WO2019051526A1 - Verfahren zur herstellung eines gleitlagers - Google Patents

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Alexander Eberhard
Lukas HÄDICKE
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Miba Gleitlager Austria Gmbh
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    • F16C33/124—Details of overlays

Definitions

  • the invention relates to a method for producing a sliding bearing with a metallic layer, after which the metallic layer is heat-treated, in order to partially reduce the hardness of the metallic layer and to form a hardness gradient in the metallic layer in a first direction.
  • the invention relates to a plain bearing comprising a metallic layer which has at least one hardness gradient.
  • 211 633 B3 also known another solution.
  • a method is described for making a sliding bearing in which the edge portions of a bearing surface of a sliding bearing comprising a lead-free copper or aluminum-based alloy is heat treated, so that the hardness of the bearing surface in these sections compared to other, non-heat treated sections is reduced.
  • the present invention has for its object to provide a sliding bearing with improved adaptability with high load capacity.
  • the object of the invention is achieved in the aforementioned method in that the layer thickness of the metallic layer is reduced by pressure forming before the heat treatment.
  • the object of the invention is also achieved with the sliding bearing, in which in the areas of lower hardness, the metallic layer has a finer structure than in areas which have a higher hardness compared to the areas with lower hardness.
  • the advantage here is that the dislocation density in the metallic layer is increased by the pressure deformation before the heat treatment.
  • the metallic layer during the heat treatment has a greater tendency to recrystallize, whereby the first hardness gradient is easier and faster representable. It can also be achieved with a steeper hardness gradient, whereby the softer areas can be made more precise.
  • the pressure forming takes place by rolling with a layer thickness reduction of at least 50%.
  • the course of the evaluation of the plain bearing has shown that this shows better performance when the layer thickness reduction is at least 50%. It could also be observed that the recrystallization of the lattice is less pronounced in the areas where the hardness is due to heat treatment, if the layer thickness reduction is less than 50%. It is therefore assumed that the layer thickness reduction of more than 50% in connection with the recrystallization by the heat treatment is responsible for the improved performance of the plain bearing.
  • the layer thickness reduction of at least 50% is carried out in one pass.
  • the value of 50% with respect to the layer thickness reduction based on the layer thickness of the metallic layer before the pressure forming may be made for the entire metallic layer to be heat-treated, the regions in which the hardness is to be reduced in comparison to the remaining regions being heat-treated with a higher temperature compared to the temperature of the heat treatment of the remaining regions become. It can thus be achieved that even the higher loadable areas of the metallic layer have improved adaptability.
  • the metallic layer is alloyed at least in regions with at least one alloying element during the heat treatment.
  • This "alloying in" of a further alloying element makes it possible, on the one hand, to change the hardness of the material per se, but on the other hand, it can also influence the recrystallization behavior of the metallic layer, as a result of which the hardness of the metallic layer in these layers can also be influenced
  • the tribological properties of the metallic layer can be improved, preferably in near-surface regions.
  • the regions in which the alloying of the metallic layer is to take place with the at least one alloying element are provided with a metallic coating before the heat treatment. It can thus be simplified, the process sequence of the heat treatment, since no simultaneous feeding of the at least one metallic element must be carried out during the heat treatment. In addition, the range of alloying of the at least one further alloying element can thus be specified more precisely.
  • the hardness gradient in the first direction ie in particular the horizontal direction
  • a further hardness gradient is formed in a second direction. It is thus possible to further improve the adaptability of the metallic layer in the region of its surface, wherein at the same time the metallic layer can have a corresponding load-bearing capacity in partial layers below the softer surface layers.
  • the further hardness gradient-according to an embodiment variant of the method- is preferably designed to extend perpendicularly to the first hardness gradient.
  • the heat treatment is carried out before the fine boring of the sliding bearing formed with the metallic layer. It can thus be counteracted the loss of the so-called spread.
  • a further simplification of the method can be achieved by omitting an inert gas atmosphere for the heat treatment.
  • Figure 1 is a multilayer plain bearing in side view.
  • FIG. 2 shows the microstructure in the middle region of the sliding bearing according to FIG. 1;
  • Fig. 3 shows the structure in the side edge region of the sliding bearing according to Fig. 1;
  • FIG. 4 shows a hardness curve in the slide bearing according to FIG. 1 with a layer thickness reduction of more than 50%.
  • Fig. 1 shows a plain bearing 1 in the form of a multi-layer sliding bearing element in an oblique view.
  • the sliding bearing 1 comprises or comprises a support layer 2 and a metallic layer 3 arranged thereon and connected thereto.
  • the non-closed slide bearing 1, in addition to the Haibschalenaus entry shown with an angular coverage of at least approximately 180 0 also have a deviating angular range coverage, for example, at least approximately 120 0 or at least approximately 90 °, so so that the sliding bearing 1 as a third shell or as Quarter shell can be formed, which are combined with corresponding other bearing shells in a bearing receptacle to a sliding bearing, wherein the sliding bearing 1 is preferably installed according to the invention in the higher loaded area of the bearing support.
  • sliding bearing 1 there are also other embodiments of the sliding bearing 1 possible, for example, a design as a bearing bush, as indicated by dashed lines in Fig. 1, or a planar design, for example as a starting disk.
  • the support layer 2 is usually made of a hard material. As materials for the support layer 2, also called support shell, bronzes, brass, etc. can be used. In the preferred embodiment, the support layer 2 consists of an iron-based material, in particular of a steel.
  • the metallic layer 3 may consist of a base alloy with aluminum or copper or tin as the main quantitative constituent.
  • a copper-based alloy in particular a bronze, is used as the metallic layer 3.
  • Aluminum-based alloys may include one or more elements selected from a
  • Copper, zinc in each case 0% by weight to 5% by weight
  • Titanium, zirconium, chromium, manganese, magnesium in each case 0% by weight to 1% by weight
  • Copper base alloys may contain one or more elements selected from the group consisting of boron, antimony, aluminum, silicon, vanadium, phosphorus, titanium, manganese, tin, zinc, magnesium, iron, nickel, sulfur, zirconium, cobalt. Amounts of the elements in the copper-base alloy:
  • Phosphorus, boron, vanadium, sulfur, zirconium, cobalt in each case 0% by weight to 1% by weight
  • Antimony, titanium, magnesium in each case 0% by weight to 2% by weight
  • Manganese, aluminum, silicon, iron, nickel in each case 0% by weight to 5% by weight
  • Tin 0 wt% to 12 wt%
  • Zinc 0 wt% to 40 wt%
  • Tin-based alloys may contain one or more elements selected from the group consisting of or consisting of antimony, copper, silicon, chromium, titanium, zinc, silver, iron, aluminum, bismuth, nickel, magnesium, cadmium.
  • Amounts of elements in the tin-based alloy antimony, copper: 0 wt% to 15 wt% each Silicon, chromium, titanium, silver, aluminum, bismuth: in each case 0% by weight to 5% by weight nickel, zinc, iron: in each case 0% by weight to 5% by weight
  • Magnesium, cadmium in each case 0% by weight to 0.2% by weight
  • the lower limit is given as 0 wt% in the foregoing, it means that the alloy does not contain this element.
  • the fact that the lower limits to all elements are given as 0% by weight does not mean that the respective base alloy does not contain any of these elements at all.
  • at least one of the respective elements in the respective base alloy must be included.
  • all components containing an alloy add up to 100% by weight. The corresponding quantities for this must be selected accordingly from the specified ranges.
  • alloys for the metallic layer 3 are CuSn5Znl, 5P, CuSn3Znl, CuSn3ZnSiMn.
  • the metallic layer 3 is lead-free.
  • Lead-free means in the sense of this description that no lead is added, but lead can be present as an impurity, for example due to the use of recycled metals.
  • the proportion of lead in this case is at most 0.5 wt .-%.
  • the lead content is less than 0.05 wt .-%.
  • this can also be formed in three or more layers.
  • a running layer 4 can be arranged on the metallic layer 3, as indicated by dashed lines in FIG.
  • the running layer 4 may be a further metallic layer or a Gleitlack Anlagen.
  • more metallic Layer come from the prior art known for sliding bearing sliding layer material in question.
  • the combination support layer 2 - CuSn5ZnP layer 3 - Gleitlacktik is preferred.
  • a diffusion barrier layer and / or bonding layer be arranged between the support layer 2 and the layer 3 and / or between the metallic layer 3 and the sliding layer 4.
  • a diffusion barrier layer and / or bonding layer e.g. Al, Mn, Ni, Fe, Cr, Co, Cu, Ag, Mo, Pd and NiSn or CuSn alloys in question.
  • an inlet layer may be present, for example, a pure tin layer or a bismuth layer or a layer of a synthetic polymer.
  • the metallic layer 3 has a first hardness gradient, which is formed in the direction of an axial width 5 of the sliding bearing 1. In other words, the hardness changes in the course of a first side edge 6 in the direction of a second side edge 7, ie becomes larger or smaller.
  • the two side edges 6, 7 are those edges of the layer 3 which run in a circumferential direction 8 of the sliding bearing 1 and are not formed immediately adjacent to the support layer 2.
  • the areas of the sliding bearing 1 adjoining side edges 6, 7 have a lower hardness than the middle area of the sliding bearing 1.
  • the regions of lesser hardness can extend from the side edges 6, 7 in the axial direction up to an area width 9 of 35%, in particular up to an area width 9 of 20%, of the axial width 5 of the plain bearing 1.
  • both areas adjoining the side edges 6, 7 of the layer 3 are at least approximately identical in terms of the hardness profile within the scope of the technical tolerance.
  • This first hardness gradient is achieved in the metallic layer 3 in that the metallic layer 3 is heat-treated, at least in the regions which are to be formed compared to the remaining regions with the lower hardness.
  • the heat treatment can be carried out in particular with heating methods with high power density with achievable local gradients of up to 300 ° C./second, for example by means of a laser or inductively.
  • These areas are heated up to a temperature between 600 ° C and the melting temperature of the material of the metallic layer 3 minus 50 ° C.
  • the heat treatment can take place within a period of 0.5 seconds to 60 seconds, in particular within a period of 0.5 seconds to 30 seconds.
  • the heating of these areas within a period of 5 seconds to 15 seconds, that is carried out relatively quickly. It is therefore possible to avoid influencing the layers located below the layer 3, in particular the support layer 2. However, if desired, sufficient recrystallization can also be achieved. Thereafter, it is cooled again to room temperature.
  • the heat treatment itself can be carried out under atmospheric conditions but also under protective gas.
  • the cooling process can be accelerated by means of forced cooling, preferably is not actively cooled.
  • a cooling gradient is used which is lower by a factor of 10 to 100 than the gradient of the heating.
  • the local reduction in the hardness of the metallic layer 3 is not limited to the two aforementioned edge regions. Alternatively or additionally, it can be carried out at a different location depending on the use of the sliding bearing 1. Further, one or more portions of the hardening reduction layer 3 may be heat treated.
  • the heat treatment of the layer 3 is preferably carried out after the slide bearing 1 has already been converted to the corresponding shell. However, it is also possible to carry out the heat treatment before forming, that is, at the still level layer 3. Before the heat treatment, the metallic layer 3 is subjected to pressure forming. This can be carried out in principle with the known pressure forming method. In the preferred embodiment of the method for producing the plain bearing 1, however, the pressure deformation is performed by rolling the layer 3. Particularly preferably, the layer 3 is simultaneously rolled onto the support layer 2, although it is also possible to roll the layer 3 alone.
  • the rolling can be carried out with the following parameters: rolling speeds between 0.5 m / min and 30 m / min, preferably between 10 m / min and 20 m / min; Increment 10% to 70%, preferably 25% to 50%.
  • rolling is carried out with a layer thickness reduction of layer 3 of at least 50%.
  • This layer thickness reduction can be achieved in several steps, for example by repeated rolling of layer 3.
  • the layer thickness reduction of at least 50% is performed in one pass. It is thus possible to set the recrystallization behavior of the material of the metallic layer 3 to be positive, as a result of which the metallic layer 3 can be given better tribological properties.
  • a metallic layer 3 can thus be produced which has a deformed dielectric structure in the harder regions or in the harder region, as can be seen from FIG. 2, and in the side edge region or the side edge regions or in general the areas with the lower hardness has a finer-grained, recrystallized structure, as indicated in Fig. 3. It should be noted that for ease of illustration Figs. 2 and 3 show the structure exaggerated.
  • a metallic layer 3 can be produced which has a finer microstructure in the at least one area of lower hardness than in the at least one area which has a higher hardness in comparison.
  • the entire layer 3 may be heat-treated, but the regions in which the hardness is to be reduced compared to the remaining regions are heat-treated with a higher temperature compared to the temperature of the heat treatment of the remaining regions.
  • the at least one region in which the hardness should be smaller than in the remaining layer 3, ie, for example, the regions immediately adjacent to the side edges 6, 7, is heat-treated at a temperature of at least 300%, in particular at least 400%. is higher than the temperature at which the harder region, for example the middle region, of the layer 3 is heat-treated.
  • This temperature, at which the harder region is heat-treated may for example be between 100 ° C. and 250 ° C., in particular between 150 ° C. and 200 ° C.
  • the heat treatment of the region or of the regions with the greater hardness can also be effected indirectly by heat conduction from the at least one region in which the hardness is to be lowered.
  • the hardness gradient in the first direction in addition to the heat treatment, can also be set via at least one alloying element with which the metallic layer 3 is alloyed in regions during the heat treatment.
  • This at least one alloying element can for example be selected from a group comprising or consisting of tin, zinc, sulfur. In general, all elements can be used which diffuse into the respective matrix or can form compounds with elements present in the bearing metal. In this case, it is preferable to heat under inert gas in order to protect these alloying elements from oxidation. It is possible that the at least one harder areas is alloyed with the alloying element in order to increase its hardness and / or that the at least one softer area is alloyed in order to reduce its hardness.
  • the at least one alloying element may be supplied to the metallic layer 3 during the heat treatment.
  • the region of the layer 3 whose hardness is to be changed is coated with the at least one alloying element or the layer underlying the supporting layer 3, ie in particular the supporting layer 2, is coated with the at least one alloying element.
  • the heat treatment and / or the additional alloying of the metallic layer 3 with the at least one alloying element can also be carried out in such a way that a further hardness gradient develops, which runs in the layer 3 in a second direction different from the direction of the first hardness gradient.
  • this second hardness gradient can be formed running perpendicular to the support layer 3 and thus perpendicular to the direction of the first hardness gradient.
  • the resulting hardness gradient depends primarily on the diffusibility of the additional element.
  • Matrix-active elements mainly increase the hardness depending on the element content. On the formation of intermetallic compounds but also the matrix hardness can be reduced in addition to the heat-lowering thermal treatment.
  • the maximum penetration depth of the at least one alloying element is 250 ⁇ , preferably a maximum of ⁇ .
  • the minimum penetration depth is 10 ⁇ , preferably 50 ⁇ .
  • the heat treatment is preferably carried out before the fine boring of the sliding bearing 1 formed with the metallic layer.
  • Table 1 shows different alloy compositions used for the production Layer 3 were used and from which the method was evaluated. It should be noted, however, that these examples are not intended to limit the scope of protection. The quantities are to be understood in wt .-%. Table 1: Example alloys for layer 3.
  • Bimetallic strips were produced by melt metallurgy from these alloy compositions by means of a conventional casting method on steel support layers 2 (strip casting method).
  • layers 3 can be made by a conventional casting process, which are subsequently processed by means of rolling into bimetal strips with a backing layer 2 by rolling sheets of the layers 3 together with backing layers 2.
  • the bimetallic strips were rolled, the layer thickness decrease being at least approximately 50%.
  • Half shells were formed from the bimetallic strips.
  • the metallic layers 3 of the half-shells may optionally be heat-treated.
  • the marginal areas adjacent the side edges 6,7 were heat treated for a time of 2 seconds to 23 seconds at temperature suitable for copper based alloys between 600 ° C to solidus temperature - 50 ° C, for example between 750 ° C and 900 ° C, for aluminum based alloys between 250 ° C to solidus temperature - 50 ° C and for tin bases between 100 ° C to solidus temperature - 50 ° C.
  • the 50 ° C below solidus temperature is a safety area to prevent local melting. With correspondingly good process control, lower values could also be used here.
  • the temperature ranges mentioned generally apply to the respective base alloys. Subsequently, the hardness profile in the layers 3 was determined by the Vickers method with a test force of 0.5 kp (4.90 N).
  • FIG. 4 shows, by way of example, the hardness curve in a partial region of the layer 3, beginning at a side edge.
  • Layer 3 each consisted of CuSn5ZnI, 5P.
  • the Vickers hardness is HV 0.5 and on the X-axis the distance from the side edge in mm.
  • FIG. 4 Shown in FIG. 4 are two hardness profiles, each of which represents different applied powers of the laser used for heating the edge regions and different degrees of deformation during rolling.
  • the upper line shows the hardness curve at 60% deformation and 50% laser power and the lower line shows the hardness curve at a power of 60% deformation and 100% laser power.
  • the layer 3 generally in the heat-treated edge regions has a particle size between 5 ⁇ - 300 ⁇ , preferably between 20 ⁇ - 150 ⁇ , on.
  • the metallic layer 3 may be an inlet layer or a running layer of a sliding bearing 1.
  • the heat treatment can also be carried out after the application of a metallic layer with the function of a running-in layer or a running layer.
  • the heat treatment can promote diffusion processes that allow mutual alloying of the matrix or the metallic layer.
  • a local increase in hardness can additionally support the formation of a hardness gradient.

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Abstract

Die Erfindung betrifft ein Verfahren zur Herstellung eines Gleitlagers (1) mit einer metallischen Schicht (3), nach dem die metallische Schicht (3) wärmebehandelt wird, um damit bereichsweise die Härte der metallischen Schicht (3) zu reduzieren und einen Härtegradienten in der metallischen Schicht (3) in einer ersten Richtung auszubilden, wobei die Schichtdicke der metallischen Schicht (3) vor der Wärmehandlung durch Druckumformen reduziert wird.

Description

Verfahren zur Herstellung eines Gleitlagers
Die Erfindung betrifft ein Verfahren zur Herstellung eines Gleitlagers mit einer metallischen Schicht, nach dem die metallische Schicht wärmebehandelt wird, um damit bereichsweise die Härte der metallischen Schicht zu reduzieren und einen Härtegradienten in der metallischen Schicht in einer ersten Richtung auszubilden.
Weiter betrifft die Erfindung ein Gleitlager umfassend eine metallische Schicht, die zumin- dest einen Härtegradienten aufweist.
Vor allem getrieben durch Gewichtseinsparungen im Motorenbau wird die Steifigkeit von Kurbelwellen-Systemen immer mehr herabgesetzt. Dadurch gestärkt sich deren Durchbiegung, wodurch in weiterer Folge die Belastung von Gleitlagern, mit denen die Wellen gela- gert werden, in die Kantenbereiche verlagert wird. Diese Entwicklung beeinträchtigt vor allem die Leistungsfähigkeit von bleifreien Lagermaterialien, da diese auf Grund der hohen Festigkeiten eine geringe Anpassungsfähigkeit aufweisen. Es tritt hier vorwiegend im Kantenbereich ein Verschweißen des Lagermetalls mit dem Wellenwerkstoff ein, das unweigerlich zum Versagen der Lagerung führt. Bisher wurde diesem Problem vor allem bei größeren Gleitlagern über Vorhaltemaße bei der mechanischen Bearbeitung begegnet, die zu einer konvexen Lagerinnenfläche führen. Bei kleineren Gleitlagern, beispielsweise bei Gleitlagern für LKW 's, ist diese Vorgangsweise aber aufgrund der größeren Stückzahl nicht wirtschaftlich und prozesssicher verwirklichbar. Zur Vermeidung von Kantenträgern ist aus dem Stand der Technik mit der DE 10 2012
211 633 B3 auch eine andere Lösung bekannt. Beschrieben wird ein Verfahren zur Herstellung eines Gleitlagers, bei dem die Randbereiche einer Lagerfläche eines Gleitlagers, die eine bleifreie Kupfer- oder Aluminium-basierte Legierung aufweist, wärmebehandelt wird, sodass die Härte der Lagerfläche in diesen Abschnitten verglichen mit anderen, nicht wärmebehan- delten Abschnitten verringert wird.
Der vorliegenden Erfindung liegt die Aufgabe zugrunde, ein Gleitlager mit verbesserter Anpassungsfähigkeit bei gleichzeitig hoher Belastbarkeit zu schaffen. Die Aufgabe der Erfindung wird bei dem eingangs genannten Verfahren dadurch gelöst, dass die Schichtdicke der metallischen Schicht vor der Wärmehandlung durch Druckumformen reduziert wird.
Die Aufgabe der Erfindung wird auch mit dem Gleitlager gelöst, bei dem in den Bereichen mit geringerer Härte die metallische Schicht ein feineres Gefüge aufweist, als in Bereichen, die im Vergleich zu den Bereichen mit geringerer Härte eine höhere Härte aufweisen. Von Vorteil ist dabei, dass durch die Druckumformung vor der Wärmebehandlung die Versetzungsdichte in der metallischen Schicht erhöht wird. Damit hat die metallische Schicht während der Wärmebehandlung ein stärkeres Bestreben zu rekristallisieren, wodurch der erste Härtegradient einfacher und schneller darstellbar ist. Es kann damit auch ein steilerer Härtegradient erreicht werden, wodurch die weicheren Bereiche präziser ausgebildet werden kön- nen.
Nach einer Ausführungsvariante des Verfahrens kann vorgesehen sein, dass das Druckumformen durch Walzen mit einer Schichtdickenreduktion von mindestens 50 % erfolgt. Überraschenderweise hat sich um Zuge der Evaluierung des Gleitlagers herausgestellt, dass dieses eine bessere Performance zeigt, wenn die Schichtdickenreduktion mindestens 50 % beträgt. Es konnte dabei auch beobachtet werden, dass die Rekristallisation des Gitters in den Bereichen, in denen die Härte durch Warmbehandlung erfolgt, geringer ausgeprägt ist, wenn die Schichtdickenreduktion kleiner als 50 % ist. Es wird daher vermutet, dass die Schichtdickenreduktion von mehr als 50 % in Zusammenhang mit der Rekristallisation durch die Wärmebe- handlung für die verbesserte Leistungsfähigkeit des Gleitlagers verantwortlich ist.
Zur Erhöhung der Defektdichte in der metallischen Schicht, um damit ein noch ausgeprägteres Rekristallisationsverhalten zu erzeugen, ist es von Vorteil, wenn die Schichtdickenreduktion von mindestens 50 % in einem Stich durchgeführt wird.
Es sei in diesem Zusammenhang darauf hingewiesen, dass der Wert 50 % bezüglich der Schichtdickenreduktion auf die Schichtdicke der metallischen Schicht vor der Druckumformung bezogen ist. Nach einer anderen Verfahrensvariante kann vorgesehen sein, dass die gesamte metallische Schicht wärmebehandelt wird, wobei die Bereiche, in denen die Härte im Vergleich zu den restlichen Bereichen reduziert werden soll, mit einer im Vergleich zur Temperatur der Wär- mebehandlung der restlichen Bereiche höheren Temperatur wärmebehandelt werden. Es kann damit erreicht werden, dass auch die höher belastbaren Bereiche der metallischen Schicht eine verbesserte Anpassungsfähigkeit aufweisen.
Es kann nach einer weiteren Ausführungsvariante des Verfahrens auch vorgesehen sein, dass die metallische Schicht während der Wärmebehandlung zumindest bereichsweise mit zumindest einem Legierungselement legiert wird. Durch dieses„Einlegieren" eines weiteren Legierungselementes ist es einerseits möglich, die Härte des Werkstoffes an sich bereichsweise zu verändern. Andererseits kann damit aber auch auf das Rekristallisationsverhalten der metallischen Schicht Einfluss genommen werden, wodurch in weiterer Folge ebenfalls die Härte der metallischen Schicht in diesen Bereichen beeinflussbar ist. Zusätzlich können die tribologi- schen Eigenschaften der metallischen Schicht verbessert werden, vorzugsweise in oberflä- chennahen Bereichen.
Vorzugsweise wird gemäß einer Ausführungsvariante dazu auf die Bereiche, in denen die Le- gierung der metallischen Schicht mit dem zumindest einen Legierungselement erfolgen soll, vor der Wärmebehandlung mit einer metallischen Beschichtung versehen. Es kann damit der Verfahrensablauf der Wärmebehandlung vereinfacht werden, da kein gleichzeitiges Zuführen des zumindest einen metallischen Elements während der Wärmebehandlung erfolgen muss. Zudem kann damit der Bereich des Zulegierens des zumindest einen weiteren Legierungsele- ments genauer festgelegt werden.
Neben des Härtegradients in der ersten Richtung, also insbesondere der horizontalen Richtung, kann auch vorgesehen sein, dass zusätzlich ein weiterer Härtegradient in einer zweiten Richtung ausgebildet wird. Es ist damit eine weitere Verbesserung der Anpassungsfähigkeit der metallischen Schicht im Bereich deren Oberfläche möglich, wobei gleichzeitig die metallische Schicht eine entsprechende Tragfähigkeit in Teilschichten unterhalb der weicheren Oberflächenschichten aufweisen kann. Aus diesem Grund wird der weitere Härtegradient - gemäß einer Ausführungsvariante des Verfahrens dazu - bevorzugt senkrecht auf den ersten Härtegradient verlaufend ausgebildet.
Nach einer anderen Ausführungsvariante des Verfahrens kann vorgesehen sein, dass die Wärmebehandlung vor dem Feinbohren des mit der metallischen Schicht gebildeten Gleitlagers durchgeführt wird. Es kann damit dem Verlust der sogenannten Spreizung entgegengewirkt werden. Zudem kann damit eine weitere Verfahrensvereinfachung erreicht werden, indem für die Wärmebehandlung auf eine Schutzgas atmo Sphäre verzichtet werden kann.
Zum besseren Verständnis der Erfindung wird diese anhand der nachfolgenden Figuren näher erläutert.
Es zeigen jeweils in stark vereinfachter, schematischer Darstellung:
Fig. 1 ein mehrschichtiges Gleitlager in Seitenansicht;
Fig. 2 das Gefüge im Mittenbereich des Gleitlagers nach Fig. 1;
Fig. 3 das Gefüge im Seitenkantenbereich des Gleitlagers nach Fig. 1;
Fig. 4 einen Härteverlauf im Gleitlager nach Fig. 1 bei einer Schichtdickenreduktion von mehr als 50 %.
Einführend sei festgehalten, dass in den unterschiedlich beschriebenen Ausführungsformen gleiche Teile mit gleichen Bezugszeichen bzw. gleichen Bauteilbezeichnungen versehen werden, wobei die in der gesamten Beschreibung enthaltenen Offenbarungen sinngemäß auf gleiche Teile mit gleichen Bezugszeichen bzw. gleichen Bauteilbezeichnungen übertragen werden können. Auch sind die in der Beschreibung gewählten Lageangaben, wie z.B. oben, unten, seitlich usw. auf die unmittelbar beschriebene sowie dargestellte Figur bezogen und sind diese Lageangaben bei einer Lageänderung sinngemäß auf die neue Lage zu übertragen.
Sämtliche Angaben in dieser Beschreibung zur mengenmäßigen Zusammensetzung sind in Gew.-% zu verstehen, sofern nicht ausdrücklich etwas Anderes angegeben ist. Fig. 1 zeigt ein Gleitlager 1 in Form eines Mehrschichtgleitlagerelementes in Schrägansicht. Das Gleitlager 1 umfasst bzw. besteht aus eine(r) Stützschicht 2 und eine(r) darauf angeordneten und mit dieser verbundenen metallische Schicht 3.
Das nicht geschlossene Gleitlager 1 kann neben der dargestellten Haibschalenausführung mit einer Winkelbereich-Überdeckung von zumindest annähernd 180 0 auch eine davon abweichende Winkelbereich-Überdeckung aufweisen, beispielsweise zumindest annähernd 120 0 oder zumindest annähernd 90 °, sodass also das Gleitlager 1 auch als Drittelschale oder als Viertelschale ausgebildet sein kann, die mit entsprechenden weiteren Lagerschalen in einer Lageraufnahme zu einer Gleitlagerung kombiniert werden, wobei das Gleitlager 1 nach der Erfindung bevorzugt im höher belasteten Bereich der Lageraufnahme eingebaut wird.
Es sind aber auch andere Ausführungsvarianten des Gleitlagers 1 möglich, beispielsweise eine Ausführung als Lagerbuchse, wie dies in Fig. 1 strichliert angedeutet ist, oder eine ebene Ausführung, beispielsweise als Anlauf Scheibe.
Die Stützschicht 2 besteht üblicherweise aus einem harten Werkstoff. Als Werkstoffe für die Stützschicht 2, auch Stützschale genannt, können Bronzen, Messing, etc. verwendet werden. In der bevorzugten Ausführungsvariante besteht die Stützschicht 2 aus einem eisenbasierten Werkstoff, insbesondere aus einem Stahl.
Derartige konstruktive Aufbauten von Gleitlagern 1 sind prinzipiell aus dem Stand der Technik bekannt, sodass diesbezüglich auf den einschlägigen Stand der Technik verwiesen sei.
Die metallische Schicht 3 kann aus einer Basislegierung mit Aluminium oder Kupfer oder Zinn als mengenmäßigem Hauptbestandteil bestehen. Bevorzugt wird eine Kupferbasislegierung, insbesondere eine Bronze, als metallische Schicht 3 eingesetzt. Aluminiumbasislegierungen können ein oder mehrere Element(e) ausgewählt aus einer
Gruppe umfassend oder bestehend aus Zinn, Kupfer, Mangan, Kobalt, Chrom, Titan, Zirkonium, Silizium, Magnesium enthalten. Mengenanteile der Elemente in der Aluminiumbasislegierung: Zinn: 0 Gew.-% bis 40 Gew.-% Silizium: 0 Gew.-% bis 10 Gew.-%
Kupfer, Zink: jeweils 0 Gew.-% bis 5 Gew.-%
Titan, Zirkonium, Chrom, Mangan, Magnesium: jeweils 0 Gew.-% bis 1 Gew.-%
Kupferbasislegierungen können ein oder mehrere Element(e) ausgewählt aus einer Gruppe umfassend oder bestehend aus Bor, Antimon, Aluminium, Silizium, Vanadium, Phosphor, Titan, Mangan, Zinn, Zink, Magnesium, Eisen, Nickel, Schwefel, Zirkonium, Kobalt enthalten. Mengenanteile der Elemente in der Kupferbasislegierung:
Phosphor, Bor, Vanadium, Schwefel, Zirkonium, Kobalt: jeweils 0 Gew.-% bis 1 Gew.-%
Antimon, Titan, Magnesium: jeweils 0 Gew.-% bis 2 Gew.-%
Mangan, Aluminium, Silizium, Eisen, Nickel: jeweils 0 Gew.-% bis 5 Gew.-%
Zinn: 0 Gew.-% bis 12 Gew.-% Zink: 0 Gew.-% bis 40 Gew.-%
Zinnbasislegierungen können ein oder mehrere Element(e) ausgewählt aus einer Gruppe umfassend oder bestehend aus Antimon, Kupfer, Silizium, Chrom, Titan, Zink, Silber, Eisen, Aluminium, Bismut, Nickel, Magnesium, Cadmium enthalten.
Mengenanteile der Elemente in der Zinnbasislegierung: Antimon, Kupfer: jeweils 0 Gew.-% bis 15 Gew.-% Silizium, Chrom, Titan, Silber, Aluminium, Bismut: jeweils 0 Gew.-% bis 5 Gew.-% Nickel, Zink, Eisen: jeweils 0 Gew.-% bis 5 Gew.-%
Magnesium, Cadmium: jeweils 0 Gew.-% bis 0,2 Gew.-%
Wenn im Voranstehenden die Untergrenze mit 0 Gew.-% angegeben ist, bedeutet dies, dass die Legierung dieses Element nicht enthält. Dass die Untergrenzen zu sämtlichen Elementen mit 0 Gew.-% angegeben sind, bedeutet jedoch nicht, dass die jeweilige Basislegierung überhaupt keines dieser Elemente enthält. Es muss also zumindest eines der jeweiligen Elementen in der jeweiligen Basislegierung enthalten sein. Zudem addieren sich alle Bestandteile, die eine Legierung enthält, zu 100 Gew.-%. Die entsprechenden Mengenanteile dafür sind aus den angegebenen Bereichen dementsprechend zu wählen.
Bevorzugte Ausführungen von Legierungen für die metallische Schicht 3 sind CuSn5Znl,5P, CuSn3Znl, CuSn3ZnSiMn.
Bevorzugt ist die metallisches Schicht 3 bleifrei.
Bleifrei bedeutet im Sinne dieser Beschreibung, dass kein Blei zugegeben wird, Blei jedoch als Verunreinigung vorhanden sein kann, beispielsweise bedingt durch den Einsatz von Recyclingmetallen. Der Anteil an Blei beträgt in diesem Fall maximal 0,5 Gew.-%. Vorzugsweise ist der Bleianteil kleiner als 0,05 Gew.-%.
Es können aber auch herkömmliche, aus dem Stand der Technik zu Gleitlagern bekannte Bleibronzen eingesetzt werden.
Neben der zweischichtigen Ausführung des Gleitlagers 1 kann dieses auch drei- oder mehr- schichtig ausgebildet sein. Beispielsweise kann auf der metallischen Schicht 3 eine Laufschicht 4 angeordnet sein, wie dies in Fig. 1 strichliert angedeutet ist. Die Laufschicht 4 kann eine weitere metallische Schicht oder eine Gleitlackschicht sein. Als weitere metallische Schicht kommen die aus dem Stand der Technik für Gleitlager bekannten Gleitschichtwerkstoff in Frage.
Insbesondere wird die Kombination Stützschicht 2 - CuSn5ZnP Schicht 3 - Gleitlackschicht bevorzugt.
Es ist weiter möglich, dass zwischen dem Stützschicht 2 und der Schicht 3 und/oder zwischen der metallischen Schicht 3 und der Gleitschicht 4 eine Diffusionssperrschicht und/oder Bindeschicht angeordnet sein. Für derartige Schichten kommen z.B. AI, Mn, Ni, Fe, Cr, Co, Cu, Ag, Mo, Pd sowie NiSn- bzw. CuSn-Legierungen in Frage.
Weiter kann auf der Gleitschicht 4 eine Einlaufschicht vorhanden sein, beispielsweise eine Reinzinnschicht oder eine Bismutschicht oder eine Schicht aus einem synthetischen Polymer. Die metallische Schicht 3 weist einen ersten Härtegradienten auf, der in Richtung einer axialen Breite 5 des Gleitlagers 1 ausgebildet ist. D.h., dass sich die Härte im Verlauf von einer ersten Seitenkante 6 in Richtung auf eine zweite Seitenkante 7 verändert, also größer oder kleiner wird. Die beiden Seitenkanten 6, 7 sind jene Kanten der Schicht 3, die in einer Um- fangsrichtung 8 des Gleitlagers 1 verlaufen und nicht unmittelbar anschließend an die Stütz - schicht 2 ausgebildet sind.
In der bevorzugten Ausführungsvariante des Gleitlagers 1 weisen die an Seitenkanten 6, 7 anschließenden Bereiche des Gleitlagers 1 eine geringere Härte auf, als der Mittenbereich des Gleitlagers 1.
Die Bereiche mit geringerer Härte können sich dabei von den Seitenkanten 6, 7 ausgehend in axialer Richtung bis zu einer Bereichsbreite 9 von 35 %, insbesondre bis zur einer Bereichsbreite 9 von 20 %, der axialen Breite 5 des Gleitlagers 1 erstrecken. Vorzugsweise sind beide an die Seitenkanten 6, 7 der Schicht 3 anschließenden Bereiche hinsichtlich des Härteverlaufs im Rahmen der technischen Toleranz zumindest annähernd gleich ausgebildet. Erreicht wird dieser erste Härtegradient in der metallischen Schicht 3 dadurch, dass die metallische Schicht 3 zumindest in den Bereichen, die im Vergleich zu den restlichen Bereichen mit der geringeren Härte ausgebildet werden sollen, wärmebehandelt wird. Die Wärmebehandlung kann insbesondere mit Erwärmungsverfahren mit hoher Leistungsdichte mit erziel- baren lokalen Gradienten von bis zu 300°C/Sekunde erfolgen, beispielsweise mittels eines Lasers oder induktiv erfolgen. Erhitzt werden diese Bereiche bis zu einer Temperatur zwischen 600 °C und der Schmelztemperatur des Werkstoffes der metallischen Schicht 3 minus 50 °C. Die Wärmebehandlung kann innerhalb einer Zeitspanne von 0,5 Sekunden bis 60 Sekunden, insbesondere innerhalb einer Zeitspanne von 0,5 Sekunden bis 30 Sekunden, erfolgen. Vor- zugsweise wird die Erwärmung dieser Bereiche innerhalb einer Zeitspanne von 5 Sekunden bis 15 Sekunden, also relativ rasch durchgeführt. Es kann damit eine Beeinflussung der unter der Schicht 3 sich befindenden Schichten, insbesondere der Stützschicht 2, vermieden werden. Es kann jedoch - falls gewünscht - auch eine ausreichende Rekristallisation erreicht werden. Danach wird wieder auf Raumtemperatur abgekühlt.
Die Wärmebehandlung selbst kann unter Atmosphärenbedingungen aber auch unter Schutzgas durchgeführt werden. Der Abkühlvorgang kann mittels erzwungener Kühlung beschleunigt werden, vorzugsweise wird nicht aktiv gekühlt. Bevorzugt wird ein Abkühlgradient verwendet, der um den Faktor 10 bis 100 niedriger ist, als der Gradient der Erwärmung.
Mit der Absenkung der Härte der metallischen Schicht 3 in den beiden Randbereichen kann besser auf sogenannte Kantenträger reagiert werden, die aufgrund der Wellendurchbiegung entstehen. Es kann damit die Fressneigung des Gleitlagers 1 reduziert sowie dessen Anpassungsfähigkeit verbessert werden
Die lokale Senkung der Härte der metallischen Schicht 3 ist nicht auf die beiden genannten Randbereiche beschränkt. Alternativ oder zusätzlich dazu kann sie je nach Einsatz des Gleitlagers 1 auch an einer anderen Stelle durchgeführt werden. Weiter können ein oder mehrere Bereiche der Schicht 3 zur Härtereduktion wärmebehandelt werden.
Die Wärmebehandlung der Schicht 3 erfolgt bevorzugt nachdem das Gleitlager 1 bereits zur entsprechenden Schale umgeformt worden ist. Es ist jedoch auch möglich, die Wärmebehandlung vor der Umformung, also an der noch ebenen Schicht 3 vorzunehmen. Vor der Wärmebehandlung wird die metallische Schicht 3 einer Druckumformung unterzogen. Diese kann prinzipiell mit den bekannten Druckumformverfahren durchgeführt werden. In der bevorzugten Ausführungsvariante des Verfahrens zur Herstellung des Gleitlagers 1 er- folgt die Druckumformung jedoch durch Walzen der Schicht 3. Besonders bevorzugt wird dabei gleichzeitig die Schicht 3 auf die Stützschicht 2 aufgewalzt, wenngleich es auch möglich ist, die Schicht 3 alleine zu walzen.
Das Walzen kann mit folgenden Parametern durchgeführt werden: Walzgeschwindigkeiten zwischen 0,5 m/min und 30m/min, vorzugsweise zwischen 10 m /min und 20m/min; Stichabnahme 10 % bis 70%, vorzugsweise 25 % bis 50%.
In der bevorzugten Ausführungsvariante wird jedoch das Walzen mit einer Schichtdickenreduktion der Schicht 3 von mindestens 50 % durchgeführt. Diese Schichtdickenreduktion kann in mehreren Schritten, beispielsweise durch mehrmaliges Walzen der Schicht 3, erreicht werden. Vorzugsweise wird die Schichtdickenreduktion von mindestens 50 % jedoch in einem Stich durchgeführt. Es kann damit das Rekristallisationsverhalten des Werkstoffes der metallischen Schicht 3 positiv eingestellt werden, wodurch der metallische Schicht 3 bessere tribolo- gische Eigenschaften verliehen werden können. Es kann damit eine metallische Schicht 3 her- gestellt werden, die in den härteren Bereichen bzw. im härteren Bereich ein deformiertes den- tritisches Gefüge aufweist, wie dies aus Fig. 2 zu ersehen ist, und im Seitenkantenbereich bzw. den Seitenkantenbereichen bzw. generell den Bereichen mit der geringeren Härte ein feinkörnigeres, rekristallisiertes Gefüge aufweist, wie dies in Fig. 3 angedeutet ist. Es sei darauf hingewiesen, dass zur besseren Darstellbarkeit die Fig. 2 und 3 das Gefüge übertrieben dargestellt zeigen.
Es sei an dieser Stelle erwähnt, dass der Seitenbereich der metallischen Schicht auch abgeschrägt sein kann, wie diese aus Fig. 3 zu ersehen ist. In diesem Fall kann die jeweilige Seitenkante 6, 7 auch unmittelbar an die Stützschicht 2 anschließend ausgebildet sein. Generell kann nach einem Verfahren wie in dieser Beschreibung beschrieben eine metallische Schicht 3 hergestellt werden, die in dem zumindest einen Bereich mit geringerer Härte ein feineres Gefüge aufweist, als in dem zumindest einen Bereich, der eine im Vergleich dazu höhere Härte aufweist.
Gemäß dem voranstehend beschriebenen Verfahren wird nur jener zumindest eine Bereich wärmebehandelt, in dem die Härte reduziert werden soll. Es kann jedoch die gesamte Schicht 3 wärmebehandelt werden, wobei jedoch die Bereiche, in denen die Härte im Vergleich zu den restlichen Bereichen reduziert werden soll, mit einer im Vergleich zur Temperatur der Wärmebehandlung der restlichen Bereiche höheren Temperatur wärmebehandelt werden. Beispielsweise wird der zumindest eine Bereich, in dem die Härte kleiner sein soll als in der restlichen Schicht 3, also beispielsweise die an die Seitenkanten 6, 7 unmittelbar anschließenden Bereiche, mit einer Temperatur wärmebehandelt, die um mindestens 300 %, insbesondere um mindestens 400 %, höher ist, als die Temperatur, bei der der härtere Bereich, also beispiels- weise der Mittenbereich, der Schicht 3 wärmebehandelt wird. Diese Temperatur, bei der der härtere Bereich wärmebehandelt wird, kann beispielsweise zwischen 100 °C und 250 °C, insbesondere zwischen 150 °C und 200 °C, betragen.
Die Wärmebehandlung des Bereichs oder der Bereiche mit der größeren Härte kann auch in- direkt durch Wärmeleitung aus dem zumindest einen Bereich erfolgen, in dem die Härte abgesenkt werden soll.
Nach einer weiteren Ausführungsvariante des Verfahrens kann der Härtegradient in der ersten Richtung zusätzlich zur Wärmebehandlung auch über zumindest ein Legierungselement ein- gestellt werden, mit dem die metallische Schicht 3 während der Wärmebehandlung bereichsweise legiert wird. Dieses zumindest eine Legierungselement kann beispielsweise ausgewählt werden aus einer Gruppe umfassend oder bestehend aus Zinn, Zink, Schwefel. Generell können alle Elemente verwendet werden, die in die jeweilige Matrix diffundieren bzw. mit im Lagermetall vorhandenen Elementen Verbindungen ausbilden können. In diesem Fall wird vor- zugsweise unter Schutzgas erwärmt, um diese Legierungselemente vor Oxidation zu schützen. Es ist dabei möglich, dass das der zumindest eine härtere Bereiche mit dem Legierungselement legiert wird, um dessen Härte zu erhöhen und/oder dass der zumindest eine weichere Bereich legiert wird, um dessen Härte zu reduzieren. Das zumindest eine Legierungselement kann während der Wärmebehandlung der metallischen Schicht 3 zugeführt werden. Vorzugsweise wird jedoch der Bereich der Schicht 3, dessen Härte verändert werden soll, mit dem zumindest einen Legierungselement beschichtet o- der es wird die unter der Stützschicht 3 sich befindende Schicht, also insbesondere die Stützschicht 2, mit dem zumindest einen Legierungselement beschichtet.
Weiter kann die Wärmebehandlung und/oder das zusätzliche Legieren der metallischen Schicht 3 mit dem zumindest einen Legierungselement auch so durchgeführt werden, dass ein weiterer Härtegradient entsteht, der in der Schicht 3 in einer zweiten, zur Richtung des ersten Härtegradienten unterschiedlichen Richtung verläuft. Insbesondere kann dieser zweite Härte- gradient in Richtung senkrecht auf die Stützschicht 3 und damit senkrecht auf die Richtung des ersten Härtegradients verlaufend ausgebildet werden. Der sich dabei ausbildende Härtegradient ist in erster Linie von der Diffusionsfähigkeit des zusätzlichen Elementes abhängig. Matrixaktive Elemente steigern vorwiegend die Härte in Abhängigkeit des Elementgehaltes. Über die Bildung intermetallischer Verbindungen kann aber auch die Matrixhärte zusätzlich zur Härtesenkenden thermischen Behandlung verringert werden.
Die maximale Eindringtiefe des zumindest einen Legierungselementes beträgt 250μιη, bevorzugt maximal ΙΟΟμιη. Die minimale Eindringtiefe beträgt 10 μιη, bevorzugt 50 μιη. Die Ausbildung dieses weiteren Härtegradients kann vor oder auch zwischen zwei Feinbohrschritten, optional auch als abschließende Wärmebehandlung nach dem Feinbohren und Beschichten mit einer metallischen (Lauf-) Schicht, erfolgen.
Aus voranstehend genannten Gründen wird die Wärmebehandlung bevorzgut vor dem Fein- bohren des mit der metallischen Schicht gebildeten Gleitlagers 1 durchgeführt.
Im Nachfolgenden sind einige Beispiele zur Evaluierung des Verfahrens wiedergegeben. Dazu zeigt Tabelle 1 unterschiedliche Legierungszusammensetzungen, die für die Herstellung der Schicht 3 verwendet wurden und anhand derer das Verfahren evaluiert wurde. Es sei jedoch darauf hingewiesen, dass diese Beispiele den Schutzumfang nicht limitierend zu verstehen sind. Die Mengenangaben sind in Gew.-% zu verstehen. Tabelle 1: Beispiellegierungen für die Schicht 3.
Figure imgf000015_0001
Aus diesen Legierungszusammensetzungen wurden schmelzmetallurgisch mittels eines üblichen Gussverfahrens Schichten 3 auf Stützschichten 2 aus Stahl Bimetallstreifen hergestellt (Bandgussverfahren). Alternativ können Schichten 3 mittels eines üblichen Gussverfahrens hergestellt werden, die in der Folge mittels Walzen zu Bimetallstreifen mit einer Stützschicht 2 verarbeitet werden, indem Platinen der Schichten 3 mit Stützschichten 2 zusammengewalzt werden. Die Bimetallstreifen wurden gewalzt, wobei die Schichtdickenabnahme dabei jeweils zumindest annähernd 50 % betrug.
Aus den Bimetallstreifen wurden Halbschalen geformt. Die metallischen Schichten 3 der Halbschalen können gegebenenfalls wärmebehandelt werden.
In weiterer Folge wurden die Randbereiche anschließend an die Seitenkanten 6,7 wurden für eine Zeit von 2 Sekunden bis 23 Sekunden bei Temperatur wärmebehandelt wurden, die für Kupferbasislegierungen zwischen 600 °C bis Solidustemperatur - 50 °C, beispielsweise zwischen 750 °C und 900 °C, für Aluminiumbasislegierungen zwischen 250 °C bis Solidustemperatur - 50 °C und für Zinnbasislegerungen zwischen 100 °C bis Solidustemperatur - 50 °C betrug. Die 50 °C unter Solidustemperatur stellen einen Sicherheitsbereich dar um ein lokales Aufschmelzen zu verhindern. Bei entsprechend guter Prozesskontrolle könnten hier auch geringere Werte verwendet werden.
Die genannten Temperaturbereiche gelten generell für die jeweiligen Basislegierungen. Anschließend wurde der Härteverlauf in den Schichten 3 nach der Vickers -Methode mit einer Prüfkraft von 0,5 kp (4,90 N) bestimmt.
Fig. 4 zeigt stellvertretend den Härteverlauf in einem Teilbereich der Schicht 3 beginnend bei einer Seitenkante. Die Schicht 3 bestand jeweils aus CuSn5Znl,5P. Auf der Y-Achse ist die Vickershärte HV 0,5 und auf der X-Achse der Abstand von der Seitenkante in mm angegeben.
Dargestellt sind in Fig. 4 zwei Härteverläufe dargestellt, die jeweils für unterschiedliche angewandte Leistungen des verwendeten Lasers zur Erwärmung der Randbereiche und unter- schiedliche Verformungsgrade beim Walzen stehen. Die obere Linie zeigt den Härteverlauf bei 60 % Verformung und 50 % Laserleistung und die untere Linie zeigt den Härteverlauf bei einer Leistung von 60 % Verformung und 100 % Laserleistung.
Ähnliche Ergebnisse wurden auch für die anderen in Tabelle 1 angeführten Legierungszusam- mensetzungen erreicht, sodass auf deren Wiedergabe verzichtet wird. Es sei nur so viel ausgeführt, dass bei Anwendung des voranstehend genannten Verfahrens eine Reduktion der Härte in Bereich von 20 % bis 70 %, bezogen auf die Ausgangshärte nach dem Druckumformen, erreicht werden kann. Es an dieser Stelle angemerkt, dass derartige Härtegradienten auch bereits im Streifenmaterial vor der Lagerfertigung eingestellt werden können, wobei allerdings die erreichbaren Härteunterschiede durch Kaltverfestigung verringert werden.
Vorzugsweise weist die Schicht 3 generell in den wärmebehandelten Randbereichen eine Korngröße zwischen 5 μιη - 300μιη, vorzugsweise zwischen 20 μιη - 150 μιη, auf.
Wie voranstehend ausgeführt, kann ein Härtegradient auch durch das Zulegieren von Elemen- ten während der Wärmebehandlung erreicht werden. Dabei zeigte sich, dass Zinn und Zink die Matrixhärte steigern, wobei Zinn eine etwa doppelt so starke Wirkung wie Zink zeigt. Schwefel bildet intermetallische Phasen mit Zink und Zinn und kann dadurch die angestrebte die Härtereduktion unterstützen. Die metallische Schicht 3 kann eine Einlaufschicht oder eine Laufschicht eines Gleitlagers 1 sein.
Die Wärmebehandlung kann auch nach dem Aufbringen einer metallischen Schicht mit der Funktion einer Einlaufschicht oder auch einer Laufschicht durchgeführt werden.
Die Wärmebehandlung kann Diffusionsvorgänge begünstigen, die ein gegenseitiges Auflegie- ren der Matrix bzw. der metallischen Schicht ermöglichen.
Es kann lokal eine Härtereduktion begünstigt werden.
Eine lokale Härtesteigerung kann die Ausbildung eines Härtegradienten zusätzlich unterstützen.
Die Ausführungsbeispiele beschreiben mögliche Ausführungsvarianten, wobei an dieser Stelle bemerkt sei, dass auch Kombinationen der einzelnen Ausführungsvarianten untereinander möglich sind. Der Ordnung halber sei abschließend darauf hingewiesen, dass zum besseren Verständnis des Aufbaus des Gleitlagers 1 dieses nicht notwendigerweise maßstäblich dargestellt wurde.
Bezugszeichenaufstellung Gleitlager
Stützschicht
Schicht
Lauf schicht
Breite
Seitenkante
Seitenkante
Umfangsrichtung
Bereichsbreite

Claims

P a t e n t a n s p r ü c h e
1. Verfahren zur Herstellung eines Gleitlagers (1) mit einer metallischen Schicht (3), nach dem die metallische Schicht (3) wärmebehandelt wird, um damit bereichsweise die Härte der metallischen Schicht (3) zu reduzieren und einen Härtegradienten in der metallischen Schicht (3) in einer ersten Richtung auszubilden, dadurch gekennzeichnet, dass die Schichtdicke der metallischen Schicht (3) vor der Wärmehandlung durch Druckumformen reduziert wird.
2. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, dass das Druckumformen durch Prägen oder Walzen jeweils mit einer Schichtdickenreduktion von mindestens 50 % erfolgt.
3. Verfahren nach Anspruch 2, dadurch gekennzeichnet, dass die Schichtdickenre- duktion von mindestens 50 % in einem Stich durchgeführt wird.
4. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 3, dadurch gekennzeichnet, dass die gesamte metallische Schicht (3) wärmebehandelt wird, wobei die Bereiche, in denen die Härte im Vergleich zu den restlichen Bereichen reduziert werden soll, mit einer im Vergleich zur Temperatur der Wärmebehandlung der restlichen Bereiche höheren Temperatur wärmebehandelt werden.
5. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 4, dadurch gekennzeichnet, dass die metallische Schicht (3) während der Wärmebehandlung zumindest bereichsweise mit zumin- dest einem Legierungselement legiert wird.
6. Verfahren nach Anspruch 5, dadurch gekennzeichnet, dass auf die Bereiche, in denen die Legierung der metallischen Schicht (3) mit dem zumindest einen Legierungselement erfolgen soll, vor der Wärmebehandlung mit einer metallischen Beschichtung versehen wird.
7. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 6, dadurch gekennzeichnet, dass zusätzlich zur Ausbildung des Härtegradients in der ersten Richtung ein weiterer Härtegradient in einer zweiten Richtung ausgebildet wird.
8. Verfahren nach Anspruch 7, dadurch gekennzeichnet, dass der weitere Härtegradient senkrecht auf den ersten Härtegradient verlaufend ausgebildet wird.
9. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 8, dadurch gekennzeichnet, dass die Wärmebehandlung vor dem Feinbohren des mit der metallischen Schicht (3) gebildeten Gleit- lagers (1) durchgeführt wird.
10. Gleitlager (1) umfassend eine metallische Schicht (3), die zumindest einen Härtegradienten aufweist, dadurch gekennzeichnet, dass in den Bereichen mit geringerer Härte die metallische Schicht (3) ein feineres Gefüge aufweist, als in Bereichen, die im Vergleich zu den Bereichen mit geringerer Härte eine höhere Härte aufweisen.
11. Gleitlager nach Anspruch 10, dadurch gekennzeichnet, dass in den Bereichen mit geringerer Härte die Legierung der metallischen Schicht (3) eine Korngröße zwischen 5 μηι - 300μιη aufweist.
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