WO2017127858A1 - Verfahren zur herstellung eines gleitlagerelementes - Google Patents

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WO2017127858A1
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Alexander Eberhard
Lukas HÄDICKE
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Miba Gleitlager Austria Gmbh
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    • F16C2360/22—Internal combustion engines

Definitions

  • the invention relates to a method for producing a sliding bearing element according to which a composite material of a first layer and one or more further layer (s) is produced, wherein the further layer or one of the further layers is formed as a sliding layer, and as a sliding layer of a casting alloy of a lead-free copper-base alloy is prepared, wherein in the copper-based alloy precipitates are introduced, which have at least one alloying constituent of the copper-based alloy.
  • the invention relates to a sliding bearing member made of a composite material comprising a supporting metal layer and a sliding layer and optionally an intermediate layer between the supporting metal layer and the sliding layer, wherein the sliding layer is formed of a casting alloy of a lead-free copper-base alloy, in the precipitates having at least one alloying constituent of the copper-based alloy , are included.
  • Lead bronzes have long been used in slide bearings for the engine industry because they have a good-natured tribological behavior through the lead precipitates. In addition, their casting technology production is very robust from the process engineering point of view, since the metallurgical phenomena of micro segregation and the associated voids formation are prevented or compensated by the lead. For environmental reasons, however, leaded bronzes should be avoided.
  • brass or bronze cast alloys using alloying additives such as chromium, manganese, zirconium or aluminum are used to improve the friction properties and, in particular, reduce the tendency to seizure.
  • This object is achieved with the aforementioned method for producing a sliding bearing element, after which the copper-based alloy is thermochemically treated after solidification, wherein the copper-based alloy is brought into contact with at least one oxidizing agent, and the oxidizing agent is diffused into the copper-base alloy, so that at least one alloying component of Copper-based alloy is at least partially oxidized to form precipitates within the copper-base alloy, wherein the precipitates are formed only within a sub-layer of the copper-base alloy.
  • the object is further achieved with the slide bearing element mentioned above, in which the precipitates are formed only within a partial layer of the copper-base alloy.
  • the hardness of the sub-layer decreases compared to the hardness of the starting material, whereby the sub-layer, which is close to the surface of the sliding layer, has a reduced tendency to seize.
  • the precipitates themselves act at least partially as solid lubricant, and can therefore replace the lead of lead-containing bronzes. Nevertheless, they prevent crack propagation, as a result of which the microstructure in the partial layer of the sliding layer becomes more viscous.
  • the casting itself can be improved since the alloy system can be made simpler without precipitation particles added in advance.
  • the oxidation is carried out with an oxidizing agent which is selected from a group comprising or consisting of oxygen and oxygen-donating compounds.
  • an oxidizing agent which is selected from a group comprising or consisting of oxygen and oxygen-donating compounds.
  • oxygen or oxygen-releasing compounds as oxidizing agent, the process time can be shortened because oxygen diffuses faster due to the small molecule.
  • thermomechanical treatment of the solidified copper-base alloy is carried out before or simultaneously with the thermochemical treatment, whereby the toughness of the copper-base alloy can be improved.
  • this must not be reheated after the thermochemi treatment, if the forming takes place at elevated temperature, whereby the risk of changes in the mechanical properties of the copper-based alloy, for example by recrystallization phenomena, can be reduced.
  • a change in the excretion can be at least largely avoided by a thermo-mechanical treatment of the sliding layer subsequent to the thermochemical treatment.
  • the microstructure of the copper-based alloy can be made more diffusible by the thermomechanical treatment by the formation of more grain boundaries, whereby the thermochemical treatment can be improved.
  • a copper-based alloy which comprises one or more of the elements from a group comprising boron, antimony, aluminum, silicon, vanadium, phosphorus, titanium, manganese, tin, zinc, magnesium.
  • these elements i. their oxides, in comparison to copper oxides on a much more negative free enthalpy, whereby the process flow can be simplified insofar as the risk of oxidation of copper during the thermochemi see treatment of the copper-based alloy can be significantly reduced.
  • thermochemical treatment of the copper-based alloy can be carried out prior to the composite formation with the layer of the support metal.
  • This has the advantage that with the composite formation, for example by roll cladding, possibly existing defects are at least partially cured.
  • the layer thickness of the sub-layer can be reduced, whereby the proportion of precipitates per unit volume in the sub-layer can be increased.
  • the duration of the oxidation process can be reduced, since it can be terminated as desired even with a lower proportion of precipitates per unit volume.
  • the thermochemical treatment of the copper-based alloy is performed after composing with the backing metal layer.
  • the layer of layered metal can be poured directly onto the support metal layer or the intermediate layer which may be present, whereby the integration of the method into existing processes in the plain bearing industry is easier. It can thus be achieved a corresponding cost advantage.
  • the at least one oxidizing agent can be used solid and / or gaseous or plasma-shaped.
  • the use of a solid oxidizing agent has the advantage that specifically only at least one volume range of the sliding layer can be oxidized.
  • the use of a plasma-form oxidant has the advantage that the oxidation can take place very rapidly, as a result of which the duration of the process can be shortened.
  • plasma-shaped oxidizing agents it is relatively easy to apply the oxidant to the entire surface with a gaseous oxidizing agent, so that the precipitates can be produced relatively quickly by diffusion in the underlying partial layer.
  • Gaseous (non-plasma) oxidants have the advantage that the concentration of the oxidant in the oxidation atmosphere can be easily adjusted and regulated.
  • thermochemical treatment may be carried out at a temperature selected from a range of 500 ° C. to the solidification temperature of the copper-base alloy.
  • the height of the treatment temperature can influence the particle size of the precipitates, since coagulation of the precipitates can be effected with higher temperatures.
  • the oxidant used in gaseous form is used in the oxidation atmosphere with a partial pressure of at least 1.10 -3 atm and a maximum of 3 atm
  • the particle size can also be influenced by the pressure, but with increasing pressure the precipitations become smaller.
  • a partial pressure of less than 1.10 -3 atm particles which are too small result in an improvement in the tribological properties of the copper-based alloy, but to a lesser extent a stable, firmly adhering oxide layer is formed, which would also adversely affect the tribological properties of the copper-based alloy.
  • the precipitates have a maximum particle size of at most 50 ⁇ m, with the precipitates having a maximum particle size between 0.1 ⁇ m and 20 ⁇ m according to a preferred embodiment. Fine-grained precipitates are therefore preferred, since with the same amount of precipitates in the copper-base alloy a more homogeneous distribution of the precipitates within the sublayer and less tendency to seize the overlay can be achieved. In addition, it has been observed that the self-lubricating properties of the precipitates are improved when the precipitates have a particle size between 0.1 ⁇ and 50 ⁇ .
  • the precipitates have a maximum particle size, which decreases gradually in the direction from the surface of the copper-based alloy on the support metal layer, whereby within the sub-layer, a gradual change, in particular increase, the hardness of the sub-layer can be achieved.
  • the sliding layer can thus be optimized in terms of lubricating properties in the area of the surface.
  • the copper-base alloy can be hardened due to the finer excursions, whereby the loadability of the sliding layer can be improved.
  • the number of precipitates in the direction from the surface of the copper-base alloy to the supporting metal layer gradually decreases. Due to the lower number of precipitates in deeper layer planes of the sliding layer, a smaller decrease in the hardness of the copper-base alloy in these deeper layer planes can be achieved.
  • the layer thickness of the sub-layer of the copper-based alloy is preferably between 10 ⁇ and 1000 ⁇ . Although it can be achieved with a layer thickness of less than 10 ⁇ also improve the tribologi see properties of the copper-based alloy, however, suffer at such low layer thicknesses, the long-term performance characteristics of the sliding layer and thus also those of the sliding bearing element.
  • Figure 1 is a plain bearing element in side view.
  • FIG. 2 is a side view of a detail of the sliding layer of a variant of the sliding bearing element
  • Fig. 4 shows a detail of the sliding layer of another embodiment of the
  • FIG. 6 shows a scanning electron micrograph of the sliding layer according to FIG. 5 in the region of the thermochemically treated partial layer in a larger magnification; 7 shows a light microscope photograph of another sliding layer.
  • a sliding bearing element in particular a radial sliding bearing element, made of a composite material in side view.
  • the sliding bearing element 1 is provided in particular for use in an internal combustion engine or for supporting a shaft.
  • the sliding bearing element 1 has a sliding bearing element body 2.
  • the sliding bearing element body 2 comprises a supporting metal layer 3 and a further layer 4 arranged thereon or consists of the supporting metal layer 3 and the further layer 4 connected thereto.
  • the sliding bearing element body 2 can also have additional layers, for example a bearing metal layer 5, which is arranged between the further layer 4 and the supporting metal layer 3, and / or an inlet layer 6 on the further layer 4. Between at least two of the layers of the plain bearing element 1, at least one diffusion barrier layer and / or at least one bonding layer can also be arranged.
  • the support metal layer 3 is made of a steel, the bearing metal layer 5 of a copper alloy with 5% by weight of tin and the remainder copper, the inlet layer of tin or bismuth or of a synthetic polymer containing at least one additive, the bonding layer made of copper or nickel, may be formed.
  • the half-shell enförmige sliding bearing element 1 forms together with at least one other sliding bearing element 7 - depending on the structural design can also be more than another sliding bearing element 7 be present - a sliding bearing 8.
  • the lower plain bearing element is preferably formed in the installed state by the sliding bearing element 1 according to the invention. But there is also the possibility that at least one of the at least one further sliding bearing elements is formed by the sliding bearing element 1 or the entire sliding bearing 8 from at least two sliding bearing elements 2 according to the invention.
  • the sliding bearing element 1 is designed as a plain bearing bush, as indicated by dashed lines in Fig. 1. In this case, the sliding bearing element 1 at the same time the sliding bearing. 8
  • the layer 4 may form a direct coating, for example a radially inner coating of a connecting-rod eye.
  • a direct coating for example a radially inner coating of a connecting-rod eye.
  • the layer 4 is formed as a sliding layer 9.
  • a first embodiment of this sliding layer 9 is shown in FIG.
  • the sliding layer 9 consists of a casting alloy of a copper-based alloy.
  • the copper base alloy is in particular a bronze.
  • other copper base alloys are also usable for the sliding layer 9, for example brass, red brass, although this is not the preferred embodiment of the invention.
  • the copper-base alloy includes, in addition to copper, one or more of the elements selected from the group consisting of boron, antimony, aluminum, silicon, vanadium, phosphorus, titanium, manganese, tin, zinc, magnesium. Since the primary effects of the individual elements are known in prior art copper base alloys, it is to be referred to in this regard. In the preferred embodiment variant, however, the copper-based alloy contains, in addition to copper, at least tin and optionally at least one of the further elements mentioned above.
  • precipitates 10 are contained in the sliding layer. These precipitates 10 are formed from at least one alloying constituent and have at least one of the constituents of the alloy.
  • the precipitates 10 are monovalent or polyvalent oxides of at least one of the alloying constituents of the copper-base alloy.
  • the valency refers to the respective element involved in the reaction, which is oxidized. There are also mixed oxides possible.
  • the precipitates 10 of the copper-base alloy are not added as such, but the precipitates of at least one alloying ingredient are generated due to an oxidation reaction.
  • oxidation in accordance with the general definition, is understood to mean the release of electrons in the course of a chemical reaction, For example, Mg 0 reacts with oxygen to give MgO with the delivery of two electrons.
  • the sliding layer 9 has a layer thickness 11.
  • the layer thickness 11 is in particular between 0, 1 mm and 1.5 mm.
  • the precipitates 10 are not distributed over the entire layer thickness 11 of the sliding layer 9, but their arrangement or design is limited only to a region within a partial layer 12 of the sliding layer 9.
  • the precipitates 10 are within , in particular exclusively within, this partial layer 12 is arranged. Owing to the chosen procedure, oxides which form on the surface of the sliding layer 9 by the oxidation do not form a firm bond with the copper-base alloy, so that these oxides can flake off or be easily removed.
  • the precipitates 10 are predominantly in the grains of the copper base alloy.
  • “predominantly” is meant that at least a proportion of 60% of the precipitates 10, based on the totality of the precipitates 10, is located in the grains of the copper-based alloy, the remainder being in the grain boundaries.
  • the precipitates are distributed relatively uniformly over the entire volume of the partial layer 12.
  • relatively uniform is meant that the difference in the number of precipitates 10 of each two different volume regions of the sub-layer 12 by not more than 5%, in particular by not more than 3%, from each other, being used as a reference value with 100% is a number of precipitates 10 in a volume range of the sublayer 12, which is calculated from the total number of precipitates 10 in the total volume of the sublayer 12 divided by the number of volume areas that comprise the total volume.
  • FIGS. 2 to 4 each show, if appropriate, separate embodiments of the slide bearing element 1, wherein the same reference numerals or component designations are used for the same parts. In order to avoid unnecessary repetition, reference is made respectively to the detailed description of the entire figures.
  • a hardness gradient of the partial layer 12 and thus in the sliding layer 9 can be set.
  • the number of precipitates 10 in the sub-layer 12 gradually decreases or generally varies in the direction from the surface 13 of the copper-base alloy of the sliding layer 9 to the supporting metal layer 3.
  • the concentration of the precipitates 10 in the partial layer 12 can be between 1% by weight and 25% by weight, in particular between 3% by weight and 20% by weight, preferably between 3% by weight and 15% by weight. %.
  • concentration of the precipitates 10 in the partial layer 12 can be between 1% by weight and 25% by weight, in particular between 3% by weight and 20% by weight, preferably between 3% by weight and 15% by weight. %.
  • concentration of more than 25% by weight there is a risk of brittle fracture due to the increased brittle phase content. If the concentration drops below 1% by weight in the partial layer 12, a slight reduction is still observed with respect to the tendency of the sliding layer 9 to seize, but the reduction in the tendency to eat is at least 1% by weight and above. , in particular at least 3 wt .-%, much better.
  • the proportion of the precipitates 10 in the region of the surface 13 of the sliding layer 9 is between 1% by weight. and 20 wt .-%, in particular between 1 wt .-% and 15 wt .-%, and in the direction of the support metal layer 3 to a value between 0 wt .-% and 3 wt .-%, in particular between 0 wt. -% and 1 wt .-%, decreases.
  • the partial layer 12 is subdivided in the direction of the supporting metal layer 3 into ten subpart layers.
  • the partial layer 12 may have a layer thickness 14 (FIG. 2) which is between 1% and 66%, in particular between 3% and 50%, of the layer thickness 11 of the sliding layer 9.
  • the layer thickness 14 of the partial layer 12 is preferably between 0.1 mm and 1.5 mm, in particular between 150 ⁇ and 500 ⁇ .
  • the precipitates 10 may have a maximum particle size 15 (FIG. 2) of not more than 50 ⁇ , in particular between 0.1 ⁇ and 20 ⁇ .
  • the maximum particle size 15 is between 15 ⁇ and 20 ⁇ .
  • the maximum particle size 15 is understood to mean the largest dimension that a particle has.
  • the particle size 15 of the precipitates 10 it is possible in this case for the particle size 15 of the precipitates 10 to remain substantially constant over the entire volume of the partial layer 10, i. that the maximum particle sizes 15 of the precipitates 10 differ by no more than 15%, in particular not more than 10%.
  • the precipitates 10 it is possible, as shown in FIG. 4, for the precipitates 10 to have a maximum particle size 15 which gradually increases in the direction from the surface 13 of the copper-based alloy to the supporting metal layer 3.
  • the particle size 15 of the precipitates 10 can increase by a value which is selected from a range of 0.1 to 80%, in particular from a range of 0.1 to 70%, based on the particle size 15 of the precipitates 10 in the area of the surface 13.
  • the precipitates 10 can have a maximum particle size 15 which gradually decreases or generally varies in the direction from the surface 13 of the copper-base alloy to the support metal layer 3.
  • the particle size 15 of the precipitate 10 can decrease by a value which is selected from a range of 0.1 to 80%, in particular from a range of 0.1% to 70%, based on the particle size 15 of the precipitates 10 in the area of the surface 13.
  • the habit of the precipitates 10 may be at least approximately spherical, at least approximately ellipsoidal or egg-shaped, bulbous, at least approximately cubic, etc., or completely irregular.
  • the precipitates 10 are at least approximately round or at least approximately ellipsoidal.
  • the precipitate 10 is preferably generated only after the casting of the sliding layer 9 or the copper-based alloy by Oxidati on. The precipitates 10 are therefore not added as such to the starting materials of the copper-based alloy.
  • a starting material of at least two layers is produced for the production of the sliding bearing element 1.
  • a starting material of at least two layers is produced for the production of the sliding bearing element 1.
  • a starting material of at least two layers is produced for the production of the sliding bearing element 1.
  • a starting material of at least two layers is produced for the production of the sliding bearing element 1.
  • a starting material of at least two layers is produced for the production of the sliding bearing element 1.
  • a starting material of at least two layers is produced for the production of the sliding bearing element 1.
  • the metal strip or the metal sheet forms the support metal layer 3.
  • the plain bearing element 1 can also have more than three layers.
  • the copper-based alloy can be cast on the respective uppermost layer of the composite material with the support metal layer or another, in particular two-layer, composite material is produced, which is subsequently bonded to the support metal layer or a composite material comprising the support metal layer, for example by roll-plating ,
  • the casting of the copper-based alloy onto the metal strip or the metal sheet or onto a layer of a composite material can take place, for example, by means of horizontal or vertical strip casting.
  • a copper-based alloy is produced in a first step, for example by means of continuous casting and the solidified copper-based alloy is then connected to at least one of the other layers of the sliding bearing element 1, in particular the support metal layer 3, for example by means of roll cladding.
  • the sliding bearing elements 1 is produced by a centrifugal casting process. In this case, preferably no thermomechanical treatment is carried out.
  • the proportions of metallic and optionally non-metallic components in the starting mixture used for the preparation of the sliding layer 9 are selected according to the information in Table 1, plus the proportions of these components, which are consumed during the Oxidati on to the precipitates 10.
  • the precipitates 10 are produced in the sliding layer 9 from the solidified copper-base alloy. These precipitates 10 are produced from at least one of the components of the copper-based alloy.
  • the copper-based alloy is thermochemically treated, wherein the copper-based alloy is contacted with at least one oxidizing agent, and the oxidizing agent is diffused into the copper-base alloy so that at least one alloying constituent of the copper-base alloy at least partially forms the precipitates within the copper-base alloy is oxidized.
  • At least one element from a group comprising oxygen and oxygen-releasing compounds is preferably used as the oxidizing agent, so that oxides are formed as precipitates. It is also possible to use a mixture of different oxidizing agents or the copper-base alloy can also be treated repeatedly with at least one oxidizing agent, for example in successive process steps, each with an oxidizing agent.
  • the at least one oxidizing agent may be, for example, oxygen, water vapor or ozone.
  • the at least one oxidizing agent is used in gaseous or plasma form.
  • the composite material with the cast copper-base alloy in a, in particular closed on all sides, treatment chamber with the oxidizing agent in Kon- in which the oxidizing agent is introduced into the atmosphere of the treatment chamber.
  • the proportion of the spent oxidizing agent over the time of the treatment can be automatically supplemented by a fresh oxidizing agent in the treatment chamber so that an at least approximately equal partial pressure prevails on the oxidizing agent in the treatment chamber.
  • the partial pressure of the gaseous or plasma oxidant used in the Oxidati onsatmosphotre a partial pressure of at least 1.10 "5 atm and of at most 5 atm, in particular of at least 1.10 " 3 atm and at most 3 atm have.
  • the remaining portion of the Oxidati onsatmosphotre preferably forms an inert gas, such as argon, helium, or nitrogen. But it is also possible that the remaining portion of the oxidation atmosphere is formed by air.
  • the temperature at which this thermochemical treatment is carried out is preferably selected from a range of 500 ° C., in particular 600 ° C., up to the solidification temperature of the respective copper-base alloy.
  • the duration of the thermochemical treatment can be selected from a range of 1 hour to 96 hours, in particular from a range of 3 hours to 48 hours.
  • the production of the precipitates 10 takes place after the composite formation of the copper-base alloy with at least one further layer.
  • the thermochemical treatment of the copper-base alloy it is also possible for the thermochemical treatment of the copper-base alloy to be carried out before the composite formation with at least one further layer of the plain bearing element 1, in which case the same process parameters can be used.
  • the at least one oxidizing agent is used firmly.
  • the oxidizing agent may be applied to at least a part of the surface of the copper-base alloy.
  • the treatment temperature and the duration of treatment can be selected from the ranges mentioned above.
  • an oxide powder or mixtures of various oxide powders may be used. Possible oxide powders are, for example, BaO 2 , KMnO 4 ,
  • thermomechanical treatment of the solidified copper-based alloy before or simultaneously with the thermochemi see treatment thermomechanical treatment of the solidified copper-based alloy is performed.
  • the thermomechanical treatment may be for example a rolling, forming or forming.
  • the temperature of the thermo-mechanical treatment can be selected from a range of 450 ° C to 1000 ° C, especially from a range of 750 ° C to 950 ° C.
  • the duration of the treatment seen thermomechanical can be selected from a range of 3 hours to 25 hours, in particular from a range of 5 hours to 20 hours.
  • thermomechanical treatment of the copper-based alloy Due to the thermomechanical treatment of the copper-based alloy, a more permeable structure can be produced by increasing the fraction of grain boundaries. In addition, this can also increase the toughness of the copper-based alloy.
  • the sliding bearing element 1 is produced from the composite material by optionally forming strips from a plate material and by appropriate shaping, for example into a shark shell mold, and optionally finishing work, such as fine boring, etc. These final processing steps are known to the sliding bearing specialist, so that reference is made to the relevant literature.
  • oxidic precipitates 10 are produced as a result of the thermochemical treatment of the copper-base alloy.
  • Table 2 below shows such precipitates 10 together with the (preferred) proportions of the copper base alloy. Again, they are quantities in wt .-% to understand. Furthermore, the proportions are based on the particular cation of the compounds, since other than the exemplified oxides can be produced. By referring to the respective cation, the quantities are also valid for these oxides not listed in Table 2.
  • the cumulative amount of precipitates 10 in the copper base alloy of the sliding layer 9 can be selected from a range of 1% by weight and 25% by weight, especially from a range of 3% by weight to 20% by weight.
  • the proportions and size of the precipitates 10 can be influenced by the concentration of the oxidant and / or the treatment temperature and / or the duration of the treatment. Furthermore, by varying the concentration of the oxidizing agent and / or the treatment temperature over the duration of the treatment, the abovementioned concentration gradient of the precipitates 10 over the layer thickness 14 of the partial layer 12 of the copper-base alloy can be adjusted. By way of the concentration of the oxidizing agent, the particle size 15 of the precipitates and thus also the gradient in the particle size 15 over the layer thickness 14 of the partial layer 12 of the copper-base alloy can be influenced, as has already been explained above.
  • Example 1 The following are some of the experiments performed.
  • Example 1 The following are some of the experiments performed.
  • Example 1 The following are some of the experiments performed.
  • An alloy containing 96% by weight of copper, 3% by weight of tin and 1% by weight of zinc was poured onto a support metal layer 3 made of a steel 220 mm wide and 4 mm thick by means of strip casting.
  • the preheated steel had a temperature of 1070 ° C and a speed of 6 cm / min.
  • the casting alloy is poured at a temperature of 1170 ° C.
  • the steel is cooled by means of oil cooling from below to 100 ° C and thus the casting alloy solidifies in the composite.
  • This composite was a thickness reduction of min 25% and max. 60% subjected to rolling. Thereafter, this material was thermochemically treated by air at 900 ° C for 24 hours.
  • FIGS. 5 and 6 show the scanning electron micrographs of the copper-based alloy for this purpose. The precipitates 10 are clearly visible as bright "dots" within the sub-layer 12 of the copper-base alloy, the points with dark “core” being oxides on which other oxides have grown.
  • this material was thermochemically treated by air for 12 hours at 950 ° C. This resulted in a partial layer 12 with a layer thickness 14 of approximately 130 ⁇ .
  • the light microscope photograph (FIG. 7) shows the resulting partial layer 12 and the resulting precipitates 10 (tin oxides, zinc oxides and their mixed oxides) as dark "dots".

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Abstract

Die Erfindung betrifft ein Verfahren zur Herstellung eines Gleitlagerelementes (1) nach dem ein Verbundwerkstoff aus einer ersten Schicht und einer oder mehreren weiteren Schicht(en) hergestellt wird, wobei die weitere Schicht oder eine der weiteren Schichten als Gleitschicht (9) ausgebildet wird, und als Gleitschicht (9) eine Gusslegierung aus einer bleifreien Kupferbasislegierung hergestellt wird, wobei in die Kupferbasislegierung Ausscheidungen (10) eingebracht werden, die zumindest einen Legierungsbestandteil der Kupferbasislegierung aufweisen. Die Kupferbasislegierung wird nach dem Erstarren thermochemisch behandelt, wobei die Kupferbasislegierung mit zumindest einem Oxidationsmittel in Kontakt gebracht wird, und das Oxidationsmittel in die Kupferbasislegierung eindiffundiert wird, sodass zumindest ein Legierungsbestandteil der Kupferbasislegierung unter Bildung der Ausscheidungen (10) innerhalb der Kupferbasislegierung zumindest teilweise oxidiert wird, wobei die Ausscheidungen (10) nur innerhalb einer Teilschicht (12) der Kupferbasislegierung gebildet werden.

Description

Verfahren zur Herstellung eines Gleitlagerelementes
Die Erfindung betrifft ein Verfahren zur Herstellung eines Gleitlagerelementes nach dem ein Verbundwerkstoff aus einer ersten Schicht und einer oder mehreren weiteren Schicht(en) hergestellt wird, wobei die weitere Schicht oder eine der weiteren Schichten als Gleitschicht ausgebildet wird, und als Gleitschicht eine Gusslegierung aus einer bleifreien Kupferbasislegierung hergestellt wird, wobei in die Kupferbasislegierung Ausscheidungen eingebracht werden, die zumindest einen Legierungsbestandteil der Kupferbasislegierung aufweisen. Weiter betrifft die Erfindung ein Gleitlagerelement aus einem Verbundwerkstoff umfassend eine Stützmetallschicht und eine Gleitschicht sowie gegebenenfalls eine Zwischenschicht zwischen der Stützmetallschicht und der Gleitschicht, wobei die Gleitschicht aus einer Gusslegierung aus einer bleifreien Kupferbasislegierung gebildet ist, in der Ausscheidungen, die zumindest einen Legierungsbestandteil der Kupferbasislegierung aufweisen, enthalten sind.
Bleibronzen werden seit langem in Gleitlagern für die Motorenindustrie eingesetzt, da sie ein gutmütiges tribologisches Verhalten durch die Bleiausscheidungen aufweisen. Darüber hinaus ist deren gießtechnische Herstellung aus prozesstechnischer Sicht sehr robust, da die metallurgischen Phänomene der Mikroseigerung und der damit verbundenen Lunkerbildung durch das Blei verhindert oder ausgeglichen werden. Aus ökologischen Gründen sollen bleihaltige Bronzen jedoch vermieden werden. Es gibt dazu bereits verschiedene Ansätze von Gleitschichtlegierungen im Stand der Technik. So wird beispielsweise bei Gusslegierungen auf Basis von Messing oder Bronzen mit Hilfe von Legierungszusätzen, wie z.B. Chrom, Mangan, Zirkonium oder Aluminium versucht, die Reibungseigenschaften zu verbessern und im Spezi- eilen die Fressneigung zu verringern. Allerdings konnten bislang weder das tribologische Verhalten noch die Stabilität des Gusses von Bleibronzen für eine Gleitschicht eines Gleitlagers zufriedenstellend mit bleifreien Bronzen nachgebildet werden. Dies führt zu Problemen bei bleifreien Bronzelegierungen, da sich bei der Erstarrung Fehlstellen bilden. Zusätzlich bildet sich durch die gerichtete Erstarrung ein Gefüge, das bei Zugspannungen in eine Richtung eine verstärkte Rissneigung zeigt. Es ist die Aufgabe der Erfindung, ein Gleitlager zur Verfügung zu stellen, das eine bleifreie Gusslegierung auf Kupferbasis als Gleitschicht aufweist, wobei die Kupferbasislegierung zumindest ein ähnliches tribologisches Verhalten zeigt, wie bleihaltige Bronzen. Diese Aufgabe wird mit dem eingangs genannten Verfahren zur Herstellung eines Gleitlagerelementes gelöst, wonach die Kupferbasislegierung nach dem Erstarren thermochemisch behandelt wird, wobei die Kupferbasislegierung mit zumindest einem Oxidationsmittel in Kontakt gebracht wird, und das Oxidationsmittel in die Kupferbasislegierung eindiffundiert wird, sodass zumindest ein Legierungsbestandteil der Kupferbasislegierung unter Bildung von Ausscheidungen innerhalb der Kupferbasislegierung zumindest teilweise oxidiert wird, wobei die Ausscheidungen nur innerhalb einer Teilschicht der Kupferbasislegierung gebildet werden. Die Aufgabe wird weiter mit dem eingangs genannten Gleitlagerelement gelöst, bei dem die Ausscheidungen nur innerhalb einer Teilschicht der Kupferbasislegierung ausgebildet sind.
Aufgrund der gebildeten Ausscheidungen sinkt die Härte der Teilschicht im Vergleich zur Härte des Ausgangsmaterials, wodurch die Teilschicht, die sich nahe der Oberfläche der Gleitschicht befindet, eine verringerte Fressneigung aufweist. Die Ausscheidungen selbst wirken dabei offensichtlich zumindest teilweise als Festschmierstoff, und können somit das Blei von bleihaltigen Bronzen ersetzen. Trotzdem verhindern sie aber die Rissausbreitung, wodurch das Gefüge in der Teilschicht der Gleitschicht risszäher wird. In der bevorzugten Ausführungsvariante des Verfahrens, wonach die Erzeugung der Ausscheidungen erst nach dem Guss der Legierung erfolgt, kann zudem der Guss an sich verbessert werden, da das Legierungssystem ohne vorab zugegebene Ausscheidungspartikel einfacher gestaltet werden kann. Zudem können gegebenenfalls auftretende Fehlstellen im Guss im Bereich der Oberfläche der Gusslegierung zur Verbesserung des Verfahrens genutzt werden, da kleinere Poren das Eindiffundieren des Oxidationsmittels in die Legierung begünstigen, sodass die Verfahrensdauer verkürzt werden kann. Trotz der Fehlstellen kommt es aber aufgrund der Partikel nicht zur ausgeprägten Rissbildung.
Es sei aber an dieser Stelle erwähnt, dass ein fehlerfreier Guss primär bevorzugt wird. Vorzugsweise wird die Oxidation mit einem Oxidationsmittel durchgeführt, das ausgewählt ist aus einer Gruppe umfassend oder bestehend aus Sauerstoff und sauerstoffabgebende Verbindungen, Insbesondere mit Sauerstoff bzw. sauerstoffabgebende Verbindungen als Oxidationsmittel kann die Verfahrensdauer verkürzt werden, da Sauerstoff aufgrund des kleinen Mo- leküls rascher eindiffundiert.
Es kann weiter vorgesehen werden, dass vor oder gleichzeitig mit der thermochemi sehen Behandlung eine thermomechanische Behandlung der erstarrten Kupferbasislegierung durchgeführt wird, wodurch die Zähigkeit der Kupferbasislegierung verbessert werden kann. Zudem kann damit erreicht werden, dass für die Herstellung der Endform der Gleitschicht diese nach der thermochemi sehen Behandlung nicht noch einmal erhitzt werden muss, falls die Umformung bei erhöhter Temperatur stattfindet, wodurch die Gefahr von Veränderungen der mechanischen Eigenschaften der Kupferbasislegierung, beispielsweise durch Rekristallisationserscheinungen, reduziert werden kann. Weiter kann damit eine Veränderung der Ausschei- düngen durch eine an die thermochemi sehe Behandlung anschließende thermomechanische Bearbeitung der Gleitschicht zumindest weitestgehend vermieden. Von Vorteil ist dabei jedoch auch, dass das Gefüge der Kupferbasislegierung durch die thermomechanische Behandlung diffusionsfähiger durch die Bildung von mehr Korngrenzen ausgebildet werden kann, wodurch die thermochemi sehe Behandlung verbessert werden kann.
Bevorzugt wird eine Kupferbasislegierung eingesetzt, die eines oder mehrere der Elemente aus einer Gruppe umfassend Bor, Antimon, Aluminium, Silizium, Vanadium, Phosphor, Titan, Mangan, Zinn, Zink, Magnesium aufweist. Insbesondere diese Elemente, d.h. deren Oxide, weisen im Vergleich zu Kupferoxiden eine deutlich stärker negative freie Enthalpie auf, wodurch der Verfahrensablauf insofern vereinfacht werden kann, als damit die Gefahr der Oxidation von Kupfer während der thermochemi sehen Behandlung der Kupferbasislegierung deutlich reduziert werden kann.
Die thermochemi sehe Behandlung der Kupferbasislegierung kann vor der Verbundbildung mit der Schicht aus dem Stützmetall durchgeführt werden. Dies hat den Vorteil, dass mit der Verbundbildung, beispielsweise durch Walzplattieren, allenfalls vorhandene Fehlstellen zumindest teilweise geheilt werden. Darüber hinaus kann die Schichtstärke der Teilschicht reduziert werden, wodurch der Anteil an Ausscheidungen pro Volumeneinheit in der Teilschicht erhöht werden kann. Dadurch kann die Verfahrensdauer der Oxidation reduziert werden, da diese bereits bei einem geringeren Anteil an Ausscheidungen pro Volumeneinheit als gewünscht abgebrochen werden kann. In der bevorzugten Ausführungsvariante wird die thermochemische Behandlung der Kupferbasislegierung aber nach der Verbundbildung mit der Schicht aus dem Stützmetall durchgeführt. Die Lagemetallschicht kann beispielsweise direkt auf die Stützmetallschicht oder die gegebenenfalls vorhandene Zwischenschicht aufgegossen werden, wodurch die Einbindung des Verfahrens in bestehende Prozesse in der Gleitlagerindustrie einfacher ist. Es kann damit ein entsprechender Kostenvorteil erreicht werden.
Das zumindest eine Oxidationsmittel kann fest und/oder gasförmig oder plasmaförmig eingesetzt werden. Die Verwendung eines festen Oxidationsmittels hat den Vorteil, dass gezielt nur zumindest ein Volumenbereich der Gleitschicht oxidiert werden kann. Der Einsatz eines plas- maförmigen Oxidationsmittels wiederum hat den Vorteil, dass die Oxidation sehr rasch erfolgen kann, wodurch die Prozessdauer verkürzt werden kann. Ebenso wie mit plasmaförmigen Oxidationsmitteln kann mit einem gasförmigen Oxidationsmittel relativ einfach die gesamte Oberfläche mit dem Oxidationsmittel beaufschlagt werden, sodass durch Diffusion in der darunter liegenden Teilschicht relativ rasch die Ausscheidungen erzeugt werden können. Gas- förmige (nicht plasmaförmige) Oxidationsmittel haben dabei den Vorteil, dass die Konzentration des Oxidationsmittels in der Oxidationsatmosphäre einfach eingestellt und geregelt werden kann.
Zur Beschleunigung der Generierung der Ausscheidungen und damit zur Verkürzung der Pro- zessdauer kann vorgesehen sein, dass die thermochemische Behandlung bei einer Temperatur durchgeführt wird, die ausgewählt wird aus einem Bereich von 500 °C bis zur Erstarrungstemperatur der Kupferbasislegierung. Zudem kann über die Höhe der Behandlungstemperatur die Partikelgröße der Ausscheidungen beeinflusst werden, indem mit höheren Temperaturen eine Vergröberung der Ausscheidungen bewirkt werden kann.
Nach einer andere Ausführungsvariante des Verfahrens kann vorgesehen werden, das gasförmig eingesetzte Oxidationsmittel in der Oxidationsatmosphäre mit einen Partialdruck von mindestens 1.10"3 atm und von maximal 3 atm eingesetzt wird. Wie mit der Temperatur kann auch über den Druck die Partikelgröße beeinflusst werden, wobei allerdings mit zunehmendem Druck die Ausscheidungen kleiner werden. Bei einem Partialdruck von unter 1.10"3 atm entstehen somit zu kleine Partikel, die zwar eine Verbesserung der tribologischen Eigenschaften der Kupferbasislegierung bewirken, allerdings in einem geringeren Ausmaß. Bei einem Partialdruck von größer 3 atm besteht hingegen die Gefahr, dass auf der Oberfläche der Gleitschicht eine stabile, fest haftende Oxidschicht gebildet wird, die die tribologischen Eigenschaften der Kupferbasislegierung ebenfalls negativ beeinflusst würde.
Nach einer Ausführungsvariante des Gleitlagers kann vorgesehen sein, dass die Ausscheidun- gen eine maximale Partikelgröße von maximal 50 μιη aufweisen, wobei gemäß einer bevorzugten Ausführungsvariante dazu die Ausscheidungen eine maximale Partikelgröße zwischen 0,1 μιη und 20 μιη aufweisen. Es werden also feinkörnige Ausscheidungen bevorzugt, da damit mit dem gleichen Mengenanteil an Ausscheidungen in der Kupferbasislegierung eine homogenere Verteilung der Ausscheidungen innerhalb der Teilschicht und geringere Neigung zum Fressen der Gleitschicht erreicht werden kann. Zudem wurde beobachtet, dass die selbstschmierenden Eigenschaften der Ausscheidungen verbessert sind, wenn die Ausscheidungen eine Partikelgröße zwischen 0,1 μιη und 50 μιη aufweisen.
Es ist dabei auch möglich, dass die Ausscheidungen eine maximale Partikelgröße aufweisen, die in Richtung von der Oberfläche der Kupferbasislegierung auf die Stützmetallschicht graduell abnimmt, wodurch innerhalb der Teilschicht eine graduelle Änderung, insbesondere Zunahme, der Härte der Teilschicht erreicht werden kann. Die Gleitschicht kann damit im Bereich der Oberfläche hinsichtlich der schmierenden Eigenschaften optimiert werden. In Richtung auf die Stützschicht kann hingegen der Kupferbasislegierung aufgrund der feineren Aus- Scheidungen härter werden, wodurch die Belastbarkeit der Gleitschicht verbessert werden kann.
Ebenfalls zur Verbesserung der schmierenden Eigenschaften der Kupferbasislegierung im Bereich der Oberfläche kann vorgesehen sein, dass die Anzahl der Ausscheidungen in Richtung von der Oberfläche der Kupferbasislegierung auf die Stützmetallschicht graduell abnimmt. Durch die geringere Anzahl an Ausscheidungen in tieferen Schichtebenen der Gleitschicht kann eine geringere Abnahme der Härte der Kupferbasislegierung in diesen tieferen Schichtebenen erreicht werden. Die Schichtdicke der Teilschicht der Kupferbasislegierung beträgt bevorzugt zwischen 10 μιη und 1000 μιη. Zwar kann mit einer Schichtdicke von weniger als 10 μιη ebenfalls eine Verbesserung der tribologi sehen Eigenschaften der Kupferbasislegierung erreicht werden, allerdings leiden bei derart geringen Schichtdicken die Langzeitgebrauchseigenschaften der Gleitschicht und damit auch jene des Gleitlagerelementes. Bei Schichtdicken von mehr als 1000 μιη wird hingegen die Prozessdauer zu sehr verlängert, worunter die Wirtschaftlichkeit des Verfahrens zur Herstellung des Gleitlagerelementes leidet. Darüber hinaus wird durch die Abnahme der nichtoxidierten Restteilschicht der Gleitschicht die Tragfähigkeit der Gleitschicht durch den Härteabfall aufgrund der Ausscheidungen zu sehr vermindert.
Zum besseren Verständnis der Erfindung wird diese anhand der nachfolgenden Figuren näher erläutert.
Es zeigen teilweise in vereinfachter, schemati scher Darstellung: Fig. 1 ein Gleitlagerelement in Seitenansicht;
Fig. 2 einen Ausschnitt aus der Gleitschicht einer Ausführungsvariante des Gleitlagerelementes in Seitenansicht geschnitten;
Fig. 3 einen Ausschnitt aus der Gleitschicht einer weiteren Ausführungsvariante des
Gleitlagerelementes in Seitenansicht geschnitten;
Fig. 4 einen Ausschnitt aus der Gleitschicht einer anderen Ausführungsvariante des
Gleitlagerelementes in Seitenansicht geschnitten;
Fig. 5 eine Rasterelektronenmikroskopaufnahme einer Gleitschicht im Bereich der ther- mochemisch behandelten Teilschicht;
Fig. 6 eine Rasterelektronenmikroskopaufnahme der Gleitschicht nach Fig. 5 im Bereich der thermochemisch behandelten Teilschicht in einer größeren Vergrößerung; Fig. 7 eine Lichtmikroskopaufnahme einer weiteren Gleitschicht.
Einführend sei festgehalten, dass in den unterschiedlich beschriebenen Ausführungsformen gleiche Teile mit gleichen Bezugszeichen bzw. gleichen Bauteilbezeichnungen versehen wer- den, 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.
In Fig. 1 ist ein Gleitlagerelement 1, insbesondere ein Radialgleitlagerelement, aus einem Verbundwerkstoff in Seitenansicht dargestellt.
Das Gleitlagerelement 1 ist insbesondere zur Verwendung in einem Verbrennungsmotor oder zur Lagerung einer Welle vorgesehen.
Das Gleitlagerelement 1 weist einen Gleitlagerelementkörper 2 auf. Der Gleitlagerelement- körper 2 umfasst eine Stützmetallschicht 3 und eine darauf angeordnete weitere Schicht 4 bzw. besteht aus der Stützmetallschicht 3 und der damit verbundenen weiteren Schicht 4.
Wie aus Fig. 1 strichliert angedeutet zu ersehen ist, kann der Gleitlagerelementkörper 2 auch zusätzliche Schichten aufweisen, beispielsweise eine Lagermetallschicht 5, die zwischen der weiteren Schicht 4 und der Stützmetallschicht 3 angeordnet ist, und/oder eine Einlaufschicht 6 auf der weiteren Schicht 4. Zwischen zumindest zwei der Schichten des Gleitlagerelementes 1 können auch zumindest eine Diffusionssperrschicht und/oder zumindest eine Bindeschicht angeordnet sein.
Da der prinzipielle Aufbau derartiger Mehrschichtgleitlagerelemente aus dem Stand der Technik bekannt ist, sei bezüglich Einzelheiten des Schichtaufbaus auf die einschlägige Literatur dazu verwiesen. Ebenso sind die verwendeten Werkstoffe, aus denen die Stützmetallschicht 3, die Lagermetallschicht 5, die Einlaufschicht 6, die zumindest eine Diffusionssperrschicht und die zumindest eine Bindeschicht bestehen können, aus dem Stand der Technik bekannt, und sei daher bezüglich dieser auf die einschlägige Literatur verwiesen. Beispielhaft sei angeführt, dass die Stützmetallschicht 3 aus einem Stahl, die Lagermetallschicht 5 aus einer Kupferlegierung mit 5 Gew.-% Zinn und dem Rest Kupfer, die Einlaufschicht aus Zinn oder Bismut oder aus einem, zumindest einen Zusatzstoff enthaltenden, synthetischen Polymer, die Bindeschicht aus Kupfer oder Nickel, gebildet sein können. Das halbschal enförmige Gleitlagerelement 1 bildet zusammen mit zumindest einem weiteren Gleitlagerelement 7 - je nach konstruktivem Aufbau kann auch mehr als ein weiteres Gleitlagerelement 7 vorhanden sein - ein Gleitlager 8 aus. Dabei ist bevorzugt das im eingebauten Zustand untere Gleitlagerelement durch das Gleitlagerelement 1 nach der Erfindung gebildet. Es besteht aber auch die Möglichkeit, dass zumindest eines der zumindest einen weiteren Gleitlagerelemente durch das Gleitlagerelement 1 oder das gesamte Gleitlager 8 aus zumindest zwei Gleitlagerelementen 2 nach der Erfindung gebildet wird.
Es ist weiter möglich, dass das Gleitlagerelement 1 als Gleitlagerbuchse ausgebildet ist, wie dies in Fig. 1 strichliert angedeutet ist. In diesem Fall ist das Gleitlagerelement 1 gleichzeitig das Gleitlager 8.
Weiter ist es möglich, dass die Schicht 4 eine Direktbeschichtung bildet, beispielsweise eine radial innere Beschichtung eines Pleuelauges. Weiter kann das Gleitlagerelement 1 bzw. das Gleitlager 8 auch in Form eine Anlauf Scheibe, etc., ausgebildet sein.
Die Schicht 4 ist als Gleitschicht 9 ausgebildet. Dazu ist in Fig. 2 eine erste Ausführungsvariante dieser Gleitschicht 9 dargestellt. Die Gleitschicht 9 besteht aus einer Gusslegierung aus einer Kupferbasislegierung. Die Kup- ferbasislegierung ist insbesondere eine Bronze. Es sind aber auch andere Kupferbasislegierungen für die Gleitschicht 9 verwendbar, beispielsweise ein Messing, Rotguss, wenngleich dies nicht die bevorzugte Ausführungsform der Erfindung ist.
Die Kupferbasislegierung weist neben Kupfer eines oder mehrere der Elemente aus einer Gruppe umfassend Bor, Antimon, Aluminium, Silizium, Vanadium, Phosphor, Titan, Mangan, Zinn, Zink, Magnesium auf. Da die primären Wirkungen der einzelnen Elemente in Kup- ferbasislegierungen aus dem Stand der Technik bekannt sind, sei diesbezüglich darauf verwie- sen. In der bevorzugten Ausführungsvariante weist die Kupferbasislegierung neben Kupfer aber zumindest Zinn und gegebenenfalls zumindest eines der weiteren, voranstehend angeführten Elemente auf.
Die möglichen Anteile der einzelnen Elemente an der Kupferbasislegierung sind in Tabelle 1 zusammengefasst. Die Prozentangaben zu den Anteilen in Tabelle 1 sind, so wie in der gesamten Beschreibung, als Gew.-% zu verstehen, sofern nicht ausdrücklich etwas anderes angegeben ist. Es ist anzumerken, dass diese Anteile nicht die Anteile an den oxidierten Metallen umfassen. Diese sind in Tabelle 2 wiedergegeben. Bei jeder Kupferbasislegierung bildet Kupfer den Rest, wobei der Anteil des Kupfers abhängig ist vom Anteil des einen oder dem Summenanteil der mehreren Elemente aus der angegebenen Gruppe.
Tabelle 1 : Mengenbereiche der Legierungselemente der Kupferbasislegierung
Element Bereich [Gew.-%] bevorzugter Bereich [Gew.-%]
B 0,001 - 0,2 0,01 - 0,1
Sb 0,01 - 4 0, 1 - 2
AI 0,01 - 5 0, 1 - 3
Si 0,01 - 8 0, 1 - 1 V 0,01 - 2 0,1 - 1
P 0,01 - 3 0, 1 - 1,5
Ti 0,01 - 9 0, 1 - 4,5
Mn 0,01 - 10 0, 1 - 5
Sn 0,01 - 15 0, 1 - 8
Zn 0,01 - 20 0,1 - 6
Mg 0,01 - 2 0, 1 - 1
Wie aus Fig. 2 ersichtlich ist, sind in der Gleitschicht 9 Ausscheidungen 10 enthalten. Diese Ausscheidungen 10 sind aus zumindest einem Legierungsbestandteil entstanden, weisen als zumindest einen der Legierungsbestandteile auf. Die Ausscheidungen 10 sind ein- oder mehrwertige Oxide von zumindest einem der Legierungsbestandteile der Kupferbasislegierung. Die Wertigkeit bezieht sich dabei auf das jeweils an der Reaktion beteiligte Element, das oxi- diert wird. Es sind auch Mischoxide möglich. Wie aus dem nachstehend erläuterten Verfahren ersichtlich ist, sind die Ausscheidungen 10 der Kupferbasislegierung nicht als solche zugegeben, sondern werden die Ausscheidungen aus zumindest einem Legierungsbestandteil in Folge einer Oxidationsreaktion erzeugt.
Es sei bereits jetzt darauf hingewiesen, dass unter dem Begriff„Oxidati on", der allgemeinen Definition entsprechend, die Abgabe von Elektronen im Zuge einer chemischen Reaktion verstanden wird. Beispielsweise reagiert Mg0 unter Abgabe von zwei Elektronen mit Sauerstoff zu MgO.
Die Gleitschicht 9 weist eine Schichtdicke 11 auf. Die Schichtdicke 11 beträgt insbesondere zwischen 0, 1 mm und 1,5 mm. Wie aus Fig. 2 ersichtlich ist, sind die Ausscheidungen 10 nicht über die gesamte Schichtdicke 11 der Gleitschicht 9 verteilt angeordnet, sondern beschränkt sich deren Anordnung bzw. Ausbildung lediglich auf einen Bereich innerhalb einer Teilschicht 12 der Gleitschicht 9. Die Ausscheidungen 10 sind dabei innerhalb, insbesondere ausschließlich innerhalb, dieser Teil- schicht 12 angeordnet. Aufgrund der gewählten Verfahrensweise bilden Oxide, die sich an der Oberfläche der Gleitschicht 9 durch die Oxidation bilden, keine feste Verbindung mit der Kupferbasislegierung, sodass diese Oxide abplatzen bzw. einfach entfernt werden können.
Die Ausscheidungen 10 befinden sich überwiegend in den Körnern der Kupferbasislegierung. Mit dem Begriff„überwiegend" ist dabei gemeint, dass sich zumindest ein Mengenanteil von 60 % der Ausscheidungen 10, bezogen auf die Gesamtheit der Ausscheidungen 10, in den Körner der Kupferbasislegierung befindet. Der Rest befindet sich in den Korngrenzen.
Bei der Ausführungsvariante der Gleitschicht 9 nach Fig. 2 sind die Ausscheidungen relativ gleichmäßig über das gesamte Volumen der Teilschicht 12 verteilt angeordnet. Mit dem Ausdruck„relativ gleichmäßig" ist dabei gemeint, dass der Unterschied in der Anzahl an Ausscheidungen 10 von jeweils zwei verschiedenen Volumenbereichen der Teilschicht 12 um nicht mehr als 5 %, insbesondere um nicht mehr als 3 %, voneinander abweicht, wobei als Referenzwert mit 100 % eine Anzahl an Ausscheidungen 10 in einem Volumenbereich der Teil- schicht 12 ist, die sich aus der Gesamtanzahl an Ausscheidungen 10 im Gesamtvolumen der Teilschicht 12 dividiert durch die Anzahl der Volumenbereiche, die das Gesamtvolumen um- fasst, errechnet.
Es ist aber auch möglich, dass die Anzahl der Ausscheidungen 10 in Richtung von der Ober- fläche 13 der Kupferbasislegierung der Gleitschicht 9 auf die Stützmetallschicht 3 graduell abnimmt, wie dies in Fig. 3 schematisch dargestellt ist.
Es sei darauf hingewiesen, dass in den Fig. 2 bis 4 jeweils gegebenenfalls für sich eigenständige Ausführungsform des Gleitlagerelementes 1 gezeigt sind, wobei für gleiche Teile gleiche Bezugszeichen bzw. Bauteilbezeichnungen verwendet werden. Um unnötige Wiederholungen zu vermeiden, wird jeweils auf die detaillierte Beschreibung zu den gesamten Figuren hingewiesen bzw. Bezug genommen. Durch die Reduktion der Anzahl der Ausscheidungen 10 in der Teilschicht 12 in Richtung auf die Stützmetallschicht 3 kann ein Härtegradient der Teilschicht 12 und damit in der Gleitschicht 9 eingestellt werden. Es ist aber auch möglich, dass die Anzahl der der Ausscheidungen 10 in der Teilschicht 12 in Richtung von der Oberfläche 13 der Kupferbasislegierung der Gleitschicht 9 auf die Stützmetallschicht 3 graduell abnimmt bzw. generell variiert.
Generell kann die Konzentration der Ausscheidungen 10 in der Teilschicht 12 zwischen 1 Gew.-% und 25 Gew.-%, insbesondere zwischen 3 Gew.-% und 20 Gew.-%, vorzugsweise zwischen 3 Gew.-% und 15 Gew.-% betragen. Bei einer Konzentration von mehr als 25 Gew - % besteht die Gefahr, des Sprödbruchs durch den erhöhten Sprödphasenanteil. Wenn die Konzentration unterhalb von 1 Gew.-% in der Teilschicht 12 sinkt, wird zwar noch eine geringfügige Reduzierung in Hinblick auf die Fressneigung der Gleitschicht 9 beobachtet, aller- dings ist die Reduzierung der Fressneigung ab einer Konzentration von mindestens 1 Gew.-%, insbesondere mindestens 3 Gew.-%, deutlich besser.
Für den Fall, dass in der Teilschicht 12 ein Konzentrationsgradient an Ausscheidungen 10 ausgebildet ist (Fig. 3), kann dieser derart ausgestaltet sein, dass der Anteil der Ausscheidun- gen 10 im Bereich der Oberfläche 13 der Gleitschicht 9 zwischen 1 Gew.-% und 20 Gew.-%, insbesondere zwischen 1 Gew.-% und 15 Gew.-%, beträgt und in Richtung auf die Stützmetallschicht 3 auf einen Wert zwischen 0 Gew.-% und 3 Gew.-%, insbesondere zwischen 0 Gew.-% und 1 Gew.-%, abnimmt. Zur Bestimmung dieser Werte wird die Teilschicht 12 in Richtung auf die Stützmetallschicht 3 in zehn Subteilschichten unterteilt.
Generell kann die Teilschicht 12 eine Schichtdicke 14 (Fig. 2) aufweisen, die zwischen 1 % und 66 %, insbesondere zwischen 3 % und 50 %, der Schichtdicke 11 der Gleitschicht 9 beträgt. Vorzugsweise beträgt die Schichtdicke 14 der Teilschicht 12 zwischen 0, 1 mm und 1,5 mm, insbesondere zwischen 150 μιη und 500 μιη. Überraschenderweise hat sich im Laufe von Untersuchungen gezeigt, dass es für die Reduktion der Fressneigung der bleifreien Gleitschicht 9 ausreichend ist, wenn die Ausscheidungen 10 nicht über die gesamte Schichtdicke 11 der Gleitschicht 9 verteilt angeordnet sind, sondern sich die Ausscheidungen 10 auf die Teilschicht 12 beschränken. Die Teilschicht 12 kann unmittelbar anschließend an die Oberfläche 13 ausgebildet sein.
Generell können die Ausscheidungen 10 eine maximale Partikelgröße 15 (Fig. 2) von maxi- mal 50 μιτι, insbesondere zwischen 0,1 μιη und 20 μιτι, aufweisen. Vorzugsweise beträgt die eine maximale Partikelgröße 15 zwischen 15 μιη und 20 μιη. Unter der maximalen Partikelgröße 15 wird dabei die größte Abmessung verstanden, die ein Partikel aufweist.
Es ist dabei möglich, dass die Partikelgröße 15 der Ausscheidungen 10 über das gesamte Vo- lumen der Teilschicht 10 im Wesentlichen konstant bleibt, d.h. dass sich die maximale Partikelgrößen 15 der Ausscheidungen 10 um nicht mehr als 15 %, insbesondere nicht mehr als 10 %, unterscheiden.
Andererseits besteht nach einer weiteren Ausführungsvariante des Gleitelementes 1 die Mög- lichkeit, wie dies in Fig. 4 dargestellt ist, dass die Ausscheidungen 10 eine maximale Partikelgröße 15 aufweisen, die in Richtung von der Oberfläche 13 der Kupferbasislegierung auf die Stützmetallschicht 3 graduell zunimmt. Dabei kann die Partikelgröße 15 der Ausscheidungen 10 um einen Wert zunehmen, der ausgewählt ist aus einem Bereich von 0, 1 % bis 80 %, insbesondere aus einem Bereich von 0, 1 % bis 70 %, bezogen auf die Partikelgröße 15 der Aus- Scheidungen 10 im Bereich der Oberfläche 13.
Es ist aber auch möglich, dass die Ausscheidungen 10 eine maximale Partikelgröße 15 aufweisen, die in Richtung von der Oberfläche 13 der Kupferbasislegierung auf die Stützmetallschicht 3 graduell abnimmt bzw. generell variiert. Dabei kann die Partikelgröße 15 der Aus- Scheidungen 10 um einen Wert abnehmen, der ausgewählt ist aus einem Bereich von 0, 1 % bis 80 %, insbesondere aus einem Bereich von 0,1 % bis 70 %, bezogen auf die Partikelgröße 15 der Ausscheidungen 10 im Bereich der Oberfläche 13.
Der Habitus der Ausscheidungen 10 kann zumindest annähernd kugelförmig, zumindest annä- hernd ellipsoidförmig bzw. eiförmig, knollenförmig, zumindest annähernd kubisch, etc., oder völlig unregelmäßig sein. Bevorzugt sind die Ausscheidungen 10 zumindest annähernd rund bzw. zumindest annähernd ellipsoidförmig. Wie bereits erwähnt werden die Ausscheidung 10 vorzugsweise erst nach dem Guss der Gleitschicht 9 bzw. der Kupferbasislegierung durch Oxidati on erzeugt. Die Ausscheidungen 10 werden also nicht als solche den Ausgangsstoffen der Kupferbasislegierung zugesetzt. In einem ersten Schritt wird zur Herstellung des Gleitlagerelementes 1 ein Vormaterial aus zumindest zwei Schichten hergestellt. Dazu wird im einfachsten Fall auf einen, insbesondere ebenen, Metall streifen oder ein, insbesondere ebenes, Metallblech eine Kupferbasislegierung aufgegossen. Der Metall streifen oder das Metallblech bildet dabei die Stützmetallschicht 3. Für den Fall, dass ebene Metall streifen oder Metallbleche eingesetzt werden, werden diese in einem späteren Verfahrensschritt noch zum jeweiligen Gleitlagerelement 1 umgeformt, wie dies an sich aus dem Stand der Technik bekannt ist. Wie bereits voranstehend erwähnt, kann das Gleitlagerelement 1 auch mehr als drei Schichten aufweisen. In diesem Fall kann die Kupferbasislegierung auf die jeweils oberste Schicht des Verbundmaterials mit der Stützmetallschicht aufgegossen werden oder es wird vorerst ein weiteres, insbesondere zweischichtiges, Verbundmaterial hergestellt, dass anschließend mit der Stützmetallschicht oder einem Verbundmaterial umfassend die Stützmetallschicht verbun- den wird, beispielsweise durch Walzplattieren.
Das Aufgießen der Kupferbasislegierung auf den Metall streifen bzw. das Metallblech oder auf eine Schicht eines Verbundmaterials kann beispielsweise mittels horizontalem oder vertikalem Bandguss erfolgen.
Es ist aber auch möglich, dass eine Kupferbasislegierung in einem ersten Schritt beispielsweise mittels Strangguss hergestellt wird und die verfestigte Kupferbasislegierung erst danach mit zumindest einer der weiteren Schichten des Gleitlagerelementes 1, insbesondere der Stützmetallschicht 3 verbunden wird, beispielsweise mittels Walzplattieren.
Nach einer anderen Ausführungsvariante besteht die Möglichkeit, dass das Gleitlagerelemente 1 mit einem Schleudergussverfahren hergestellt wird. In diesem Fall erfolgt bevorzugt keine therm omechani sehe Behandlung. Die Anteile an metallischen und gegebenenfalls nichtmetallischen Komponenten in der für die Herstellung der Gleitschicht 9 verwendeten Ausgangsmischung werden entsprechend der Angaben in Tabelle 1 gewählt, zuzüglich der Anteile an diesen Komponenten, die während der Oxidati on zu den Ausscheidungen 10 verbraucht werden.
Das Gießen von Legierungen aus der Schmelze ist dem Gleitlagerfachmann prinzipiell bekannt, sodass hinsichtlich der Parameter, wie Temperatur, etc. auf den einschlägigen Stand der Technik verwiesen sei.
Nach der Herstellung des Verbundmaterials aus zumindest zwei Schichten, werden in der Gleitschicht 9 aus der erstarrten Kupferbasislegierung die Ausscheidungen 10 hergestellt. Diese Ausscheidungen 10 werden dabei aus zumindest einer der Komponenten der Kupferbasislegierung hergestellt. Dazu wird die Kupferbasislegierung nach dem Erstarren thermoche- misch behandelt wird, wobei die Kupferbasislegierung mit zumindest einem Oxidationsmittel in Kontakt gebracht wird, und das Oxidationsmittel in die Kupferbasislegierung eindiffundiert wird, sodass zumindest ein Legierungsbestandteil der Kupferbasislegierung unter Bildung der Ausscheidungen 10 innerhalb der Kupferbasislegierung zumindest teilweise oxidiert wird. Bevorzugt wird als Oxidationsmittel zumindest ein Element aus einer Gruppe umfassend Sauerstoff und sauerstoffabgebende Verbindungen verwendet, sodass als Ausscheidungen 10 Oxide gebildet werden. Es ist dabei auch möglich eine Mischung aus verschiedenen Oxidati- onsmitteln zu verwenden bzw. kann die Kupferbasislegierung auch mehrfach mit zumindest einem Oxidationsmittel behandelt werden, beispielsweise in aufeinander folgenden Verfah- rensschritten mit jeweils einem Oxidationsmittel.
Das zumindest eine Oxidationsmittel kann beispielsweise Sauerstoff, Wasserdampf oder Ozon sein. Vorzugsweise wird das zumindest eine Oxidationsmittel gasförmig oder plasmaförmig eingesetzt. Dazu wird das Verbundmaterial mit der aufgegossenen Kupferbasislegierung in einer, insbesondere allseitig geschlossenen, Behandlungskammer mit dem Oxidationsmittel in Kon- takt gebracht, in dem in die Atmosphäre der Behandlungskammer das Oxidationsmittel eingebracht wird. Gegebenenfalls kann mittels einer Regelung der Anteil des verbrauchten Oxidati- onsmittels über die Zeit der Behandlung automatisch in die Behandlungskammer durch ein frisches Oxidationsmittel ergänzt werden, sodass in der Behandlungskammer ein zumindest annähernd gleicherbleibender Partialdruck an dem Oxidationsmittel vorherrscht.
Es ist aber auch möglich, den Partialdruck an dem Oxidationsmittel in der Behandlungskammer bewusst über die Zeit der Behandlung des Verbundmaterials zu verändern, beispielsweise zur Ausbildung eines Konzentrationsgradienten an den Ausscheidungen 10 über die Schicht- dicke 14 der Teilschicht 12, wie dies voranstehend ausgeführt wurde.
Generell kann der Partialdruck an dem gasförmig oder plasmaförmig eingesetzten Oxidationsmittel in der Oxidati onsatmosphäre einen Partialdruck von mindestens 1.10"5 atm und von maximal 5 atm, insbesondere von mindestens 1.10"3 atm und maximal 3 atm, aufweisen. Den restlichen Anteil an der Oxidati onsatmosphäre bildet vorzugsweise ein Inertgas, wie beispielsweise Argon, Helium, oder Stickstoff. Es ist aber auch möglich, dass der restliche Anteil an der Oxidationsatmosphäre durch Luft gebildet wird.
Die Temperatur, bei der diese thermochemische Behandlung durchgeführt wird, ist bevorzugt ausgewählt aus einem Bereich von 500 °C, insbesondere 600 °C, bis zur Erstarrungstempera- tur der jeweiligen Kupferbasislegierung.
Die Dauer der thermochemi sehen Behandlung kann ausgewählt werden aus einem Bereich von 1 Stunden bis 96 Stunden, insbesondere aus einem Bereich von 3 Stunden bis 48 Stun- den.
Bei der soeben beschrieben Verfahrensvariante erfolgt die Erzeugung der Ausscheidungen 10 nach der Verbundbildung der Kupferbasislegierung mit zumindest einer weiteren Schicht. Es ist nach einer Ausführungsvariante des Verfahrens aber auch möglich, dass die thermochemi- sehe Behandlung der Kupferbasislegierung vor der Verbundbildung mit zumindest einer weiteren Schicht des Gleitlagerelementes 1 durchgeführt wird, wobei hierbei dieselben Verfahrensparameter angewandt werden können. Nach einer weiteren Ausführungsvariante des Verfahrens kann vorgesehen sein, dass das zumindest eine Oxidationsmittel fest eingesetzt wird. In diesem Fall kann das Oxidationsmittel beispielsweise auf zumindest einen Teil der Oberfläche der Kupferbasislegierung aufgebracht werden. Die Behandlungstemperatur und die Behandlungsdauer können dabei aus den voran- stehend genannten Bereichen ausgewählt werden.
Als festes Oxidationsmittel kann ein Oxidpulver oder können Mischungen aus verschiedenen Oxidpulvern verwendet werden. Mögliche Oxidpulver sind beispielsweise Ba02, KMn04,
Figure imgf000019_0001
Nach einer weiteren Ausführungsvariante des Verfahrens kann vorgesehen werden, dass vor oder gleichzeitig mit der thermochemi sehen Behandlung eine thermomechanische Behandlung der erstarrten Kupferbasislegierung durchgeführt wird. Die thermomechanische Behandlung kann beispielsweise eine Walzung, Umformung oder Einformung sein.
Die Temperatur der therm omechani sehen Behandlung kann ausgewählt werden aus einem Bereich von 450 °C bis 1000 °C, insbesondere aus einem Bereich von 750 °C bis 950 °C.
Die Dauer der der therm omechani sehen Behandlung kann ausgewählt werden aus einem Be- reich von 3 Stunden bis 25 Stunden insbesondere aus einem Bereich von 5 Stunden bis 20 Stunden.
Durch die thermomechanische Behandlung der Kupferbasislegierung kann ein diffusionsoffeneres Gefüge durch die Erhöhung des Anteils an Korngrenzen erzeugt werden. Darüber hin- aus kann damit auch die Zähigkeit der Kupferbasislegierung erhöht werden.
Aus dem Verbundmaterial wird dann abschließend das Gleitlagerelement 1 durch gegebenenfalls Ausbildung von Streifen aus einem Plattenmaterial und durch entsprechende Umformung, beispielsweise in eine Haibschalenform, sowie gegebenenfalls abschließende Bearbei- tungen, wie z.B. Feinbohren, etc. hergestellt. Diese finalen Bearbeitungsschritte sind dem Gleitlagerfachmann bekannt, sodass dazu auf die einschlägige Literatur verwiesen sei. Wie bereits erwähnt, werden infolge der thermochemi sehen Behandlung der Kupferbasislegierung oxidische Ausscheidungen 10 erzeugt. In der folgenden Tabelle 2 sind derartige Ausscheidungen 10 zusammen mit den (bevorzugten) Mengenanteilen an der Kupferbasislegierung angegeben. Wiederum sind sie Mengenangaben in Gew.-% zu verstehen. Weiter sind die Mengenanteile auf das jeweilige Kation der Verbindungen bezogen, da auch andere als die beispielhaft angegebenen Oxide herstellbar sind. Durch die Bezugnahme auf das das jeweilige Kation gelten die Mengenangaben auch für diese in Tabelle 2 nicht angeführten Oxide.
Generell kann der Summenanteil an Ausscheidungen 10 in der Kupferbasislegierung der Gleitschicht 9 ausgewählt werden aus einem Bereich von 1 Gew.-% und 25 Gew.-%, insbesondere aus einem Bereich von 3 Gew.-% und 20 Gew.-%.
Tabelle 2: Mengenanteile der Ausscheidungen in der Gleitschicht 9
Ausscheidung Bereich [Gew.-%] bevorzugter Bereich Wirkung
[Gew.-%]
B2O3 0,01 - 1,9 0, 1 - 1 Verringerung der Fressneigung
Sb203 0, 1 - 13 0,4 - 6,5 Verringerung der Fressneigung
AI2O3 0,06 - 23 0,5 - 14 Verringerung der Fressneigung
S1O2 0,04 - 27 0,4 - 15 Verringerung der Fressneigung
V2O5 0,09 - 15 0,9 - 8 Festschmierstoff
P2O5 0, 11 - 26 1, 1 - 14 Festschmierstoff
T1O2 0,03 - 24 0,3 - 13,6 Festschmierstoff
MnO 0,01 - 12,5 0, 1 - 6,3 Festschmierstoff
Sn02 0,03 - 30 0,2 - 18 Verringerung der Fressneigung
ZnO 0,01 - 23 0, 1 - 7 Verringerung der Fressneigung MgO 0,02 - 3 0, 1 - 1,6 Verringerung der Fressneigung
Die Anteile und Größe der Ausscheidungen 10 können durch die Konzentration des Oxidati - onsmittels und/oder die Behandlungstemperatur und/oder die Behandlungsdauer beeinflusst werden. Weiterhin kann durch die Variation der Konzentration des Oxidationsmittels und/oder die Behandlungstemperatur über die Dauer der Behandlung der voranstehend genannte Konzentrationsgradient der Ausscheidungen 10 über die Schichtdicke 14 der Teilschicht 12 der Kupferbasislegierung eingestellt werden. Über die Konzentration des Oxidationsmittels kann die Partikelgröße 15 der Ausscheidungen und damit auch der Gradient in der Partikel - große 15 über die Schichtdicke 14 der Teilschicht 12 der Kupferbasislegierung beeinflusst werden, wie dies voranstehend bereits ausgeführt wurde.
Im Folgenden sind einige der durchgeführten Versuche wiedergegeben. Beispiel 1 :
Es wurde eine Legierung mit 96 Gew.-% Kupfer, 3 Gew.-% Zinn und 1 Gew.-% Zink auf eine Stützmetallschicht 3 aus einem Stahl mit dem Abmessungen 220 mm Breite und 4 mm Dicke mittels Bandguss aufgegossen. Dabei hatte der vorgewärmte Stahl eine Temperatur von 1070 °C und eine Geschwindigkeit von 6 cm/min. Auf diesen wird die Gusslegierung mit einer Temperatur von 1170 °C aufgegossen. Der Stahl wird mittels Ölkühlung von unten auf 100 °C gekühlt und somit die Gusslegierung im Verbund erstarrt. Dieser Verbund wurde einer Dickenreduktion von min 25 % und max. 60% durch walzen unterzogen. Danach wurde dieses Material für 24 Stunden bei 900 °C mittels Luft thermochemisch behandelt.
Es entstand dabei eine Teilschicht 12 mit einer Schichtdicke 14 von annähernd 250 μιη. Die Analyse der Kupferbasislegierung in der Teilschicht 12 ergab 88,5 Gew.-% Kupfer, 7,5 Gew - % Zinn, 1 Gew.-% Zink und 3 Gew.-% Sauerstoff. Als Ausscheidungen 10 haben sich also Zinnoxid(e), Zinkoxid(e) und deren Mischungen gebildet. In den Fig. 5 und 6 sind dazu die Rasterelektronenmikroskopaufnahmen der Kupferbasislegierung dargestellt. Deutlich zu sehen sind die Ausscheidungen 10 als helle„Punkte" innerhalb der Teilschicht 12 der Kupferbasislegierung. Die Punkte mit dunklem„Kern" sind dabei Oxide auf denen andere Oxide aufgewachsen sind.
Die Bestimmung der Fressneigung dieser Kupferbasislegierung erfolgte nach einem Fressnei- gungstest. Es wurde dabei ein Wert von 57 MPa festgestellt.
Im Vergleich dazu weist ein bleihaltige Bronze mit 20 Gew.-% Blei eine Fressneigung von 62 MPa auf.
Dieselbe nicht oxidiert Probe hat hingegen nur eine Fressneigung von 35 MPa Beispiel 2:
Es wurde eine Legierung mit 92 Gew.-% Kupfer und 7 Gew.-% Zinn und 1 Gew.-% Zink gegossen.
Danach wurde dieses Material für 12 Stunden bei 950 °C mittels Luft thermochemisch behan- delt. Es entstand dabei eine Teilschicht 12 mit einer Schichtdicke 14 von circa 130 μιη. Die
Lichtmikroskopaufnahme (Fig. 7) zeigt die entstandene Teilschicht 12 sowie die entstandenen Ausscheidungen 10 (Zinnoxide, Zinkoxide und deren Mischoxide) als dunkle„Punkte".
Weitere Beispiele:
In der folgenden Tabelle sind weitere Beispiele von Ausscheidungen 10 in Gleitschichten 9 zusammengefasst. Die Mengenangaben sind als Gew.-% zu verstehen.
Tabelle 3 : Beispielzusammensetzungen der Gleitschicht 9:
Figure imgf000022_0001
Figure imgf000023_0001
Die Ausführungsbeispiele zeigen mögliche Ausführungsvarianten des Gleitlagerelementes 1, wobei an dieser Stelle bemerkt sei, dass auch diverse Kombinationen der einzelnen Ausführungsvarianten untereinander möglich sind.
Der Ordnung halber sei abschließend darauf hingewiesen, dass zum besseren Verständnis des Aufbaus Gleitlagerelementes 1 dieses bzw. dessen Bestandteile teilweise unmaßstäblich und/oder vergrößert und/oder verkleinert dargestellt wurden
Bezugszeichenaufstellung
Gleitlagerelement
Gl eitl agerel ementkörper
Stützmetallschicht
Schicht
Lagermetallschicht
Einlauf Schicht
Gl eitl agerelement
Gleitlager
Gleitschicht
Ausscheidung
Schichtdicke
Teilschicht
Oberfläche
Schichtdicke
Partikelgröße

Claims

P a t e n t a n s p r ü c h e
1. Verfahren zur Herstellung eines Gleitlagerelementes (1) nach dem ein Verbundwerkstoff aus einer ersten Schicht und einer oder mehreren weiteren Schicht(en) hergestellt wird, wobei die weitere Schicht oder eine der weiteren Schichten als Gleitschicht (9) ausgebildet wird, und als Gleitschicht (9) eine Gusslegierung aus einer bleifreien Kupferbasislegierung hergestellt wird, wobei in die Kupferbasislegierung Ausscheidungen (10) eingebracht werden, die zumindest einen Legierungsbestandteil der Kupferbasislegierung aufweisen, dadurch gekennzeichnet, dass die Kupferbasislegierung nach dem Erstarren thermochemisch behandelt wird, wobei die Kupferbasislegierung mit zumindest einem Oxidati onsmittel in Kontakt gebracht wird, und das Oxidationsmittel in die Kupferbasislegierung eindiffundiert wird, sodass zumindest ein Legierungsbestandteil der Kupferbasislegierung unter Bildung der Ausscheidungen (10) innerhalb der Kupferbasislegierung zumindest teilweise oxidiert wird, wobei die Ausscheidungen (10) nur innerhalb einer Teilschicht (12) der Kupferbasislegierung gebildet werden.
2. Verfahren nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet, dass als Oxidationsmittel zumindest ein Element aus einer Gruppe umfassend Sauerstoff und sauerstoffabgebende Verbindungen verwendet wird.
3. Verfahren nach Anspruch 1 oder 2, dadurch gekennzeichnet, dass vor oder gleichzeitig mit der thermochemi sehen Behandlung eine thermomechanische Behandlung der erstarrten Kupferbasislegierung durchgeführt wird.
4. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 3, dadurch gekennzeichnet, dass eine
Kupferbasislegierung eingesetzt wird, die eines oder mehrere der Elemente aus einer Gruppe umfassend Bor, Antimon, Aluminium, Silizium, Vanadium, Phosphor, Titan, Mangan, Zinn, Zink, Magnesium aufweist.
5. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 4, dadurch gekennzeichnet, dass die thermochemi sehe Behandlung der Kupferbasislegierung vor der Verbundbildung mit der Schicht aus dem Stützmetall durchgeführt wird.
6. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 4, dadurch gekennzeichnet, dass die thermochemische Behandlung der Kupferbasislegierung nach der Verbundbildung mit der Schicht aus dem Stützmetall durchgeführt wird.
7. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 6, dadurch gekennzeichnet, dass das zumindest eine Oxidationsmittel fest und/oder gasförmig oder plasmaförmig eingesetzt wird.
8. Verfahren nach einem der Ansprüche 1 bis 7, dadurch gekennzeichnet, dass die thermochemische Behandlung bei einer Temperatur durchgeführt wird, die ausgewählt wird aus einem Bereich von 500 °C bis zur Erstarrungstemperatur der Kupferbasislegierung.
9. Verfahren nach Anspruch 7 oder 8, dadurch gekennzeichnet, dass das gasförmig eingesetzte Oxidationsmittel in der Oxidationsatmosphäre mit einen Partialdruck von mindestens 1.10"3 atm und von maximal 3 atm eingesetzt wird.
10. Gleitlagerelement (1) aus einem Verbundwerkstoff umfassend eine Stützmetallschicht (3) und eine Gleitschicht (9) sowie gegebenenfalls eine Zwischenschicht zwischen der Stützmetallschicht (3) und der Gleitschicht (9), wobei die Gleitschicht (9) aus einer Gusslegierung aus einer bleifreien Kupferbasislegierung gebildet ist, in der Ausscheidungen (10), die zumindest einen Legierungsbestandteil der Kupferbasislegierung aufweisen, enthalten sind, dadurch gekennzeichnet, dass die Ausscheidungen (10) nur innerhalb einer Teilschicht (12) der Kupferbasislegierung ausgebildet sind.
11. Gleitlagerelement (1) nach Anspruch 10, dadurch gekennzeichnet, dass die Aus- Scheidungen (10) eine maximale Partikelgröße (15) von maximal 50 μιη aufweisen.
12. Gleitlagerelement (1) nach Anspruch 11, dadurch gekennzeichnet, dass die Ausscheidungen (10) eine maximale Partikelgröße (15) zwischen 0,1 μιη und 20 μιη aufweisen.
13. Gleitlagerelement (1) nach einem der Ansprüche 10 bis 12, dadurch gekennzeichnet, dass die Ausscheidungen (10) eine maximale Partikelgröße (15) aufweisen, die in Richtung von einer Oberfläche (13) der Kupferbasislegierung auf die Stützmetallschicht (3) graduell abnimmt.
14. Gleitlagerelement (1) nach einem der Ansprüche 10 bis 13, dadurch gekennzeich net, dass die Anzahl der Ausscheidungen (10) in Richtung von der Oberfläche (13) der Kup- ferbasislegierung auf die Stützmetallschicht (3) graduell abnimmt.
15. Gleitlagerelement (1) nach einem der Ansprüche 10 bis 14, dadurch gekennzeich net, dass eine Schichtdicke (14) der Teilschicht (12) der Kupferbasislegierung zwischen 10 μιη und 1000 μιη beträgt.
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