DE102006018559A1

DE102006018559A1 - Hochtemperatur-Gleitlegierung

Info

Publication number: DE102006018559A1
Application number: DE102006018559A
Authority: DE
Inventors: Kouki Inuyama Ozaki
Original assignee: Daido Metal Co Ltd
Current assignee: Daido Metal Co Ltd
Priority date: 2005-04-25
Filing date: 2006-04-21
Publication date: 2006-11-09
Anticipated expiration: 2026-04-22
Also published as: US7666519B2; JP4068627B2; US20060237101A1; DE102006018559A8; DE102006018559B4; JP2006299376A

Abstract

Beschrieben wird eine Hochtemperatur-Gleitlegierung, die eine Matrix (4) aus einer Ni-Legierung oder einer hitzebeständigen Fe-Legierung hat und die, auf die Masse bezogen, 1 bis 35% harte Teilchen (6), bestehend aus einer intermetallischen Verbindung auf Co-Basis darin dispergiert, enthält, wobei 0,1 bis 10% Ag (8) in der Matrix dispergiert sind. Ag ist ein weiches Metall, bildet einen ultradünnen Film auf einer Gleitoberfläche, der durch einen Gleiteffekt mit einem paarenden Element hervorgerufen wird und der einen Schmiereffekt ergibt. Wenn Ag den ultrafeinen Film bildet und sich auf der gleitenden Oberfläche ausbreitet, dann zeigt es gegenüber dem paarenden Element eine niedrige Reibungskraft aufgrund seiner niedrigen Scherfestigkeit. Demgemäß kann ein niedriger Reibungskoeffizient erhalten werden.

Description

Technischer Hintergrund der Erfindung
Die vorliegende Erfindung betrifft eine Hochtemperatur-Gleitlegierung, enthaltend harte Teilchen, bestehend aus einer intermetallischen Verbindung auf Co-Basis, die in einer Matrix aus einer Ni-Legierung oder Fe-Legierung dispergiert ist; sowie ein Verfahren zur Herstellung derselben und ein Gleitsystem, in dem die Hochtemperatur-Gleitlegierung verwendet worden ist.
Ein Lager für die Räder eines Wagens oder dergleichen, der beim Eingeben oder Herausnehmen eines Hitze-zu-behandelnden Gegenstands in oder aus einem Ofen für die Hitzebehandlung verwendet wird, muss ausgezeichnete Eigenschaften hinsichtlich der Verschleißfestigkeit nicht nur bei den Hochtemperaturbedingungen in dem Ofen, sondern auch bei Bedingungen üblicher Temperatur haben.

Eine Hochtemperatur-Gleitlegierung, die einem solchen Erfordernis genügt, wird in dem Patentdokument JP-A-11-172363 beschrieben. Die Legierung besteht aus 2 bis 8 Massen-% Cr, 2 bis 10 Massen-% Fe, 0,1 bis 1,5 Massen-% Si, 2 bis 22 Massen-% Co, 1,4 bis 11 Massen-% Mo und zum Rest Ni und enthält 1 bis 35 Massen-% harte Teilchen auf Co-Mo-Cr-Si-Basis, die in der Matrix dispergiert sind.

Die in der JP-A-11-172363 beschriebene Hochtemperatur-Gleitlegierung wird dadurch hergestellt, dass ein Ausgangspulver vermischt wird, das Mischpulver komprimiert wird und in einer reduzierenden Atmosphäre bei 1150°C ge sintert wird. Danach wird das Material in einer oxidierenden Atmosphäre bei 600 bis 900°C erhitzt. Hierdurch werden unter harten Teilchen 2, die in der Matrix 1 der Ni-Legierung dispergiert sind, wie es in 3 gezeigt wird, Teile der harten Teilchen, die von der Oberfläche (Gleitoberfläche) der Matrix 1 freigelegt sind, oxidiert, wodurch eine Oxidphase von Co-Mo-Cr-Si 2a gebildet wird. Weiterhin wird die Oxidphase 2a zu einer Oxidphase 2b von Co-Cr oxidiert, und eine Molybdänoxidphase 2c wird auf der Oxidphase 2b gebildet.

Wenn diese Oxidphasen mit einem paarenden Element in Gleitkontakt gebracht werden, dann wird die Molybdänoxidphase 2, die eine Schmierfähigkeit besitzt, zu dem paarenden Element übertragen, um einen Schmierungseffekt hervorzurufen. Weiterhin wird die harte und brüchige Oxidphase 2b von Co-Cr fein zu feinen Körnern zerbrochen, die zwischen der Gleitlegierung und dem paarenden Element rollen, wodurch eine bestimmte Rollreibungswirkung hervorgerufen wird. Gemäß der obigen Druckschrift lösen solchen Wirkungen das sogenannte Stick-Slip-Phänomen, um einen niedrigen Reibungskoeffizienten zwischen der Gleitlegierung und dem paarenden Element zu realisieren.

Jedoch ist die Hochtemperatur-Gleitlegierung mit dem Problem behaftet, dass sie keinen niedrigen Reibungskoeffizienten im niedrigen Temperaturbereich von nicht höher als 400°C erzielen kann, im Vergleich zu der Verwendung in einem hohen Temperaturbereich von höher als 400°C. Es wird angenommen, dass dies darauf zurückzuführen ist, dass harte Teilchen, die an der Gleitoberfläche durch eine Verschleißwirkung neu freigelegt werden, in dem niederen Temperaturbereich von nicht höher als 400°C nicht ohne weiteres oxidiert werden, so dass es schwierig ist, dass ein zusammengesetztes Oxid, das zum Erhalt eines niedrigen Reibungskoeffizienten erforderlich ist, auf der Oberfläche der harten Teilchen gebildet wird.

Die vorliegende Erfindung wird im Hinblick auf den obigen technischen Hintergrund vorgeschlagen.

Es ist eine Aufgabe der Erfindung, eine Hochtemperatur-Gleitlegierung zur Verfügung zu stellen, die dazu imstande ist, einen niedrigen Reibungskoeffizienten selbst in einem niedrigen Temperaturbereich zu erhalten. Erfindungsgemäß soll auch ein Verfahren zur Herstellung dieser Legierung und ein Gleitsystem, in dem die Hochtemperatur-Gleitlegierung verwendet worden ist, zur Verfügung gestellt werden.

Kurze Zusammenfassung der Erfindung

Die JP-A-11-172363 ist eine Patentanmeldung, die von der Anmelderin dieser Patentanmeldung eingereicht worden ist. Die benannten Erfinder haben Untersuchungen hinsichtlich Hochtemperatur-Gleitlegierungen, wie in der JP-A-11-172363 beschrieben, durchgeführt, um einen niedrigen Reibungskoeffizienten im niedrigen Temperaturbereich von nicht höher als 400°C zu erzielen. Die Erfinder haben gefunden, dass eine chemische Zusammensetzung gemäß der vorliegenden Erfindung, die insbesondere als Zusatzstoff Ag enthält, dazu wirksam ist, einen niedrigen Reibungskoeffizienten zu erhalten. Auf diese Weise wurde die vorliegende Erfindung gemacht.

Gemäß einer ersten Ausführungsform der Erfindung wird eine Hochtemperatur-Gleitlegierung zur Verfügung gestellt, die eine Ni-Legierung oder eine Fe-Legierung ist, enthaltend, als Massen-%, 1 bis 35% harte Teilchen, bestehend aus einer intermetallischen Verbindung auf Co-Basis und 0,1 bis 10% Ag, wobei jeder Gehalt der harten Teilchen und des Ag auf die gesamte Gleitlegierung bezogen ist, wobei die harten Teilchen und Ag in der Matrix der Ni-Legierung oder der Fe-Legierung dispergiert sind.

Das weiche Silbermetall bildet einen extrem dünnen Film auf einer Gleitoberfläche während einer Gleitkontakt-Beziehung mit einem paarenden Element, um einen Schmiereffekt zu erzielen. Aufgrund der niedrigen Scherbeständigkeit des Ag hat, wenn das Ag den extrem dünnen Film bildet, und sich auf der Gleitoberfläche ausdehnt, dieses nur einen geringen Einfluss auf das paarende Element als Reibungskraft, wodurch demgemäß ein niedriger Reibungskoeffizient erhalten werden kann.

Weiterhin hat das Ag eine hohe Oxidationsbeständigkeit und es bildet kaum ein Oxid, selbst bei erheblich hohen Temperaturen und es behält weiterhin seinen weichen Zustand bei. Daneben hat das Ag noch einen extrem niedrigen Löslichkeitsgrad (Kompatibilität) in bzw. mit einem Metall (wie Ni, Fe und Cr), aus dem eine Matrix besteht. Das Ag kann daher in der Matrix vorhanden sein, während der Zustand einer einzelnen Phase von Ag ohne Bildung einer festen Lösung aufrechterhalten wird. D.h. das Ag liegt in einem Zustand einer einzigen Phase von Ag bis zu einer erheblich hohen Temperatur von etwa 800°C vor und es ergibt einen niedrigen Reibungskoeffizienten.

Wenn der Gehalt von Ag weniger als 0,1 Massen-% beträgt, dann wird dieser Effekt nicht erhalten. Andererseits ist es so, dass selbst dann, wenn der Ag-Gehalt über 10 Massen-% hinausgeht, der Effekt der Erniedrigung des Reibungskoeffizienten nicht mehr ansteigt, so dass eine Zugabe von mehr als 10 Massen-% Ag zu erhöhten Materialkosten führt, weil Ag ein Edelmetall ist. Demgemäß sollte der Ag-Gehalt 0,1 bis 10 Massen-% betragen.

Es wird mehr bevorzugt, dass der Ag-Gehalt 1 bis 7 Massenzweckmäßig 2 bis 4 Massen-%, beträgt.

Wenn der Gehalt der harten Teilchen, bestehend aus der intermetallischen Verbindung auf Co-Basis weniger als 1 Massen-% beträgt, dann ist der Effekt hinsichtlich der Erhöhung der Gleiteigenschaften bei hohen Temperaturen nur geringfügig. Wenn er andererseits über 35 Massen-% hinausgeht, dann wird die Verdichtungsfähigkeit eines Ausgangsmaterialpulvers, das die harten Teilchen enthält, vor dem Sintern verschlechtert und die durch das Sintern erhaltene Hochtemperatur-Gleitlegierung wird hart, wodurch der Verschleißverlust eines paarenden Elementes erhöht wird. Demgemäß sollte der Gehalt der harten Teilchen, die aus der intermetallischen Verbindung auf Co-Basis bestehen, 1 bis 35 Massen-% betragen.

Die erfindungsgemäß verwendete Ni-Legierung besteht aus, auf die Masse bezogen, 2 bis 8% Cr, 2 bis 10% Fe, 0,1 bis 1,5% Si, 1,4 bis 11% Mo und zum Rest aus Ni und erschmelzungsbedingten Verunreinigungen, wobei jeder Gehalt der obigen Komponentenelemente auf die gesamte Gleitlegierung bezogen ist.

Der Grund, warum der Cr-Gehalt auf 2 bis 8 Massen-% festgelegt wird, besteht darin, dass es bei geringeren Mengen als 2 Massen-% sein kann, dass die Matrix hinsichtlich der Oxidationsbeständigkeit verschlechtert wird. Wenn der Gehalt andererseits über 8 Massen-% hinausgeht, dann ist es nur schwierig, einem grünen Kompaktkörper aus einem Ausgangsmaterial eine hohe Dichte zu verleihen, so dass nur mit Schwierigkeiten ein gesintertes Produkt mit hoher Dichte erhalten werden kann. Aus diesem Grund beträgt der Cr-Gehalt vorzugsweise 2 bis 8 Massen-%. Im Hinblick auf die Kompaktbierbarkeit bzw. Verdichtungsfähigkeit und die Oxidationsbeständigkeit beträgt der Cr-Gehalt mehr bevorzugt 5 bis 7 Massen-%.

Der Grund, warum der Fe-Gehalt auf 2 bis 10 Massen-% festgelegt wird, besteht darin, dass es bei Mengen von weniger als 2 Massen-% möglich ist, dass die Hochtemperaturfestigkeit der Legierung verschlechtert wird. Wenn der Gehalt andererseits größer als 10 Massen-% ist, dann wird das Ausgangsmaterialpulver für den Sintervorgang hart, so dass die Dichte eines grünen Kompaktkörpers aus dem Pulver kaum erhöht werden kann. Aus diesem Grund beträgt der Fe-Gehalt vorzugsweise 2 bis 10 Massen-%. Insbesondere dann, wenn der Fe-Gehalt 4 bis 6 Massen-% beträgt, dann erreicht die Legierung in bevorzugter Weise eine bessere Hochtemperaturfestigkeit.

Die erfindungsgemäß verwendete Fe-Legierung ist eine hitzebeständige Fe-Legierung und sie kann ein beliebiges Material, ausgewählt aus der Gruppe, bestehend aus austenitischen, martensitischen und ferritischen Edelstählen, von denen jeder Cr enthält, ausgewählt werden.

Es ist möglich, die Materialkosten durch Verwendung eines solchen Edelstahls als Matrixmetall für die erfindungsgemäße Legierung zu verringern.

Die intermetallische Verbindung auf Co-Basis der harten Teilchen ist eine beliebige, ausgewählt aus der Gruppe vom Co-Mo-Cr-Si-Typ, vom Co-Cr-W-Ni-Fe-Typ und vom Co-Cr-Ni-Fe-Typ.

Wenn die intermetallischen Verbindungen auf Co-Basis in einer oxidierenden Atmosphäre erhitzt werden, dann werden Co-Mo-Cr-Si-, Co-Cr-W-Ni-Fe- und Co-Cr-Ni-Fe-Oxidphasen auf den jeweiligen Oberflächen gebildet. Danach werden diese Oxidphasen weiterhin zu einer Co-Cr-Oxidphase oxidiert.

Wenn die Ni-Legierung für die Herstellung der Matrix ausgewählt wird und wenn eine intermetallische Verbindung vom Co-Mo-Cr-Si-Typ für die harten Teilchen der intermetallischen Verbindung auf Co-Basis ausgewählt wird, dann be trägt der Gehalt jedes Elements in der Hochtemperatur-Gleitlegierung als ganzes 2 bis 8 Massen-% Cr, 2 bis 10 Massen-% Fe, 0,1 bis 1,5 Massen-% Si, 2 bis 22 Massen-% Co, 1,4 bis 11 Massen-% Mo und zum Rest Ni.

Gemäß einer zweiten Ausführungsform der Erfindung wird ein Verfahren zur Herstellung der Hochtemperatur-Gleitlegierung zur Verfügung gestellt, umfassend die folgenden Stufen:
Vermischen eines Pulvers aus harten Teilchen, bestehend aus einer intermetallischen Verbindung auf Co-Basis in einer Menge von 1 bis 35 Massen-%, eines Ag-Pulvers in einer Menge von 0,1 bis 10 Massen-% und eines Metallpulvers in der restlichen Menge, wobei das Pulver aus einem matrixbildenden Metall einer Legierung auf Ni-Basis oder einer Legierung auf Fe-Basis besteht, und Sintern des so erhaltenen Gemisches bei einer Temperatur von 1150 bis 1200°C in einer reduzierenden Atmosphäre.

In der so gesinterten Legierung haben die harten Teilchen eine Härte von HV 600 bis 900. Wenn die harten Teilchen eine Härte von nicht weniger als HV 600 haben, dann kann die Verschleißfestigkeit der Legierung aufgrund der harten Teilchen, die in der Matrix dispergiert sind, leicht verbessert werden. Im Falle, dass die Härte HV 900 oder weniger beträgt, greift in vorteilhafter Weise die Legierung das paarende Element während der gegenseitigen Verschleißbeziehung zwischen der Legierung und dem paarenden Element nicht zu stark an.

Gemäß einer dritten Ausführungsform der Erfindung wird ein Gleitsystem zur Verfügung gestellt, umfassend ein Gleitlagerelement mit einer Gleitlagerschicht, hergestellt aus der oben erwähnten Hochtemperatur-Gleitlegierung, und ein paarendes Element, das von dem Gleitlagerelement getragen wird, wobei das paarende Element eine Gleitoberfläche um fasst, die mit der Gleitlagerschicht in Kontakt gebracht worden ist, und eine Vickers-Härte (Hv) von nicht weniger als 1100 hat.

Das paarende Element kann eine Härte von nicht weniger als HV 1100 haben, was beispielsweise dadurch erzielt werden kann, dass die Oberfläche durch eine Nitridierungsbehandlung gehärtet wird. Wenn die Gleitoberfläche daher hart ist, d.h. wenn in anderen Worten ausgedrückt, die Gleitoberfläche härter ist als die harten Teilchen, dann werden die harten Teilchen nicht in die Gleitoberfläche des paarenden Elements unter einem Gleitkontaktdruck gedrückt, so dass die Kontaktfläche nicht erhöht wird, wodurch leicht ein Zustand eines niedrigen Reibungswiderstands des Gleitsystems realisiert wird. Demgemäß ist der Reibungskoeffizient zwischen dem Gleitlagerelement und dem paarenden Element von Raumtemperatur bis zu hoher Temperatur nur gering und die Verschleißwiderstandseigenschaften der Gleitlagerelements und des paarenden Elements werden verbessert, wodurch das Gleitsystem eine ausgezeichnete Dauerhaftigkeit erhält.

Die Gleitoberfläche des paarenden Elements kann anstelle der Nitridierungsbehandlung auch dadurch gehärtet werden, dass eine Beschichtung mit einem Beschichtungsmaterial von beispielsweise TiN, TiAlN oder CrN, das gute Oxidationsbeständigkeitseigenschaften bei hohen Temperaturen hat, erfolgt, wodurch die Beschichtung durch Ionenplattierung durchgeführt werden kann.

Die Erfindung wird anhand der beigefügten Zeichnungen näher erläutert. Es zeigen:
1 ein Diagramm, das die Beziehung zwischen der Testtemperatur und dem Reibungskoeffizienten zeigt;
2 ein Diagramm, das die Beziehung zwischen dem Rg-Gehalt und dem Reibungskoeffizienten zeigt;
3 eine Querschnittsansicht, die schematisch den Zustand von harten Teilchen vom oxidierten Co-Mo-Cr-Si-Typ zeigt; und
4 eine Ansicht, die schematisch die Metallstruktur einer Hochtemperatur-Gleitlegierung, enthaltend Ag, zeigt.
Detaillierte Beschreibung der Erfindung
Es werden nunmehr untenstehend Ausführungsformen der Erfindung beschrieben.
Die folgenden pulverförmigen Materialien wurden als Ausgangspulver für die Herstellung von erfindungsgemäßen Probekörpern verwendet. Probekörper 1 bis 4 und Vergleichs-Probekörper 1 sind in der untenstehenden Tabelle 1 gezeigt.

(1) Reines Ni-Pulver: Teilchengröße – (minus) #250 mesh (3 μm oder kleiner)
(2) Fe-Cr-Legierungspulver: Teilchengröße von – (minus) #250 (63 μm oder kleiner)
(3) Reines Ag-Pulver: Teilchengröße – (minus) #mesh (63 μm oder kleiner)
(4) Co-Mo-Cr-Si-Legierungspulver als harte Teilchen: Teilchengröße von – (minus) #250 mesh (63 μm oder kleiner) Das oben angegebene Fe-Cr-Legierungspulver hat eine Zusammensetzung von 44,5 Massen-% Cr, 17,6 Massen-% Ni, 1,6 Massen-% Si, 4,2 Massen-% Mo, 0,6 Massen-% Mn und besteht zum Rest aus Fe.

Weiterhin hat das oben beschriebene Co-Mo-Cr-Si-Legierungspulver eine Zusammensetzung von 28,5 Massen-% Mo, 8,5 Massen-% Cr, 2,5 Massen-% Si und besteht zum Rest aus Co.
Sodann wurden das oben beschriebene reine Ni-Pulver, ein Fe-Cr-Legierungspulver, ein reines Ag-Pulver und ein Co-Mo-Cr-Si-Legierungspulver zu den erfindungsgemäßen Zusammensetzungen für die in Tabelle 1 gezeigten Probekörper 1 bis 4, wie nachstehend beschrieben, vermischt.
Weiterhin wurden reines Ni-Pulver, das Fe-Cr-Legierungspulver und das Co-Mo-Cr-Si-Legierungspulver unter den oben beschriebenen Ausgangsmaterialpulvern zu einer Zusammensetzung für einen Vergleichs-Probekörper 1 gemäß untenstehender Tabelle 1 in der gleichen Art und Weise wie im oben beschriebenen Fall vermischt.
Hierbei entsprechen das reine Ni-Pulver und das Fe-Cr-Legierungspulver einem Metallpulver, aus dem die Matrix besteht.
Als Information sei noch angegeben, dass bei der Herstellung der in Tabelle 1 angegebenen Zusammensetzung ein Vergleichs-Probekörper 1, der kein Ag enthielt, dadurch hergestellt worden war, dass 73,5 Massen-% reines Ni-Pulver, 16,5 Massen-% Fe-Cr-Legierungspulver und 10 Massen-% Co-Mo-Cr-Si-Legierungspulver in einem bestimmten Verhältnis miteinander vermischt wurden. Die erfindungsgemäßen Probekörper 1 bis 4 wurden dadurch hergestellt, dass der in Prozent angegebene Mischgehalt von reinem Ni-Pulver um den prozentualen Gehalt verringert wurde, der dem prozentualen Mischanteil des reinen Ag-Pulvers auf der Basis des in Prozent angegebenen Mischgehalts des Vergleichs-Probekörpers 1 entspricht.
Beim Vermischen des Rohpulvers wurde Zinkstearat in einer Menge von 1%, bezogen auf die Masse des gesamten Ausgangsmaterialpulvers zugemischt, um die Verdichtungsfähigkeit des Ausgangsmaterialpulvers zu verbessern.
Erfindungsgemäße Probekörper 1 bis 4 und der Vergleichs-Probekörper 1 wurden durch folgende Stufen hergestellt: Kompaktierung eines pulverförmigen Gemisches, erhalten wie oben beschrieben, zu einer zylindrischen Säule mit einem Durchmesser von 32 mm und einer Länge von 30 mm bei einem Kompaktierungsdruck von 6 t/cm²; Erhitzen des säulenförmigen Kompaktierungskörpers bei 400°C um die Stearinsäure durch Entwachsen in genügender Weise zu entfernen; und anschließendes Sintern des erhaltenen Materials bei 1150°C in einer reduzierenden Atmosphäre von H₂+N₂ über einen Zeitraum von einer Stunde. Die 4 ist eine schematische Ansicht, die eine Struktur der erfindungsgemäßen Probekörper 3 zeigt. In der 4 gibt das Bezugszeichen 4 eine Matrix an, das Bezugszeichen 6 gibt die harten Teilchen an und das Bezugszeichen 8 bedeutet eine Einzelphase aus Ag.
Die erfindungsgemäßen Probekörper 1 bis 4 und der Vergleichs-Probekörper 1 wurden einem Verschleißtest bei einer Testtemperatur von 20°C, 300°C, 500°C, 700°C und 800°C unterworfen. Das paarende Element bestand aus einem Ring, hergestellt aus einem Edelstahlmaterial mit einer Oberflächenhärte HV von 1100, erhalten durch eine Nitridierungsbehandlung. Der Verschleißtest wurde 60 Minuten lang bei den Testbedingungen eines Oberflächendrucks von 0,5 MPa, der auf den Ring ausgeübt wurde, und einer Rotationsgeschwindigkeit von 0,6 mm/s. durchgeführt. Als Ergebnis des Reibungstests wurden die in den 1 und 2 angegebenen Reibungskoeffizienten erhalten.
Aus den Testergebnissen der 1 wird ersichtlich, dass ein Vergleichs-Probekörper, dem kein Ag zugesetzt worden war, einen niedrigen Reibungskoeffizient von 500°C oder höher zeigt, jedoch einen hohen Reibungskoeffizienten bei einer Temperatur von niedriger als 500°C zeigt.
Im Gegensatz dazu zeigen die erfindungsgemäßen Probekörper, die Ag enthalten, einen niedrigen Reibungskoeffizient selbst bei Atmosphärendruck und sie zeigen einen niedrigen Reibungskoeffizienten sogar bei Temperaturen von 500°C oder höher. Es kann daher die Schlussfolgerung gezogen werden, dass die erfindungsgemäßen Probekörper einen stabilen niedrigen Reibungskoeffizienten von Atmosphärentemperatur bis zu einer hohen Temperatur von 800°C zeigen.
Andererseits ist es, wie aus den Versuchsergebnissen der 2 hervorgeht, so, dass ein Vergleichs-Probekörper 1, der kein Ag enthält, einen hohen Reibungskoeffizienten hat. Im Gegensatz dazu zeigen die erfindungsgemäßen Probekörper 1 bis 4, zu denen 0,1 Massen-% oder mehr Ag gegeben worden sind, einen niedrigeren Reibungskoeffizienten als der Vergleichs-Probekörper 1.
Die erfindungsgemäßen Probekörper 1 bis 3, die Ag in einer Menge im Bereich von 1 bis 7 Massen-% enthalten, zeigen unter den erfindungsgemäßen Probekörpern 1 bis 4 einen niedrigeren Reibungskoeffizienten. Weiterhin wird ersichtlich, dass ein Probekörper, enthaltend den Zusatzstoff Ag im Bereich von 2 bis 4 Massen-%, wie beispielsweise der erfindungsgemäße Probekörper 2, einen noch weiter erniedrigten Reibungskoeffizienten hat.
Die erfindungsgemäßen Probekörper 1 bis 4, die spezielle Beispiele gemäß der vorliegenden Erfindung darstellen, zeigten einen niedrigen Reibungskoeffizienten im niederen Temperaturbereich von nicht höher als 400°C und einen niederen Reibungskoeffizienten selbst im hohen Temperaturbereich von Temperaturen oberhalb 400°C.
Zur Information sei noch darauf hingewiesen, dass die erfindungsgemäßen Probekörper 1 bis 4 in einer reduzierenden Atmosphäre bei 1150°C gesintert worden sind. Durch entsprechende Experimente ist jedoch bestätigt worden, dass die erfindungsgemäßen Probekörper selbst beim Sintern bei einer Temperatur von 1200°C einen ähnlich niedrigen Reibungskoeffizienten zeigen.
Obgleich die Ni-Legierungen in den erfindungsgemäßen Probekörpern 1 bis 4 als Matrix verwendet worden sind, wurde ebenfalls durch Experimente bestätigt, dass erfindungsgemäße Probekörper, hergestellt aus einer Fe-Legierung, einen ähnlich niedrigen Reibungskoeffizienten zeigen können.

Claims

Hochtemperatur-Gleitlegierung, nämlich eine Ni-Legierung oder eine Fe-Legierung, enthaltend als Massen-% 1 bis 35% harte Teilchen (6), bestehend aus einer intermetallischen Verbindung auf Co-Basis und 0,1 bis 10% Ag, wobei jeder Gehalt der harten Teilchen und des Ag auf die gesamte Gleitlegierung bezogen ist, wobei die harten Teilchen (6) und Ag (8) in der Matrix der Ni-Legierung oder der Fe-Legierung dispergiert sind.
Hochtemperatur-Gleitlegierung nach Anspruch 1, wobei der Gehalt von Ag in der gesamten Gleitlegierung 1 bis 7 Massen-% beträgt.
Hochtemperatur-Gleitlegierung nach Anspruch 2, wobei der Gehalt von Ag in der gesamten Gleitlegierung 2 bis 4 Massen-% beträgt.
Hochtemperatur-Gleitlegierung nach einem der Ansprüche 1 bis 3, wobei die Ni-Legierung im Wesentlichen aus, auf die Massen bezogen, 2 bis 8% Cr, 2 bis 10% Fe, 0,1 bis 1,5% Si, 1,4 bis 11% Mo und zum Rest aus Ni und erschmelzungsbedingten Verunreinigungen besteht, wobei jeder Gehalt der obigen Komponentenelemente die jeweilige Verhältnismenge zu der gesamten Gleitlegierung ist.
Hochtemperatur-Gleitlegierung nach einem der Ansprüche 1 bis 3, wobei die Fe-Legierung ein beliebiges Material, ausgewählt aus austenitischen, martensitischen und ferritischen Edelstählen, wobei jeder davon Cr enthält, ist.
Hochtemperatur-Gleitlegierung nach einem der Ansprüche 1 bis 5, wobei die intermetallische Verbindung auf Co- Basis, aus denen die harten Teilchen (6) gebildet worden sind, eine beliebige, ausgewählt aus der Gruppe vom Co-Mo-Cr-Si-Typ, vom Co-Cr-W-Ni-Fe-Typ und vom Co-Cr-Ni-Fe-Typ, ist.
Verfahren zur Herstellung der Hochtemperatur-Gleitlegierung nach einem der Ansprüche 1 bis 6, umfassend die folgenden Stufen: Vermischen eines Pulvers aus harten Teilchen, bestehend aus einer intermetallischen Verbindung auf Co-Basis in einer Menge von 1 bis 35 Massen-%, eines Ag-Pulvers in einer Menge von 0,1 bis 10 Massen-% und eines Metallpulvers in der restlichen Menge, wobei das Pulver aus einem matrixbildenden Metall einer Ni-Legierung oder einer Fe-Legierung besteht, und Sintern des so erhaltenen Gemisches bei einer Temperatur von 1150 bis 1200°C in einer reduzierenden Atmosphäre.
Gleitsystem, umfassend ein Gleitlagerelement mit einer Gleitlagerschicht, hergestellt aus einer Hochtemperatur-Gleitlegierung nach einem der Ansprüche 1 bis 6, und ein paarendes Element, das von dem Gleitlagerelement getragen wird, wobei das paarende Element eine Gleitoberfläche, die mit der Gleitlagerschicht in Kontakt gebracht worden ist, umfasst und eine Vickers-Härte (Hv) von nicht weniger als 1100 hat.