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Die
vorliegende Erfindung bezieht sich auf eine Spritzgussform zum Gießen einer
halbverfestigten Fe-Legierung,
die in einem Fest-Flüssig-Coexistenzzustand
vorliegt.
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Es
ist bekannt, ein halbverfestigtes Metall mittels eines Spritzgussformungsverfahrens
wie etwa einem Rheocastverfahren oder einem Thixocastverfahren zu
gießen,
wobei das halbverfestigte Metall unter Druck gesetzt wird und in
den Formenhohlraum eingespritzt wird. Ein solches Spritzgussformungsverfahren
erweist sich als höchst
vorteilhaft darin, dass im Gegensatz zu herkömmlichen Druckgussverfahren
die Form nur einem relativ geringen Temperaturschock ausgesetzt
ist, und dies aufgrund des Erfordernisses eines geringeren Vorheizens
der Form, neben einer geringeren Gießtemperatur sowie einer geringeren
Ableitung von latenter Aushärtungshitze.
Aus diesen Gründen
wird das Spritzgussformungsverfahren im Allgemeinen als eine vielversprechende
Technologie für
das Gießen
von Metallen mit einem relativ hohen Schmelzpunkt, z.B. Cu-Legierung und Fe-Legierung,
angesehen, welche im Allgemeinen als wenig geeignet für den Druckguss
erachtet werden, in erster Linie aus ökonomischen Gesichtspunkten
und in Verbindung mit einer relativ kurzen Lebensdauer der Form.
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Man
kann die Überlegung
anstellen, dass die Spritzgussform für halbverfestigte Metalle aus
Harteisen oder Stahlmaterial wie etwa Warmgesenkstahl SKD61 (JIS
G4404, ASTM H13) ähnlich
zu einer Druckgussform zum Gießen
von Aluminium oder ähnlichem
Leichtmetall ausgestaltet sein kann. Wie aus dem Stand der Technik
allgemein bekannt ist, besitzen Eisen- oder Stahlmaterialien, einschließlich SKD61,
eine geringe Wärmeleitfähigkeit
von typischerweise 40 W/(m·K)
oder weniger. Falls solche Materialien für eine Spritzgussform zum Gießen von
Metalle angewendet werden, treten folglich neben einer ungenügenden Kühlungskapazität für die gegossenen
Produkte oder einer erforderlichen relativ langen Vorheizzeit für die Form
leicht folgende Probleme auf:
- A) Während einer
stufenweisen Abkühlung
und Verfestigung des halbverfestigten Metalls im Formenhohlraum,
kann die Gießmasse
leicht in die Zwischenräume
zwischen die Auswerferstifte und die umgebenden Löcher eindringen,
die beide in der Form vorgesehen sind, wodurch sich unerwünschte Grate
auf der äußeren Oberfläche des
Gussprodukts bilden, welche zur Realisierung einer hervorragenden
Produktqualität entfernt
werden müssen.
- B) Restdehnungen akkumulieren sich in der Form aufgrund des
großen
Temperaturgradienten in der Form und einer wiederholten Einwirkung
von Dehnungs- und Druckbeanspruchungen auf der Formoberfläche und
verursachen leicht eine frühzeitige
Rissbildung in der Form. Außerdem
tritt eine Beanspruchung in hohem Maße an den konvexen Oberflächenbereichen
des Formenhohlraumes mit einem kleinen Krümmungsradius auf, so dass Haarrisse
leicht in der Formoberfläche
auftreten, so dass die Lebensdauer der Form verkürzt ist.
- C) Im Falle einer halbverfestigten Eisenlegierung, welche hypoeutektisches
Gusseisen umfasst, führt
beispielsweise die geringe Kühlungskapazität der Form
nach dem Aushärten
zu einer groben Graphitstruktur. Mit anderen Worten ausgedrückt, wird
die gewünschte
feine Graphitstruktur und eine hinreichende mechanische Festigkeit
des gegossenen Produkts nur schwer erhalten.
- D) Beim Einspritzen einer halbverfestigten Fe-Legierung in den
Formenhohlraum neigt die äußere Oberfläche der
Legierung beim Eintritt in den Formenhohlraum dazu, leicht einen
Oxidfilm auszubilden, wodurch die Produktqualität verschlechtert wird.
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Es
ist deshalb die Hauptaufgabe der vorliegenden Erfindung, eine verbesserte
Spritzgussform für
das Gießen
einer halbverfestigten Fe-Legierung bereitzustellen, welche effektiv
die vorstehend erwähnten
Probleme des Stands der Technik ausschließt.
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Es
ist eine speziellere Aufgabe der vorliegenden Erfindung, eine verbesserte
Spritzgussform für
das Gießen
einer halbverfestigten Fe-Legierung bereitzustellen, welche eine
ausgezeichnete Wärmeleitfähigkeit und
mechanische Festigkeit aufweist, und welche effektiv das Eintreten
eines Oberflächenoxidfilms
der halbverfestigten Fe-Legierung
in den Formenhohlraum verhindern kann.
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Die
Erfinder führten
Nachforschungen und Untersuchungen durch, um eine praktische Lösung für die vorstehend
erwähnten
Probleme zu suchen, und gelangten zu der folgenden Erkenntnis.
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Zuerst
wurden Kupferlegierungen im Allgemeinen als ungeeignet als Gussformen
für Hochtemperaturmaterialien
ungeachtet der höheren
Wärmeleitfähigkeit
angesehen, da eine Kupferlegierung eine geringere Festigkeit gegenüber Eisen-
oder Stahlmaterialien besitzt. Aber die Erfinder fanden heraus,
dass Legierungen mit einer zur Schaffung einer hinreichenden Härte geeigneterweise
eingestellten Zusammensetzung noch genügend beständig sind, falls sie als das
Material für
die Gussformen eingesetzt werden, da ein halbverfestigtes Metall
eine geringere Temperatur der Gießmasse beim Spritzguss erlaubt.
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Die
Erfinder fanden es ebenso effektiv, einen Grobsiebanschnitt in der
Nähe des
mit dem Formenhohlraum in Verbindung stehenden Angießkanals
bereitzustellen, und den Grobsiebanschnitt derart zu gestalten, dass
er einen etwas kleineren Öffnungsdurchmesser
als die Druckkammer aufweist, um sich so positiv auf die Eliminierung
des Oberflächenoxidfilms
der halbverfestigten Fe-Legierung auszuwirken, wenn sie in der Kammer
unter Druck gesetzt und in den Formenhohlraum eingespritzt wird.
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Basierend
auf dieser Erkenntnis wurde eine Spritzgussform, einschließlich eines
Grobsiebanschnitts, aus einer Kupferlegierung mit einer gesteuerten
Zusammensetzung, welche zur Schaffung einer hinreichenden Wärmeleitfähigkeit
und mechanischen Festigkeit eingestellt wurde, hergestellt, um ein
Spritzgießen
einer halbverfestigten Fe-Legierung versuchsweise durchzuführen. Als
ein Ergebnis wurde gefunden, dass ein merklicher Verschleiß an konvexen
Oberflächenbereichen
der Form mit einem kleinen Krümmungsradius
nahe bei der Öffnung
des Grobsiebanschnitts und innerhalb des Formenhohlraumes auftrat.
Dies zeigte, dass die Form und der Grobsiebanschnitt eine weitere
Verbesserung hinsichtlich ihrer Beständigkeit in der praktischen Anwendung
erfordert.
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Die
Erfinder trugen dann eine Mischkeramikbeschichtung auf den leicht
verschleissbaren Oberflächenbereichen
der Form und des Grobsiebanschnitts auf und führten das Spritzgießen der
halbverfestigten Fe-Legierung versuchsweise durch. In diesem Zusammenhang
wurde die Mischkeramikbeschichtung im Wesentlichen gemäß der Lehre
des US-Patents Nr.
US-A-5,799,717 ,
deren Offenbarung unter Bezugnahme hierin mit eingeschlossen ist,
aufgetragen.
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Jedoch
wurde selbst durch Auftragung einer Mischkeramikbeschichtung auf
die Basismaterialien aus der Kupferlegierung gefunden, dass sich
die Mischkeramikbeschichtung während
des eigentlichen Spritzgießens
leicht ablöst.
dies erschwerte die Erzielung der gewünschten Beständigkeit
der Form und des Grobsiebanschnitts.
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Die
Erfinder analysierten die Gründe
für das
unerwünschte
Ablösen
der Mischkeramikbeschichtung und fanden heraus, dass relativ spitzwinklige
konvexe Bereiche der Form und des Grobschnittanschnitts einem unerwartet
hohen Temperaturschock aufgrund der relativ hohen Temperatur der
halbverfestigten Fe-Legierungen ausgesetzt sind, verglichen zu den
Al oder den Al-Legierungen, auf welche das
US-Patent Nr. US-A-5,799,717 gerichtet
ist, und überdies
aufgrund des Einschlusses von festen Komponenten in den halbverfestigten
Fe-Legierungen.
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Die
Erfinder führten
dann gründlich
Experimente und Untersuchungen zu Maßnahmen durch, die effektiv
die Bildung einer stabilen Mischkeramikbeschichtung erlauben, die
in einer festen Anhaftung zu dem Basismaterial gehalten werden kann
und eine ausgezeichnete Beständigkeit
gegenüber
einem hohen Temperaturschock während
des Spritzgussformverfahrens einer halbverfestigten Fe-Legierung
aufweist, um dadurch eine verbesserte Spritzgussform bereitzustellen,
die für
ein praktisches Spritzgussformverfahren von der halbverfestigten
Fe-Legierung geeignet ist. Die vorliegende Erfindung basiert auf
einer neuen Erkenntnis, nämlich dass
die Stabilität
der Mischkeramikbeschichtung und dadurch die Beständigkeit
der Spritzgussform durch Auftragen einer Vorbeschichtung aus einer
Ni-Legierung als eine Zwischenschicht vor Auftragung einer Mischkeramikbeschichtung
auf dem Basismaterial vorteilhafterweise verbessert werden kann.
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Gemäß der vorliegenden
Erfindung wird eine Spritzgussform für eine halbverfestigte Fe-Legierung
bereitgestellt, umfassend ein Paar Formelemente, welche den Formenhohlraum
definieren, und einen Grobsiebanschnitt für die Entfernung eines Oberflächenoxidfilms
einer halbverfestigten Fe-Legierung,
wenn sie in eine Druckkammer in einer der Formelemente gepresst
wird und in den Formenhohlraum eingespritzt wird, wobei der Grobsiebanschnitt
zwischen der Druckkammer und einem Ausgießkanal in dem anderen Formelement angeordnet
ist, wobei der Ausgießkanal
in Verbindung mit dem Formenhohlraum steht, und wobei die Formelemente
und der Grobsiebanschnitt jeweils eine Oberfläche aufweisen, die mit der
halbverfestigten Fe-Legierung
während
deren Gießen
in Kontakt steht:
wobei die Formelemente und der Grobsiebanschnitt
jeweils eine Kupferlegierung mit einer Wärmeleitfähigkeit von nicht weniger als
120 W/(m·K)
und eine Härte
von nicht weniger als 180 HB umfassen,
wobei die Formelemente
und der Grobsiebanschnitt jeweils eine Mischkeramikschicht umfassen,
die im Wesentlichen aus einem aus der aus Co, Cu, Cr und Ni bestehenden
Gruppe ausgewählten
Element besteht, und
wobei die Mischkeramikschicht mittels
Elektrofunkenabscheidung wenigstens teilweise auf der Oberfläche über eine
Zwischenschicht aus einer ebenso mittels Elektrofunkenabscheidung
ausgebildeten Ni-Legierung ausgebildet ist.
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Es
ist zusätzlich
oder alternativ dazu bevorzugt, dass die Ni-Legierung, welche die
Zwischenschicht bildet, eine Zusammensetzung aufweist, die im wesentlichen
aus 30 bis 50 Masse-% des Gesamten aus wenigstens einem Element
besteht, das aus einer aus Cr, Fe, Mo und W bestehenden Gruppe ausgewählt ist, und
der Rest aus Ni und unvermeidbaren Verunreinigungen besteht.
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Es
ist zusätzlich
oder alternativ dazu bevorzugt, dass die Ni-Legierung, welche die
Zwischenschicht bildet, eine Filmstärke innerhalb eines Bereichs
von 5 bis 100 μm
und eine arithmetisch gemittelte Oberflächenrauheit Ra innerhalb eines
Bereichs von 5 bis 50 μm
aufweist.
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Es
ist zusätzlich
oder alternativ dazu bevorzugt, dass die Kupferlegierung eine Zusammensetzung
aufweist, die im Wesentlichen aus dem folgenden besteht:
- – Ni:
1,0 bis 2,0 Masse-%
- – Co:
0,1 bis 0,6 Masse-%
- – Be:
0,1 bis 0,3 Masse-%
- – Mg:
0,2 bis 0,7 Masse-% und
- – Cu
und unvermeidbare Verunreinigungen: Rest.
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Es
ist zusätzlich
oder alternativ dazu bevorzugt, dass die Mischkeramikschicht eine
Mischkeramik umfasst, die aus einer WC-Co-Mischkeramik, MoB2-Ni-Mischkeramik und Cr3C2-Ni-Mischkeramik
ausgewählt
ist.
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Es
ist zusätzlich
oder alternativ dazu bevorzugt, dass die Mischkeramikschicht eine
arithmetisch gemittelte Oberflächenrauheit
Ra innerhalb eines Bereichs von 5 bis 100 μm aufweist.
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Es
ist zusätzlich
oder alternativ dazu bevorzugt, dass der Grobsiebanschnitt eine
Kühlmittelpassage darin
umfasst.
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Die
vorliegende Erfindung wird weiterhin unter Bezugnahme auf eine bevorzugte
Ausführungsform, die
in den angehängten
Zeichnungen gezeigt ist, beschrieben.
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1 ist
eine perspektivische Ansicht einer Gussform gemäß der vorliegenden Erfindung.
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Die 2(a), 2(b) und 2(c) zeigen ein Spritzgussverfahren einer
halbverfestigten Fe-Legierung, die in die Form aus einer horizontalen
Richtung eingespritzt wird.
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Die 3(a), 3(b) und 3(c) zeigen ein Spritzgussformverfahren
einer halbverfestigten Fe-Legierung, die
in die Form aus einer vertikalen Richtung eingespritzt wird.
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1 ist
eine perspektivische Ansicht einer Spritzgussform 1 gemäß einer
Ausführungsform
der vorliegenden Erfindung für
das Spritzgussverfahren einer halbverfestigten Fe-Legierung, die
in einem Fest-/Flüssig-Koexistenz-Zustand
vorliegt, welche aus einer nachstehend detaillierter beschriebenen
Kupferlegierung hergestellt ist. Die Spritzgussform 1 umfasst
ein Paar Formelemente, welche aneinanderstoßend entlang einer Elemententrennfläche PS bei
geschlossener Form 1 vorliegen. Die Spritzgussform 1 ist
mit einem Grobsiebanschnitt 2 zur Verhinderung des Eintritts
eines Oberflächenoxidfilms
der halbverfestigten Fe-Legierung ausgestattet, wenn sie unter Druck
gesetzt und in einen zwischen den Formelementen definierten Formenhohlraum 3 eingespritzt
wird. Der Grobsiebanschnitt 2 umfasst ein paar von Anschnittelemente,
welche aus der gleichen Kupferlegierung wie die Formelemente gemacht
sind. Die Anschnittelemente können
zueinander bewegt werden, falls die Form 1 geschlossen
wird, und können
voneinander weg bewegt werden, wenn die Form 1 geöffnet wird,
wie durch die Doppelpfeile in 2(c) gekennzeichnet
ist. Eines der Formelemente besitzt eine Druckkammer 4,
in welcher die halbverfestigte Fe-Legierung eingefüllt wird.
Die Druckkammer 4 ist mit einem Druckkolben bzw. Plunger
verbunden, um die halbverfestigte Fe-Legierung derart unter Druck
zu setzen, dass sie in den Formenhohlraum 3 über den
Grobsiebanschnitt 2 und einen Ausgießkanal mit einem Eingang, der durch
das Bezugszeichen 5 gekennzeichnet ist, eingespritzt wird.
Der Formenhohlraum 3 ist mit Vorsprüngen 6, entsprechend
den Rücksprüngen in
dem gegossenen Produkt, und einem Ausstoßstift 7 zur Entfernung
des gegossenen Produkts aus dem Formenhohlraum 3 versehen.
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Die
Formelemente sind innerhalb entsprechender Rahmenelemente
8 untergebracht.
Jedes Rahmenelement
8 ist, falls die Spritzgussform vor
dem Spritzgießen
vorgewärmt
werden muss, mit Passagen
9 für das Hindurchpassieren eines
Wärmemediums
und, falls die Spritzgussform nach dem Spritzgießen gekühlt werden muss, mit Passagen
10 für das Hindurchpassieren
eines Kühlmittels
ausgebildet. Eines der Rahmenelemente
8 ist mit schrägstehenden
Gleitstiften
11 versehen, die an den rückwärtigen Oberflächen der
Anschnittelemente zur Öffnung
oder Schließung
des Grobsiebanschnitts
2 beim Öffnen oder Schließen der
Formelemente angreifen. Die Spritzgussform
1 hat eine Struktur,
die im Allgemeinen die gleiche wie die Struktur gemäß der UK-Patentanmeldung
GB-A-2345699 oder
der U.S.-Parallelanmeldung
Nr. US-A-09-508,458 (co-pending US application), wobei die Offenbarungen
von diesen hierin unter Bezugnahme mit eingeschlossen sind.
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Gemäß der vorliegenden
Erfindung besitzt die Kupferlegierung, welche die Form 1 und
den Grobsiebanschnitt 2 bildet, eine Wärmeleitfähigkeit von nicht weniger als
120 W/(m·K)
und eine Brinellhärte
von nicht weniger 180 HB, in Anbetracht der erforderlichen Kühlungsrate
und mechanischen Festigkeit gegenüber Wärmebeanspruchungen. Die Kupferlegierung
mit einer Wärmeleitfähigkeit
von weniger als 120 W/(m·K)
stellt keine hinreichende Kühlungsrate
zur Verfügung,
wodurch die Eliminierung der vorstehend erklärten Probleme des Stands der
Technik erschwert ist. Außerdem
neigt eine Kupferlegierung mit einer Brinellhärte von weniger als 180 HB
zu einer Deformierung und/oder Sprüngen der Form aufgrund eines
Temperaturschocks, selbst falls eine Mischkeramikbeschichtung auf
der Oberfläche
der Kupferlegierung angebracht ist. Es ist anzumerken, dass im allgemeinen
Sinne eine hohe Wärmeleitfähigkeit
und eine hohe Brinellhärte
erwünscht
sind. Jedoch führt
eine übermäßige Wärmeleitfähigkeit
zu einer verschlechterten Schweißbarkeit, wodurch die Reparatur
der Form erschwert ist, wohingegen eine übermäßige Brinellhärte zu einer
ansteigenden Zahl von Bearbeitungsschritten bei der Herstellung
der Form führt.
Somit ist es bevorzugt, dass der obere Grenzwert der Wärmeleitfähigkeit
und der Brinellhärte
bei annähernd
300 W/(m·K)
bzw. 300 HB liegt.
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Erfindungsgemäß besitzt
der Grobsiebanschnitt 2, der zu dem Eingang des Ausgießkanals 5 benachbart
angeordnet ist, einen Öffnungsdurchmesser
etwas kleiner als der der Druckkammer 4. Ein solcher Grobsiebanschnitt 2 dient
zur Eliminierung eines Oberflächenoxidfilms
des halbverfestigten Fe, falls es in den Formenhohlraum 3 eingespritzt
wird, um dadurch effektiv die Einführung des Oberflächenoxidfilms
in den Raum 3 zu verhindern. Es ist bevorzugt, dass der Öffnungsdurchmesser
des Grobsiebanschnitts 2 annähernd 15 bis 80 Prozent von
dem der Druckkammer 4 ist.
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Erfindungsgemäß wird eine
Mischkeramikbeschichtung über
eine Ni-Legierung umfassende Zwischenschicht wenigstens teilweise
auf der inneren Oberfläche
der Form 1, auf der Oberfläche des Grobsiebanschnitts 2 und
auf der inneren Oberfläche
der Druckkammer 4 aufgetragen. Wie vorstehend erwähnt ist,
treten leicht ein Verschleiß und/oder
Sprünge
aufgrund von Temperaturschocks nahe der konvexen Oberfläche innerhalb
des Formenhohlraums 3 mit einem kleinen Krümmungsradius
R und in der Nähe
der Öffnung
des Grobsiebanschnitts 2 auf. Insoweit die vorstehend erwähnten Oberflächenregionen
betroffen sind, ist es somit höchst
effektiv, eine Mischkeramikbeschichtung über die Zwischenschicht aus
einer Ni-basierten Legierung aufzutragen, da die Mischkeramikbeschichtung
eine geringe Affinität
zu der halbverfestigten Fe-Legierung besitzt und eine ausgezeichnete
Wärmebeständigkeit
aufweist.
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Die
Ausbildung einer Zwischenschicht aus einer Ni-Legierung vor dem
Auftragen der Mischkeramikbeschichtung ist höchst wichtig. Es ist anzumerken,
dass die Ni-Legierung leicht geschmolzen und mit der Kupferlegierung
leicht verbunden werden kann, falls sie auf der Kupferlegierung
aufgetragen wird, da sich Ni und Cu insgesamt gegenseitig ineinander
lösen.
Weiterhin besitzt Ni einen Wärmeausdehnungskoeffizienten,
der zwischen denen des Cu und der Mischkeramik liegt, so dass die
Ni-Legierung dazu dient, die Differenzen in der Ausdehnung oder
der Schrumpfung zwischen der Kupferlegierungsform und der Mischkeramikschicht
aufgrund der Temperaturänderungen
während
eines kontinuierlichen Gießens
zu mäßigen. Insbesondere
die Beschichtung der Zwischenschicht, 50 Masse-% oder mehr an Ni
einschließend,
steigert in großem
Maße die
Beschichtungseffizienz bezüglich
der Kupferlegierung als einem Basismaterial. Weiterhin wird die
Ni-basierte Legierung ebenso leicht geschmolzen und an eine Metallbindemittelkomponente
der Mischkeramikschicht gebunden (z.B. Co im Falle von einer WC-Co-Mischkeramik),
und spielt somit eine wichtige Rolle als die Zwischenschicht zur
Vermittlung zwischen der Mischkeramikschicht und der Kupferlegierung
als das Basismaterial, wenn eine Mischkeramikschicht auf dem Basismaterial
aufgetragen wird. Es ist bevorzugt, dass die Ni-Legierung eine Zusammensetzung
aufweist, die aus 30 bis 50 Masse-% des Gesamten aus wenigstens
einem Element besteht, das aus der aus Cr, Fe, Mo und W bestehenden
Gruppe ausgewählt
ist, und der Rest aus Ni und unvermeidbaren Verunreinigungen besteht.
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Es
ist weiterhin bevorzugt, dass die Ni-Legierung umfassende Zwischenschicht
eine Dicke in der Größenordnung
von 5 bis 100 μm
und eine Oberflächenrauheit
in einer Größenordnung
von 5 bis 50 μm
bezüglich des
arithmetischen Mittelwertes (Ra) besitzt. Eine Dicke der Zwischenschicht
von weniger als 5 μm
resultiert in einer ineffektiven Bindungsschicht zwischen der Mischkeramikschicht
und dem Basismaterial (Kupferlegierung), wohingegen eine Dicke über 100 μm zu einer übermäßig dicken
Zwischenschicht führt,
so dass die Wärmeleitung
von der Oberfläche
zu dem Basismaterial verschlechtert ist. Weiterhin ergibt eine Oberflächenrauheit
der Zwischenschicht von weniger als 5 μm keine hinreichende Oberfläche bei
der Ausbildung einer Diffusionsschicht zwischen der Mischkeramikschicht
und der Zwischenschicht und/oder den erwünschten Stapelungseffekt aufgrund
einer Formschlußverbindung
zwischen konkaven und konvexen Gussformen.
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Andererseits
ist eine Oberflächenrauheit
von mehr als 50 μm
erwünscht,
um die Fläche
der Oberfläche zu
steigern und den Stapelungseffekt (piling effect) zu erzielen, obwohl
die resultierende Unebenheit der Zwischenschicht übermäßig wird,
wodurch seine Adhäsionsfläche mit
der Mischkeramikschicht abnimmt.
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Es
ist bevorzugt, dass die Mischkeramikschicht aus einer Kombination
von
- (A) wenigstens einer der Keramiken, ausgewählt aus:
(i)
Carbidkeramiken, wie etwa WC, TiC, Mo2C,
ZrC, NbC, VC, TaC,
(ii) Nitridkeramiken wie etwa TiN, ZrN,
Cr2N,
(iii) Silicidkeramiken wie etwa
TiSi2, ZrSi2,
(iv)
Boridkeramiken wie etwa TiB2, ZrB2, NbB2, MoB, WB,
und
(v) Oxidkeramiken wie etwa Al2O3, TiO2, ZrO2 und Cr2O3; und
- (B) wenigstens einem Element aus Co, Cu, Cr und Ni umfasst.
Es ist insbesondere bevorzugt, dass die Mischkeramikschicht eine
Keramik ausgewählt
aus WC-Co, MoB2-Ni oder Cr3C2-Ni umfasst.
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Es
ist weiterhin bevorzugt, dass die Mischkeramikschicht eine Dicke
in der Größenordnung
von 10 bis 50 μm
und eine Oberflächenrauheit
in der Größenordnung
von 5 bis 100 μm,
weiter bevorzugt von 10 bis 50 μm,
hinsichtlich des arithmetischen Mittelwerts (Ra) besitzt. Die Bildung
der Mischkeramikschicht in der vorstehend erwähnten Dicke und Oberflächenrauheit
mäßigt effektiv
die Beanspruchungskonzentration an konvexen Oberflächenregionen
mit einem kleinen Krümmungsradius
innerhalb des der Produktgestalt entsprechenden Formenhohlraums,
und in der Nähe
der Öffnung
des Grobsiebanschnitts, um dadurch effektiv das Auftreten von beispielsweise
Verschleiß oder
Haarrissen zu unterdrücken.
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Es
ist bevorzugt, dass die Zwischenschicht und die Mischkeramikschicht
mittels eines Elektrofunkenabscheidungsverfahrens ausgebildet werden,
wie etwa dem, das in den
JP-A-06269936 und/oder
JP-A-06269939 offenbart
sind, wobei die Offenbarung von diesen hierin unter Bezugnahme mit
eingeschlossen ist. Ein Elektrofunkenabscheidungsverfahren ist insbesondere
vorteilhaft aus verschiedenen Gründen, z.B.:
- (i) Es erlaubt die Bildung einer starken Diffusionsschicht
durch Schmelzen, anders als beim Galvanisieren oder dergleichen,
- (ii) es gibt keine Beschränkungen
bezüglich
der Größe der Form,
- (iii) es kann genauso zur Teilbeschichtung angewendet werden,
- (iv) es gibt keine Totpunkte oder Schattenpositionen, an denen
eine Beschichtung unmöglich
ist, wie in dem thermischen Sprayverfahren oder dergleichen, und
- (v) es erlaubt leicht die Anpassung sowohl der Dicke als auch
der Oberflächenrauheit
der Beschichtung.
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Da
die Elektrofunkenabscheidung außerdem
unter normalen Temperaturbedingungen mit einer minimalen Wärmezuführung durchgeführt werden
kann, ist es effektiv möglich,
eine Erweichung der Kupferlegierung zu vermeiden, welche durch höhere Temperaturen über einen
längeren
Zeitraum verursacht werden würde.
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Die
Spritzgussform kann derart gestaltet sein, dass die halbverfestigte
Fe-Legierung in die Form aus einer horizontalen Richtung, wie in 1 und
den 2(a) bis 2(c) gezeigt
ist, oder aus einer vertikalen Richtung, wie in den 3(a) bis 3(c) gezeigt ist, eingespritzt wird. In
jedem Fall ist der Grobsiebanschnitt 2 mit einem Durchmesser
etwas kleiner als der der Druckkammer 4 angrenzend an den
Gießkanal 5 angeordnet, der
mit der Formenhohlraum 3 in Verbindung steht, um so die
Bildung eines robusten bzw. widerstandsfähigen Gussprodukts 12 zu
erlauben, das nicht mit einem Oberflächenoxidfilm vermischt ist.
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Für das positive
Eliminieren des Oberflächenoxidfilms
der halbverfestigten Fe-Legierung durch den Grobsiebanschnitt 2 ist
es bevorzugt, dass der Grobsiebanschnitt 2 ein Kühlsystem
darin aufweist. Da die Form 1 und der Grobsiebanschnitt 2 erfindungsgemäß aus dem
gleichen Material ausgebildet sind, ist es weiterhin möglich, verschiedene
Probleme zu vermeiden, wie etwa ein schlechtes Passen von der Form 1 mit
dem Grobsiebanschnitt 2 bei erhöhter Temperatur, was auftreten
kann, wenn sie aus Materialien mit unterschiedlichen Wärmeausdehnungen
ausgebildet sind, oder es bedarf einer komplizierten und strengen
Zwischenraumüberwachung
der Form 1 und des Grobsiebanschnitts 2, um ein
solches schlechtes Passen zu verhindern.
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Die
vorliegende Erfindung ist für
das Gießen
einer halbverfestigten Fe-Legierung anwendbar, welche sich hauptsächlich auf
eine Fe-/C-basierte Legierung wie etwa hypoeutektisches Gusseisen
bezieht, jedoch ohne jegliche Beschränkung darauf. Z.B. kann die
halbverfestigte Fe-Legierung
andere Legierungen, einschließlich
sogenanntes Weicheisen ähnliches
Feineisen, und selbst niedrig legierte Stähle und hochlegierte Stähle umfassen,
unter der Voraussetzung, dass ein Fest-/Flüssig-Koexistenzzustand ohne
merkenswerte Schwierigkeiten leicht gebildet werden kann.
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Weiterhin
ist es bevorzugt, dass die Kupferlegierung als das Material für die Form
und den Grobsiebanschnitt bevorzugt eine aus dem Folgenden bestehende
Zusammensetzung aufweist:
Ni: 1,0 bis 2,0 Masse-%,
Co:
0,1 bis 0,6 Masse-%,
Be: 0,1 bis 0,3 Masse-%,
Mg: 0,2
bis 0,7 Masse-%, und
Cu und unvermeidbare Verunreinigungen:
Rest.
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Eine
solche Zusammensetzung schafft vorteilhafte Eigenschaften bezüglich der
Wärmeleitfähigkeit von
120 bis 230 W/(m·K)
und der Härte
von 180 bis 300 HB. Die Signifikanz der numerischen Grenzen bezüglich der
Zusammensetzung einer solchen Kupferlegierung wird nachstehend erklärt.
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Ni: 1,0 bis 2,0 Masse-%:
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Ni
wird zur Verbesserung der Festigkeit aufgrund der Ausbildung einer
NiBe-Verbindung hinzugegeben. Die Ni-Gehalte von weniger als 1,0 Masse-%
resultieren in einer ungenügenden
Verbesserung der Festigkeit, wohingegen Ni-Gehalte von über 2,0 Masse-% in einer Sättigung
bezüglich
des Effekts der Verbesserung der Festigkeit resultieren, zusätzlich zu
einer relativ schlechten Wärmeleitfähigkeit.
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Co: 0,1 bis 0,6 Masse-%:
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Co
wird zur Verbesserung der Festigkeit aufgrund der Ausbildung einer
CoBe-Verbindung hinzugegeben. Co-Gehalte von weniger als 0,1 Masse-%
resultieren in einer ungenügenden
Verbesserung der Festigkeit, wohingegen Co-Gehalte von über 0,6 Masse-% in einer gesteigerten
Sprödigkeit
resultieren, wobei die Verarbeitbarkeit in der Wärme verschlechtert ist.
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Be: 0,1 bis 0,3 Masse-%:
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Be
bindet an Ni und Co, um dadurch eine NiBe-Verbindung und CoBe-Verbindung
auszubilden, um dadurch zur Verbesserung der Festigkeit beizutragen.
Jedoch resultieren Be-Gehalte von weniger als 0,1 Masse-% in einer
ungenügenden
Verbesserung der Festigkeit, wohingegen Be-Gehalte von über 0,3
Masse-% in einer relativ schlechten Wärmeleitfähigkeit resultieren.
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Mg: 0,2 bis 0,7 Masse-%:
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Mg
wird zur Verbesserung der Duktilität bei höheren Temperaturen hinzugegeben.
Mg-Gehalte von weniger als 0,2 Masse-% resultieren in einem ungenügenden Effekt
zur Verbesserung der Duktilität,
wohingegen Mg-Gehalte von über
0,7 Masse-% nicht nur in einem verschlechterten Effekt zur Verbesserung
der Duktilität
sondern ebenso in einer relativ schlechten Wärmeleitfähigkeit resultieren.
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[Ausführungsform]
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Die
Form, mit der in 1 gezeigten Struktur wurde zum
Spritzgießen
einer halbverfestigten Fe-Legierung eingesetzt. Die halbverfestigte
Fe-Legierung als das Injektionsmaterial war ein hypoeutektisches Gusseisen,
das Fe mit 2,5 Prozent, C mit 2,0 Prozent und Si als seine Hauptkomponenten
beinhaltete, und eine Solidusrate von 55 Prozent bei 1200°C aufwies.
Die Form und der Grobsiebanschnitt waren jeweils aus Kupferlegierungen,
Chrom-Kupfer und SKD61 ausgebildet, wie in Tabelle 1 gezeigt ist.
Die gesamte innere Oberfläche
der Form, die Oberfläche
des Grobsiebanschnitts und die innere Oberfläche der Einspritzöffnung wurden
mit einer Ni-Legierungsschicht als eine Zwischenschicht und ebenso
mit der Mischkeramikschicht versehen, wie in Tabelle 1 gezeigt ist.
Der Öffnungsdurchmesser
des Grobsiebanschnitts betrug 30mm, welcher 55 Prozent des Durchmessers
(55mm) der Druckkammer entspricht.
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Die
Tabelle 2 zeigt die Testergebnisse nach dem Spritzgießen unter
den vorstehenden Bedingungen, bezüglich des Schädigungsgrads
nahe der Öffnung
des Grobsiebanschnitts, des Auftretens von Sprüngen an konvexen R-Bereichen
innerhalb des Formenhohlraums, des Vermischungsgrads der Oberflächenoxide
in das gegossene Produkt, das Auftreten von Graten und die Vorheizzeit
der Form. Die angestrebte Zahl an Ladungen bzw. Einspritzungen mit
Druck 100 bis 120. Die Tabelle 2 zeigt ebenso das Testergebnis von
Gusseisen, das durch das Spritzgussformverfahren unter den vorstehenden
Bedingungen, gefolgt von einem Tempern erhalten wurde, bezüglich des
Graphitfeinheitsgrads, der Zugfestigkeit und der Dehnung. Die Zugfestigkeit
und die Dehnung sind durch die arithmetischen Mittelwerte der gemessenen
Werte für
die gegossenen Produkte dargestellt, die jeweils keine gemischten
Oxide aufweisen.
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Die
Vorheizzeit entspricht einer erforderlichen Zeitdauer vom Starten
des Vorheizens der Spritzgussform bis zu dem gussbereiten Zustand,
und der konvexe R-Sprung zeigt an, dass Haarsprüngen in in den Formenhohlraum
vorstehenden R-Eckbereichen
auftraten. Die Auswertekriterien der entsprechenden Punkte sind wie
folgt. Die Feinheit wird basierend auf einer Beobachtung der mikroskopischen
Struktur ausgewertet, wobei Kreise „O" für
eine hinreichend erzielte Graphitfeinheit und Kreuze „X" für eine ungenügende Graphitfeinheit, die
eine grobe Graphitstruktur zeigt, stehen. Die Zugfestigkeit wird
durch das Durchführen
eines Zugspannungstests in Übereinstimmung
mit der JIS durchgeführt.
Die Gratausbildung wird nach dem Gießen ausgewertet, basierend
auf dem Auftreten eines Eindringens der Aufschlämmung in Zwischenräume zwischen
die Ausstoßstife
und die entsprechenden Stiftlöcher,
sowie zwischen dem Grobsiebanschnitt und der Form ausgewertet. Die
Oxidmischung wird visuell durch die Analyse der Erscheinung und
der Bruchfläche
ausgewertet, hinsichtlich einer schlechten Qualität aufgrund
des Eintrags von Oberflächenoxidfilmen
bei der Verfestigung in der Oberfläche oder im Inneren des gegossenen
Produkts. Die Gesamtauswertung wird durch doppelte Kreise „⌾" für eine ausgezeichnete
Verbesserung, durch Kreise „O" für eine akzeptable
Verbesserung und durch Kreuze „X" für eine nicht
akzeptable Verbesserung gekennzeichnet.
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Wie
in Tabelle 2 gezeigt ist, kann mit jeder Probe mit den Nummern 1
bis 3 unter Anwendung der erfindungsgemäßen Form ein Gusseisenprodukt
mit einer ausgezeichneten Qualität
mit einer hinreichend erzielten Graphitfeinheit, ohne Sprünge in konvexen
R-Bereichen und im Wesentlichen frei von Oxidmischungen erhalten
werden. Im Gegensatz dazu konnte mit der Probe Nr. 4 ohne den Grobsiebanschnitt
die Eliminierung von Oxidmischungen nicht erreichen, und dadurch
war es nicht möglich
ausgezeichnete Ergebnisse zu erhalten. Im Falle der Probe Nr. 5
ohne eine Zwischenschicht aus einer Ni-Legierung war es notwendig,
das Gießen bei
nur 35 Versuchen aufgrund einer Abtrennung der Mischkeramikschicht
von der Oberfläche
der Form und/oder des Grobsiebanschnitts zu stoppen. Die Probe Nr.
6 besitzt eine geringe Härte
der Kupferlegierung für
die Form, was zu einer schlechten mechanischen Festigkeit führt, und
es war somit notwendig, dass Gießen bei 80 Versuchen zu stoppen.
Die Probe Nr. 7 besitzt eine geringe Wärmeleitfähigkeit der Kupferlegierung für die Form,
so dass die Graphitfeinheit sich nicht geeignet entwickelt, und
es war somit notwendig, das Gießen
bei 88 Versuchen aufgrund der Ausbildung von Graten zu stoppen.
Im Fall der Probe Nr. 8, besitzt die Chrom-Kupfer-Legierung, die
als das Formmaterial eingesetzt wird, eine hohe Wärmeleitfähigkeit
mit geringer Härte,
was es schwer oder unmöglich
macht, die Zwischenschicht und/oder Mischkeramikschicht aufzutragen, zusammen
mit einer ungenügenden
Härte,
so dass es notwendig war das Gießen bei 63 Versuchen zu stoppen.
In Probe Nr. 9, in der herkömmliches
SKD61-Material als die Form eingesetzt wurde, schritt die Graphitfeinheit
nicht voran, eine Gratbildung trat auf und die Vorheizzeit ist lang,
und es war notwendig, das Gießen bei
55 Versuchen zu stoppen.
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Die
erfindungsgemäße Form
aus einer Kupferlegierung hatte eine hinreichende Wärmeleitfähigkeit und
mechanische Festigkeit als Form für das Spritzgießen einer halbverfestigte
Fe-Legierung, besaß eine
hinreichende Beständigkeit
gegenüber
heftigen Temperaturschocks beim Spritzgießen der halbverfestigten Fe-Legierung,
und kann effektiv eine Mischung der Oberflächenoxidfilme der halbverfestigten
Fe-Legierung in den Formenhohlraum vermeiden; um dadurch die stabilen
Produkte mit hoher Qualität
zu realisieren.
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Während die
vorliegende Erfindung unter Bezugnahme auf eine in den anhängten Zeichnungen
gezeigte spezielle Ausführungsform
beschrieben wurde, so wurde sie nur zu illustrativen Zwecken präsentiert, und
verschiedene Veränderungen
oder Modifikationen können
ohne vom Umfang der vorliegenden Erfindung wie näher durch die angehängten Ansprüche definiert
ist abzuweichen durchgeführt
werden.
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Eine
Spritzgussform für
eine halbverfestigte Fe-Legierung schließt einen Grobsiebanschnitt
zur Eliminierung eines Oberflächenoxidfilms
einer halbverfestigten Fe-Legierung, die in den Formenhohlraum aus
einer Druckkammer injiziert wird, ein. Der Grobsiebanschnitt ist
zwischen der Druckkammer und einem Gießkanal, der in Verbindung mit
dem Formenhohlraum steht, angeordnet. Die Formhälften und der Grobsiebanschnitt sind
jeweils aus einer Kupferlegierung mit einer Wärmeleitfähigkeit von nicht weniger als
120 W/(m·K)
und einer Härte
von nicht weniger als 180 HB ausgebildet. Die Formhälften und
der Grobsiebanschnitt besitzen jeweils eine Mischkeramikschicht,
die im Wesentlichen aus wenigstens einem Element besteht, das aus
der aus Co, Cu, Cr und Ni bestehenden Gruppe ausgewählt ist.
Die Mischkeramikschicht wird mittels Elektrofunkenabscheidung über eine
Zwischenschicht aus einer Ni-Legierung, die ebenso mittels Elektro-Funkenabscheidung
ausgebildet wird, ausgebildet.
