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Die
Erfindung betrifft eine Legierung bestehend aus zumindest drei Komponenten
A, B, C, die zumindest eine erste Matrix und eine darin dispergierte
Weichphase bilden, mit einer ersten Oberfläche und einer zweiten, dieser
gegenüberliegenden Oberfläche, wobei
die Anteile der Komponenten A, B, C an der Legierung in den Bereichen
der ersten und der zweiten Oberfläche zueinander verschieden
sind, eine daraus gebildete Gleitschicht, einen Verbundwerkstoff
aus zumindest zwei unterschiedlichen Schichten, ein Verfahren zur
Herstellung der Gleitschicht durch Abscheidung der Komponenten auf
einem Substrat, wobei die Abscheidemenge der einzelnen Komponenten
durch die Steuerung der Abscheideleistung eingestellt wird sowie
die Verwendung der Legierung.
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An
moderne Gleitlager werden sehr hohe Anforderungen bezüglich thermo-mechanische
Belastbarkeit, Zuverlässigkeit
und Gleiteigenschaften gestellt. Generell bewährt haben sich dabei Schichtverbunde,
meist mit dem Aufbau Stahlrücken-Lagermetallschicht-Laufschicht,
gegebenenfalls unter Anordnung von Zwischenschichten als Diffusionssperren,
da häufig
gegenläufige
Eigenschaften gefordert sind, und diese mit Einschichtgleitlagern
nur, falls überhaupt,
durch Kompromisse mehr oder weniger zutreffend erfüllt werden
können.
Die Eigenschaften der einzelnen Schicht richtet sich somit nach
den jeweils gewünschten
Funktion, und sind diese dem Fachmann hinlänglich aus dem Stand der Technik bekannt.
Die Laufschicht selbst soll unter anderem gute Haftwirkung an der
Lagermetallschicht zeigen, soll sich an die Gleitpartner anpassen,
Fremdpartikel aus dem Abrieb sollen einbettbar sein, sie soll eine hohe
Verschleißbeständigkeit
aufweisen und thermisch stabil sein. Gerade dieser Eigenschaftenmix stellt
aber ein Problem dar, da die Einbettbarkeit einen eher weichen Werkstoff,
die Verschleißbeständigkeit
aber gerade umgekehrt einen härteren
Werkstoff erfordert.
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Um
diesem Umstand Rechnung zu tragen wird z.B. in der
EP 0 435 980 B2 ein Achslager
vorgeschlagen, bei dem durch Kathodensputtern eine Beschichtung
auf einem Versteifungsmaterial abgeschieden wird, wobei die Beschichtung
ein erstes Material umfasst, welches die Beschichtungsmatrix darstellt,
sowie eine darin dispergierte Weichphase aus einem zweiten Material.
Der Gehalt an dispergierter Weichphase ändert sich kontinuierlich von
einem geringen Gehalt an der Schnittfläche zum Lagermaterial, zu einem
hohen Gehalt an der Beschichtungsoberfläche.
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Aufgabe
der Erfindung ist es, eine Legierung bzw. eine Schicht für ein Lagerelement,
insbesondere eine Sputterschicht für ein Gleitlager, mit verbesserten
Eigenschaften, insbesondere verbesserter Verschleißresistenz,
bereitzustellen.
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Diese
Aufgabe der Erfindung wird – jeweils eigenständig – durch
eine eingangs erwähnte
Legierung, bei der zumindest eine der Komponenten eine Hartphase
und zumindest eine weitere der Komponenten eine weitere, zur ersten
Matrix unterschiedliche Matrix bilden, wobei die erste Matrix zumindest im
Bereich der ersten Oberfläche
und die weitere Matrix zumindest im Bereich der zweiten Oberfläche vorliegen,
und die Hartphase sowohl in der ersten als auch in der weiteren
Matrix dispergiert ist bzw. durch eine aus der Legierung gebildete
Gleitschicht bzw. einen die Gleitschicht umfassenden Verbundwerkstoff sowie
durch ein Verfahren, bei dem die Abscheideleistung für jede Komponente
unabhängig
gesteuert wird und derart erfolgt, dass zumindest eine der Komponenten
eine Hartphase und zumindest eine weitere der Komponenten eine weitere,
zur ersten Matrix unterschiedliche Matrix bilden, wobei die erste
Matrix zumindest im Bereich der ersten Oberfläche und die weitere Matrix
zumindest im Bereich der zweiten Oberfläche vorliegen, und die Hartphase
sowohl in der ersten als auch in der weiteren Matrix dispergiert wird
und die Verwendung der Legierung zur Herstellung eines Gleitlagers
bzw. eines Anlaufringes gelöst.
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Von
Vorteil ist dabei, dass diese Legierung bzw. die daraus hergestellten
Schichten relativ hart sind, und somit Belastungen einen entsprechenden Widerstand
entgegensetzen können.
Andererseits können
durch den erfindungsgemäßen Aufbau
der Legierung bzw. der Schicht die tribologischen Eigenschaften
für den
Einsatz in Lagern „verträglicher" gestaltet werden,
d.h. dass die bei Standardsputterlagern auftretenden Probleme des
Spontanversagens, bei dem zumindest Teile der Sputterschichten infolge der
im entgegengesetzten Widerstand begründeten Hitzeentwicklung, schmelzen,
zumindest großteils vermieden
werden. Durch das Vorhandensein von durch die Hartphase gebildeten
Kristallisationskeimen auch in der weiteren Matrix wird ein zu starkes Anwachsen
der Korngröße der Weichphase,
wie dies beim Stand der Technik infolge der ausschließlichen Veränderung
des Weichphasenanteils über
den Schichtquerschnitt auftritt, vermieden. Zudem bewirkt das Vorhandensein
der Hartphase auch in der weiteren Matrix eine Verbesserung der
Verschleißbeständigkeit
einer aus der Legierung gebildeten Laufschicht für ein Gleitlager in den zu
lagernden Elementen zugewandten Bereichen der Laufschicht. Somit können die
Eigenschaften der Lauf- bzw. Gleitschicht den jeweiligen Anforderungen
durch entsprechende Steuerung der Abscheidemengen der Komponenten angepasst
werden können.
Es können
somit Sputtergleitschichten für
Gleitlager zur Verfügung
gestellt werden, die an der Oberfläche, wo die Abgleitung mit dem
Gleitpartner stattfindet, andere Eigenschaften aufweisen, als auf
der Oberfläche,
wo sie mit weiteren Schichten, beispielsweise einer Stützschicht
oder einer Lagermetallschicht, verbunden sind. Es ist erfindungsgemäß möglich, die
positiven Eigenschaften einer Matrixkomponente in Verbindung mit
einer oder mehreren Legierungskomponenten, mit positiven Eigenschaften
einer anderen Matrixkomponente, mit einer oder mehreren Legierungskomponenten,
innerhalb der erfindungsgemäßen Gleitschicht
zu vereinen. Je nach Anforderung an die Gleitschicht kann die gewünscht Komponente über den
Querschnitt die erste Matrix, die Hartphase oder Weichphase darstellen
und in gewünschter
Menge abgeschieden werden, wodurch es also zu einem Rollentausch
der Legierungskomponenten kommen kann, beispielsweise der Härter der
Matrix zum Härter
der Weichphase wird.
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Gemäß einer
Ausführungsvariante
ist vorgesehen, dass in der Legierung ausgehend von der ersten Oberfläche in Richtung
auf die zweite Oberfläche ein Übergang
von einem Legierungssystem AB zu einem Legierungssystem BC oder
AC vorliegt, wozu die Abscheidemenge der einzelnen Komponenten während des
Abscheideverlaufs entsprechend gesteuert werden. Es kann damit eine
Legierung mit stark gegensätzlichen
Eigenschaften hergestellt werden, indem eine Minoritätskomponente
der „Ausgangslegierung" im Verlauf der Beschich tung
zur matrixbiuldenden Komponente eines anderen Legierungssystems
wird.
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Von
Vorteil ist dabei, wenn der Übergang
von einem Legierungssystem zu einem anderen Legierungssystem bzw.
von einer Matrix zur weiteren Matrix zumindest annähernd stetig,
d.h. kontinuierlich erfolgt, z.B. durch kontinuierliche Änderung
der Abscheidemenge der Komponente(n), da somit kein Sprung, sondern
ein gleichmäßiger und
stetiger Wechsel der Eigenschaften der Legierung bzw. der Gleitschicht
auftritt.
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Die
weitere Matrix kann durch die Weichphase gebildet sein, da damit
in den Grenzbereichen einer Gleitschicht zu den zu lagernden Elementen
ein hoher Anteil an diesen Weichphasen vorliegt und das Anpassverhalten
bzw. die Einbettfähigkeit
der Legierung für
Fremdpartikel verbessert ist und trotzdem im Bereich der Weichphase
durch das Vorhandensein einer Hartphase, zumindest in einem Teilbereich – im Querschnitt
in Richtung von der ersten auf die zweite Oberfläche betrachtet – die Härte dieses
Grenzbereiches nicht unter einen gewünschten Wert absinkt.
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Möglich ist
es weiters, das Verfahren derart zu steuern, dass eine Legierung
entsteht, die im Bereich der ersten Oberfläche ausschließlich die
erste Matrix aufweist, wobei gemäß einer
Weiterbildung der Erfindung der Bereich der ersten Oberfläche eine Dicke
im Bereich von 2 μm
bis 5 μm,
vorzugsweise von 3 μm
bis 4 μm,
aufweisen kann, wodurch eine Diffusionsbarriere für die Elemente
der Gleitschicht und Elemente einer an dieser angrenzenden Schicht errichtet
oder eine Bindeschicht angeordnet werden kann.
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Ebenso
kann das Verfahren so gesteuert werden, dass im Bereich der zweiten
Oberfläche
ausschließlich
die weitere Matrix vorliegt, wobei der Bereich der zweiten Oberfläche eine
Dicke im Bereich von 2 μm
bis 5 μm,
vorzugsweise von 3 μm
bis 4 μm, aufweisen
kann, sodass der Gleitschicht verbesserte Notlaufeigenschaften verliehen
werden können,
oder in einem Verfahrensablauf gegebenenfalls eine Lagermetallschicht
und eine Laufschicht abgeschieden werden können.
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Nach
einer Ausführungsvariante
ist vorgesehen, dass die erste Matrix durch zumindest ein Element
aus einer Ag, Al, Cu, Fe umfassenden Elementgruppe gebildet ist,
da diese Elemente ausgewogene Eigenschaften zur Herstellung von
Gleitlagern und geringe Kosten ver einen. Sie weisen eine ausreichende
Zähigkeit
auf und besitzen gute Wärmeleitfähigkeiten,
sodass oben angesprochen Überhitzung durch
die Ableitung der entstehende Wärme
zumindest teilweise vermieden wird.
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Möglich ist
weiters, dass die weitere Matrix, insbesondere die Weichphase, durch
zumindest ein Element aus einer Bi, C, In, Pb, Sn, Sb umfassenden Elementgruppe
gebildet ist. Dabei ist von Vorteil, dass diese Elemente relativ
weich sind und die Gleitschicht sich somit beim Einlaufen gut an
den Gleitpartner anpassen kann und diese auch über entsprechende Notlaufeigenschaften
verfügt.
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In
weiteren Ausführungsvarianten
der Erfindung ist vorgesehen, dass die Hartphase durch zumindest
ein Element aus einer Ag, Al, Fe, Cu, Ni, Sc, Si, Zn, Mn, Co, Cr,
Zr, Mg umfassenden Elementgruppe und/oder intermetallische Phasen
dieser Elemente gebildet ist, da es dadurch vorteilhaft möglich ist,
die Härte
und somit die Stabilität
der Gleitschicht durch verschiedene Härtemechanismen zu erhöhen, bzw.
der Legierung ein abgerundetes Eigenschaftsprofil zu verleihen,
z.B. verbesserte Warmfestigkeit u.a. durch Co und Cr, verbesserte
Strukturfestigkeit durch Fe.
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Gemäß einer
Weiterbildung der Erfindung ist es möglich, dass die Härte an der
ersten Oberfläche einen
Wert nach Vickers im Bereich zwischen 140 HV0,001 und 250 HV0,001,
insbesondere zwischen 160 HV0,001 und 230 HV0,001 aufweist, da dadurch eine
entsprechende strukturelle Festigkeit der Gleitschicht sichergestellt
ist.
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Vorteilhaft
ist weiters, dass die Härte
an der zweiten Oberfläche
einen Wert nach Vickers im Bereich zwischen 30 HV0,001 und 130 HV0,001,
insbesondere zwischen 40 HV0,001 und 120 HV0,001, aufweist, da dadurch
die Einbettfähigkeit
für Fremdpartikel
erhalten bleibt.
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Von
Vorteil ist auch, dass die mittlere Korngröße der Weichphase von der ersten
Oberfläche
hin zur zweiten Oberfläche
zumindest annähernd
gleich bleibt oder abnimmt, da dadurch die Rauhigkeit an der Oberfläche ebenfalls
gleich bleibt oder geringer wird, mit entsprechend positiven Auswirkungen
auf das Gleitverhalten der Gleitschicht. Weiters ist dabei von Vorteil,
dass eine Kavitätenbildung
in größerem Ausmaß durch
das „Herausschmelzen" der Weichphase bei übermäßiger Temperaturbelastung
der Gleitschicht verhindert werden kann bzw. dass die entstehenden
Kavitäten
kleinere Abmessungen aufweisen.
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Die
Gleitschicht kann nach einem Sputterverfahren hergestellt sein,
sodass dem Anwender ein sehr hochwertiges Lager zur Verfügung gestellt
werden kann.
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Es
ist weiters aus bereits erwähnten
Gründen
von Vorteil, wenn zumindest eine Oberfläche der Gleitschicht eine Oberflächenrauhigkeit
RZ im Bereich zwischen 0,8 μm und 6,5 μm, insbesondere
zwischen 1,4 μm
und 4,5 μm,
aufweist.
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Gemäß einer
Weiterbildung des Verbundwerkstoffes ist es möglich, dass eine weitere Schicht als
Stützschicht,
insbesondere aus Stahl, ausgebildet ist, wobei insbesondere die
Gleitschicht eine Härte
nach Vikers im Bereich zwischen 120 HV0,001 und 250 HV0,001, insbesondere
zwischen 140 HV0,001 und 230 HV0,001, aufweisen kann, wodurch die
mechanischen Kräfte,
die auf die Gleitschicht einwirken, abgeleitet bzw. aufgefangen
werden können,
und eine hohe mechanische Stabilität erreicht werden kann. Von
Vorteil ist weiters, dass damit hohe Festigkeit des Verbundes mit
geringen Kosten und unproblematischer Verarbeitung erreicht werden
kann. Es wird dazu im erfindungsgemäßen Verfahren ein entsprechendes
Substrat verwendet.
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Gemäß einer
Weiterbildung des Verfahrens ist es möglich, dass die Abscheidung
der Komponenten A, B, C auf dem Substrat nach einem PVD Verfahren,
insbesondere nach einem Sputterverfahren, durchgeführt wird.
Dabei ist von Vorteil, dass dieses Verfahren eine relativ einfache
Prozessführung
erlaubt und eine hohe Qualität
der abgeschiedenen Schichten erreicht wird.
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Vorteilhaft
ist weiters, dass die Abscheidemenge zumindest annähernd kontinuierlich
während der
Abscheidung verändert
wird und somit kein ruckartiger Sprung, sondern ein gleichmäßiger und
stetiger Wechsel der Eigenschaften der Gleitschicht eintritt.
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Möglich ist
weiters, dass durch Steuern der Menge der Hartphase die Härte der
weiteren Matrix im Bereich der zweiten Oberfläche eingestellt wird, wodurch
der Vorteil erreicht wird, dass für jeden Anwendungsfall die
benötigte
Härte erzielt
werden kann.
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Von
Vorteil ist auch, wenn die Abscheidemenge der einzelnen Komponenten
derart gesteuert wird, dass Mischungslücken im durch die Komponenten
ABC gebildeten Legierungssystem umgangen werden, wodurch Endkonzentrationen
der Legierung erreicht werden können,
die bei direktem Weg durch Mischungslücken blockiert wären.
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Weiters
ist es möglich
den Anteil der Hartphase an der Legierung in bezog auf die erste und/-oder weitere Matrix
während
der Abscheidung so zu regeln, dass die mittlere Korngröße der Weichphase
von der ersten Oberfläche
hin zur zweiten Oberfläche
zumindest annähernd
gleich bleibt oder abnimmt.
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Schließlich ist
noch von Vorteil, dass die Steuerung der Abscheidemenge, bzw. der
Abscheideleistung automatisiert erfolgt, wodurch eine exakte Prozessführung sowie
Reproduzierbarkeit erreicht wird.
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Zum
besseren Verständnis
der Erfindung wird diese anhand der nachfolgenden Figuren näher erläutert.
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Es
zeigen jeweils in schematisch vereinfachter Darstellung:
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1 eine erfindungsgemäße Gleitschicht im
Verbund mit einer Stützschicht
in einem Gleitlager, als Halbschale ausgebildet;
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2 eine Projektion eines
Konzentrations-Temperatur Prismas eines allgemeinen ternären Phasendiagramms,
für eine
erfindungsgemäße Gleitschicht;
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3 den Verlauf der Mengenanteile
der Komponenten der Legierung über
den Querschnitt der Gleitschicht und der Stützschicht.
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Einführend sei
festgehalten, dass in den unterschiedlich beschriebenen Ausführungsformen gleiche
Teile mit gleichen Bezugszeichen bzw. gleichen Bauteilbezeichnungen
versehen werden, wobei die in der gesamten Beschreibung enthaltenen
Offenbarungen sinngemäß auf gleiche
Teile mit gleichen Bezugszeichen bzw. gleichen Bauteilbezeichnungen übertragen
werden können.
Auch sind die in der Beschreibung gewählten Lageangaben, wie z.B. oben, unten,
seitlich usw. auf die unmittelbar beschriebene sowie dargestellte
Figur bezogen und sind bei einer Lageänderung sinngemäß auf die
neue Lage zu übertragen.
Weiters können
auch Einzelmerkmale oder Merkmalskombinationen aus den gezeigten
und beschriebenen unterschiedlichen Ausführungsbeispielen für sich eigenständige, erfinderische
oder erfindungsgemäße Lösungen darstellen.
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1 zeigt ein Lagerelement 1,
z.B. ein Gleitlager 2, schematisch dargestellt, mit einer
Laufschicht 3, die als Gleitschicht 4 aus der
erfindungsgemäßen Legierung
gebildet ist. Die Gleitschicht 4 ist an einer ersten Oberfläche 5 mit
einer Funktionsschicht 6 bewegungsfest verbunden. Die Funktionsschicht 6 kann
beispielsweise durch eine Stützschicht 7 bzw.
eine Stützschale
gebildet sein. Die Stützschicht 7 ist üblicherweise
aus einem metallischen Werkstoff, beispielsweise Stahl, gebildet
und soll zumindest einen Teil der von einer Welle über eine
zweite Oberfläche 8 auf
die Gleitschicht 4 übertragenen
Kräfte
aufnehmen bzw. ableiten. Anstelle von Stahl als Werkstoff für die Stützschicht 7 ist
aber auch jeder andere Werkstoff geeignet, der ähnliche Kennwerte aufweist.
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Es
ist jedoch ebenso möglich,
dass zwischen der Stützschicht 7 und
der Gleitschicht 4 eine weitere Funktionsschicht angeordnet
ist (nicht dargestellt), um beispielsweise als Haftvermittler zu
wirken.
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Das
Lagerelement 1 ist, wie aus 1 zu
ersehen ist, als Halbschale ausgebildet. Es können aber selbstverständlich auch
Varianten mit Vollschalen aus der erfindungsgemäßen Gleitschicht 4,
bzw. dem erfindungsgemäßen Verbundwerkstoff
gebildet werden, wie dies in 1 mit
strichlierten Linien dargestellt ist. Ebenso können mit der Gleitschicht 4 z.B. Anlaufringe
etc. ausgebildet werden. Zudem sei an dieser Stelle angemerkt, dass
in 1 nur ein Zweischichtlager
dargestellt ist, sich die Erfindung aber insbesondere generell u.a.
auf Mehrschichtlager bezieht, z.B. Dreischichtlager, etc. bezieht.
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Erfindungsgemäß ist die
Gleitschicht 4 aus einer Legierung gebildet, die von der
ersten Oberfläche 5 ausgehend
in Richtung der zweiten Oberfläche 8,
eine unterschiedliche Zusammensetzung, d.h. einen unterschiedlichen
Gehalt an ihren Komponenten aufweist, wie dies in 2 dargestellt ist. Die Gleitschicht 4 kann
dabei erfindungsgemäß durch
ein PVD-Verfahren, beispielsweise durch einen Sputterprozess oder
ein Aufdampfverfahren hergestellt werden.
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Ebenso
ist die Herstellung durch galvanotechnische Beschichtungsverfahren,
wie beispielsweise durch elektrolytische Abscheidung, möglich.
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2 zeigt eine Projektion
in Richtung der Temperaturachse eines Konzentrations-Temperatur Prismas
eines ternären
Phasendiagramms 9 für
die erfindungsgemäße Gleitschicht 4 in
einem allgemeinen Legierungssystem ABC 10. Die drei Komponenten
A, B und C bilden dabei die Eckpunkte eines gleichseitigen Dreiecks.
Das ternäre
Phasendiagramm 9 umfasst drei binäre Legierungssysteme, nämlich das
binäre
System AB 11, das System BC 12 und das System
AC 13.
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Es
sei an dieser Stelle erwähnt,
dass unter dem Begriff „Komponenten" erfindungsgemäß nicht ausschließlich Reinelemente,
sondern auch Verbindungen bzw. Legierungen von Reinelementen verstanden
werden.
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Es
sei angemerkt, dass sich sämtliche
Härteangaben
auf eine Vickers-Mikrohärtemessung
mit 0,001 Kilopond Prüfkraft
lt. der Norm DIN EN ISO 6507-1 (1998-01-00) beziehen, sowie Rauhigkeitsangaben
gemäß DIN 4760
erfolgen.
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Weiters
zeigt 2 einen ungefähren Verlauf
eines ersten Konzentrationsgradienten 14 nach dem Stand
der Technik, sowie einen Verlauf eines zweiten Konzentrationsgradienten 15 nach
der Erfindung.
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Aus
dem Stand der Technik ist beispielsweise eine Legierung in einem
Lager mit einer Ausgangszusammensetzung an der Seite beispielsweise einer
Funktionsschicht, mit den beispielhaften Mengenangaben: 90% A, 10%
B bekannt.
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Diese
Prozentangaben und alle weiteren sind in Gewichtsprozent zu verstehen.
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Zur
besseren Gegenüberstellung
des Standes der Technik zur Erfindung, sei für die beispielhafte Ausgangszusammensetzung 16 der
Legierung zusätzlich
eine geringe Menge an einer Komponente C angenommen, sodass sich
die Ausgangszusammensetzung 16 beispielsweise zu 89% A,
9% B und 2% C ergibt.
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Diese
Ausgangszusammensetzung 16 ist an der ersten Oberfläche 5 der
Gleitschicht 4 lokalisiert. Beispielsweise kann hier die
Komponente A als matrixbildende Komponente aus Aluminium gebildet sein,
die Komponente B besteht aus einer darin dispergierten Zinnphase
die als Weichphase fungiert. Der Rest können geringe Mengen an weiteren
Elementen sein, die beispielsweise die Härte der Gleitschicht 4 verändern. Da
nun, wie einleitend beschrieben, die Anforderungen an die Gleitschicht 4 über deren
Querschnitt wechseln, weil an der zweiten Oberfläche 8 beispielsweise
ein gutes Einlaufverhalten und an der ersten Oberfläche 5 die
mechanische Stabilität
gefordert ist, wurde nach dem Stand der Technik über den Querschnitt der Gleitschicht 4 die
Ausgangszusammensetzung 16 der Legierung zu einer ersten
Endzusammensetzung 17, im Bereich der zweiten Oberfläche 8 (1), entlang des ersten Konzentrationsgradienten 14 verändert. Die
erste Endzusammensetzung 17 beträgt in diesem Beispiel ca. 49%
A, 49% B und 2% C. Diese Änderung
entspricht im wesentlichen einem Erhöhen des Weichphasenanteils
wodurch die Schichthärte
abnimmt und die Korngröße der Weichphase
zunimmt. Damit sinkt jedoch gleichzeitig die Verschleißbeständigkeit.
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Bei
der erfindungsgemäße Legierung
wird nun beispielsweise, wie in 2 ersichtlich,
wiederum ausgehend von einer Ausgangszusammensetzung 16,
der Gehalt der Komponenten über
den Querschnitt der Gleitschicht 4 entlang des zweiten Konzentrationsgradienten 15 verändert. Die
Ausgangszusammensetzung 16 der Gleitschicht 4 beträgt an der
ersten Oberfläche 5 beispielsweise
wiederum 89% der Komponente A als erste Matrix, vorzugsweise ausgewählt aus
zumindest einem Element aus einer Ag, Al, Cu, Fe umfassenden Elementgruppe,
9% der Komponente B als Weichphasenbildner, insbesondere ausgewählt aus
zumindest einem Element aus einer Bi, C, In, Pb, Sn, Sb umfassenden zweiten
Elementgruppe, sowie 2% der Komponente C als Hartphasenbildner,
beispielsweise ausgewählt aus
zumindest einem Element aus einer Ag, Al, Fe, Cu, Ni, Sc, Si, Zn,
Mn, Co, Cr, Zr, Mg umfassenden dritten Elementgruppe.
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Es
soll an dieser Stelle erwähnt
werden, dass oben angegebene Elemente in Hinblick auf den Schutzumfang
nicht einschränkend
zu sehen sind, sondern der prinzipielle Erfindungsgedanke, nämlich der
Wechsel von einer ersten Matrix zu einer weiteren Matrix innerhalb
der Legierung, auch mit anderen Elementkombinationen erreichbar
ist.
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Im
Zuge der Herstellung der Gleitschicht 4 ändert sich
beispielsweise deren Zusammenset zung entlang des zweiten Konzentrationsgradienten 15, bis
hin zu einer zweiten Endzusammensetzung 18. Dabei kann
vorzugsweise, wie aus 2 ersichtlich, im
ternären
Legierungssystem ABC 10 ein Übergang in der Zusammensetzung
der Gleitschicht 4 vom binären Legierungssystem AB 11,
zu einem anderen binären
Legierungssystem BC 12 durchgeführt werden. Die Gleitschicht 4 besitzt
somit an der zweiten Oberfläche 8 die
Endzusammensetzung 18 mit beispielsweise 3% der Komponente
A, 80% der Komponente B, sowie 17% der Komponente C.
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Damit übernimmt
die Komponente B neben der Funktion als Weichphase in der ersten
Matrix an der ersten Oberfläche 5,
zusätzlich
die Funktion der weiteren Matrix an der zweiten Oberfläche 8.
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Die
Komponente C in der Funktion als Hartphasenbildner der ersten Matrix
wird zum Hartphasenbildner der weiteren Matrix.
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Es
sei an dieser Stelle angemerkt, dass die Bezeichnung „Hartphase" bzw. „Hartphasenbildner" alle Härtungs-
bzw. Verfestigungsmechanismen, wie beispielsweise Mischkristallverfestigung
oder Teilchenverfestigung, inklusive der Bildung intermetallischer
Phasen mit den anderen im Legierungssystem ABC 10 beteiligten
Elementen beinhaltet und damit die Hauptfunktion des jeweiligen
Elements beschreibt, eventuelle andere Eigenschaftsveränderungen
die das jeweilige Element bewirkt, jedoch nicht ausschließen soll.
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Der Übergang
von der Ausgangszusammensetzung 16 zur zweiten Endzusammensetzung 18 erfolgt
erfindungsgemäß zumindest
im wesentlichen kontinuierlich, vorzugsweise durch automatisiertes Steuern
der Abscheideleistung, bzw. der Abscheidemengen der einzelnen Komponenten
beim Sputterprozess. „Zumindest
im wesentlichen kontinuierlich" bedeutet
dabei, dass mit herkömmlichen
lichtmikroskopischen Untersuchungsmethoden keine sprungartigen Veränderungen
der Zusammensetzung der Gleitschicht 4 erkennbar sind.
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Es
ist auch möglich,
dass in einem Bereich der Gleitschicht 4 von der ersten
Oberfläche 5 bis
zu einer Dicke von z.B. 4 μm,
vorzugsweise bis zu 3 μm, im
wesentlichen nur die Komponente für die erste Matrix abgeschieden
wird, um beispielsweise als Diffusionsbarriere für die angrenzende Funktionsschicht 6,
bzw. die Stützschicht 7,
oder als Haftvermittler zu wirken.
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Die
Komponente A der Legierung bzw. Gleitschicht 4 kann durch
Elemente aus der oben genannten Elementgruppe in einem Ausmaß von in
Summe 45% bis max. 100%, bevorzugt zwischen 55% und 95%, insbesondere
zwischen 60% und 95% gebildet werden.
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Der
Anteil von 100% ist erfindungsgemäß dann möglich, wenn beispielsweise,
wie im obigen Absatz erwähnt,
zunächst
Reinelemente zur Diffusionshinderung oder zur Haftvermittlung abgeschieden werden.
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Die
Komponente B der Legierung bzw. Gleitschicht 4 kann durch
Elemente aus der oben genannten Elementgruppe in einem Ausmaß von in
Summe 45% bis max. 100%, bevorzugt zwischen 55% und 95%, insbesondere
zwischen 60% und 95% gebildet werden.
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Die
Hartphase der Legierung bzw. Gleitschicht 4 kann durch
Elemente aus der oben genannten Elementgruppe in einem Ausmaß von in
Summe 0,001% bis max. 20%, bevorzugt zwischen 0,005% und 18%, insbesondere
zwischen 0,01% und 17% gebildet werden.
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Je
nach den verwendeten Komponenten kann die Gleitschicht 4 an
der ersten Oberfläche 5 eine
Härte nach
Vickers im Bereich zwischen 140 HV0,001 und 250 HV0,001 , insbesondere
zwischen 160 HV0,001 und 230 HV0,001 , aufweisen.
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Weiters
kann die Gleitschicht 4 an der zweiten Oberfläche 8 eine
Härte nach
Vickers im Bereich zwischen 30 HV0,001 und 130 HV0,001, insbesondere
zwischen 40 HV0,001 und 120 HV0,001, aufweisen.
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Dadurch
wird einerseits an der ersten Oberfläche 5 die erforderliche
Stabilität
der Gleitschicht 4 erreicht, andererseits ist die Gleitschicht 4 an
der zweiten Oberfläche 8 genügend weich
um beispielsweise Fremdpartikel einzubetten, bei trotzdem hoher Festigkeit,
und wird somit eine bessere Verschleißresistenz als bei den aus
dem Stand der Technik bekannten Legierungen erreicht.
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Über den
Querschnitt der Gleitschicht 4 ist es erfindungsgemäß möglich, dass
die mittlere Korngröße der Weichphase
von der ersten Oberfläche 5 hin zur
zweiten Oberfläche 8 zumindest
annähernd gleich
bleibt oder abnimmt, da durch die Hartphase vorhandene Kristallisati onskeime
ein Anwachsen der Korngröße der Weichphase
zur zweiten Oberfläche 8 hin
verhindern. Weiters wird durch die im Bereich der zweiten Oberfläche 8 gegenüber dem
Stand der Technik zusätzlich
vorhandene Hartphase die Verschleißbeständigkeit der Gleitschicht 4 erhöht.
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Anhand
eines Beispiels im Al-Sn-Cu Legierungssystem soll das Verfahren
der Schichtherstellung näher
beschrieben werden.
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Wie
schon erwähnt
kann die erfindungsgemäße Gleitschicht 4 beispielsweise
durch einen Sputterprozess hergestellt werden. Die grundlegenden
physikalischen – chemischen
Vorgänge
beim Sputtern sind hinlänglich
bekannt und werden daher nicht näher
erläutert.
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Erfindungsgemäß werden
drei in ihrer Zusammensetzung verschiedene Stabkathoden (Targets),
wobei jede dieser Kathoden aus je einer der Komponenten A, B oder
C besteht, im Zentrum der Sputterkammer angeordnet. In diesem konkreten Beispiel
für ein
Legierungssystem ABC
10, dass nicht einschränkend sein
soll, besteht eine Kathode der Komponente A einer AlCu2 Legierung,
eine Kathode der Komponente B aus reinem Kupfer, sowie eine Kathode
der Komponente C aus reinem Zinn. Zwei Lagerhalbschalen, bzw. die
Substrate, beispielsweise die Stützschicht
7,
werden drehbar in einer Haltevorrichtung um die Kathoden angeordnet.
Es ist jedoch genauso möglich,
Lagerhalbschalen auf einer Drehvorrichtung und mehrere Planarkathoden
um die Drehvorrichtung verteilt anzuordnen. Die Abscheidemenge der
einzelnen Komponenten wird über
die Abscheideleistung, beispielsweise mittels elektrischer Energie,
automatisiert gesteuert. Für weitere
mögliche
Formen der Anordnung der Targets und Lagerschalen sei auf die entsprechenden
Stellen der Offenbarung der
AT
408 102 B der Anmelderin verwiesen.
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Die
Sputterkammer wird auf ca. 1 × 10–5 mbar
evakuiert und anschließend
bis zu einem Druck von ca. 5 × 10–3 mbar
mit Argon befüllt.
Anschließend wird
zur Reinigung der Substratoberfläche
ein Ätzvorgang
(inverses Sputtern) für
ca. 20 Minuten bei einer Leistung von 3kW durchgeführt. Die
Targetverschlüsse
(Blenden) sind dabei geschlossen. Nach der Reinigung wird automatisiert
folgendes Programm durchgeführt:
Zu
Beginn des Sputterprozesses zum Zeitpunkt t = 0 wird nur die Kathode
B mit einer Leis tung von 10kW beaufschlagt, die Kathoden A und C
sind ausgeschaltet. Dies bewirkt, dass sich als erste Schicht auf dem
Substrat reines Kupfer in einer Gesamtdicke von ca. 3 μm abscheidet,
wobei diese Schicht als Diffusionsbarriere und/oder Haftvermittler
dient. Gleichzeitig wird damit begonnen, die Leistung an der Kathode A
zu erhöhen.
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Nach
t = 5min wird an der Kathode A eine Leistung von 10kw erreicht,
Kathode B ist auf 500W zurückgefahren,
Kathode C bleibt weiter ausgeschaltet. Dadurch wird erreicht, dass
zunehmend Aluminium bzw. AlCu2 abgeschieden wird und somit im Legierungssystem
AB 11 die Rolle der ersten Matrix übernimmt.
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Kupfer übernimmt
dabei die Rolle des Hartphasenbildners.
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Nach
t = 7min ist Kathode A weiterhin auf 10kW eingestellt, Kathode B
ist ausgeschalten und die Leistung der Kathode C wird auf 300W erhöht. Dabei
wird eine Legierung AlSn20Cu abgeschieden, worin Zinn die Weichphasen
ausbildet.
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Nach
einer Zeit t = l00min schließlich,
ist Kathode A ausgeschaltet, die Leistung der Kathode B auf 100W
erhöht
und Kathode C läuft
mit 1,5kW Leistung. Dabei wird eine Legierung SnCu6 abgeschieden
und bildet Zinn die weitere Matrix und Kupfer die Hartphase aus.
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Es
erfolgte somit, abgesehen von der reinen Kupferschicht zu Beginn,
ein Übergang
der Zusammensetzung der Legierung bzw. der Gleitschicht 4 mit
einer Aluminiummatrix und Kupfer als Härterelement im Bereich der
ersten Oberfläche 5,
zu einer Zusammensetzung mit einer Zinnmatrix und Kupfer als Härterelement
im Bereich der zweiten Oberfläche 8.
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Die
Erfindung wird anhand eines weiteren Ausführungsbeispiels im System Al-Sn-Cu
näher beschrieben.
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Die
grundlegenden Vorgänge,
z.B. der Reinigung und die Anordnung der Kathoden und Lagerschalen
können
aus dem ersten Ausführungsbeispiel sinngemäß übertragen
werden.
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Die
erste Kathode der Komponente A besteht aus reinem Kupfer, eine Kathode
der Komponente B aus 99,5% Aluminium, sowie eine Kathode der Komponente
C aus reinem Zinn.
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Die
Abscheidemenge der einzelnen Komponenten wird über die Abscheideleistung,
beispielsweise mittels elektrischer Energie, automatisiert gesteuert.
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Zu
Beginn des Sputterprozesses zum Zeitpunkt t = 0 wird nur die Kathode
A mit einer Leistung von 10KW beaufschlagt, die Kathoden B und C
sind ausgeschaltet. Gleichzeitig wird damit begonnen, die Leistung
an der Kathode B zu erhöhen.
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Dies
bewirkt, dass sich als zunächst
auf dem Substrat reines Kupfer in einer Gesamtdicke von ca. 1 μm abscheidet,
wobei diese Schicht als Diffusionsbarriere und/oder Haftvermittler
dient.
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Im
Zeitraum von t = 7min wird die Leistung an der Kathode A auf 260W
gesenkt, die Leistung der Kathode B wird auf 10kW erhöht, Kathode
C bleibt weiter ausgeschaltet.
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Dadurch
wird erreicht, dass zunehmend Aluminium bzw. AlCu5 abgeschieden
wird und somit im Legierungssystem AB 11 die Rolle der ersten Matrix übernimmt.
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Nach
t = 21min ist Kathode A ausgeschalten, die Leistung der Kathode
B wurde auf 10kW erhöht und
die Leistung der Kathode C auf 380W erhöht. Dabei wird eine Legierung
AlSn20 abgeschieden, worin Zinn die Weichphasen ausbildet.
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Nach
einer Zeit t = 91min schließlich,
ist die Leistung der Kathode A auf 140W erhöht, Kathode B ist ausgeschalten
und die Leistung der Kathode C beträgt 1,55kW. Dabei wird eine
Legierung SnCu6 abgeschieden und bildet Zinn die weitere Matrix
und Kupfer die Hartphase aus.
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Die
gesamte Schichtdicke beträgt
bei diesem Ausführungsbeispiel
ca. 23 μm.
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Die Übergänge bzw.
die Änderung
der einzelnen Abscheideleistungen erfolgt erfindungsgemäß automatisiert
und zuminderst annähernd
stetig.
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3 zeigt den Verlauf der
Mengenanteile der Komponenten A, B, C über den Querschnitt der Gleitschicht 4,
jedoch im Gegensatz zu oben genanntem Beispiel, ohne einer reinen
Kup ferschicht zu Beginn des Abscheideprozesses.
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Dargestellt
ist ein Teil des Lagerelements 1, wobei die äußere Schicht
durch die Stützschicht 7 gebildet
ist. Die Gleitschicht 4 grenzt mit ihrer ersten Oberfläche 5 an
die Stützschicht 7.
Weiters dargestellt ist der Verlauf eines Mengenanteils A 19,
eines Mengenanteils B 20, sowie eines Mengenanteils C 21.
Die Verläufe
müssen
nicht linear sein, sondern können
erfindungsgemäß auch eine
oder mehrere Krümmungen
aufweisen.
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Das
hier angeführte
Legierungssystem ABC 10 mit den Elementen Al, Cu, Sn soll
nur als Beispiel dienen und nicht einschränkend verstanden werden. Weitere
Beispiele wären
das Legierungssystem Cu, Pb, Ni, wobei an der ersten Oberfläche 5 Kupfer
die erste Matrix, Blei die Weichphasen und Nickel die Hartphasen
ausbildet, an der zweiten Oberfläche 8 Blei
anstelle von Kupfer die weitere Matrix bildet, oder das Legierungssystem
Cu, Pb, Sn oder auch das System Cu, Bi, Sn.
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Es
ist erfindungsgemäß weiters
vorgesehen, dass die Abscheideleistung derart gesteuert wird, dass
der zweite Konzentrationsgradient 15 so eingestellt wird,
dass im Legierungssystem ABC 10 vorkommende Mischungslücken umgangen
werden und somit eine zweite Endzusammensetzung 18 erreicht werden
kann, die sonst durch die unmischbaren Bereiche blockiert gewesen
wären.
Als Beispiel soll hier stellvertretend das ternäre System Cu-Pb-Ni genannt sein.
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Die
Ausführungsbeispiele
zeigen mögliche Ausführungsvarianten
der Legierung, wobei an dieser Stelle bemerkt sei, dass die Erfindung
nicht auf die speziell dargestellten Ausührungsvarianten derselben eingeschränkt ist,
sondern vielmehr auch diverse Kombinationen der einzelnen Ausführungsvarianten
untereinander möglich
sind und diese Variationsmöglichkeit
aufgrund der Lehre zum technischen Handeln durch gegenständliche
Erfindung im Können
des auf diesem technischen Gebiet tätigen Fachmannes liegt. Es
sind also auch sämtliche
denkbaren Ausführungsvarianten,
die durch Kombinationen einzelner Details der dargestellten und
beschriebenen Ausführungsvariante
möglich
sind, vom Schutzumfang mitumfasst.
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Der
Ordnung halber sei abschließend
darauf hingewiesen, dass zum besseren Verständnis der Gleitschicht 4,
sowie des Verbundwerkstoffes diese bzw. deren Bestandteile teilweise
un maßstäblich und/oder
vergrößert und/oder
verkleinert dargestellt wurden.
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Die
den eigenständigen
erfinderischen Lösungen
zugrundeliegende Aufgabe kann der Beschreibung entnommen werden.
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Vor
allem können
die einzelnen in den 1; 2; 3 gezeigten Ausführungen den Gegenstand von
eigenständigen,
erfindungsgemäßen Lösungen bilden. Die
diesbezüglichen,
erfindungsgemäßen Aufgaben und
Lösungen
sind den Detailbeschreibungen dieser Figuren zu entnehmen.
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- 1
- Lagerelement
- 2
- Gleitlager
- 3
- Laufschicht
- 4
- Gleitschicht
- 5
- erste
Oberfläche
- 6
- Funktionsschicht
- 7
- Stützschicht
- 8
- zweite
Oberfläche
- 9
- ternäres Phasendiagramm
- 10
- Legierungssystem
ABC
- 11
- Legierungssystem
AB
- 12
- Legierungssystem
BC
- 13
- Legierungssystem
AC
- 14
- erster
Konzentrationsgradient
- 15
- zweiter
Konzentrationsgradient
- 16
- Ausgangszusammensetzung
- 17
- erste
Endzusammensetzung
- 18
- zweite
Endzusammensetzung
- 19
- Mengenanteil
A
- 20
- Mengenanteil
B
- 21
- Mengenanteil
C