). Due to the high hardness, it is possible to reduce the thickness of the intermediate layer compared to conventional intermediate layers. In particular, the layer thickness of the intermediate layer between 0.1 and 10 ⁇ , preferably between 0.3 and 3 ⁇ , in particular between 0.5 ⁇ and 1 ⁇ , amount.
  • the preparation of the intermediate layer is preferably carried out as described below.
  • the intermediate layer is in particular produced galvanically.
  • a pearly strip made of a steel support layer and a bearing metal layer can be produced in advance in accordance with the state of the art and, if appropriate, formed and / or machined by machining.
  • the intermediate layer is deposited from an iron-tungsten alloy under the following conditions: electrolyte and deposition parameters for iron-tungsten (20 at% to 25 at% W) Fe 10 g / l (as iron (II) sulfate)
  • Stabilizer s
  • base electrolyte s
  • conducting salt s
  • complexing agent s
  • Fig. 1 the X-ray diffractogram of this intermediate layer is shown.
  • the narrow peaks at 50 °, 75 ° and 90 ° on the 2-theta scale come from the Cu substrate, below 25 ° there are artifacts from the sample holder.
  • the significant peak broadening of the (HO) reflection at 43.04 0 reveals the nanocrystalline structure.
  • the average size of the crystal grains was 1.1 nm. The structure can be said to be quasi-amorphous.
  • Example 1 was repeated except that an FeP alloy having about 15 at.% P as an intermediate layer was prepared.
  • Electrolyte and deposition parameter for FeP (about 15 at% P):
  • Stabilizer s
  • base electrolyte s
  • conducting salt s
  • complexing agent s
  • FIG. 2 shows the X-ray diffractogram of this intermediate layer.
  • the narrow peaks are again from the Cu underground. From the significant peak broadening of the (l lO) -reflexes at 43, 1 0 and the (211) -reflexes at 77.65 0 the nanocrystalline structure can be seen.
  • the mean size of the crystal grains was 0.98 nm. The structure can be said to be quasi-amorphous.
  • Example 1 was repeated except that a FeB alloy having about 30 at.% B as an intermediate layer was prepared.
  • Electrolyte and deposition parameter for FeB (about 30 at% B):
  • Stabilizer s
  • base electrolyte s
  • conducting salt s
  • complexing agent s
  • Example 1 was repeated except that an FeZn alloy having about 10 at.% B as an intermediate layer was prepared.
  • Stabilizer s
  • base electrolyte s
  • conducting salt s
  • complexing agent s
  • Example 1 was repeated except that an FePW alloy having about 3 at.% P and about 3 at.% W as an intermediate layer was prepared.
  • Electrolyte and deposition parameter for FePW (about 3 at% P, about 3 at% -W)
  • Stabilizer s
  • base electrolyte s
  • conducting salt s
  • complexing agent s
  • Fig. 3 the X-ray diffractogram of this intermediate layer is shown. A strong orientation of the crystal grains is evident ((110) reflex at 44.71 °, (211) reflection at 82.51 °). The size of the crystal grains was between about 16 nm and about 22 nm. The structure is nanocrystalline.
  • the following substances can be used for electrodeposition of the metals used in each case.
  • Iron can be used as iron (II) tetrafluoroborate, iron (II) methanesulfonate, iron (II) sulfate, iron (II) chloride, iron (II) pyrophosphate, iron (II) sulfamate.
  • the concentration of iron in the electrolyte can be between 0.03 mol / 1 and 2.5 mol / 1.
  • Boron can be used as the alkali borohydride or aminoborane (e.g., dimethylaminoborane).
  • concentration of reactive boron in the electrolyte can be up to 0.3 mol / l. (Boron in the form of boric acid and tetrafluoroboric acid and their salts is not incorporated in appreciable amounts)
  • Sulfur can be used as Alkalithiosulfat, alkali sulfide, methionine, cystine.
  • concentration of reactive Schwelfel in the electrolyte can be up to 0.3 mol / 1. (Sulfur in the form of sulfuric acid, sulfonic acid and sulfamic acid and their salts is not incorporated in nominal quantities)
  • Selenium can be used as selenium dioxide and alkali metal selenates.
  • concentration of selenium in the electrolyte can be up to 0.1 mol / l.
  • Tellurium can be used as tellurium dioxide and alkalitellurate. In general, the concentration of tellurium in the electrolyte can be up to 0.1 mol / l.
  • Ruthenium can be used as ruthenium chloride or in the form of an organic amine complex. In general, the concentration of ruthenium in the electrolyte can be up to 0.1 mol / l.
  • Chromium can be used as chromium (III) chloride, chromium (III) sulfate, chromium (III) methanesulfonate, alkali metal or ammonium chromium (III) sulfate.
  • concentration of chromium in the electrolyte can be up to 1 mol / 1.
  • Germanium can be used as germanium dioxide and alkali germanate.
  • concentration of germanium in the electrolyte can be up to 0.3 mol / l.
  • Tin can be used as tin (II) tetrafluoroborate, tin (II) methanesulfonate, tin (II) sulfate, tin (II) pyrophosphate, Alkalistannat.
  • concentration of tin in the electrolyte can be up to 0.3 mol / 1.
  • Antimony can be used as antimony (III) tetrafluoroborate, antimony trifluoride, antimony (III) oxide, potassium antimony tartrate.
  • concentration of antimony in the electrolyte can be up to 0.3 mol / 1.
  • Copper can be used as copper (II) tetrafluoroborate, copper (II) methanesulfonate, copper (II) sulfate, copper (II) pyrophosphate, copper (I) cyanide.
  • concentration of copper in the electrolyte can be up to 0.3 mol / 1.
  • Molybdenum can be used as alkali metal molybdate, molybdenum oxide or molybdic acid. In general, the concentration of molybdenum in the electrolyte can be up to 0.3 mol / l.
  • Bismuth can be used as bismuth trifluoride, bismuth (III) methanesulfonate, bismuth (III) sulfate, bismuth (III) pyrophosphate, bismuth oxide, bismuth hydroxide, alkali bismuthate. In general, the concentration of bismuth in the electrolyte can be up to 0.3 mol / 1.
  • Silver can be used as silver tetrafluoroborate, silver methanesulfonate, silver pyrophosphate, silver sulfate, silver cyanide and alkali silver cyanide.
  • concentration of silver in the electrolyte can be up to 0.3 mol / 1.
  • Zinc can be used as zinc (II) tetrafluoroborate, zinc (II) methanesulfonate, zinc (II) sulfate,
  • Zinc (II) pyrophosphate, zinc oxide, Alkalizinkat be used.
  • the concentration of zinc in the electrolyte can be up to 0.3 mol / l.
  • Manganese can be used as manganese (II) tetrafluoroborate, manganese (II) methanesulfonate, manganese (II) sulfate, manganese (II) pyrophosphate.
  • the concentration of manganese in the electrolyte can be up to 0.3 mol / l.
  • Phosphorus can be used as alkali (hydrogen) hypohosphite, hypophosphorous acid (Phosphorous
  • the concentration of active phosphorus in the electrolyte can be up to 0.5 mol / l.
  • Tungsten can be used as alkali tungstate, tungsten oxide or tungstic acid.
  • the concentration of tungsten in the electrolyte can be up to 0.3 mol / 1.
  • Possible stabilizers or base electrolytes, conductive salts or complexing agents are: mineral acids (eg boric acid, tetrafluoroboric acid, hydrofluoric acid, pyrophosphoric acid, sulfuric acid, hydrochloric acid) as well as di- and polycarboxylic acids, aminocarboxylic acids and hydroxycarboxylic acids (eg ascorbic acid, succinic acid, oxalic acid, citric acid, tartaric acid , Glycine, serine, lysine) as well as sulfonic acids, sulfamic acids, phosphonic acids and ammonia, amines and alkali hydroxides, alkali metal cyanides and the respective common salts, in a total concentration between 0.1 mol / 1 and 5 mol / 1.
  • mineral acids eg boric acid, tetrafluoroboric acid, hydrofluoric acid, pyrophosphoric acid, sulfuric acid, hydrochloric acid
  • Possible additives are: sodium dodecylsulfate, saccharin, vanillin, polyethylene glycols, dipyridyl, sodium naphthalenesulfonates, formaldehyde, wetting agents between 0.0005 mol / l and 0.05 mol / l, preferably 0.002 mol / l and 0.02 mol / l.
  • mixtures of the abovementioned constituents of the electrolytes ie, for example, at least two salts of one or the respective metal and / or at least two stabilizers and / or at least two additives.
  • Aluminum, silicon, nitrogen can be incorporated into the layer by diffusion of the elements.
  • these alloying elements can be achieved by PVD methods.
  • the following alloys (Table 1) for the intermediate layer were produced by the above-described galvanic process with appropriate adjustments with regard to the electrolytes used.
  • LM bearing metal or base material
  • Al aluminum alloy
  • Cu bronze alloy
  • particles for the formation of the intermediate layer are incorporated as dispersion layers in the intermediate layer. These particles may e.g. be embedded during the galvanic deposition of the intermediate layer. For this purpose, the particles can be added to the respective electrolyte as a powder or suspension.
  • These particles can be formed by hard particles.
  • hard particles carbides and / or oxides and / or nitrides can be used.
  • the hard particles of Cr0 2 , Fe 3 0 4 , PbO, ZnO, CdO, A1 2 0 3 , Si0 2 , Sn0 2 , Zr0 2 , SiC, Si 3 N 4 exist.
  • hexagonal boron nitride is used.
  • the particles may alternatively or in addition to the hard particles be formed from plastic particles.
  • PTFE particles are used.
  • the mean particle size of the particles is preferably between 0.1 ⁇ and 1 ⁇ preferably below 0.4 ⁇ .
  • the average particle size is understood to be the arithmetic mean of 40 individual measured values of particles.
  • the volume fraction of the dispersed phase can be between 3% by volume and 30% by volume.
  • the embodiments show possible embodiments of the multi-layer plain bearing.

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Abstract

Die Erfindung betrifft ein Mehrschichtgleitlager zumindest umfassend einen Stützkörper und eine Laufschicht sowie eine zwischen dem Stützkörper und der Laufschicht angeordnete Zwischenschicht, wobei die Zwischenschicht aus einer nickelfreien Eisenlegierung gebildet ist, die neben Eisen zumindest ein Legierungselement enthält, und wobei die Eisenlegierung röntgenamorph oder mit Kristallkörnern mit einer maximalen Korngröße von 500 nm ausgebildet ist.

Description

Mehrschichtgleitlager
Die Erfindung betrifft ein Mehrschichtgleitlager zumindest umfassend einen Stützkörper und eine Laufschicht sowie eine zwischen dem Stützkörper und der Laufschicht angeordnete Zwischenschicht, wobei die Zwischenschicht aus einer nickelfreien Eisenlegierung gebildet ist, die neben Eisen zumindest ein Legierungselement enthält.
Nickel ist ein in der Gleitlagertechnik als Legierungselement häufig verwendetes Metall, um damit das Eigenschaftsprofil von Legierungen anzupassen. Nickel wird aber auch als Diffusionssperrschicht zwischen zwei Schichten eines Mehrschichtgleitlagers eingesetzt. Bekanntlich sind Nickel und seine Verbindungen gesundheitlich nicht unbedenklich.
Als Alternative zu Nickel-Diffusionssperrschichten bzw. Nickel-Bindeschichten sind aus dem Stand der Technik bereits unzählige Metalle bekannt. Beispielsweise wurden Chrom, Mangan, Kobalt, Kupfer, Silber, Palladium, Platin, Titan, Ruthenium, Osmium, Rhenium, Iridium, Rhodium, Aluminium, Eisen, Molybdän, Zinn, Zink etc. bzw. jeweils Legierungen daraus beschrieben. Es sei hierzu auf folgende Druckschriften verwiesen: JP 2000- 120694 A, US 7,004,635 B, US 7,862,902 B, GB 660389 A, GB 624401 A, US 3,623,205 A, US 4,696,867 A, US 5,434,012 A, US 6,565,258 B, US 6,491,436 B, US 2003-048961
A, US 7,174,637 B, US 7,128,981 B, US 7,993,758 B, US 2009-263053 A, US 8,053,088
B, US 2011-268944 A, GB 755084 A, GB 711438 A, GB 1463474 A, JP10-64840 A, US 5,137,792 A, US 5,093,207 A, US 5,056,937 A, US 6,451,452 B, US 6,194,087 B, US 6,537,683 B, US 6,863,441 B, US 7,455,458 B, GB 1189764 A, JP 55-011182 A, US 5,817397 A, US 6,596,412 B, US 2,635,020 A, GB 704085 A, US 4,072,368 A, US
5,112,416 A, GB 2271307 A, US 5,817,397 A, GB 2186923 A, US 5,116,692 A, US 2010- 227188 A, WO 08/074281 A2, US 2010-086250 A, JP 48-01633 B, GB 2260338 B2.
Eine Zwischenschicht hat prinzipiell die Aufgabe ein Grundmaterial, z.B. ein Lagermetall, von einer Oberflächenbe Schichtung zu trennen. Je nach Art des Grundmaterials bzw. Lagermetalls und je nach Art der Oberflächenbeschichtung können sich die erforderlichen Eigenschaften und Funktionen der Zwischenschicht unterscheiden. Zur Vereinfachung der Fertigungsprozesse soll eine Zwischenschicht idealerweise mehrere der erforderlichen Eigenschaften und Funktionen gleichzeitig abdecken. So kann ein und dieselbe Zwischenschicht bei einer großen Bandbreite von Materialpaarungen eingesetzt werden. Die Zwischenschicht soll dabei insbesondere zumindest eine der folgenden, in einer Zwischenschicht schwer zu vereinbarenden Eigenschaften aufweisen bzw. Funktionen erfüllen: Diffusionssperrwirkung, Haftvermittlung, geringe Fressneigung bei direktem Kontakt mit der Welle bzw. dem gelagerten Bauteil. Die Zwischenschicht soll eine hohe Diffusionssperrwirkung gegenüber angrenzenden Metallen wie insbesondere Zinn, Zink, Aluminium und Bismut aber auch gegenüber eine Be- schichtung durchdringende Medien (z.B. Ölbestandteile oder Wasserdampf, die eine Po- lymer-Beschichtung relativ leicht durchdringen). Dies kann durch Eisen als Hauptlegierungselement erreicht werden. Eisen bildet im Gegensatz zu Nickel mit Bismut keine intermetallischen Phasen und auch die Reaktionen mit Zinn, Zink und Aluminium verlaufen langsamer bzw. erst bei höheren Temperaturen als bei Nickel. Es ist die Aufgabe der Erfindung eine nickelfreie Zwischenschicht für ein Mehrschichtgleitlager zu schaffen.
Die Aufgabe der Erfindung wird mit dem eingangs genannten Mehrschichtgleitlager gelöst, bei dem die Eisenlegierung röntgenamorph oder mit Kristallkörnern mit einer maxi- malen Korngröße von 500 nm ausgebildet ist.
Von Vorteil ist dabei, dass durch die geringe Korngröße der Legierungskörner die mechanischen Eigenschaften gegenüber herkömmlichen Eisenlegierungszwischenschichten verbessert werden können, da das Netzwerk an möglichen Schwachstellen an den Korngren- zen reduziert wird bzw. eine bessere Verteilung dieser Schwachstellen innerhalb der Legierung erreicht werden kann. In der Folge weist die Eisenlegierung im Vergleich zu einer Eisenlegierung gleicher Zusammensetzung und mit gröberen Körnern eine höhere Dehn- grenze, eine bessere Zugfestigkeit und eine höhere Härte und eine höhere Bruchdehnung auf.
Das feinere Gefüge der Eisenlegierung wirkt sich positiv in Hinblick auf die Verwendung der Eisenlegierung als Diffusionssperrschicht aus. Von Vorteil bei der Erfindung ist, dass die bereits sehr gute Diffusionssperrwirkung von Eisen als Hauptlegierungselement der Zwischenschicht durch eine besonders geringe Korngröße oder gar eine amorphe Abschei- dung verbessert wird, da durch die höhere Anzahl an Kornlagen bzw. das Fehlen von Korngrenzen Diffusionsprozesse innerhalb der Schicht verlangsamt werden.
Durch die kleineren Körner kann auch die Porosität verringert werden, wenn die Eisenlegierung beispielsweise elektrolytisch abgeschieden wird, wodurch deren Eigenschaften als Diffusionssperrschicht weiter verbessert werden können. Andererseits wurde beobachtet, dass eine gewisse Porosität der Zwischenschicht auch Vorteile in Hinblick auf die haftvermittelnden Eigenschaften haben kann. Extrem dünne Zwischenschichten neigen dazu nicht vollständig die Oberfläche zu bedecken. Extrem harte und damit oft spröde Zwischenschichten neigen dazu bei mechanischer Beanspruchung oder durch innere Spannungen ein feines Rissnetzwerk auszubilden. Allgemein geht man davon aus, dass diese sich diese Defekte negativ auswirken. Es wurde im Rahmen der Erfindung jedoch gefunden, dass häufig eine Oberflächenbedeckung von im Bereich von 95 % bis 99,9% genügt, um eine ausreichende Diffusionssperrwirkung zu gewährleisten und gleichzeitig eine verbesserte Bindung über die feinen Poren und Risse zu ermöglichen auch wenn ihr Flächenanteil sehr gering ist.
Bekanntlich weisen Eisen-Legierungen grundsätzlich eine relativ hohe Affinität und damit Fressneigung im Kontakt mit anderen Eisenwerkstoffen (z.B. einer Stahlwelle) auf. Zur Verminderung der Fressneigung hat sich als vorteilhaft erwiesen, wenn die Schichtdicke der Zwischenschicht reduziert wird, wobei auf die Diffusionssperrwirkung der Zwischen- schicht bedacht zu nehmen ist. Durch die verbesserten Eigenschaften von amorphen oder nano-kristallinen Eisenlegierungen, sind häufig wesentlich geringere Schichtdicken möglich. Überraschenderweise wurde auch festgestellt, dass die Haftfestigkeit von anderen metallischen Schichten, die auf der Zwischenschicht aus der Eisenlegierung aufgebracht werden, verbessert werden kann.
Nach einer Ausführungsvariante des Mehrschichtgleitlagers ist vorgesehen, dass das zumindest eine Legierungselement ausgewählt ist aus einer Gruppe umfassend Stickstoff, Bor, Phosphor, Schwefel, Selen, Tellur, Ruthenium, Chrom, Mangan, Zinn, Antimon, Bismut, Silber, Kupfer, Zink, Molybdän, Wolfram, Aluminium, Silizium, Germanium.
Die Diffusionssperrwirkung der Zwischenschicht wird durch besonders diffusionshem- mende Legierungselemente weiter verbessert. Jedes der Legierungselemente Kohlenstoff, Stickstoff, Bor, Phosphor, Schwefel, Selen, Tellur, Ruthenium, Chrom, Molybdän und Wolfram führt zu einer Störung des Kristallwachstums, einer erhöhten Keimbildungsrate und damit zu einer Kornf einung.
Weiter wirkt sich auch eine kubisch-raumzentrierte (ferritische) Struktur der Fe-Phase günstig auf die Diffusionssperrwirkung aus. Diese Struktur wird durch die ferritstabilisierenden Legierungszusätze erleichtert, insbesondere durch zumindest ein Element aus einer Gruppe umfassend oder bestehend aus Aluminium, Phosphor, Chrom, Mangan, Molybdän, Ruthenium, Wolfram.
In besonderen Fällen kann die Diffusionssperrwirkung erhöht werden, indem der Konzentrationsgradient des diffundierenden Metalls reduziert wird. Beispielsweise wird die Diffu- sion von Zinn reduziert, indem Zinn als Legierungselement in der Zwischenschicht eingesetzt wird. Dasselbe gilt analog für Zink, Aluminium, Antimon, Bismut und Silber.
Besonders die Haftung Polymer-basierter Oberflächenbeschichtungen kann durch stabile Oxidfilme an der Oberfläche der Zwischenschicht deutlich verbessert werden. Gleichzeitig ist durch die oft hohe Permeabilität von Polymer-basierten Schichten eine relative hohe Korrosions- und Witterungsbeständigkeit erforderlich.
Stabile Oxidfilme und eine hohe Beständigkeit können bevorzugt durch zumindest einen Legierungszusätze ausgewählt aus einer Gruppe umfassend oder bestehend aus Aluminium, Phosphor, Chrom, Mangan, Molybdän, Wolfram erzielt werden.
Begrenzte Interdiffusion kann sich sehr günstig auf die Haftung auswirken, insbesondere durch die Bildung von starken metallischen Bindungen und ggf. auch durch eine verstärkte mechanische Bindung, die durch hervorstehende, durch Oberflächenaufrauhung Grenzflächen vergrößernde Intermetallische Phasen vermittelt wird. Hier wirken sich reaktivere Legierungselemente ausgewählt aus einer Gruppe umfassend oder bestehend aus Kupfer, Mangan und Zink besonders günstig aus. Eine Anreicherung dieser Elemente nahe der Grenzflächen, also insbesondere die Ausbildung eines Konzentrationsgradienten mit zunehmender Konzentration in Richtung auf die Grenzfläche, kann diese positiven Eigenschaften weiter verbessern.
Durch den Zusatz von zumindest einem Element ausgewählt aus einer Gruppe umfassend oder bestehend aus Kohlenstoff, Silizium, Germanium, Zinn, Stickstoff, Phosphor, Schwefel, Selen und Tellur, kann durch gebildete Intermetallische Phasen die Fressneigung gegenüber anderen Eisenwerkstoffen im Vergleich zu unlegiertem Eisen deutlich verbessert werden. Stabile Oxidschichten von von Eisen (auch Mischoxide mit Eisen) vermindern ebenfalls die Fressneigung, vermutlich durch verbesserte Adsorption von Öladditiven (z.B. Friction modifiers).
Legierungszusätze von einem oder mehreren Elementen der Gruppe Kupfer, Mangan und Zink können ebenfalls die Fressneigung reduzieren, vermutlich durch Bildung von gleitfähigen Sulfiden in Kombination mit Öladditiven (z.B. EP- Additiven).
In manchen Fällen kann die Affinität im Vergleich zu Stahl so stark reduziert werden, dass eine z.B. im Zuge der galvanischen Abscheidung unvermeidbare Beschichtung des Lager- rückens bewusst in höherer Schichtdicke ausgeführt wird, insbesondere mit einer Schichtdicke ausgewählt aus einem Bereich von 2 μιη bis 30 μιη, um zusätzlich eine Verbesserung der Beständigkeit des Stahlrückens gegenüber Fretting zu erzielen. Vorzugsweise beträgt ein Summenanteil der Legierungselemente in der Eisenlegierung zwischen 2 At.-% und 49 At.-%, insbesondere zwischen 10 At.-% und 30 At.-%. Der Rest auf 100 At.-% wird durch Eisen gebildet. Es wird damit erreicht, dass Eisen nach wie vor als eigene Phase vorhanden ist und nicht hauptsächlich intermetallische Phasen in der Zwischenschicht vorliegen, bzw. dass speziell bei amorphen oder extrem feinkristallinen Schichten (bei denen eine Unterscheidung von Phasen durch Röntgendiffraktometrie nicht möglich ist) die positiven Eigenschaften von Eisen (Diffusionshemmung, Bildung von Oxidschichten, etc.) in ausreichendem Maße erhalten bleiben.
Nach einer anderen Ausführungsvariante des Mehrschichtgleitlagers ist vorgesehen ist vorgesehen, dass die Eisenlegierung austenitfrei ist. Es wird damit der voranstehende Effekt der ferritischen Eisenphasen weiter verbessert. Bevorzugt weist die Eisenlegierung ein ferritisches Gefüge auf. Obwohl Ferrit im Vergleich zu Austenit durch sein kubisch raumzentriertes Gitter eine weniger dichte Packung der Atome als Austenit aufweist und korrosionsanfälliger ist, wird mit dem ferritischen Gefüge eine bessere Anpassbarkeit an die damit verbundene weitere Schicht und eine bessere Verbindbarkeit mit dieser Schicht erreicht, wodurch der Haftverbund der weiteren Schicht mit der Zwischenschicht aus der Eisenlegierung verbessert werden kann.
Die Eisenlegierung kann eine Härte zwischen 400 HV (lxlO"3 N) und 1000 HV (lxlO"3 N) aufweisen. Durch diese hohe Härte der Zwischenschicht ist es möglich, diese deutlich dünner auszuführen, als dies bei üblichen Zwischenschichten aus Eisen oder Eisenlegierungen der Fall ist.
Weiter kann vorgesehen sein, dass die Kristallkörner einen im Wesentlichen runden Habitus aufweisen und/oder zumindest zu 90 %, bezogen auf die Gesamtzahl der Kristallkörner, mit zumindest einer kristallographischen Achse zumindest annähernd parallel zur Oberfläche ausgerichtet sind. Es wird damit einerseits eine mögliche Kerbwirkung der Kristallkörner reduziert bzw. vermieden. Andererseits kann damit durch die bevorzugte Orientierung eine Verbesserung der Wirkung als Diffusionssperrschicht verbessert werden, indem an der Oberfläche der Zwischenschicht eine dichtere Struktur zur Verfügung gestellt wird.
Zur Verbesserung des Eigenschaftsprofils der Zwischenschicht kann nach einer Ausfüh- rungsvariante der Mehrschichtgleitlagers vorgesehen sein, dass in der Zwischenschicht
Partikel eingelagert sind. Bevorzugt weisen dabei die Partikel einen mittleren Durchmesser zwischen 0,1 μιη und 1 μιη auf und/oder sind in einem Anteil zwischen 3 Vol.-% und 30 Vol.-%, bezogen auf die gesamte Zwischenschicht, enthalten. Zum besseren Verständnis der Erfindung wird diese anhand der nachfolgenden Figuren und Beschreibung näher erläutert.
Es zeigen: Fig. 1 das Röntgendiffraktogramm einer Fe- W-Legierung; Fig. 2 das Röntgendiffraktogramm einer Fe-P- Legierung; Fig. 3 das Röntgendiffraktogramm einer Fe-P-W-Legierung.
Das Mehrschichtgleitlager ist insbesondere in Form einer Gleitlagerhalbschale ausgebildet. Der prinzipielle Aufbau derartiger Dreischichtlager, wie sie z.B. in Kraftfahrzeugen Verwendung finden, ist aus dem Stand der Technik bekannt, sodass sich weitere Ausführungen hierzu erübrigen.
Im Rahmen der Erfindung kann das Mehrschichtgleitlager auch anders ausgeführt sein, beispielsweise als Lagerbuchse. Ebenso sind Ausführungen wie Anlaufringe, axial laufende Gleitschuhe, oder dergleichen möglich. Weiter ist auch eine Direktbe Schichtung möglich, beispielsweise die Beschichtung des Auges eines Pleuellagers. In der einfachsten Ausführungsvariante des Mehrschichtgleitlagers ist dieses dreischichtig ausgebildet, bestehend aus einem Stützkörper und einer Laufschicht sowie eine zwischen dem Stützkörper und der Laufschicht angeordnete Zwischenschicht. Der Stützkörper bildet den Lagerrücken. Der Stützkörper ist insbesondere ebenfalls schichtförmig ausgebildet, kann beispielsweise aber auch durch das voranstehend genannte Pleuel gebildet sein.
Die Laufschicht - teilweise auch Gleitschicht genannt - ist dem zu lagernden Bauteil, also insbesondere einer Welle, zugewandt und stützt diese ab, sofern keine weitere innere Schicht ausgebildet ist.
Es sei jedoch erwähnt, dass weitere Schichten angeordnet werden können, also beispielsweise in Richtung auf den Stützkörper unterhalb der Laufschicht eine Lagermetallschicht, oder auf der Lauf Schicht eine Einlaufschicht. Weiter kann am Lagerrücken eine Antifret- tingschicht ausgebildet sein.
Die erfindungsgemäße Zwischenschicht ist insbesondere eine Diffusionssperrschicht und/oder Haftvermittlerschicht.
Der Vollständigkeit halber sei erwähnt, dass unter einer Diffusionssperrschicht eine Schicht eines Gleitlagers verstanden wird, die das Diffundieren von Bestandteilen einer ersten Schicht in eine zweite Schicht des Gleitlagers verhindert bzw. zumindest reduziert. Unter einer Haftvermittlerschicht wird eine Schicht eines Gleitlagers verstanden, die zur Verbesserung der Haftfestigkeit zwischen einer ersten Schicht und einer zweiten Schicht des Gleitlagers verbessert.
Demzufolge ist die Zwischenschicht nach der Erfindung zwischen dieser ersten und dieser zweiten Schicht des Gleitlagers angeordnet. Die Zwischenschicht kann also beispielsweise zwischen dem Stützkörper und der Laufschicht oder zwischen der Laufschicht und der Lagermetallschicht und/oder zwischen der Lagermetallschicht und dem Stützkörper angeordnet werden.
Es sei darauf hingewiesen, dass diese voranstehende Aufzählung nur beispielhaften Cha- rakter hat.
Der Stützkörper besteht üblicherweise aus Stahl bzw. einem Werkstoff, der dem Mehrschichtgleitlager die erforderliche Strukturfestigkeit verleiht, beispielsweise Bronze. Derartige Werkstoffe sind aus dem Stand der Technik bekannt.
Die Lauf schicht kann beispielsweise aus einer Legierung auf Aluminiumbasis, z.B.
AlSn20Cu, aus einer Legierung auf Zinnbasis, z.B. SnCu4, SnSbCu, aus einer Legierung auf Zinkbasis, z.B. ZnBi, aus einer Legierung auf Kupferbasis, z.B. CuSnZn, aus einer Legierung auf Aluminium-Zink-Basis, aus Bismut, etc. bestehen. Es ist aber auch möglich, die Laufschicht aus einem Gleitlack herzustellen, wie dies aus dem Stand der Technik bekannt ist.
Als Lagermetallschicht können unterschiedlichste Legierungen, wie sie für Gleitlager üblich sind, eingesetzt werden. Beispiele hierfür sind Lagermetalle auf Aluminiumbasis, z.B. AlSn6CuNi, AlSn20Cu, AlSi4Cd, AlCd3CuNi, AlSil lCu, AlSn6Cu, AlSn40,
AlSn25CuMn, AlSil lCuMgNi, AlZn4Si, oder Lagermetalle auf Kupferbasis, z.B.
CuSnlO, CuA110Fe5Ni5, CuZn31Si, CuPb24Sn2, CuSn8Bil0, CuSn4Zn.
Selbstverständlich können auch andere als die genannten Legierungen für die Gleitschicht für die Laufschicht und Lagermetalle für die Lagermetallschicht verwendet werden. In
Hinblick auf die Gleitschicht sei jedoch darauf hingewiesen, dass die genannten Werkstoffe die bevorzugten sind.
Die Zwischenschicht ist erfindungsgemäß aus einer Eisenlegierung hergestellt, die nickel- frei ist. Mit nickelfrei ist in diesem Zusammenhang gemeint, dass der Anteil an Nickel in der Zwischenschicht maximal 1 Gew.-%, insbesondere maximal 0,1 Gew.-%, beträgt.
Bevorzugt ist die Zwischenschicht auch frei von Cobalt, da dieses ähnliche toxikologische Eigenschaften aufweist und die chemikalienrechtliche Einstufung bisher oft jener von Nickel gefolgt ist. Mit cobaltfrei ist in diesem Zusammenhang gemeint, dass der Anteil von Cobalt in der Zwischenschicht maximal 1 Gew.-%, insbesondere maximal 0,1 Gew-%, beträgt. Die Eisenlegierung enthält zumindest ein Legierungselement.
Insbesondere enthält die Eisenlegieung zumindest ein Legierungselement das ausgewählt ist aus einer ersten Gruppe umfassend oder bestehend aus C, N, B, P, S, Se, Te, Ru, Cr, Mo, W, und/oder zumindest ein Legierungselement das ausgewählt ist aus einer zweiten Gruppe umfassend oder bestehend aus AI, P, Cr, Mn, Mo, Ru, W, und/oder zumindest ein Legierungselement das ausgewählt ist aus einer dritten Gruppe umfassend oder bestehend aus Zn, AI, Antimon, Bismut, Silber, und/oder zumindest ein Legierungselement das ausgewählt ist aus einer vierten Gruppe umfassend oder bestehend aus AI, P, Cr, Mn, Mo, W, und/oder zumindest ein Legierungselement das ausgewählt ist aus einer fünften Gruppe umfassend oder bestehend aus Cu, Mn, Zn, und/oder zumindest ein Legierungselement das ausgewählt ist aus einer sechsten Gruppe umfassend oder bestehend C, Si, Ge, Sn, N, P, S, Se, Te und/oder zumindest ein Legierungselement das ausgewählt ist aus einer siebten Gruppe umfassend oder bestehend Cu, Mn, Zn, mit der Maßgabe, dass keines der in den Gruppen ein bis sieben enthaltenen Elemente mehrfach enthalten bzw. als Legierung sele- mente ausgewählt sind.,
Besonders bevorzugt enthält die Eisenlegierung Phosphor und/oder Chrom und/oder Wolfram. Hinsichtlich der Wirkungen dieser Elemente sei auf voranstehende Ausführungen verwiesen. Der Summenanteil der Legierungselemente beträgt vorzugsweise zwischen 2 At.-% und 49 At.-%, insbesondere zwischen 10 At.-% und 30 At.-%. Den Rest auf 100 At.-% bildet Eisen. Der Anteil an Stickstoff kann zwischen 0,2 At.-% und 30 At.-%, insbesondere zwischen 1 At.-% und 10 At.-%, betragen.
Der Anteil an Bor kann zwischen 0,5 At.-% und 49 At.-%, insbesondere zwischen 3 At.-% und 30 At.-%, betragen.
Der Anteil an Phosphor kann zwischen 1 At.-% und 49 At.-%, insbesondere zwischen 5 At.-% und 30 At.-% betragen.
Der Anteil an Schwefel kann zwischen 1 At.-% und 49 At.-%, insbesondere zwischen 5 At.-% und 30 At.-%, betragen.
Der Anteil an Selen kann zwischen 1 At.-% und 49 At.-%, insbesondere zwischen 5 At.-% und 30 At.-%, betragen. Der Anteil an Tellur kann zwischen 1 At.-% und 49 At.-%, insbesondere zwischen 5 At.-% und 30 At.-%, betragen.
Der Anteil an Ruthenium kann zwischen 1 At.-% und 49 At.-%, insbesondere zwischen 5 At.-% und 30 At.-%, betragen.
Der Anteil an Chrom kann zwischen 1 At.-% und 49 At.-%, insbesondere zwischen 5 At- % und 30 At.-%, betragen.
Der Anteil an Mangan kann zwischen 1 At.-% und 49 At.-%, insbesondere zwischen 5 At- % und 30 At.-%, betragen. Der Anteil an Zinn kann zwischen 1 At.-% und 49 At.- , insbesondere zwischen 5 At.-% und 30 At.- , betragen.
Der Anteil an Kupfer kann zwischen 1 At.-% und 49 At.-%, insbesondere zwischen 5 At- % und 30 At-%, betragen.
Der Anteil an Zink kann zwischen 1 At.-% und 49 At.- , insbesondere zwischen 5 At.-% und 30 At.-%, betragen. Der Anteil an Molybdän kann zwischen 1 At.-% und 49 At.-%, insbesondere zwischen 5 At-% und 30 At-%, betragen.
Der Anteil an Wolfram kann zwischen 1 At.-% und 49 At.-%, insbesondere zwischen 5 At-% und 30 At-%, betragen.
Der Anteil an Aluminium kann zwischen 1 At.-% und 49 At.-%, insbesondere zwischen 5 At-% und 30 At-%, betragen.
Der Anteil an Silizium kann zwischen 1 At.-% und 49 At.-%, insbesondere zwischen 5 At- % und 30 At.-%, betragen.
Der Anteil an Germanium kann zwischen 1 At.-% und 49 At.-%, insbesondere zwischen 5 At.-% und 30 At.- , betragen. Der Anteil an Antimon kann zwischen 1 At.-% und 49 At.-%, insbesondere zwischen 5 At-% und 30 At-%, betragen.
Der Anteil an Bismut kann zwischen 1 At.-% und 49 At.- , insbesondere zwischen 5 At- % und 30 At.-%, betragen.
Der Anteil an Silber kann zwischen 1 At.-% und 49 At.-%, insbesondere zwischen 5 At.-% und 30 At.- , betragen. Besonders bevorzugt werden Eisen- Wolfram-Legierungen mit einem Anteil an Wolfram zwischen 40 Gew.-% und 60 Gew.-%, weil diese schon bei 0,5 μιη Schichtdicke eine hervorragende diffussionshemmende Wirkung gegenüber Sn, Zn und Bi aufweisen, eine stabi- le Oxidschicht bilden und die elektrochemische Abscheidung aus einem Citrat- und Sulfat haltigen Elektrolyten bei pH 8 möglich ist.
Bei galvanischer Abscheidung der Zwischenschicht soll der Elektrolyt gegenüber dem Lagermetall und einer allfällig darauf abgeschiedenen Zinkat-Schicht wenig korrosiv sein, was insbesondere durch Chlorid- und Fluorid-arme Elektrolyte mit einem moderaten pH- Wert, vorzugsweise zwischen pH 4 und 10, insbesondere zwischen pH 6 und 8 erzielt werden kann.
Es ist aber auch die Abscheidung der genannten Legierungen über PVD-Prozesse möglich.
Die Eisenlegierung der erfindungsgemäßen Zwischenschicht ist entweder röntgenamorph oder weist Kristallkörner mit einer maximalen Korngröße von 500 nm, vorzugsweise kleiner 150 nm, insbesondere kleiner 50 nm, auf. Die maximale Korngröße bezeichnet dabei die größte Abmessung, die die Kristallkörner haben.
Röntgenamorph bedeutet dabei, dass die Eisenlegierung die im Vergleich zu nanokristalli- nen Eisenlegierungen keine oder sehr verbreiterte Röntgenreflexe liefern, entsprechend einer Kristallitgröße berechnet nach der Scherrer-Gleichung von höchstens 2 nm.
Sofern die Eisenlegierung nicht röntgenamorph ist, ist es bevorzugt wenn diese ein ferritisches Gefüge, gegebenenfalls mit intermetallischen Phasen, aufweist. Der Anteil an weiteren Gefügebestandteilen ist dabei beschränkt auf maximal 49 Gew.-%, bezogen auf die gesamte Legierung.
Insbesondere ist das Gefüge austenitfrei. Erreicht wird diese bevorzugte Gefügeausbildung in erster Linie durch die Vermeidung von Austenit stabilisierenden Elementen, insbesondere Nickel und Cobalt. Weiter wird der störende Einfluss eines austenitischen Gefüges auch durch die Vermeidung jeglicher Gefü- geausbildung, durch eine röntgenamorphe Legierung sab Scheidung, vermieden.
Zudem können die Körner einen im Wesentlichen runden Habitus aufweisen und/oder können zumindest zu 90 %, bezogen auf die Gesamtzahl der Kristallkörner, mit zumindest einer kristallographischen Achse zumindest annähernd parallel zur Oberfläche ausgerichtet sein.
Die Zwischenschicht kann eine Härte zwischen 400 HV (lxlO"3 N) und 1000 HV (lxlO"3 N), bevorzugt zwischen 500 HV (lxlO"3 N) und 700 HV (lxlO"3 N), aufweisen. Durch die hohe Härte ist es möglich die Sichtdicke der Zwischenschicht im Vergleich zu herkömmlichen Zwischenschichten zu reduzieren. Insbesondere kann die Schichtdicke der Zwischenschicht zwischen 0,1 und 10 μιη, vorzugsweise zwischen 0,3 und 3 μιη, insbesondere zwischen 0,5 μιη und 1 μιη, betragen. Die Herstellung der Zwischenschicht erfolgt bevorzugt wie nachfolgend beschrieben.
Beispiel 1:
Die Zwischenschicht wird insbesondere galvanisch hergestellt. Dazu kann vorab ein Birne - tallstreifen aus einer Stahlstützschicht und einer Lagermetallschicht dem Stand der Technik entsprechend hergestellt und gegebenenfalls umgeformt und/oder spanabhebend bearbeitet werden. Auf der Lagermetallschicht wird beispielsweise die Zwischenschicht aus einer Eisen-Wolfram-Legierung unter folgenden Bedingungen abgeschieden: Elektrolyt und Abscheideparameter für Eisen- Wolfram (20 At-% bis 25 At-% W) Fe 10 g/1 (als Eisen(II)sulfat)
W 30 g/1 (als Natriumwolframat)
Stabilisator(en) bzw. Grundelektrolyt(e), Leitsalz(e) oder Komplexbildner
Additive
Stromdichte 5 A/dm2
Temperatur 50-90°C
pH ca. 8
In Fig. 1 ist dazu das Röntgendiffraktogramm dieser Zwischenschicht dargestellt. Die schmalen Peaks bei 50°, 75° und 90° auf der 2-Theta Skala stammen vom Cu-Untergrund, unter 25° sind es Artefakte vom Probenhalter. Aus der deutlichen Peakverbreiterung des (HO)-Reflexes bei 43,04 0 ist die nanokristalline Struktur zu erkennen. Die mittlere Größe der Kristallkörner betrug 1,1 nm. Die Struktur kann als quasiamorph bezeichnet werden.
Beispiel 2:
Das Beispiel 1 wurde wiederholt, wobei jedoch eine FeP-Legierung mit ca. 15 At.-% P als Zwischenschicht hergestellt wurde.
Elektrolyt und Abscheideparameter für FeP (ca. 15 At-% P):
Fe 50 g/1 (als Eisen(II)chlorid)
P 30 g/1 (als Natriumdihydrogenphosphit)
Stabilisator(en) bzw. Grundelektrolyt(e), Leitsalz(e) oder Komplexbildner
Ohne Additive
Stromdichte 1 A/dm2
Temperatur 25°C
pH ca. 2,5 In Fig. 2 ist das Röntgendiffraktogramm dieser Zwischenschicht dargestellt. Die schmalen Peaks stammen wieder vom Cu-Untergrund. Aus der deutlichen Peakverbreiterung des (l lO)-Reflexes bei 43, 1 0 und des (211)-Reflexes bei 77,65 0 ist die nanokristalline Struktur zu erkennen. Die mittlere Größe der Kristallkörner betrug 0,98 nm. Die Struktur kann als quasiamorph bezeichnet werden.
Beispiel 3:
Das Beispiel 1 wurde wiederholt, wobei jedoch eine FeB-Legierung mit ca. 30 At.-% B als Zwischenschicht hergestellt wurde.
Elektrolyt und Abscheideparameter für FeB (ca. 30 At-% B):
Fe 4 g/1 (als Eisen(II)sulfat)
B 3 g/1 (als Kaliumborohydrid)
Stabilisator(en) bzw. Grundelektrolyt(e), Leitsalz(e) oder Komplexbildner
Additive
Stromdichte 1,5 A/dm2
Temperatur 22°C
pH ca. 12,5
Beispiel 4:
Das Beispiel 1 wurde wiederholt, wobei jedoch eine FeZn-Legierung mit ca. 10 At.-% B als Zwischenschicht hergestellt wurde.
Elektrolyt und Abscheideparameter für FeZn (ca. 10 At-% Zn) Fe 80 g/1 (als Eisen(II)sulfat)
Zn 30 g/1 (als Zinksulfat)
Stabilisator(en) bzw. Grundelektrolyt(e), Leitsalz(e) oder Komplexbildner
Additive
Stromdichte 3 A/dm2 (Pulsstrom: 30 A/dm2 5 ms / 0 A/dm2 45 ms)
Temperatur 55°C
pH ca. 4
Beispiel 5:
Das Beispiel 1 wurde wiederholt, wobei jedoch eine FePW-Legierung mit ca. 3 At.-% P und ca. 3 At.-% W als Zwischenschicht hergestellt wurde.
Elektrolyt und Abscheideparameter für FePW (ca. 3 At-% P, ca. 3 At%-W)
Fe 3 g/1 (als Eisen(II)sulfat)
P 10 g/1 (als Natriumhypophosphit)
W 10 g/1 (als Natriumwolframat)
Stabilisator(en) bzw. Grundelektrolyt(e), Leitsalz(e) oder Komplexbildner
Ohne Additive
Stromdichte Stromlos (autokathalytisch)
Temperatur 90°C
pH ca. 8,5
In Fig. 3 ist das Röntgendiffraktogramm dieser Zwischenschicht dargestellt. Es ist eine starke Orientierung der Kristallkörner ersichtlich ((110) Reflex bei 44,71 °, (211)-Reflex bei 82,51 °). Die Größe der Kristallkörner betrug zwischen ca. 16 nm und ca. 22 nm. Die Struktur ist nanokristallin. Generell können zur galvanischen Abscheidung der jeweils eingesetzten Metalle folgende Substanzen verwendet werden. Eisen kann als Eisen(II)tetrafluoroborat, Eisen(II)methansulfonat, Eisen(II)sulfat, Ei- sen(II)chlorid, Eisen(II)pyrophosphat, Eisen(II)sulfamat eingesetzt werden. Generell kann die Konzentration an Eisen im Elektrolyt zwischen 0,03 mol/1 und 2,5 mol/1 betragen.
Bor kann als Alkaliborohydrid oder Aminoboran (z.B. Dimethylaminoboran) eingesetzt werden. Generell kann die Konzentration an reaktivem Bor im Elektrolyt bis zu 0,3 mol/1 betragen. (Bor in Form von Borsäure und Tetrafluoroborsäure sowie deren Salzen wird nicht in nennenswerten Mengen eingebaut)
Schwefel kann als Alkalithiosulfat, Alkalisulfid, Methionin, Cystin eingesetzt werden. Ge- nerell kann die Konzentration an reaktivem Schwelfel im Elektrolyt bis zu 0,3 mol/1 betragen. (Schwefel in Form von Schwefelsäure, Sulfonsäure und Sulfaminsäure sowie deren Salzen wird nicht in nenneswerten Mengen eingebaut)
Selen kann als Selendioxid und Alkaliselenaten eingesetzt werden. Generell kann die Kon- zentration an Selen im Elektrolyt bis zu 0,1 mol/1 betragen.
Tellur kann als Tellurdioxid und Alkalitellurat eingesetzt werden. Generell kann die Konzentration an Tellur im Elektrolyt bis zu 0,1 mol/1 betragen. Ruthenium kann als Rutheniumchlorid oder in Form eines organischen Aminkomplexes eingesetzt werden. Generell kann die Konzentration an Ruthenium im Elektrolyt bis zu 0,1 mol/1 betragen.
Chrom kann als Chrom(III)chlorid, Chrom(III)sulfat, Chrom(III)methansulfonat, Alkali- oder Ammonium-Chrom(III)sulfat eingesetzt werden. Generell kann die Konzentration an Chrom im Elektrolyt bis zu 1 mol/1 betragen. Germanium kann als Germaniumdioxid und Alkaligermanat eingesetzt werden. Generell kann die Konzentration an Germanium im Elektrolyt bis zu 0,3 mol/1 betragen.
Zinn kann dabei als Zinn(II)tetrafluoroborat, Zinn(II)methansulfonat, Zinn(II)sulfat, Zinn(II)pyrophosphat, Alkalistannat eingesetzt werden. Generell kann die Konzentration an Zinn im Elektrolyt bis zu 0,3 mol/1 betragen.
Antimon kann als Antimon(III)tetrafluoroborat, Antimontrifluorid, Antimon(III)oxid, Ka- liumantimontartrat eingesetzt werden. Generell kann die Konzentration an Antimon im Elektrolyt bis zu 0,3 mol/1 betragen.
Kupfer kann als Kupfer(II)tetrafluoroborat, Kupfer(II)methansulfonat, Kupfer(II)sulfat, Kupfer(II)pyrophosphat, Kupfer(I)cyanid eingesetzt werden. Generell kann die Konzentration an Kupfer im Elektrolyt bis zu 0,3 mol/1 betragen.
Molybdän kann dabei als Alkalimolybdat, Molybdänoxid oder Molybdänsäure eingesetzt werden. Generell kann die Konzentration an Molybdän im Elektrolyt bis zu 0,3 mol/1 betragen. Bismut kann als Bismuttrifluorid, Bismut(III)methansulfonat, Bismut(III)sulfat, Bis- mut(III)pyrophosphat, Bismutoxid, Bismuthydroxid, Alkalibismutat eingesetzt werden. Generell kann die Konzentration an Bismut im Elektrolyt bis zu 0,3 mol/1 betragen.
Silber kann als Silbertetrafluoroborat, Silbermethansulfonat, Silberpyrophosphat, Sil- bersulfat, Silbercyanid und Alkalisilbercyanid eingesetzt werden. Generell kann die Konzentration an Silber im Elektrolyt bis zu 0,3 mol/1 betragen.
Zink kann als Zink(II)tetrafluoroborat, Zink(II)methansulfonat, Zink(II)sulfat,
Zink(II)pyrophosphat, Zinkoxid, Alkalizinkat eingesetzt werden. Generell kann die Kon- zentration an Zink im Elektrolyt bis zu 0,3 mol/1 betragen. Mangan kann dabei als Mangan(II)tetrafluoroborat, Mangan(II)methansulfonat, Man- gan(II)sulfat, Mangan(II)pyrophosphat eingesetzt werden. Generell kann die Konzentration an Mangan im Elektrolyt bis zu 0,3 mol/1 betragen. Phosphor kann als Alkali(hydrogen)hypohosphit, Hypophosphorigesäure (Phosphorous
Acid) eingesetzt werden. Generell kann die Konzentration an aktivem Phosphor im Elektrolyt bis zu 0,5 mol/1 betragen. (Phosphor in Form von Phosphorsäure, Phosphonsäure sowie deren Salzen wird nicht in nenneswerten Mengen eingebaut) Wolfram kann dabei als Alkaliwolframat, Wolframoxid oder Wolframsäure eingesetzt werden. Generell kann die Konzentration an Wolfram im Elektrolyt bis zu 0,3 mol/1 betragen.
Mögliche Stabilisatoren bzw. Grundelektrolyte, Leitsalze oder Komplexbildner sind: Mi- neralsäuren (z.B. Borsäure, Tetrafluoroborsäure, Flusssäure, Pyrophosphorsäure, Schwefelsäure, Salzsäure) sowie Di- und Polycarbonsäuren, Aminocarbonsäuren und Hydro- xycarbonsäuren (z.B. Ascorbinsäure, Bernsteinsäure, Oxalsäure, Citronensäure, Weinsäure, Glycin, Serin, Lysin) sowie Sulfonsäuren, Sulfaminsäuren, Phosphonsäuren und Ammoniak, Amine und Alkalihydroxide, Alkalicyanide sowie die jeweiligen gemeinsamen Salze, in einer Gesamtkonzentration zwischen 0,1 mol/1 und 5 mol/1.
Mögliche Additive sind: Natriumdodecylsulfat, Saccharin, Vanillin, Polyethyleneglycole, Dipyridyl, Natriumnaphthalenesulfonate, Formaldehyd, Netzmittel zwischen 0,0005 mol/1 und 0,05 mol/1, bevorzugt 0,002 mol/1 und 0,02 mol/1.
Es können jeweils auch Mischungen aus den voranstehend genannten Bestandteilen der Elektrolyte verwendet werden, also z.B. zumindest zwei Salze eines bzw. des jeweiligen Metalls und/oder zumindest zwei Stabilisatoren und/oder zumindest zwei Additive. Aluminium, Silizium, Stickstoff können durch Eindiffusion der Elemente in die Schicht eingebaut werden. Alternativ sind diese Legierungselemente durch PVD Verfahren erzielbar. Im Rahmen der Erfindung wurden folgende Legierungen (Tabelle 1) für die Zwischen- schicht nach dem voranstehend beschriebenen galvanischen Verfahren mit entsprechenden Anpassungen hinsichtlich der eingesetzten Elektrolyte hergestellt.
Tabelle 1: Beispiele für Eisenlegierungen. Die Anteile der Elemente sind in At.-%, den Rest bildet Eisen. Dabei bedeuten die Spaltenüberschriften: nm: Kristallitgröße in nm (a=amorph)
LM: Lagermetall bzw. Grundmaterial (Al=Aluminium-Legierung, Cu=Bronzelegierung) LS: Laufschicht bzw. Deckschicht (PbSn=PbSn-Basis-Beschichtung, Sn=Sn-Basis-
Beschichtung, Poly=Polymer-basierte Beschichtung, ZnBi=ZnBi-Basis-Beschichtung, AlSn=AlSn-Basis-Beschichtung, Bi-Bismut-Basis-Beschichtung)
D: Diffusionshemmende Wirkung (+=ja, 0=nein)
B: Haftvermittelnde Wirkung (+=ja, 0=nein)
R: Widerstand gegen Fressen (bei Kontakt mit Stahlwelle) (+=ja, 0=nein)
Für Vergleichszwecke wurden folgende Eisenlegierungen (Tabelle 2) hergestellt.
Tabellela: Erfindungsgemäße Schichten, Basis ist Eisen
Figure imgf000024_0001
Figure imgf000025_0001
Für Vergleichszwecke wurden folgende Eisenlegierungen (Tabelle 2) hergestellt.
Tabelle2: Vergleichsschichten. Die Anteile der Elemente sind in At.-% , den Rest bildet Eisen. Für die Erläuterung der Spaltenüberschrif- ten siehe oben.
Figure imgf000026_0001
Es ist weiter möglich, dass in der Zwischenschicht Partikel zur Ausbildung der Zwischenschicht als Dispersions schichten eingelagert sind. Diese Partikel können z.B. während der galvanischen Abscheidung der Zwischenschicht eingelagert werden. Dazu können die Partikel dem jeweiligen Elektrolyten als Pulver oder Suspension zugegeben werden.
Diese Partikel können durch Hartpartikel gebildet sein. Als Hartpartikel können Carbide und/oder Oxide und/oder Nitride verwendet werden. Beispielsweise können die Hartpartikel aus Cr02, Fe304, PbO, ZnO, CdO, A1203, Si02, Sn02, Zr02, SiC, Si3N4 bestehen. Insbesondere wird hexagonales Bornitrid eigesetzt.
Die Partikel können alternativ oder zusätzlich zu den Hartpartikeln aus Kunststoffpartikeln gebildet sein. Insbesondere werden PTFE-Partikel verwendet.
Die mittlere Partikelgröße der Partikel beträgt bevorzugt zwischen 0,1 μιη und 1 μιη vor- zugsweise unter 0,4 μιη. Unter der mittleren Partikelgröße wird dabei das arithmetische Mittel aus 40 Einzelmesswerten von Partikeln verstanden.
Der Volumenanteil der dispergierten Phase kann zwischen 3 Vol.-% und 30 Vol.-% betragen.
Die Ausführungsbeispiele zeigen mögliche Ausführungsvarianten des Mehrschichtgleitlagers.

Claims

P a t e n t a n s p r ü c h e
1. Mehrschichtgleitlager zumindest umfassend einen Stützkörper und eine Laufschicht sowie eine zwischen dem Stützkörper und der Laufschicht angeordnete Zwischenschicht, wo- bei die Zwischenschicht aus einer nickelfreien Eisenlegierung gebildet ist, die neben Eisen zumindest ein Legierungselement enthält, dadurch gekennzeichnet, dass die Eisenlegierung röntgenamorph oder mit Kristallkörnern mit einer maximalen Korngröße von 500 nm ausgebildet ist.
2. Mehrschichtgleitlager nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, dass das zumindest eine Legierungselement ausgewählt ist aus einer Gruppe umfassend, Stickstoff, Bor, Phosphor, Schwefel, Selen, Tellur, Ruthenium, Chrom, Mangan, Zinn, Antimon, Bismut, Silber, Kupfer, Zink, Molybdän, Wolfram, Aluminium, Silizium, Germanium.
3. Mehrschichtgleitlager nach Anspruch 1 oder 2, dadurch gekennzeichnet, dass ein
Summenanteil der Legierungselemente zwischen 2 At.-% und 49 At.-% beträgt und der Rest auf 100 At.-% durch Eisen gebildet ist.
4. Mehrschichtgleitlager nach einem der Ansprüche 1 bis 3, dadurch gekennzeichnet, dass die Eisenlegierung austenitfrei ist.
5. Mehrschichtgleitlager nach einem der Ansprüche 1 bis 4, dadurch gekennzeichnet, dass die Eisenlegierung ein ferritisches Gefüge aufweist.
6. Mehrschichtgleitlager nach einem der Ansprüche 1 bis 5, dadurch gekennzeichnet, dass die Eisenlegierung eine Härte zwischen 400 HV (lxlO"3 N) und 1000 HV (lxlO"3 N) aufweist.
7. Mehrschichtgleitlager nach einem der Ansprüche 1 bis 6, dadurch gekennzeichnet, dass die Kristallkörner einen im Wesentlichen runden Habitus aufweisen aufweisen und/oder zumindest zu 90 %, bezogen auf die Gesamtzahl der Kristallkörner, mit zumindest einer kris- tallographischen Achse zumindest annähernd parallel zur Oberfläche ausgerichtet sind.
8. Mehrschichtgleitlager nach einem der Ansprüche 1 bis 7, dadurch gekennzeichnet, dass in der Zwischenschicht Partikel eingelagert sind.
9. Mehrschichtgleitlager nach Anspruch 8, dadurch gekennzeichnet, dass die Partikel einen mittleren Durchmesser zwischen 0,1 μιη und 1 μιη aufweisen.
10. Mehrschichtgleitlager nach Anspruch 8 oder 9, dadurch gekennzeichnet, dass die Partikel in einem Anteil zwischen 3 Vol.-% und 30 Vol.-%, bezogen auf die gesamte Zwischenschicht, enthalten sind.
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Citations (49)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
GB624401A (en) 1947-05-31 1949-06-07 Cleveland Graphite Bronze Co Improvements in bearings
GB660389A (en) 1948-12-30 1951-11-07 Cleveland Graphite Bronze Co Bearings
US2635020A (en) 1950-08-01 1953-04-14 Federal Mogul Corp Bearing
GB704085A (en) 1951-01-26 1954-02-17 Glacier Co Ltd Improvements in or relating to plain bearings
GB711438A (en) 1952-11-03 1954-06-30 Glacier Co Ltd Improvements in or relating to plain bearings
GB755084A (en) 1954-04-12 1956-08-15 Glacier Co Ltd Manufacture of plain bearings
GB1189764A (en) 1967-02-03 1970-04-29 Ford Motor Co A Sealing Member.
US3623205A (en) 1969-12-24 1971-11-30 Curtiss Wright Corp Composite bearing structure
GB1463474A (en) 1975-03-14 1977-02-02 Miba Gleitlager Ag Composite sliding-surface bearing
US4072368A (en) 1975-09-24 1978-02-07 Miba Gleitlager Aktiengesellschaft Sliding-surface bearing and process of manufacturing the same
JPS5511182A (en) 1978-07-12 1980-01-25 Taiho Kogyo Co Ltd Composite sliding material
DE3422327A1 (de) * 1984-06-15 1985-12-19 Fürstlich Hohenzollernsche Hüttenverwaltung Laucherthal, 7480 Sigmaringen Verfahren zur erzeugung einer gleitschicht aus weissmetall auf bleibronzeoberflaechen von stahl/bleibronze-verbundlagern
GB2186923A (en) 1986-02-10 1987-08-26 Hohenzollern Friedrich Willhel A composite bearing comprising several materials
US4696867A (en) 1983-07-05 1987-09-29 Aeplc Aluminum based bearing alloys
US5056937A (en) 1989-12-05 1991-10-15 Daido Metal Company Ltd. Sliding bearing
US5093207A (en) 1988-04-23 1992-03-03 Glyco Aktiengesellschaft Laminate material or laminate workpiece with a functional layer, especially a friction bearing layer, disposed on a backing layer
US5112416A (en) 1989-11-27 1992-05-12 Daido Metal Company Ltd. Aluminum based alloy bearing having strengthened intermediate bonding layer
US5116692A (en) 1988-06-02 1992-05-26 Daido Metal Company Ltd. Multi-layer type sliding bearing of aluminum alloy and method of producing the same
US5137792A (en) 1988-04-23 1992-08-11 Glyco Aktiengesellschaft Sliding or frictional laminate having functional layer in the form of a solid dispersion
GB2271307A (en) 1992-09-25 1994-04-13 Daido Metal Co Sliding material
GB2260338B (en) 1991-10-02 1994-09-21 Daido Metal Co Bearings
US5434012A (en) 1992-09-17 1995-07-18 Daido Metal Company, Ltd. Multilayer slide bearing and bearing assembly
JPH1064840A (ja) 1996-08-23 1998-03-06 Toyota Central Res & Dev Lab Inc ｎ型不純物層を有する炭化珪素半導体の製造方法
US5817397A (en) 1995-03-01 1998-10-06 Taiho Kogyo Co., Ltd. Sliding bearing
JP2000120694A (ja) 1998-10-19 2000-04-25 Daido Metal Co Ltd 多層すべり軸受
US6083570A (en) * 1987-03-31 2000-07-04 Lemelson; Jerome H. Synthetic diamond coatings with intermediate amorphous metal bonding layers and methods of applying such coatings
US6194087B1 (en) 1997-12-06 2001-02-27 Clyco-Metall-Werke Glyco B.V. & Co. Kg Composite multilayer bearing material
US6451452B1 (en) 1997-07-05 2002-09-17 Federal-Mogul Weisbaden Gmbh & Co. Kg Overlay material for plain bearing
US6491436B1 (en) 1999-10-12 2002-12-10 Daido Metal Company Ltd. Plain bearing
US20030048961A1 (en) 2001-09-10 2003-03-13 Daido Metal Company Ltd. Sliding member
US6537683B1 (en) 1998-11-13 2003-03-25 Federal-Mogul Wiesbaden Gmbh & Co. Kg Stratified composite material for sliding elements and method for the production thereof
US6565258B1 (en) 1999-09-29 2003-05-20 Daido Metal Company Ltd. Plain bearing
US6596412B2 (en) 1995-12-20 2003-07-22 Miba Gleitlager Aktiengesellschaft Aluminum base bearing alloy and a bearing element comprising a running layer formed by the alloy
US7004635B1 (en) 2002-05-17 2006-02-28 Varian Medical Systems, Inc. Lubricated ball bearings
US7128981B2 (en) 2003-05-29 2006-10-31 Daido Metal Company, Ltd. Sliding member
US7174637B2 (en) 2002-07-13 2007-02-13 Dana Corporation Bearings
WO2008074281A2 (de) 2006-12-19 2008-06-26 Mahle International Gmbh Gleitlager
JP2009002460A (ja) * 2007-06-22 2009-01-08 Mitsubishi Heavy Ind Ltd 軸受およびこれを備えた回転機械
WO2009046475A2 (de) * 2007-10-11 2009-04-16 Miba Gleitlager Gmbh Mehrschichtgleitlager
US20090263053A1 (en) 2005-05-13 2009-10-22 Gerd Andler Plain Bearing Composite Material, Use Thereof and Production Methods Therefor
US20100086250A1 (en) 2007-02-28 2010-04-08 Evans Ryan D Bi-directional tapered roller bearing assembly with improved wear resistance
DE102008060765A1 (de) * 2008-12-05 2010-06-10 Daimler Ag Mehrschichtlager
US20100227188A1 (en) 2006-01-30 2010-09-09 Takemori Takayama Ferrous Sintered Multilayer Roll-Formed Bushing, Producing Method of the Same and Connecting Device
US7862902B2 (en) 2006-06-09 2011-01-04 Miba Gleitlager Gmbh Multi-layered bearing
DE102010011083B3 (de) * 2010-03-12 2011-06-16 Ks Gleitlager Gmbh Gleitlagerverbundwerkstoff
US7993758B2 (en) 2005-05-13 2011-08-09 Federal-Mogul Wiesbaden Gmbh & Co. Kg Slide bearing composite material
EP2365109A1 (de) * 2010-03-02 2011-09-14 KS Gleitlager GmbH Gleitlagerverbundwerkstoff mit galvanisch abgeschiedener Laufschicht
US20110268944A1 (en) 2008-12-30 2011-11-03 Achim Adam Sliding element
US8053088B2 (en) 2008-06-20 2011-11-08 Daido Metal Company Ltd. Slide member

Family Cites Families (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
US3576672A (en) * 1969-06-12 1971-04-27 Monsanto Res Corp Method of plasma spraying ferrite coatings and coatings thus applied
ATE166112T1 (de) * 1992-09-16 1998-05-15 Sulzer Innotec Ag Herstellung von eisenaluminid-werkstoffen
JP3839765B2 (ja) * 2002-09-18 2006-11-01 大同メタル工業株式会社 銅系軸受材料

Patent Citations (51)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
GB624401A (en) 1947-05-31 1949-06-07 Cleveland Graphite Bronze Co Improvements in bearings
GB660389A (en) 1948-12-30 1951-11-07 Cleveland Graphite Bronze Co Bearings
US2635020A (en) 1950-08-01 1953-04-14 Federal Mogul Corp Bearing
GB704085A (en) 1951-01-26 1954-02-17 Glacier Co Ltd Improvements in or relating to plain bearings
GB711438A (en) 1952-11-03 1954-06-30 Glacier Co Ltd Improvements in or relating to plain bearings
GB755084A (en) 1954-04-12 1956-08-15 Glacier Co Ltd Manufacture of plain bearings
GB1189764A (en) 1967-02-03 1970-04-29 Ford Motor Co A Sealing Member.
US3623205A (en) 1969-12-24 1971-11-30 Curtiss Wright Corp Composite bearing structure
GB1463474A (en) 1975-03-14 1977-02-02 Miba Gleitlager Ag Composite sliding-surface bearing
US4072368A (en) 1975-09-24 1978-02-07 Miba Gleitlager Aktiengesellschaft Sliding-surface bearing and process of manufacturing the same
JPS5511182A (en) 1978-07-12 1980-01-25 Taiho Kogyo Co Ltd Composite sliding material
US4696867A (en) 1983-07-05 1987-09-29 Aeplc Aluminum based bearing alloys
DE3422327A1 (de) * 1984-06-15 1985-12-19 Fürstlich Hohenzollernsche Hüttenverwaltung Laucherthal, 7480 Sigmaringen Verfahren zur erzeugung einer gleitschicht aus weissmetall auf bleibronzeoberflaechen von stahl/bleibronze-verbundlagern
GB2186923A (en) 1986-02-10 1987-08-26 Hohenzollern Friedrich Willhel A composite bearing comprising several materials
US6083570A (en) * 1987-03-31 2000-07-04 Lemelson; Jerome H. Synthetic diamond coatings with intermediate amorphous metal bonding layers and methods of applying such coatings
US5093207A (en) 1988-04-23 1992-03-03 Glyco Aktiengesellschaft Laminate material or laminate workpiece with a functional layer, especially a friction bearing layer, disposed on a backing layer
US5137792A (en) 1988-04-23 1992-08-11 Glyco Aktiengesellschaft Sliding or frictional laminate having functional layer in the form of a solid dispersion
US5116692A (en) 1988-06-02 1992-05-26 Daido Metal Company Ltd. Multi-layer type sliding bearing of aluminum alloy and method of producing the same
US5112416A (en) 1989-11-27 1992-05-12 Daido Metal Company Ltd. Aluminum based alloy bearing having strengthened intermediate bonding layer
US5056937A (en) 1989-12-05 1991-10-15 Daido Metal Company Ltd. Sliding bearing
GB2260338B (en) 1991-10-02 1994-09-21 Daido Metal Co Bearings
US5434012A (en) 1992-09-17 1995-07-18 Daido Metal Company, Ltd. Multilayer slide bearing and bearing assembly
GB2271307A (en) 1992-09-25 1994-04-13 Daido Metal Co Sliding material
US5817397A (en) 1995-03-01 1998-10-06 Taiho Kogyo Co., Ltd. Sliding bearing
US6596412B2 (en) 1995-12-20 2003-07-22 Miba Gleitlager Aktiengesellschaft Aluminum base bearing alloy and a bearing element comprising a running layer formed by the alloy
JPH1064840A (ja) 1996-08-23 1998-03-06 Toyota Central Res & Dev Lab Inc ｎ型不純物層を有する炭化珪素半導体の製造方法
US6451452B1 (en) 1997-07-05 2002-09-17 Federal-Mogul Weisbaden Gmbh & Co. Kg Overlay material for plain bearing
US6194087B1 (en) 1997-12-06 2001-02-27 Clyco-Metall-Werke Glyco B.V. & Co. Kg Composite multilayer bearing material
JP2000120694A (ja) 1998-10-19 2000-04-25 Daido Metal Co Ltd 多層すべり軸受
US6537683B1 (en) 1998-11-13 2003-03-25 Federal-Mogul Wiesbaden Gmbh & Co. Kg Stratified composite material for sliding elements and method for the production thereof
US6565258B1 (en) 1999-09-29 2003-05-20 Daido Metal Company Ltd. Plain bearing
US6491436B1 (en) 1999-10-12 2002-12-10 Daido Metal Company Ltd. Plain bearing
US20030048961A1 (en) 2001-09-10 2003-03-13 Daido Metal Company Ltd. Sliding member
US6863441B2 (en) 2001-09-10 2005-03-08 Daido Metal Company Ltd. Sliding member
US7004635B1 (en) 2002-05-17 2006-02-28 Varian Medical Systems, Inc. Lubricated ball bearings
US7174637B2 (en) 2002-07-13 2007-02-13 Dana Corporation Bearings
US7455458B2 (en) 2002-07-13 2008-11-25 Mahle Engine Systems Ltd. Bearings
US7128981B2 (en) 2003-05-29 2006-10-31 Daido Metal Company, Ltd. Sliding member
US7993758B2 (en) 2005-05-13 2011-08-09 Federal-Mogul Wiesbaden Gmbh & Co. Kg Slide bearing composite material
US20090263053A1 (en) 2005-05-13 2009-10-22 Gerd Andler Plain Bearing Composite Material, Use Thereof and Production Methods Therefor
US20100227188A1 (en) 2006-01-30 2010-09-09 Takemori Takayama Ferrous Sintered Multilayer Roll-Formed Bushing, Producing Method of the Same and Connecting Device
US7862902B2 (en) 2006-06-09 2011-01-04 Miba Gleitlager Gmbh Multi-layered bearing
WO2008074281A2 (de) 2006-12-19 2008-06-26 Mahle International Gmbh Gleitlager
US20100086250A1 (en) 2007-02-28 2010-04-08 Evans Ryan D Bi-directional tapered roller bearing assembly with improved wear resistance
JP2009002460A (ja) * 2007-06-22 2009-01-08 Mitsubishi Heavy Ind Ltd 軸受およびこれを備えた回転機械
WO2009046475A2 (de) * 2007-10-11 2009-04-16 Miba Gleitlager Gmbh Mehrschichtgleitlager
US8053088B2 (en) 2008-06-20 2011-11-08 Daido Metal Company Ltd. Slide member
DE102008060765A1 (de) * 2008-12-05 2010-06-10 Daimler Ag Mehrschichtlager
US20110268944A1 (en) 2008-12-30 2011-11-03 Achim Adam Sliding element
EP2365109A1 (de) * 2010-03-02 2011-09-14 KS Gleitlager GmbH Gleitlagerverbundwerkstoff mit galvanisch abgeschiedener Laufschicht
DE102010011083B3 (de) * 2010-03-12 2011-06-16 Ks Gleitlager Gmbh Gleitlagerverbundwerkstoff

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