Beschreibung

Die Erfindung betrifft einen gesinterten Gleitiagerwerkstoff auf Basis von Kupfer oder einer Kupferlegierung mit darin fein dispergterten Hartpartikeln. Sie betrifft ferner ein Gleitlagerelement mit einer Stützschicht und einer Sinterschicht aus einem solchen Gleitiagerwerkstoff.

Gleitlagerwerkstoffe der gattungsgemäßen Art sind beispielsweise aus den Druckschriften DE 10 2007 033 902 B3, EP 0 962 541 B1 , US 2001/0021353 A1 und US 2004/0161625 A1 bekannt. In der EP 0 962 541 B1 wird ein Gleitiagerwerkstoff auf Kupferbasis mit zwei Sorten Hartpartikel unterschiedlicher Härte vorgestellt, wobei hochharte Partikel mit einer Härte von wenigstens 1100 HV in einer Menge von 0,01 bis 15 Gew.-% und mit einem mittleren Partikeldurchmesser von 0,5 bis 3 μm und mittelharte Partikel mit einer Härte von 800 bis 1000 HV in einer Menge von 0,5 bis 20 Gew.-% und einem mittleren Partikeldurchmesser von 5 bis 50 μm in der Matrix des Werkstoffes verteilt sind. Die hochharten Partikel bestehen aus AIN, AI ₂ O ₃ , NiB, Fe ₂ B, SiC, TiC, WC oder Si ₃ N ₄ . Die mittelharten Partikel bestehend aus Fe ₃ P, Fe ₂ P oder Fe ₃ B. Mit dieser Auswahl an Hartpartikeln wird eine optimale Verschleißbeständigkeit bei gleichzeitig guter mechanischer Bearbeitbar- keit des Gieitlagerwerkstoffs angestrebt.

Die Patentschrift DE 10 2007 033 902 B3 hat einen bleifreien Gleitiagerwerkstoff mit einer gesinterten Matrix auf Kupfer- oder Kupfer-Zinn-Basis mit einem Festschmierstoff enthaltend hexagonales Bornitrid zum Gegenstand. Das hexagonale Bornitrid liegt darin in feinkörniger Verteilung mit einer mittleren Partikelgröße von 10 μm oder weniger unter Bildung von Agglomeraten vor, die wiederum nicht größer als 200 μm sind. Als Hartphase können Fe ₃ P ₁ MoSi ₂ und/oder c-BN in Partikelform zu der Sintermatrix hinzugegeben werden.

In der Offenlegungsschrift US 2001/0021353 A1 wird ein Gleitlagerwerkstoff auf Basis einer Kupferlegierung mit Hartpartikeln aus WC ₁ W ₂ C oder Mo ₂ C vorgestellt. Diese Auswahl soll bezwecken, dass die Hartpartikel in der Matrix der Kupferlegierung besser haften als beispielsweise SiO ₂ , AI ₂ O ₃ oder SiC-Hartpartikel. Die Hartpartikel haben einen Anteil von 0,1 bis 10 Vol.-% in der Sintermatrix und weisen eine mittlere Partikelgröße von 0,1 bis 10 μm auf. Der Zinngehait in der Kupferle- gierung beträgt 0,5 bis 15 Gew.-%.

Aus der Offenlegungsschrift US 2004/0161625 A1 ist ein Sinterwerkstoff für Gleitlager mit einer Kupfermatrix bekannt, in der feine Hartstoffteilchen gleichmäßig dispergiert sind. Die Hartstoffteilchen haben eine mittlere Partikelgröße von 1 μm und werden der Kupfermatrix in einem Anteil von 0,1 bis 5 Vol.-% zugegeben. Als Hartpartikei-Substanzen kommen Boride, wie NiB, Ni ₃ B, CrB ₂ , CrB, ZrB ₂ , CoB ₁ TiB ₂ , VB ₂ , TaB ₂ , WB, MoB, Suizide, wie TiSi ₂ , WSi ₂ , MoSi ₂ , TaSi ₂ , CrSi ₂ , Oxide, wie SiO ₂ , TiO ₂ , ZrO ₂ , WO ₃ , MoO ₃ , AI ₂ O ₃ , Nitride, wie Si ₃ N ₄ , TiN, ZrN, TaN, VN, AIN, c-BN, Cr ₂ N, Carbide, wie Mo ₂ C, WC, W ₂ C ₁ SiC, B ₄ C, TiC ₁ TaC, VC ₁ ZrC ₁ intermetallische Verbindungen, Reinmetalle oder Ni- oder Co-basierte metallische Legierungen in Frage. Durch die gleichmäßige Verteilung der Hartpartikel, bei der in jeder quadratischen Schnittfläche mit einer Kantenlänge von 20 μm wenigstens ein Hartpartikei aufzufinden ist, soll die Anhäufung von Hartpartikeln an den Korngrenzen der Kupfermatrix vermieden und dadurch einer Materialermüdung durch Scherbelastung entgegengewirkt werden. Die gleichmäßige Verteilung der Hartpartikel wird durch ein mechanisches Legierverfahren erzielt, bei dem die Hartpartikel durch mehrfach hintereinander ausgeführtes Kneten und anschließendes Pulverisieren bereits in das Sinterpulver des Gleitlagerwerkstoffes eingearbeitet werden. Dieses Sinterpulver wird dann auf eine Zwischenschicht aus Kupfer oder einer Kupferiegierung ohne Hartpartikel aufgetragen, anschließend gesintert und verdichtet.

Vor dem Hintergrund dieses Standes der Technik haben sich die Erfinder die Aufgabe gestellt, einen vorzugsweise bleifreien Gleitlagerwerkstoff auf Basis von Kupfer oder einer Kupferlegierung mit darin feinst dispergierten Hartpartikel zu schaffen, bei dem es zur verbesserten Einbindung der Hartpartikel in den Matrixwerkstoff nicht notwendig ist, diese mit einer zusätzlichen Beschichtung zu versehen und/oder dem Matrixwerkstoff größere Mengen Blei, Zinn und/oder Wismut zuzusetzen. Ferner ist es Aufgabe der Erfindung einen kostengünstigen und einfach herstellbaren Werkstoff mit geringer Fressneigung und hoher Festigkeit bereitzustellen.

Die Aufgabe wird erfindungsgemäß durch einen gesinterten Gleitlagerwerkstoff der vorgenannten Art gelöst, bei dem die Hartpartikel in Form von Nanopartikeln mit einer Partikelgröße von unter 500 nm und einem Anteil von 0,002 bis 0,1 Gew.-% in der Sinterschicht verteilt sind.

Ein Gleitlagerwerkstoff dieser Art weist aufgrund der geringen Menge und Größe der eingebrachten Partikel eine sehr hohe Festigkeit und aufgesintert auf eine

Stützschicht, vorzugsweise aus Stahl, auch eine sehr hohe Bindungsfestigkeit zu dieser Stützschicht auch ohne eine Zwischenschicht auf. Die Erfinder haben festgestellt, dass die sehr feinen Partikel sich aufgrund ihrer sehr großen spezifischen Oberfläche von vorzugsweise 10 bis 20 m ² /g bereits bei einer normalen Herstel- lung der Pulverlegierung durch mechanisches Mischen, beispielsweise in einer

Kugelmühle, also ohne erhöhten Aufwand, gleichmäßig an den gröberen Partikeln des Matrixpulvers anlagern und dass bereits ab einer Menge von 0,002 Gew.-% eine gute Dispersionsverstärkung der Sintermatrix erzielt werden kann. Dies funktioniert insbesondere auch ohne eine Beschichtung der Hartpartikel. Der Ge- wichtsanteil der Hartpartikel sollte deshalb nicht größer als 0,1 Gew.-% sein, da andernfalls die Partikel des Matrixmaterials zu stark belegt würden, was die Sinterreaktion behindern und die Festigkeit des gesinterten Lagermaterials beeinträchtigen kann.

Es hat sich ferner herausgestellt, dass die Hartpartikel trotz ihrer geringen Partikelgröße innerhalb des Gefüges hinreichend starke Hindernisse darstellen, die ein Versetzungsgleiten innerhalb des Gefüges behindern und somit eine Festigkeitssteigerung des Lagermetalls zu erzielen („Orowan-Mechanismus"). Die Festigkeit kann daher innerhalb der angegeben Gewichtsanteile sehr genau auf das ge- wünschte Maß eingestellt werden.

Als bevorzugt hat sich aus diesem Grund eine Partikelgröße der Hartpartikel zwischen 10 nm und 300 nm und ganz besonders bevorzugt zwischen 100 nm und 200 nm herausgestellt.

Die Härte des Gieitlagerwerkstoffes lässt sich über die Menge der zugesetzten Hartpartikel über einen weiten Bereich einstellen. Ein Gleitlagerwerkstoff für besonders hoch beanspruchte Gleitlager, insbesondere für die Anwendung in modernen Verbrennungsmotoren, mit einer sehr guten Festigkeit einerseits und einer hinreichenden Härte andererseits wird mit einem Anteil der Hartpartikei in der Sinterschicht von weniger als 0,03 Gew.-% und ganz besonders bevorzugt mit einem Anteil von höchstens 0,02 Gew.-% erzielt.

Aufgrund der guten Einstellbarkeit der Lagermetailhärte über die Menge der Hart- partikel können Materialkosten einspart werden. Insbesondere kann die Zugabe von Zinn zu der Legierung, das bekanntermaßen eine Ausscheidungshärtung bewirken soll, verringert oder darauf ganz verzichtet werden. Ein geringerer Zinngehalt als bislang üblich hat ferner den Vorteil, dass das Matrixmaterial bei der Umformung des Gleitlagerelementes und/oder aufgrund der Belastung im Betrieb weniger versprödet, die Lagermetallhärte also nicht bei der Bearbeitung und im Betrieb ungewollt ansteigt. Ganz erheblichen von Nutzen ist auch die mit der Reduzierung des Zinns einhergehende Erhöhung der Wärmeleitfähigkeit des Matrixmaterials. Dies hat insbesondere in der Anwendung hochbelasteter Lager den Vorzug, dass die in der Anwendung erzeugte Wärme schneller an die Umge- bung (den Lagersitz) abgeführt werden kann und somit ein Wärmestau und damit eine wärmebedingte Materialermüdung vermieden werden kann.

Die Obergrenze des Zinngehalts liegt bei 10 Gew.-%. Bevorzugte Kupferlegierungen sind CuSnβ mit einer Wärmeleitfähigkeit von 67 W/mK, CuSnθ mit einer Wärmeleitfähigkeit von 75 W/mK, CuSn4 mit einer Wärmeleitfähigkeit von 90 W/mK und CuSn2 mit einer Wärmeleitfähigkeit von 140 W/mK. Durch den erfindungsgemäßen Einsatz fein dispergierter Hartpartikel beträgt der Zinngehalt in der Kupferlegierung besonders bevorzugt aber höchstens 2 Gew.-%.

Wie vorstehend schon erwähnt kann in der Kupferlegierung aber auch vollständig auf Zinn verzichtet werden. Insbesondere hat sich der erfindungsgemäße Einsatz der Nanopartikel in einem bleifreien CuNiSi-Werkstoff mit 0,5 - 5 Gew.-% Nickel, 0,2 - 2,5 Gew.% Silizium und Rest Kupfer bewährt. Dieser erreicht mit 120 bis 150 W/mK ebenfalls eine hohe Wärmeleitfähigkeit.

Die Verwendung der Hartpartikei in Form von Nanopartikeln gemäß der vorliegenden Erfindung erlaubt auch die Herstellung eines Gleitlagerwerkstoffes mit einer reinen. Kupfermatrix, wodurch sich eine besonders hohe Wärmeleitfähigkeit von bis zu 390 W/mK einsteilt.

Weitere Vorteile des erfindungsgemäßen Gieitlagerwerkstoffes sind, dass die Hartpartikel als Spanbrecher dienen, wodurch sich die Bearbeitbarkeit des Werkstoffes, beispielsweise beim Bohren des Lagers, verbessern lässt. Ferner haben die Nano-Hartpartikel besonders gute Poliereigenschaften gegenüber dem Gegen- iäufer und verringern somit die Fressneigung des Gleitlagerwerkstoffes. Im Ge- gensatz zu der aus der US 2004/0161625 A1 bekannten Zusammensetzung sind die Hartteilchen aber so klein, dass sich kein massiver Verschleiß an dem Gegenläufer einstellt. Durch die die hohe spezifische Oberfläche der feinen Nanopartikel und die daraus resultierende gleichmäßige Anordnung entlang der Korngrenzen der primären Matrixpartikel bieten diese einen sehr guten Korrosionsschutz für den Gleitlagerwerkstoff. Schließlich sind die Hartpartikel bei anwendungstypischen Bedingungen im Verbrennungsmotor chemisch inert und bis zu mindestens 400 ⁰ C temperaturstabil.

Die Hartpartikel bestehen aus wenigstens einer der Substanzen ausgewählt aus der Gruppe der Oxide, insbesondere AI ₂ O ₃ , SiO2, TiO ₂ , ZrO ₂ , Carbide, insbesondere Mo ₂ C, SiC, B ₄ C oder Nitride, insbesondere Si ₃ N ₄ , c-BN.

Die Sinterschicht weist bevorzugt eine Brinell-Härte von 90 HBW1/5/30 bis 150 HBW1/5/30 auf.

Bevorzugt weist die Sinterschicht eine Porosität von 0,05 bis 1 ,5 Vol.-% auf, wobei sich eine Obergrenze für die Porosität von 0,3 Vol.-% im Hinblick auf die mechanische Dehnung des Materials für sehr hohe Belastungen als besonders bevorzugt erweist.

Die vorstehend genannte Aufgabe wird ferner durch ein Gleitlagerelement mit einer Stützschicht, insbesondere aus Stahl, und einer Sinterschicht aus dem Gleitlagerwerkstoff der vorgenannten Art gelöst. Dabei beträgt die Dicke der Sin- terschicht des fertigen Gleitlagerelements bevorzugt zwischen 0,1 und 1 ,0 mm und besonders bevorzugt 0,3 und 0,5 mm.

Bevorzugt ist auf der Lagermetallschicht aus dem vorgenannten Gleitiagerwerk- stoff eine Gleitschicht mit einer Dicke von 7 bis 20 μm angeordnet. Besonders bevorzugt ist auf der Gleitschicht noch eine Einlaufschicht von 1 bis 10 μm angeordnet.

Aufgrund der gleichmäßigen Verteilung der Nanopartikel auf der Oberfläche der Matrixpartikel wird nicht nur die Mischung des Sinterpulvers, wie oben beschrieben, sondern auch die Umformung während der Herstellung des Gleitlagerelementes vereinfacht. Es hat sich nämlich herausgestellt, dass regelmäßig ein Walzschritt nach dem ersten Sintern des Gleitlagerwerkstoffes mit einem Umformgrad zwischen 30 und 50 % genügt, um die gewünschte Porosität zwischen 0,05 und 1 ,5 Vol.-% und Härte zwischen 90 und 150 HBW1/5/30 des Sinterwerkstoffes einzustellen.

Weitere Aufgaben, Merkmale und Vorteile der Erfindung werden nachfolgend anhand von Ausführungsbeispielen und der Figuren näher erläutert. Es zeigen:

Figur 1 ein Ausführungsbeispiel des erfindungsgemäßen Gleitlagerelementes in Form einer Lagerschale mit drei Schichten;

Figur 2 eine schematische Beispieldarstellung des gemischten Sinterpulvers für den erfindungsgemäßen Gleitlagerwerkstoffes;

Figur 3 eine schematische Beispieldarstelllung eines Schliffbildes des erfindungsgemäßen Gϊeitlagerwerkstoffes;

Figur 4 drei Kennwertdiagramme aus einem Stift-Scheibe-Versuch an einem erfindungsgemäßen Gleitlagerwerkstoff auf CuSn _s -Basis.

In Figur 1 ist der typische Aufbau einer Lagerschale mit einer Stahlstützschicht 10, einer unmittelbar hierauf aufgebrachten Schicht 12 aus dem erfindungsgemäßen Sinterwerkstoff und einer darüber liegenden Gleitschicht 14 dargestellt. Die Dickenverhältnisse sind zu Illustrationszwecken vereinfacht.

Bei der Herstellung eines solchen Gleitlagerelementes wird zunächst ein Sinter- puiver, bestehend aus dem Matrixwerkstoff und zwischen 0,002 und 0,1 Gew.-% des Hartpartikel-Pulvers in Form von Nanopartikeln mechanisch, vorzugsweise in einer Kugelmühle gemischt. Zu diesem Zweck werden dem Pulver im Massenver- hältnis 10:1 Mahlkörper hinzugefügt. Eine ausreichende Mahidauer liegt im Bereich von 20 bis 30, bevorzugt 25 Minuten. Danach wird die Pulvermischung auf ein Stahlband in einer zwischen 0,5 und 1 ,2 mm dicken Schicht aufgestreut.

Anschließend wird das Band ein erstes Mal bei Temperaturen zwischen 870 ⁰ C und 96O ⁰ C für etwa 10 bis 20 Minuten gesintert. Zur Vermeidung von Oxidation und zur Reduktion von Oxiden findet der Sintervorgang bevorzugt in einer Atmo- Sphäre bestehend aus 20 % H ₂ und Rest N ₂ statt. Nach dem ersten Sintern wird das Band durch Walzen verdichtet. Hierbei wird ein Walz- oder Umformgrad, also eine Reduktion der Sinterschichtdicke zwischen 30 und 50 % eingestellt. Bereits nach dem ersten Sintern und Walzen weist die Lagermetallschicht mit dem erfindungsgemäßen Gleitlagerwerkstoff eine Porosität von 2,5 Vo!.-% oder weniger und in Abhängigkeit vom Zinngehalt eine Härte zwischen 90 und 150 HBW 1/5/30 auf, so dass ein wiederholtes Sintern und Walzen nicht zwingend erforderlich ist.

Vorzugsweise umgekehrt proportional zum Zinngehait x zwischen 0 und 10 Gew.- % wird die Sintertemperatur T gemäß T = -10 -x + 960 ⁰ C reduziert. Auch das Um- formverhalten verändert sich mit dem Zinngehalt, so dass in Abhängigkeit von der gewünschten Härte des Gleitlagerwerkstoffes und dem Zinngehalt der Umformgrad angepasst werden muss.

Der Effekt der in der Matrix fein dispergierten Hartpartikel in Form von Nanoparti- kein wird nachfolgend anhand von drei unterschiedlichen Zusammensetzungen beispielhaft erläutert. In allen folgenden Anwendungsfällen kamen Hartpartikel hoher Reinheit, insbesondere mit weniger als 0,002 Gew.-% Fe, Si, Na ₁ K, Ca, einer spezifischen Oberfläche von 14 m ² /g und einer durchschnittlichen Partikelgröße von 150 nm zum Einsatz.

Zunächst wird die Härte einer reinen Kupfermatrix sowie eines CuSnsNi- Matrixwerkstoffes direkt nach dem Sintern, das heißt ohne Walzschritt, einmal ohne Hartpartikel und einmal mit 0,01 Gew.-% fein dispergierter AI ₂ O ₃ -H artpartikel gegenübergestellt. Die Härte wird am Band gemessen. Der Eindruckkörper wird lagermetallseitig auf das Band gedrückt. Die Ergebnisse sind in Tabelle 1 zusam- mengefasst.

Tabelle 1

Als nächstes sind jeweils ein CuSn ₄ - und ein CuSne-Matrixwerkstoff ohne und mit 0,01 Gew.-% AI ₂ O ₃ -Hartpartikel nach zweimaligem Sintern und zweimaligem Walzen mit einem Gesamtumformgrad der Lagermetallschicht nach dem zweiten Sintern von 46 % in Tabelle 2 gegenübergestellt. Tabelle 2

In allen vorstehenden Fällen zeigt sich, dass die Härte des Gleitlagerwerkstoffes schon nach dem Sintern und erst recht nach dem Walzen mit zunehmendem Zinngehalt auch ohne Hartpartikel steigt. Dies ist auf die bekannte Ausscheidungshärtung des Zinns in dem Matrixwerkstoff zurückzuführen. Noch deutlicher zeigt sich indes, dass die fein dispergierten Nanopartikel aus AI ₂ O ₃ signifikant zu einer Härtesteigerung des Gleitlagerwerkstoffes beitragen, wobei 0,01 Gew.-% der Hartpartikel eine erheblich größere Härtesteigerung bewirken, als beispielsweise 8 Gew.-% Zinn. Auch fällt auf, dass der Härteanstieg durch das Walzen bei den Werkstoffen ohne Hartpartikel ausgehend von einem sehr viel geringeren Wert der unverdichteten Sinterschicht deutlich höher ausfällt als im Fall der erfindungsge- mäßen Werkstoffe mit fein dispergierten Hartpartikeln.

Es zeigt sich somit, dass zur Erreichung einer für hochbelastete Lager hinreichenden Festigkeit des Gleitlagerwerkstoffes die Hartpartikel einen erheblich größeren Einfluss haben, als das der Legierung zugegebene Zinn. Es kann deshalb auch vollständig auf die Zugabe von Zinn verzichtet werden. Ferner wird ersichtlich, dass es bei dem erfindungsgemäßen Werkstoff in der Rege! genügen wird, nach dem ersten Sintern nur einen einzigen Walzschritt zur Einstellung der gewünschten Porosität vorzusehen. In Figur 2 ist eine schematisierte REM-Aufnahme des fertig gemischten Sinterpulvers zur Herstellung des erfindungsgemäßen Gleitlagerwerkstoffes in stark vergrößerter Darstellung gezeigt. Das Mischbild zeigt - überwiegend in sphärischer Form - die Partikel des pulverisierten Matrixmaterials 20, an welchen gleichmäßig Hartpartikel, zu erkennen als kleinere Punkte 22, angelagert sind. Das Resultat des aus diesem Pulver hergestellten gesinterten und verdichteten Gleitlagerwerkstoffes ist in nochmals vergrößertem Ausschnitt in Figur 3 zu erkennen. Wie man an dem schematisierten Schliffbild sehen kann, sind die Hartpartikel, wiederum als Punkte 32 dargestellt, sehr gleichmäßig in dem gesamten, mehrere Körner des Sintermaterials überspannenden Bildausschnitt der schematisierten REM- Aufnahme verteilt. Die gleichmäßige Verteilung gewährleistet eine hohe Festigkeit und Härte des so erzeugten Gieitiagerwerkstoffes.

Figur 4 zeigt drei Diagramme mit Testergebnissen eines erfindungsgemäßen Gieitiagerwerkstoffes auf Basis einer CuSn ₈ -Legierung mit 0,01 Gew.-% AI ₂ O ₃ - Hartpartikeln eines mittleren Partikeldurchmessers von 150 nm. Die Materialprüfungen wurden in einem Stift-Scheibe-Prüfstand (Rotationstribometer TRM 5000 der Firma Dr.-Ing. Georg Wazau Mess- und Prüfsysteme GmbH) bei konstanter Reibgeschwindigkeit und einer von 100 bis 1100 N ansteigenden Andruckkraft durchgeführt. Das obere Diagramm zeigt den ermittelten Reibwert oder Reibungskoeffizienten des erfindungsgemäßen Werkstoffes aufgetragen gegen die Versuchsdauer in Minuten. . Es ist deutlich zu erkennen, dass sich nach einer Einlaufphase innerhalb der ersten Minute ein Reibwert von unter 0,04 einstellt, der einen Minimalwert von etwa 0,02 nach etwa 10 Minuten erreicht. Dies deutet auf sehr gute Poliereigenschaften des Werkstoffes hin. Es ist dabei zu beachten, dass der Werkstoff diesen guten Reibwert ohne Festschmierstoffe erreicht. Erst bei weiter wachsender Belastung steigt der Reibwert nach etwa 15 Minuten wieder leicht an, was auf ein beginnendes Fressen des Materials zurückgeführt wird, wobei jedoch auch bei Maximalbelastung von 1100 N nach 21 Minuten noch keine signifikante Änderung des Reibwertes festzustellen ist, die auf einen Totalausfall des Materials hindeutet.

In Diagramm 2 ist der während des Tests wiederum bei konstanter Reibgeschwin- digkeit und steigender Andruckkraft ermittelte Temperaturverlauf der Anordnung, gemessen an dem Stift, dargestellt. Hier zeigt sich, dass die Temperatur innerhalb des Werkstoffes von 6O ⁰ C auf 100 ⁰ C nach 21 Betriebsminuten bei maximaler Andruckkraft angestiegen ist. Der Temperaturverlauf ist vereinfacht wiederum auf den Reibungskoeffizienten in Kombination mit der Wärmeleitfähigkeit des Werk- Stoffes zurückzuführen. Erst bei steigender Belastung nach etwa 5 Minuten beginnt die Temperatur merklich zu steigen. Das beobachtete Verhalten lässt daher wiederum auf einen Werkstoff mit sehr guten tribologischen Eigenschaften schließen. Soll eine maximale Temperatur von beispielsweise 80 ⁰ C auch bei höherer Belastung nicht überschritten werden, so kann dies durch Verringerung des Zinn- gehaltes erreicht werden, der eine höhere Wärmeleitfähigkeit des Werkstoffes und damit eine geringere Gleichgewichtstemperatur des Systems bei konstanter Belastung zur Folge hat.

Im dritten Diagramm ist der absolute Verschieißwert, gemessen mittels einem induktiven Wegaufnehmer am Gegeniäufer, und das Drehmoment, gemessen am Gegenläufer, aufgetragen. Auch diese Ergebnisse bestätigen, dass nach einer Einlaufphase innerhalb der ersten Minute der Verschleiß unabhängig von der Belastung zunächst nahezu linear abnimmt, während das Drehmoment linear und damit proportional zur Belastung zunimmt. Erst nach etwa 15 Minuten wirkt sich die beginnende Materialverschiebung am Stift in Form einer Stagnation des Verschleißes und einem überproportionalen Anstieg des Drehmomentes aus. Bezugszeichen

Stahlstützschicht

Sinterschicht

Gleitschicht

Partikel des pulverisierten Matrixmaterials

Hartpartikel

Hartpartikel