DE10333103B4 - Aus einer Aluminiumgusslegierung gefertigter Kolben - Google Patents

Aus einer Aluminiumgusslegierung gefertigter Kolben Download PDF

Info

Publication number
DE10333103B4
DE10333103B4 DE10333103A DE10333103A DE10333103B4 DE 10333103 B4 DE10333103 B4 DE 10333103B4 DE 10333103 A DE10333103 A DE 10333103A DE 10333103 A DE10333103 A DE 10333103A DE 10333103 B4 DE10333103 B4 DE 10333103B4
Authority
DE
Germany
Prior art keywords
mass
piston
casting
alloy
aluminum
Prior art date
Legal status (The legal status is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the status listed.)
Expired - Fee Related
Application number
DE10333103A
Other languages
English (en)
Other versions
DE10333103A1 (de
Inventor
Hajime Nagakute Ikuno
Yoshihiko Nagakute Sugimoto
Hiroshi Nagakute Hohjo
Current Assignee (The listed assignees may be inaccurate. Google has not performed a legal analysis and makes no representation or warranty as to the accuracy of the list.)
Toyota Central R&D Labs Inc
Original Assignee
Toyota Central R&D Labs Inc
Priority date (The priority date is an assumption and is not a legal conclusion. Google has not performed a legal analysis and makes no representation as to the accuracy of the date listed.)
Filing date
Publication date
Application filed by Toyota Central R&D Labs Inc filed Critical Toyota Central R&D Labs Inc
Publication of DE10333103A1 publication Critical patent/DE10333103A1/de
Application granted granted Critical
Publication of DE10333103B4 publication Critical patent/DE10333103B4/de
Anticipated expiration legal-status Critical
Expired - Fee Related legal-status Critical Current

Links

Classifications

    • B—PERFORMING OPERATIONS; TRANSPORTING
    • B22—CASTING; POWDER METALLURGY
    • B22D—CASTING OF METALS; CASTING OF OTHER SUBSTANCES BY THE SAME PROCESSES OR DEVICES
    • B22D15/00—Casting using a mould or core of which a part significant to the process is of high thermal conductivity, e.g. chill casting; Moulds or accessories specially adapted therefor
    • B22D15/02—Casting using a mould or core of which a part significant to the process is of high thermal conductivity, e.g. chill casting; Moulds or accessories specially adapted therefor of cylinders, pistons, bearing shells or like thin-walled objects
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22C—ALLOYS
    • C22C21/00—Alloys based on aluminium
    • C22C21/02—Alloys based on aluminium with silicon as the next major constituent
    • C22C21/04—Modified aluminium-silicon alloys
    • C—CHEMISTRY; METALLURGY
    • C22—METALLURGY; FERROUS OR NON-FERROUS ALLOYS; TREATMENT OF ALLOYS OR NON-FERROUS METALS
    • C22F—CHANGING THE PHYSICAL STRUCTURE OF NON-FERROUS METALS AND NON-FERROUS ALLOYS
    • C22F1/00—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working
    • C22F1/04—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of aluminium or alloys based thereon
    • C22F1/043—Changing the physical structure of non-ferrous metals or alloys by heat treatment or by hot or cold working of aluminium or alloys based thereon of alloys with silicon as the next major constituent

Landscapes

  • Chemical & Material Sciences (AREA)
  • Engineering & Computer Science (AREA)
  • Mechanical Engineering (AREA)
  • Materials Engineering (AREA)
  • Metallurgy (AREA)
  • Organic Chemistry (AREA)
  • Physics & Mathematics (AREA)
  • Thermal Sciences (AREA)
  • Crystallography & Structural Chemistry (AREA)
  • Pistons, Piston Rings, And Cylinders (AREA)

Abstract

Kolben, der aus einer Aluminiumgusslegierung gefertigt ist, wobei die Aluminiumgusslegierung enthält:
Mg (Magnesium): 0,2 Masse% oder weniger,
Ti (Titan): 0,05–0,3 Masse%,
Si (Silizium): 10–21 Masse%,
Cu (Kupfer): 2–3,5 Masse%,
Fe (Eisen): 0,1–0,7 Masse%,
Ni (Nickel): 1–3 Masse%,
P (Phosphor): 0,001–0,02 Masse%,
Zr (Zirkonium): 0,02–0,3 Masse%,
Al (Aluminium): die verbleibenden Anteile, und Verunreinigungen,
wobei die Größe von einem nichtmetallischen Einschluss, der innerhalb des Kolbens vorhanden ist, geringer als 100 μm ist.

Description

  • Gebiet der Erfindung
  • Die vorliegende Erfindung bezieht sich auf einem aus einer Aluminiumgusslegierung gefertigten Kolben und ein Verfahren zu seiner Herstellung.
  • Diskussion des Stands der Technik
  • Bei einem Verbrennungsmotor, wie dem Motor eines Kraftfahrzeugs oder ähnlichem, ist ein Kolben ein wesentliches Bauteil, aus dem der Verbrennungsmotor aufgebaut wird, und herkömmlicherweise wurde ein Kolben hergestellt, indem man eine Aluminiumgusslegierung eingesetzt hat. Bezüglich der Aluminiumgusslegierung wurden verschiedene Legierungen vorgeschlagen und verbessert.
  • Beispielsweise ist aus der JP 1996-104937 als nichtgeprüfter Patentveröffentlichung (Kokai), die den Titel ”Aluminium alloy for an internal combustion engine excellent in strength at a high temperature and method of manufacturing the same” trägt, eine Legierung bekannt, die enthält: Cu (Kupfer): 3–7 Masse%, Si (Silizium): 8–13 Masse%, Mg (Magnesium): 0,3–1 Masse%, Fe (Eisen): 0,1–1,0 Masse%, Ti (Titan): 0,01–0,3 Masse%, P (Phosphor): 0,001–0,01 Masse%, Ca (Kalzium): 0,0001–0,01 Masse% und ferner nach Bedarf Ni (Nickel): 0,2–2,5 Masse% enthaltend, wobei das Verhältnis P (Phosphor)/Ca (Kalzium) auf den Bereich von 0,5 bis 50 Gewichtsprozent justiert ist.
  • Die in der JP 1996-104937 dargestellte Legierung ist dadurch gekennzeichnet, dass die Legierung einen herausragenden Abnutzungswiderstand im Vergleich zu den herkömmlichen Legierungen aufweist, und ferner dass die Festigkeit bei hoher Temperatur verbessert worden ist. Die thermomechanische Ermüdungseigenschaft wurde jedoch nicht berücksichtigt und es besteht ein Problem dahingehend, dass der Widerstand der oben angegebenen Legierung gegenüber thermomechanischer Ermüdung sehr gering ist. Ferner besteht ein Problem dahingehend, dass die Neigung zur Porenbildung hoch ist und Ermüdungseigenschaften stark verteilt sind.
  • Ferner wird bei der oben beschriebenen Legierung die Festigkeit bei hoher Temperatur in bestimmten Maß verbessert, indem die Komponenten zum Erhöhen des Wärmewiderstands, wie z. B. Cu (Kupfer), Ni (Nickel) und ähnliches erhöht werden, wobei jedoch mit zunehmender Menge des Zusatzes dieser Komponenten das Problem auftritt, dass die Duktilität abnimmt, wodurch sich die Ermüdungsfestigkeit und die thermomechanischen Ermüdungseigenschaften verschlechtern. Wenn die Menge an Cu (Kupfer) hoch ist, bildet der letzte Erstarrungsbereich, in dem die Cu (Kupfer) Verbindung kristallisiert, Punkte innerhalb des Materials, wodurch Poren in diesem Bereich durch das Schrumpfen bei der Verfestigung erzeugt werden.
  • Auf diese Weise können praktische Ermüdungseigenschaften, wie die thermomechanische Ermüdungseigenschaft etc., die für den oberen Flächenabschnitt des Kolbens verlangt werden, nur durch die herkömmlichen Verfahren, bei denen die Wärmewiderstandseigenschaften verbessert sind, überhaupt nicht verbessert werden.
  • Aus der JP 05179383 A ist eine Aluminiumlegierung für ein pulvermetallurgisches Verfahren bekannt. Die Aluminiumlegierung enthält 0,2 bis 5 Gew.% Mg, 3 bis 35% Si, 0,2 bis 5% Cu sowie 0,0001 bis 2% zumindest ein Element aus Na, Sr, Cr, Sb und P. Die verbleibenden Anteile sind Aluminium bzw. Verunreinigungen. Außerdem kann die Legierung zumindest ein Element aus Zr, Fe, Mn, Cr, Ni, Co, W, Mo, V, Ce und Y und/oder zumindest ein Element aus B und Ti enthalten.
  • Darstellung der Erfindung
  • Die vorliegende Erfindung wurde unter Berücksichtigung dieser herkömmlichen Probleme getätigt, und es ist eine Aufgabe der vorliegenden Erfindung, einen Kolben aus einer Aluminiumgusslegierung vorzusehen, die besser im Hinblick auf den thermomechanischen Ermüdungswiderstand im Vergleich zu den herkömmlichen Legierungen ist, und ein Verfahren zum Herstellen des Kolbens vorzusehen.
  • Diese Aufgabe wird durch einen Kolben, der aus einer Aluminiumgusslegierung gefertigt ist, mit den Merkmalen des Anspruchs 1 oder 2 und durch ein Herstellungsverfahren mit den Merkmalen von Anspruch 6 oder 7 gelöst.
  • Gemäß dem ersten Aspekt der vorliegenden Erfindung ist ein aus einer Aluminiumgusslegierung gefertigter Kolben durch die Merkmale von Anspruch 1 gekennzeichnet.
  • Gemäß dem ersten Aspekt der vorliegenden Erfindung wurde erstmalig herausgefunden, dass die Stabilisierung und die hohe Duktilität der Basisaluminiummatrix durch eine Verringerung der Mg (Magnesium) Menge vorgesehen wird, auf die unten Bezug genommen wird, wodurch die thermomechanischen Ermüdungswiderstandseigenschaften, die für einen Kolben erforderlich sind, verbessert werden.
  • Der thermisch instabile Niederschlag auf Mg2Si-Basis, der in der Basisaluminiumphase verteilt ist, kann durch Verringerung der Menge an Mg (Magnesium) verringert werden. Dieser Niederschlag wird durch die Erwärmung, wenn der Kolben tatsächlich verwendet wird, vergröbert, und bewirkt die Änderung der Struktur. Daher kann die thermische Stabilität durch Verringerung des oben beschriebenen Niederschlags auf Mg2Si-Basis verbessert werden.
  • Ferner wird unter der thermomechanischen Ermüdungsumgebung eine Spannungskonzentration um den vergröberten Niederschlag erzeugt, wodurch die Duktilität der Basisaluminiumphase abgesenkt wird und der thermomechanische Ermüdungswiderstand abgesenkt wird. Daher meint man, dass die Verringerung der Mg-Menge (Magnesium), die den Niederschlag erzeugt, der Verringerung der Duktilität der Basisaluminiumphase unter der thermomechanischen Ermüdungsumgebung abhilft und eine Verbesserung des thermomechanischen Ermüdungswiderstands erreicht wird. Die Verbesserung des thermomechanischen Ermüdungswiderstands aufgrund einer solchen Verringerung der Mg-Menge (Magnesium) (d. h. der Verringerung von Mg) ist ein vollständig neues Konzept, zu dem die herkömmlichen Kolbenlegierungen nicht beigetragen haben.
  • Damit kann der oben erwähnte Kolben den thermomechanischen Ermüdungswiderstand wie oben beschrieben verbessern und die Dauerhaftigkeit des Kolbens insgesamt kann im Vergleich zu herkömmlichen Kolben verbessert werden.
  • Es ist festzuhalten, dass im Hinblick auf den oben erwähnten Kolben die herausragenden oben erwähnten thermomechanischen Ermüdungswiderstandseigenschaften erhalten werden können, selbst wenn der Kolben in einem Zustand direkt nach dem Gießen ist, ohne eine Wärmebehandlung nach dem Gießen durchzuführen, wie es später beschrieben wird. Andererseits wurden verschiedene Ausführungen ausgeführt, bei denen verschiedene Wärmebehandlungen nach dem Gießen durchgeführt wurden, wie es später beschrieben wird.
  • Anschließend wird der Grund dafür beschrieben, warum die jeweiligen Mengen an Legierungselementen begrenzt sind.
  • Mg (Magnesium): 0,2 Masse% oder weniger;
  • Mg (Magnesium) wurde zum Zweck des Realisierens der Stabilisierung der Struktur und der Verbesserung der Duktilität verringert. Wenn der Mg-Anteil 0,2% übersteigt, wird die Duktilität der Basis-Aluminiumphase unter der thermomechanischen Ermüdungsumgebung abgesenkt, wodurch der Nachteil erzeugt wird, dass eine Rissbildung aufgrund der thermomechanischen Ermüdung verhältnismäßig leicht auftritt. Der bevorzugte Bereich liegt im Bereich von gleich zu oder weniger als 0,1%. In diesem Fall tritt die oben beschriebene Wirkung deutlicher hervor, und der am meisten bevorzugte Bereich liegt im Bereich von 0,05% oder weniger. Die optimale Menge ist Null (0). Die oben angegebene Beschränkung wird eingehalten, obwohl der oben beschriebene Gewinn um so größer ist, je geringer der Anteil ist, da es viel kostet. Daher ist es im Hinblick auf den Mg (Magnesium) Anteil bevorzugt, dass er im Bereich von 0–0,2 Masse% liegt (0 (Null) nicht einschließlich).
  • Ti (Titan): 0,05–0,3 Masse%
  • In dem Fall, in dem der Ti-Anteil geringer als 0,05% ist, wird keine ausreichende Verstärkung der festen Lösung erreicht, da die Menge des gelösten Ti (Titan) in dem Basisaluminium gering ist. In dem Fall, in dem der Ti (Titan)-Anteil mehr als 0,3% beträgt, besteht nicht nur die Befürchtung, dass ein Scherungsriss auftritt, da die Basisaluminiumphase aufgrund des gelösten Ti (Titan) zu hart wird, sondern es besteht auch die Befürchtung, dass eine grobe Ti (Titan) Verbindung erzeugt wird und die Belastbarkeit verschlechtert wird.
  • Es ist festzuhalten, dass in dem Fall, in dem der Zusatz von Ti (Titan) mit einer Al-Ti-B Legierung, einer Al-Ti-C Legierung Legierung und ähnlichem durchgeführt wird, ein Anteil von B (Bor) und C (Kohlenstoff) als Verunreinigung erlaubt wird. Der bevorzugte Bereich für den Ti (Titan) Anteil liegt im Bereich von 0,15–0,3%. Wenn der Bereich gleich zu oder mehr als 0,15% ist, wird die Ermüdungsfestigkeit verbessert, da die Struktur durch Verfeinerung des Kristallkorns homogenisiert wird.
  • Cu (Kupfer): 2–3,5 Masse%
  • In dem Fall, in dem der Cu (Kupfer) Anteil weniger als 2% beträgt, ist die Streckgrenze bei einer hohen Temperatur in der Nähe von 350°C nicht ausreichend und die Ermüdungsfestigkeit ist ebenfalls gering. Wenn der Anteil mehr als 3,5% beträgt, bilden die letzten Erstarrungsbereiche, in denen die Cu-Verbindung (Kupfer) kristallisiert, Punkte, Poren werden durch die Verfestigungsschrumpfung an diesen Orten erzeugt und die Ermüdungsfestigkeit nimmt ab. Der bevorzugte Bereich liegt im Bereich von 2,5–3,25%. In diesem Bereich werden die Stabilisierung und die besseren Ermüdungseigenschaften erreicht.
  • Si (Silizium): 10–21 Masse%
  • In dem Fall, in dem der Si (Silizium) Anteil weniger als 10% beträgt, besteht die Befürchtung, dass eine übereutektische Erstarrung nicht realisiert werden kann, selbst wenn P (Phosphor) zugesetzt wird, und eine untereutektische Erstarrung auftritt. In dem Fall, in dem eine untereutektische Erstarrung auftritt, bilden die endgültigen Erstarrungsbereiche Punkte, so dass die Neigung zur Porenbildung hoch ist, da die Basis α-Al-Phase ein Gas abgibt, das die Ursache für die massive Porenbildung bei der Erstarrung ist. Andererseits besteht in dem Fall, in dem der Si (Silizium) Anteil 21% übersteigt, die Befürchtung, dass ein grober Primär Si (Silizium) Kristall in großer Menge erzeugt wird, wodurch die Duktilität bei geringer Temperatur und die Belastbarkeit beträchtlich verringert werden. Ferner besteht die Befürchtung, dass die Bearbeitbarkeit signifikant verschlechtert wird.
  • Je höher die Si (Silizium) Menge ist, desto mehr ist die Ermüdungsfestigkeit bei hoher Temperatur in der Nähe von 350°C ausgeprägt. Der bevorzugte Bereich liegt im Bereich von 11–17%. Da in diesem Bereich eine übereutektische Verfestigung stabil erhalten wird, sind die Größe des Primärkristalls und die Menge ebenso moderat, so dass eine höhere Ermüdungseigenschaft und eine moderate Bearbeitbarkeit erreicht werden.
  • Fe (Eisen): 0,1–0,7 Masse%
  • Aufgrund des Fe (Eisen) Anteils wird eine Fe (Eisen) Verbindung als Kristallisationsphase erzeugt. Die Streckgrenze bei einer hohen Temperatur wird durch die Dispersionsverfestigung dieser Kristallisationsphase verbessert. In dem Fall, indem der Fe (Eisen) Anteil weniger als 0,1% beträgt, ist die Menge der Kristallisationsphase gering und die Erhöhung der Streckgrenze bei hoher Temperatur ist nicht ausreichend. In dem Fall, in dem der Fe (Eisen) Anteil 0,7% übertrifft, besteht die Neigung zur Bildung einer groben Fe (Eisen) Verbindung, und es besteht die Befürchtung, dass die Ermüdungseigenschaften durch die Spannungskonzentration eingeschränkt sind. Es ist festzuhalten, dass sich der Ausdruck Fe (Eisen) Verbindung auf einen generischen Ausdruck für Verbindungen, die Fe (Eisen) enthalten, bezieht.
  • Ni (Nickel): 1–3 Masse%
  • Ähnlich zu Fe (Eisen) kristallisiert Ni (Nickel) ebenfalls die Verbindung und trägt zur Verbesserung der Streckgrenze bei einer hohen Temperatur aufgrund einer Dispersionsverfestigung bei. In dem Fall, in dem der Ni (Nickel) Anteil geringer als 1% ist, ist die Kristallisation der Ni (Nickel) Verbindung gering und die Verbesserung der Streckgrenze bei einer hohen Temperatur nicht ausreichend. Es besteht die Befürchtung, dass eine grobe Ni (Nickel) Verbindung kristallisiert und die Ermüdungseigenschaften durch das Auftreten der Spannungskonzentration verringert werden, wenn der Ni (Nickel) Anteil 3% übersteigt.
  • P (Phosphor): 0,001–0,02 Masse%
  • Die stabilisierte übereutektische Verfestigung wird durch Zugabe von P (Phosphor) erreicht und das Auftreten der Poren verhindert. Ferner wird der Primär Si (Silizium) Kristall fein und Duktilität und Belastbarkeit werden sichergestellt. In dem Fall, in dem der P (Phosphor) Anteil 0,02 Masse% übertrifft, wird die Fluidität schlechter und Gussfehler, wie z. B. ein Fehlguss und ähnliches neigen dazu, aufzutreten.
  • Gemäß dem zweiten Aspekt der vorliegenden Erfindung ist ein Verfahren zum Herstellen eines Kolbens, der aus einer Aluminiumgusslegierung gefertigt ist, durch die Merkmale von Anspruch 7 gekennzeichnet.
  • Gemäß diesem Herstellungsverfahren kann der oben beschriebene Kolben mit herausragenden thermomechanischen Ermüdungswiderstandseigenschaften einfach hergestellt werden. Nachdem der oben beschriebene Gussschritt durchgeführt worden ist, kann der Kolben somit in einem Gusszustand sein, ohne dass eine spezielle Wärmebehandlung durchgeführt wird. Ferner können, wie es später beschrieben wird, verschiedene Wärmebehandlungen zusätzlich ausgeführt werden, nachdem der Gussschritt durchgeführt worden ist.
  • Es ist festzuhalten, dass der Grund dafür, warum die jeweiligen Legierungselemente für die oben beschriebene Aluminiumgusslegierung auf bestimmte Werte begrenzt sind, der gleiche wie bei der oben angegebenen Begründung ist.
  • Gemäß dem dritten Aspekt der vorliegenden Erfindung ist ein aus einer Aluminiumgusslegierung gefertigter Kolben durch die Merkmale von Anspruch 2 gekennzeichnet.
  • Eine Aluminiumgusslegierung, die diesen Kolben bildet, ist derart festgelegt, dass der Mg (Magnesium) Anteil hoch im Vergleich zu dem Metall gemäß dem oben beschriebenen ersten Aspekt der vorliegenden Erfindung ist, und es wurde ein Mg (Magnesium) Anteil im Bereich von 0,2–2 Masse% festgelegt. Damit geht einher, beispielsweise im Herstellungsschritt, dass die Vickershärte vor dem Beginn der Verwendung nach dem Einsetzen des Kolbens in einen Verbrennungsmotor in dem Bereich von HV 70 bis 100 durch das Vorsehen einer Glühbehandlung eingestellt ist.
  • Aufgrund dessen kann wie bei dem oben beschriebenen Kolben der thermomechanische Ermüdungswiderstand verbessert werden und die Dauerhaftigkeit des gesamten Kolbens im Vergleich zu den herkömmlichen Kolben verbessert werden.
  • Wie oben beschrieben, wird der Mg (Magnesium) Anteil bis auf das Niveau von 0,2–2 Masse% erhöht. Mg (Magnesium) ruft die Erzeugung eines Niederschlags auf Mg2Si-Basis hervor, wodurch die Streckgrenze bei einer geringen Temperatur von 200°C oder weniger durch die Ausscheidungsverfestigung verbessert werden kann. Wenn der Mg (Magnesium) Anteil erhöht wird, wird Mg2Si als kristallisierte Phase im Schritt des Erstarren erzeugt. Wenn der Mg (Magnesium) Anteil mehr als 2 Masse% beträgt, wird die Menge der kristallisierten Phase zu groß und sie wird vergröbert, wodurch die Belastbarkeit der Legierung geringer wird. In dem Fall, in dem der Mg (Magnesium) Anteil weniger als 0,2 Masse% beträgt, ist andererseits die Menge der Legierung gering und die Ermüdungsfestigkeit bei der Temperatur von 200°C für das Material ist nicht ausreichend.
  • Ferner wurde wie oben beschrieben, die Härte des Kolbens auf den Bereich von HV 70 bis 100, als Vickershärte ausgedrückt, ausgelegt. Aufgrund dessen kann ein herausragender thermomechanischer Ermüdungswiderstand erreicht werden, selbst wenn der Mg (Magnesium) Anteil hoch ist.
  • In dem Fall, in dem die oben beschriebene Vickershärte mehr als HV 100 beträgt, wird keine große Verbesserungswirkung hinsichtlich des thermomechanischen Ermüdungswiderstands erreicht. Ferner ist es schwierig, die Härte der oben beschriebenen Aluminiumgusslegierung auf einen Wert unter HV 70 einzustellen, was die untere Grenze innerhalb des Bereichs der oben beschriebenen Zusammensetzung ist. Es ist festzuhalten, dass in dem Fall, in dem sie geringer als HV 80 ist, die Befürchtung besteht, dass die Ermüdungsfestigkeit unter der Umgebung, in der die Temperatur 200°C oder weniger ist, nicht ausreichend ist. Ferner wird in dem Fall, in dem sie gleich oder geringer als HV 95 ist, die Verbesserungswirkung des thermomechanischen Ermüdungswiderstands deutlicher. Daher wird es bevorzugt, dass die Härte des oben beschriebenen Kolbens im Bereich von HV 80 bis 95, ausgedrückt als Vickershärte, liegt.
  • Es ist festzuhalten, dass die in der vorliegenden Beschreibung angegebene Vickershärte einen Durchschnittswert der gesamten Struktur bezeichnet, die aus einer verhältnismäßig großen Einkerbung ermittelt wurde, so dass keine Variation aufgrund der Struktur auftritt, wobei der Wert unter folgenden Bedingungen als Referenz ermittelt wurde: Last 10 kg und Eindruckdauer: 30 Sekunden.
  • Gemäß dem vierten Aspekt der vorliegenden Erfindung ist ein Verfahren zum Herstellen eines aus einer Aluminiumgusslegierung gefertigten Kolbens durch die Merkmale von Anspruch 10 gekennzeichnet.
  • Gemäß dem Herstellungsverfahren kann der oben beschriebene Kolben, der die oben beschriebenen herausragenden Eigenschaften im Hinblick auf den thermomechanischen Ermüdungswiderstand aufweist, einfach hergestellt werden.
  • Es ist festzuhalten, dass der Grund dafür, warum die jeweiligen Legierungselemente der oben beschriebenen Aluminiumgusslegierung auf bestimmte Werte begrenzt sind, den vorher beschriebenen Gründen entspricht.
  • Bevorzugte Ausführungsformen sind durch die abhängigen Ansprüche gekennzeichnet.
  • Kurze Beschreibung der Zeichnungen
  • Die Erfindung und viele der damit erreichten Vorteile werden aus der folgenden detaillierten Beschreibung unter Verweis auf die beigefügten Zeichnungen vollständiger deutlich, insbesondere wenn die Beschreibung zusammen mit den beigefügten Zeichnungen gelesen wird, in denen:
  • 1(a) eine Draufsicht ist, die die Gestalt und die Größe des thermomechanischen Ermüdungsteststücks von Beispiel 1 der vorliegenden Erfindung zeigt, und 1(b) eine Seitenansicht ist, die die Gestalt und die Größe des Teststücks für den thermomechanischen Ermüdungstest für Beispiel 1 der vorliegenden Erfindung zeigt;
  • 2(a) eine Seitenansicht ist, die die Gestalt und Größe eines Halters für Beispiel 1 der vorliegenden Erfindung zeigt, 2(b) eine Seitenansicht ist, die die Gestalt und die Größe eines Halters in Beispiel 1 der vorliegenden Erfindung zeigt, und 2(c) eine vergrößerte Darstellung des Teils einer Klinge eines Halters in Beispiel 1 der vorliegenden Erfindung ist;
  • 3(a) eine Draufsicht ist, die einen eingespannten Zustand des Teststücks für den thermomechanischen Ermüdungstest und des Halters in Beispiel 1 der vorliegenden Erfindung zeigt, und 3(b) eine Seitenansicht ist, die den eingespannten Zustand des Teststücks für den thermomechanischen Ermüdungstest und des Halters in Beispiel 1 der vorliegenden Erfindung zeigt;
  • 4 eine perspektivische, teilweise ausgeschnittene Ansicht eines Kolbens in Beispiel 1 der vorliegenden Erfindung ist;
  • 5 ein Photo ist, das eine Zeichnung ersetzt, und die Makrostruktur von Beispiel A1 in Beispiel 2 der vorliegenden Erfindung zeigt;
  • 6 ein Photo ist, das eine Zeichnung ersetzt, und die Makrostruktur von Beispiel A2 in Beispiel 2 der vorliegenden Erfindung zeigt;
  • 7 ein Photo ist, das eine Zeichnung ersetzt, und die Makrostruktur des Vergleichsbeispiel A3 in Beispiel 2 der vorliegenden Erfindung zeigt;
  • 8 ein Photo ist, das eine Zeichnung ersetzt, und die Makrostruktur des Vergleichsbeispiel A4 in Beispiel 2 der vorliegenden Erfindung zeigt;
  • 9 ein Photo ist, das eine Zeichnung ersetzt, und die Mikrostruktur von Beispiel X31 in Beispiel 3 der vorliegenden Erfindung zeigt;
  • 10 ei Photo ist, das eine Zeichnung ersetzt, und die Mikrostruktur von Vergleichsbeispiel B2 in Beispiel 3 der vorliegenden Erfindung zeigt;
  • 11 ein Photo ist, das eine Zeichnung ersetzt, und die Mikrostruktur von Vergleichsbeispiel B3 in Beispiel 3 der vorliegenden Erfindung zeigt;
  • 12 ein Photo ist, das eine Zeichnung ersetzt, und die Makrostruktur von Beispiel C1 in Beispiel 4 der vorliegenden Erfindung zeigt;
  • 13 ein Photo ist, das eine Zeichnung ersetzt, und die Makrostruktur von Beispiel C2 in Beispiel 4 der vorliegenden Erfindung zeigt;
  • 14 ein Photo ist, das eine Zeichnung ersetzt, und die Makrostruktur von Vergleichsbeispiel C3 in Beispiel 4 der vorliegenden Erfindung zeigt; und
  • 15 ein Photo ist, das eine Zeichnung ersetzt, und die Makrostruktur von Beispiel C4 in Beispiel 4 der vorliegenden Erfindung zeigt.
  • Beschreibung der bevorzugten Ausführungsformen
  • Bei dem oben beschriebenen ersten und zweiten Aspekt der vorliegenden Erfindung wird es bevorzugt, dass die oben beschriebene Aluminiumgusslegierung weiter Zr (Zirkonium): 0,02–0,3 Masse% enthält.
  • Die Streckgrenze bei einer hohen Temperatur nimmt zu und die Ermüdungsfestigkeit bei einer hohen Temperatur wird weiter durch die Zugabe von Zr (Zirkonium) verbessert. Ferner kann die zusätzliche Wirkung, dass die Ermüdungsfestigkeit bei hoher Temperatur verbessert wird, erreicht werden, ohne den thermomechanischen Ermüdungswiderstand zu beeinträchtigen, indem Zr (Zirkonium) zugegeben wird. Ferner werden durch die Zugabe von Zr (Zirkonium) das Kristallkorn fein und die stabilisierten Ermüdungseigenschaften dauerhaft erreicht. In dem Fall, in dem der Zr (Zirkonium) Anteil weniger als 0,02% beträgt, ist die Verbesserung der Streckfestigkeit bei hoher Temperatur nicht ausreichend. In dem Fall, in dem der Zr (Zirkonium) Anteil mehr als 0,3% beträgt, ist die gleichmäßige Lösung schwierig und es besteht die Befürchtung, dass die Zr (Zirkonium) Verbindung, die nicht gelöst ist, ein Einschluss wird und die Ermüdungsfestigkeit abnimmt.
  • Ferner ist es bei einem Kolben des oben beschriebenen ersten und zweiten Aspekts der vorliegenden Erfindung bevorzugt, dass die oben beschriebene Aluminiumgusslegierung weiter Mn (Mangan): 0,2–0,7 Masse% enthält.
  • Ähnlich zu Fe (Eisen) bewirkt Mn (Mangan) ebenso die Kristallisation der Verbindung und trägt zur Verbesserung der Streckgrenze bei hoher Temperatur aufgrund der Dispersionsverfestigung bei. Da ferner auch die Wirkung besteht, dass eine feste Lösung in dem Basisaluminium erreicht wird, wird die Streckgrenze bei hoher Temperatur durch Festlösungsverfestigung verbessert und es wird bevorzugt, das Mn (Mangan) zu einem Anteil an 0,2 Masse% oder mehr enthalten ist. In dem Fall, in dem der Mn (Mangan) Anteil 0,7% übertrifft, besteht die Neigung zur Erzeugung einer groben Mn (Mangan) Verbindung, so dass die Befürchtung vorhanden ist, dass die Ermüdungseigenschaften aufgrund des Auftretens der Spannungskonzentration verschlechtert werden. Es ist festzuhalten, dass der Ausdruck Mn (Mangan) Verbindung sich auf einen generischen Ausdruck für Verbindungen bezieht, die Mn (Mangan) enthalten. Mn (Mangan) ist auch in Fe (Eisen) Verbindungen enthalten. Beispielsweise gehört eine A1-Si-Fe-Mn Verbindung sowohl zu einer Fe (Eisen) Verbindung als auch zu einer Mn (Mangan) Verbindung, da sie Fe (Eisen) und Mn (Mangan) enthält. Es wird auch im Hinblick auf eine verbesserte Streckgrenze bei einer hohen Temperatur bevorzugt, dass Fe (Eisen) mit einem Anteil von 0,2 Masse% oder mehr enthalten ist.
  • Ferner ist es für einen Kolben des oben beschriebenen ersten Aspekts der Erfindung bevorzugt, dass die Vickershärte des Kolbens vor der Verwendung im Bereich von HV 70 bis 100 liegt. Aufgrund dessen kann der thermomechanische Ermüdungswiderstand weiter verbessert werden. In dem Fall, in dem die oben erwähnte Vickershärte über HV 100 liegt, wird keine deutliche Wirkung der Verbesserung des thermomechanischen Ermüdungswiderstands erhalten. Ferner ist es in dem Fall, in dem die Härte der oben erwähnte Aluminiumgusslegierung innerhalb des Bereichs der oben beschriebenen Zusammensetzung liegt, schwierig, ihre Härte auf weniger als HV 70 einzustellen, was den unteren Grenzwert bildet. Es ist festzuhalten, dass in dem Fall, in dem sie niedriger als HV 80 ist, die Befürchtung besteht, dass die Ermüdungsfestigkeit unter dem Umgebungseinfluss bei einer niedrigeren Temperatur als 200°C nicht ausreichend ist. In dem Fall, in dem die Härte ferner gleich HV 95 oder niedriger ist, wird die Wirkung der Verbesserung des thermomechanischen Ermüdungswiderstands offensichtlich. Daher ist es weiter bevorzugt, dass die Härte des oben beschriebenen Kolbens im Bereich von HV 80 bis 95, ausgedrückt als Vickershärte, liegt. Der Grund, warum bei einer geringeren Härte eine höhere Verbesserung des thermomechanischen Ermüdungswiderstands erreicht werden kann, wie es oben beschrieben wurde, geht auf die Wirkung zurück, dass die Stabilisierung der Struktur, wie oben beschrieben, verbessert wird.
  • Ferner ist es bei dem oben beschriebenen ersten Aspekt der vorliegenden Erfindung bevorzugt, dass die Größe von nichtmetallischen Einschlüssen, die innerhalb des oben beschriebenen Kolbens vorhanden sind, geringer als 100 μm ist. In dem Fall, in dem die Größe eines entsprechenden Einschlusses gleich oder größer als 100 μm ist, besteht ein Problem dahingehend, dass die Ermüdungsfestigkeit und die thermomechanische Ermüdungslebensdauer beträchtlich verringert werden. Ferner ist es im Hinblick auf die Größe des oben erwähnten Einschlusses bevorzugt, dass sie gleich oder geringer als 50 μm ist. Dabei wird im Hinblick auf die Größe des oben erwähnten Einschlusses auf eine repräsentative Größe der größten Fläche unter den oben beschriebenen Einschlüssen Bezug genommen, die dann zu beobachten sind, wenn die Metallstruktur des Kolbens beobachtet wird. Als beispielhaftes Verfahren zum Ermitteln der Größe gibt es ein Verfahren, bei dem man z. B. die Quadratwurzel der Fläche einsetzt und ähnliches.
  • Es ist festzuhalten, dass das als die oben beschriebenen Einschlüsse beispielsweise Oxide, Sulfide, Nitride, Karbide, Silikate und ähnliches gibt, deren Hauptkomponente Al (Aluminium) ist.
  • Ferner ist es bei dem oben erwähnten zweiten Aspekt der Erfindung bevorzugt, dass der beschriebene Kolben, nachdem er durch den oben beschriebenen Gussschritt geformt worden ist, gehalten wird, dass er auf Raumtemperatur abkühlt. Insbesondere wird es bevorzugt, dass nach dem Gießen des beschriebenen Kolbens der Kolben in einem Zustand direkt nach dem Gießen verwendet wird, indem der Kolben zur Abkühlung gehalten wird, ohne dass eine Wärmebehandlung durchgeführt wird. In diesem Fall können nicht nur die Herstellungsschritte rationalisiert werden, sondern auch die Stabilität der Struktur verbessert werden, da die ausgefällte Verbindung, die bei hoher Temperatur stabil ist, während des Abkühlvorgangs nach dem Gießen erzeugt wird, und ferner ein neuer Vorteil erreicht wird, dass die thermomechanischen Ermüdungseigenschaften hervorragend werden. Ferner besteht eine Wirkung, dass der Kolben im Hinblick auf den Wärmewiderstand hervorragend wird und die Ermüdungsfestigkeit bei hoher Temperatur hoch wird.
  • Ferner ist es bei dem oben beschriebenen zweiten Aspekt der vorliegenden Erfindung ebenfalls bevorzugt, dass vor oder nach dem oben beschriebenen Stanzschritt, nachdem der Kol ben durch den oben beschriebenen Gussschritt gebildet worden ist, einen Glühbehandlungsschritt, bei dem der Kolben bei einer Temperatur von 250–400°C während 0,5–24 Stunden gehalten wird, durchgeführt wird, so dass die Vickershärte des jeweiligen Kolbens vor der Verwendung im Bereich von HV 70 bis 100 liegt.
  • Der oben beschriebene Glühschritt kann in jedem Zustand bis zu dem Schritt, in dem der beschriebene Kolben in einem Motor montiert wird und verwendet wird, durchgeführt werden, oder, wie oben beschrieben, das Glühen kann entweder vor oder nach dem Stanzschritt durchgeführt werden. Es wird jedoch bevorzugt, dass der erwähnte Glühschritt vor dem erwähnten Stanzschritt ausgeführt wird. Aufgrund dessen kann selbst in dem Fall, in dem während des thermischen Einflusses während des Glühens eine Deformation erzeugt wird, die Genauigkeit und Maßhaltigkeit im nachfolgenden Stanzschritt verbessert werden.
  • In dem Fall, in dem die Temperatur des oben beschriebenen Glühvorgangs geringer als 250°C ist und die Verweilzeit geringer als 0,5 Stunden ist, kann die Härte des Kolbens nicht ausreichend erweicht werden, so dass es daher schwierig ist, die Vickershärte auf einen Wert von HV 100 oder weniger einzustellen. Andererseits besteht in dem Fall, in dem die Glühtemperatur 400°C übersteigt, ein Problem, dass durch die wieder auftretende feste Lösung von Cu (Kupfer) und Mg (Magnesium) die Ausscheidungshärtung dann auftritt, wenn ein Kühlen nach dem Glühen und während der nachfolgenden Verweilzeit bei Raumtemperatur auftritt und die Härte somit hoch wird. In dem Fall, in dem die Verweilzeit mehr als 24 Stunden beträgt, besteht ferner ein Problem, dass die Wärmebehandlungskosten höher werden.
  • Es ist festzuhalten, dass das Kühlen nach der oben beschriebenen Glühbehandlung entweder durch Verweilen zum Abkühlen oder durch Wasserkühlung durchgeführt werden kann.
  • Bei dem oben beschriebenen zweiten Aspekt der vorliegenden Erfindung ist es ferner bevorzugt, dass nach dem Durchführten des Gussschritts ein Schritt des Lösungsglühens durchgeführt wird, bei dem der Kolben bei der Temperatur von 450°C bis 510°C während 1 bis 12 Stunden gehalten wird und dann ein Abschreckschritt für das rasche Abkühlen des oben beschriebenen Kolbens vorgesehen wird und nachfolgend der oben beschriebene Glühvorgangsschritt durchgeführt wird.
  • Da in diesem Fall der Eckabschnitt der kristallisierten Phase abgerundet ist, ist die Spannungskonzentration verringert und ferner wird eine stabile Niederschlagsverbindung bei einer hohen Temperatur erzeugt, und es wird eine Wirkung wird erreicht, dass die Vergröberung der Niederschlagsverbindung bei der Verwendung und das Verringern der Belastbarkeit verhindert werden können.
  • Es ist festzuhalten, dass der oben beschriebene Schritt des Abschreckens eine Wärmebehandlungsschritt ist, eine rasche Abkühlung von einer hohen Temperatur durchgeführt wird, um die übersaturierte feste Lösung zu erhalten, und dass er beispielsweise durch das Abschrecken in warmem Wasser oder gekühltem Wasser durchgeführt werden kann.
  • In dem Fall, in dem die Temperatur bei dem Lösungsglühen geringer als 450°C ist, besteht ein Problem dahingehend, dass die Eckbereiche der kristallisierten Phase nicht ausreichend abgerundet werden und die feste Lösung der Elemente, die die Niederschlagsverbindung bilden, nicht ausreichend ist. Andererseits besteht in dem Fall, in dem die Temperatur beim Lösungsglühen über 510°C liegt, eine Befürchtung, dass die Verbindung, die Cu (Kupfer) enthält, teilweise schmilzt und, wenn sie wieder erstarrt, Defekte, wie z. B. Poren oder ähnliches, erzeugt werden.
  • In dem Fall, in dem die Verweilzeit unter der oben beschriebenen Temperatur beim Lösungsglühen geringer als eine Stunde ist, besteht ferner ein Problem ähnlich dem Fall, in dem die Temperatur beim Lösungsglühen geringer als 450°C ist, wohingegen in dem Fall, in dem die Behandlungszeit mehr als 12 Stunden beträgt, die Behandlungskosten ansteigen und die Produktionseffizienz schlecht wird.
  • Bei dem oben beschriebenen zweiten Aspekt der vorliegenden Erfindung wird es ferner bevorzugt, dass, nachdem der oben beschriebene Abschreckschritt durchgeführt worden ist, ein Vergütungsschritt durchgeführt wird, bei dem der beschriebene Kolben bei einer Temperatur von 180–280°C während 1–12 Stunden gehalten wird, und nachfolgend der Glühbehandlungsschritt durchgeführt wird. In diesem Fall wird die Niederschlagsverbindung gleichmäßiger verteilt und ein stabiler herausragender thermomechanischer Ermüdungswiderstand erhalten.
  • Andererseits besteht in dem Fall, in dem die oben erwähnte Vergütungstemperatur geringer als 180°C ist, ein Problem dahingehend, dass die Menge des Niederschlags bei der Vergütung nicht ausreichend ist, wohingegen in dem Fall, in dem die oben beschriebene Vergütungstemperatur über 280°C liegt, ein Problem auftritt, dass die Verteilung der Niederschlagsverbindung, die durch die Glühbehandlung vergröbert worden ist, auch heterogen ist, da der Niederschlag beim Vergüten nicht gleichmäßig erzeugt wird.
  • In dem Fall, in dem die Verweilzeit bei der oben beschriebenen Vergütungstemperatur geringer als 1 Stunde ist, besteht ein Problem, dass die Niederschlagsmenge beim Vergüten nicht ausreichend ist, wohingegen in dem Fall, in dem die Verweilzeit bei der oben beschriebnen Vergütungstemperatur mehr als 12 Stunden beträgt, ein Problem besteht, dass die Wirkung sich nicht deutlich ändert, selbst wenn eine weitere Erwärmung durchgeführt wird, und dass die Kosten höher werden.
  • Es ist festzuhalten, dass der Ausdruck ”Vergütungsschritt”, der in der vorliegenden Beschreibung verwendet wird, sich auf einen Wärmebehandlungsschritt bezieht, der die Härte erhöht, wohingegen der Ausdruck ”Glühbehandlungsschritt” sich auf einen Wärmebehandlungsschritt bezieht, der die Härte verringert.
  • Es ist festzuhalten, dass als Gussverfahren für den oben beschriebenen Kolben ein Standgussverfahren bei geringen Kosten verwendet werden kann. Er kann jedoch auch durch ein Hochdruckgussverfahren, Druckguss oder ähnliches hergestellt werden.
  • Ferner ist es auch bei dem oben beschriebenen dritten und vierten Aspekt der vorliegenden Erfindung aus ähnlichen Gründen, die oben beschrieben wurden, bevorzugt, dass die erwähnte Aluminiumgusslegierung ferner Zr (Zirkonium): 0,02–0,3 Masse% enthält.
  • Ferner ist es auch bei dem erwähnten dritten und vierten Aspekt der vorliegenden Erfindung aus ähnlichen Gründen, wie sie bereits beschrieben wurden, bevorzugt, das Mn (Mangan): 0,2–0,7 Masse% enthalten ist. Ferner ist es bevorzugt, dass der Fe (Eisen) Anteil 0,2 Masse% oder mehr beträgt.
  • Ferner ist es auch bei dem oben erwähnten dritten Aspekt der vorliegenden Erfindung aus Gründen ähnlich den oben beschriebenen bevorzugt, dass die Größe von einem nichtmetallischen Einschluss, der innerhalb des oben beschriebenen Kolbens vorhanden ist, geringer als 100 μm ist.
  • Bei dem oben beschriebenen vierten Aspekt der vorliegenden Erfindung wird ferner, wie oben beschrieben, nachdem der Kolben durch den oben erwähnten Gussschritt geformt worden ist, ein Schritt einer Glühbehandlung, bei dem die Temperatur von 250–400°C für 0,5–24 Stunden gehalten wird, vor oder nach dem oben erwähnte Stanzschritt durchgeführt, so dass die Vickershärte vor der Verwendung des entsprechenden Kolbens im Bereich von HV 70 bis 100 liegt.
  • Der oben beschriebene Glühschritt kann in diesem Fall auch in jedem Schritt bis zu dem Schritt, in dem der Kolben in einem Motor montiert wird, wie oben beschrieben durchgeführt werden, und kann vor oder nach dem Stanzschritt durchgeführt werden. Es wird jedoch bevorzugt, dass der erwähnte Glühschritt vor dem Stanzschritt ausgeführt wird, um die Genauigkeit und Maßhaltigkeit zu erhöhen.
  • In dem Fall, in dem die erwähnte Glühtemperatur niedriger als 250°C ist und die Verweilzeit weniger als 0,5 Stunden beträgt, kann die Härte des Kolbens nicht ausreichend erweicht werden, und es ist schwierig, dass die Vickershärte auf einen Wert von HV 100 oder weniger eingestellt wird. Andererseits besteht in dem Fall, in dem die Glühtemperatur mehr als 400°C beträgt, ein Problem, dass durch die feste Lösung von Cu (Kupfer) und Mg (Magnesium), die wieder auftritt, eine Ausscheidungshärtung erzeugt wird, wenn der Kühlvorgang nach dem Kühlen durchgeführt wird und während des nachfolgenden Verweilens bei Raumtemperatur, und dass die Härte hoch wird. In dem Fall, in dem die Verweilszeit mehr als 24 Stunden beträgt, besteht ferner ein Problem, dass die Wärmebehandlungskosten höher werden.
  • Es ist festzuhalten, dass das Kühlen nach dem oben beschriebenen Glühen entweder durch Halten zum Abkühlen oder durch Wasserkühlung durchgeführt werden kann.
  • Ferner wird es bei dem oben beschriebenen vierten Aspekt der vorliegenden Erfindung auch bevorzugt, dass der Schritt des Lösungsglühens, nachdem der oben beschriebene Gussschritt durchgeführt worden ist, bei einer Temperatur von 450–510°C während 1–12 Stunden durchgeführt wird und dann der Schritt des Abschreckens zum raschen Abkühlen des oben beschriebenen Kolbens vorgesehen wird und nachfolgend der oben beschriebene Glühschritt durchgeführt wird.
  • Da die Eckbereiche der kristallisierten Phase abgerundet werden, wird in diesem Fall die Spannungskonzentration verringert und auch eine stabile Niederschlagsverbindung bei einer hohen Temperatur erzeugt, und eine Wirkung erhalten, dass die Vergröberung der Niederschlagsverbindung während der Verwendung und das damit einhergehende Verringern der Belastbarkeit unterdrückt werden können.
  • Es ist festzuhalten, dass der oben beschriebene Schritt des Abschreckens durch das Durchführen des Abschreckens in warmem Wasser oder in gekühltem Wasser ausgeführt werden kann.
  • In dem Fall, in dem die oben beschriebene Temperatur beim Lösungsglühen weniger als 450°C beträgt, tritt das Problem auf, dass die Eckbereich der kristallisierten Phase nicht ausreichend abgerundet werden und die feste Lösung der Elemente, die die Niederschlagsverbindung bilden, nicht ausreichend ist. Andererseits besteht in dem Fall, in dem die Temperatur beim Lösungsglühen mehr als 510°C beträgt, die Befürchtung, dass die Verbindung, die Cu (Kupfer) enthält, teilweise schmilzt und wieder erstarrt, wodurch Defekte, wie z. B. Poren und ähnliches, erzeugt werden.
  • In dem Fall, in dem die Verweilzeit bei der oben erwähnten Temperatur für das Lösungsglühen weniger als 1 Stunde beträgt, tritt ein Problem ähnlich zu dem Fall auf, in dem die Temperatur für das erwähnte Lösungsglühen niedriger als 450°C ist, wohingegen in dem Fall, in dem die Behandlungszeit mehr als 12 Stunden beträgt, die Wärmebehandlungskosten hoch werden und die Produktionseffizienz ebenfalls absinkt.
  • Bei dem oben beschriebenen vierten Aspekt der vorliegenden Erfindung ist es ferner bevorzugt, dass ein Vergütungsschritt, bei dem der erwähnte Kolben bei einer Temperatur von 180–280°C während 1–12 Stunden gehalten wird, vorgesehen wird und nachfolgend der Schritt des Glühens durchgeführt wird, nachdem der oben erwähnte Abschreckschritt ausgeführt ist.
  • In diesem Fall wird die Niederschlagsverbindung gleichmäßiger verteilt und ein stabiler und hervorragender thermomechanischer Ermüdungswiderstand erreicht.
  • Andererseits besteht in dem Fall, in dem die beschriebene Vergütungstemperatur geringer als 180°C ist, ein Problem, dass die Niederschlagsmenge nicht ausreichend ist, wenn die Vergütung durchgeführt wird, wohingegen in dem Fall, in dem die erwähnte Vergütungstemperatur über 280°C liegt, ein Problem auftritt, dass die Verteilung der Niederschlagsverbindung, die durch das Glühen vergröbert worden ist, ebenfalls heterogen ist, da der Niederschlag während des Vergütens nicht gleichmäßig erzeugt wird.
  • In dem Fall, in dem die Verweilzeit bei der oben beschriebenen Vergütungstemperatur weniger als eine Stunde beträgt, besteht ferner ein Problem, dass die Niederschlagsmenge bei der Vergütung nicht ausreichend ist, wohingegen in dem Fall, in dem die Verweilzeit bei der oben beschriebenen Vergütungstemperatur mehr als 12 Stunden beträgt, ein Problem auftritt, selbst wenn die Erwärmung weiter durchgeführt wird, dass sich die Wirkung nicht merklich verändert und die Kosten ansteigen.
  • Es ist festzuhalten, dass als Gussverfahren für den erwähnten Kolben des vierten Aspekts der vorliegenden Erfindung ein Standguss bei geringen Kosten verwendet werden kann. Er kann jedoch auch durch Hochdruckguss oder Druckguss oder ähnliches hergestellt werden.
  • Bei dem oben beschriebenen ersten bis vierten Aspekt der vorliegenden Erfindung wird es bevorzugt, dass folgendes im Hinblick auf die Zusammensetzung der Komponenten der erwähnten Gusslegierung weiter berücksichtigt wird.
  • Die Streckgrenze bei hoher Temperatur wird erhöht und die Ermüdungsfestigkeit bei hoher Temperatur wird durch die Zugabe von V (Vanadium) weiter verbessert. Ferner kann die zusätzliche Wirkung, das die Ermüdungsfestigkeit bei hoher Temperatur verbessert wird, erreicht werden, ohne den thermomechanischen Ermüdungswiderstand zu beeinträchtigen, indem V (Vanadium) zugesetzt wird. In dem Fall, in dem der V (Vanadium) Anteil weniger als 0,02% beträgt, ist die Verbesserung der Streckgrenze bei hoher Temperatur nicht ausreichend. In dem Fall, in dem der V (Vanadium) Anteil mehr als 0,3% beträgt, ist die gleichmäßige Auflösung schwierig und es besteht die Befürchtung, dass die V (Vanadium) Verbindung, die nicht gelöst worden ist, ein Einschluss wird und die Ermüdungsfestigkeit abnimmt.
  • Zusatz von Ca (Kalzium): 0,0005–0,003 Masse%
  • Beispielsweise in dem Fall, in dem Elemente, die das Kristallkorn verfeinern, wie z. B. Ti (Titan), Zr (Zirkonium), V (Vanadium) und ähnliches enthalten sind, wird das Kristallkorn weiter verfeinert, wenn eine Spur von Ca (Kalzium) zugesetzt wird, und eine weitere Homogenisierung der Struktur wird erreicht. In dem Fall, in dem die kristallkornverfeinernden Elemente, wie z. B. Ti (Titan) und ähnliches nicht enthalten sind, oder in dem Fall, in dem diese enthalten sind, wobei der Anteil jedoch nicht im oben beschriebenen Bereich der vorliegen den Erfindung liegt, wird, selbst wenn Ca (Kalzium) zugefügt wird, eine Verfeinerung des Kristallkorns nicht erreicht. Selbst in dem Fall, in dem sie im Komponentenbereich der vorliegenden Erfindung liegen, wird, wenn der Ca (Kalzium) Anteil geringer als 0,0005 Masse% ist, eine Verfeinerung des Kristallkorns nicht erreicht. Zusätzlich wird in dem Fall, in dem er über 0,003 Masse% liegt, die Dendritenstruktur deutlicher und die Struktur heterogen. Da die Neigung zu deutlicher Porenbildung besteht, wenn der Ca (Kalzium) Anteil zu hoch ist, ist es ferner bevorzugt, dass die obere Grenze für den Ca (Kalzium) Anteil bei 0,002 Masse% oder geringer liegt.
  • Zusatz von Cr (Chrom): 0,01–0,5 Masse%
  • Eine weitere Verfeinerung des Kristallkorns wird durch Zugeben einer Spur von Cr (Chrom) erreicht. Ähnlich zu dem Fall, in dem wie oben beschrieben Ca (Kalzium) zugefügt wird, tritt diese Wirkung nur auf, wenn die Legierung der vorliegenden Erfindung ausreichend Kristallkornverfeinerungselemente, wie z. B. Ti (Titan) und ähnliches enthält. In dem Fall, in dem der Cr (Chrom) Anteil niedriger als 0,01 Masse% ist, ist die Wirkung der Verfeinerung des Kristallkorns gering, und in dem Fall, in dem der Cr (Chrom) Anteil mehr als 0,5 Masse% beträgt, wird eine grobe Verbindung, die Cr (Chrom) enthält, erzeugt und die Duktilität der Legierung verschlechtert.
  • Einstellung von B (Bor): weniger als 0,01 Masse%
  • Wenn der B (Bor) Anteil erhöht wird, nimmt der Wärmewiderstand ab. Daher wird es bevorzugt, dass der B (Bor) Anteil derart eingestellt wird, dass er geringer als 0,01 Masse% ist.
  • Zusatz von Be (Beryllium): 0,01–0,5 Masse%
  • Be (Beryllium) weist die Wirkung auf, dass es die Gestalt von Fe (Eisen) Verbindungen verbessert und die Gießbarkeit verbessert. In dem Fall, in dem der Be (Beryllium) Anteil geringer als 0,01 Masse% ist, wird eine deutliche Verbesserung der Gießbarkeit nicht in ausreichendem Maße erreicht, und in dem Fall, in dem der Be (Beryllium) Anteil über 0,5 Masse% liegt, wird keine weitere Verbesserung der Wirkungen aufgrund des Zusatzes von Be (Beryllium) erhalten, so dass es unnötige Zusatzkosten sind.
  • Optimale Anteile von Ti (Titan), Zr (Zirkonium) und V (Vanadium)
  • In dem Fall, in dem sowohl Ti (Titan) als auch Zr (Zirkonium) als auch V (Vanadium) enthalten sind, wird es bevorzugt, dass die jeweiligen Anteile auf Ti (Titan): 0,15–03 Masse%, Zr (Zirkonium): 0,05–0,12 Masse% und V (Vanadium): 0,03–0,12 Masse% festgelegt werden. Aufgrund dessen wird das Kristallkorn ausreichend verfeinert und eine optimal homogenisierte Struktur erreicht. In dem Fall, in dem der Zr (Zirkonium) Anteil und der V (Vanadium) Anteil 0,12 Masse% übersteigen, besteht die Neigung, dass beim Schmelzen eine Verbindung mit Ti (Titan) einfach erzeugt wird, und es besteht die Befürchtung, dass die Verfeinerung des Kristallkorns nicht ausreichend ist und die Mikrostruktur durch Dendriten, die ausgerichtet sind, heterogen wird.
  • Bevorzugter Anteil von P (Phosphor)
  • In dem Fall, in dem der P (Phosphor) Anteil gering ist, erhält man eine untereutektische Struktur mit Dendriten, und es besteht die Gefahr, dass die Mikrostruktur heterogen wird. Daher wird es bevorzugt, dass der P (Phosphor) Anteil auf mehr als 0,005 Masse% eingestellt wird.
  • Beispiele
  • Beispiel 1
  • Im vorliegenden Beispiel wurden als Aluminiumgusslegierung, die für einen Kolben verwendet wird, wie es in Tabelle 1–4 angegeben ist, als Beispiel der vorliegenden Erfindung 21 Arten von Aluminiumgusslegierungen ”Mg freie Legierungen” (Mg (Magnesium) Anteil: weniger als 0,2 Masse%) Tabelle 1) und 5 Arten von Aluminiumgusslegierungen ”Mg enthaltende Legierungen” (Mg (Magnesium) Anteil: gleich oder mehr als 0,2 Masse%) (Tabelle 2) bereitgestellt. Ferner wurden als Vergleichsbeispiel 6 Arten von Aluminiumgusslegierungen, die einen Mg (Magnesium) Anteil enthalten (Tabelle 3) und drei Arten von Aluminiumgusslegie rungen, die eine Spur eines Mg (Magnesium) Anteils (Tabelle 4) enthalten, bereitgestellt. Dann wurden die Teststücke durch Anwendungen verschiedener Herstellungsverfahren bei den Beispielen und Vergleichsbeispielen jeweils hergerichtet und thermomechanische Ermüdungstests wurden für sie durchgeführt.
  • Zunächst wurden die jeweiligen Aluminiumlegierungen, die eine chemische Zusammensetzung aufweisen, wie sie in Tabellen 1–4 angegeben ist, geschmolzen. Die Temperatur der Metallschmelze ist auf 740–760°C festgelegt, und eine Vakuumentgasungsbehandlung mit einer Verweilzeit von 20 Minuten unter Vakuum wurde vorgesehen, nachdem eine Deoxidationsbehandlung durch Zugabe eines Flussmittels vorgesehen wurde. Nachfolgend wurde die beschriebene Metallschmelze in die Schiffform gefüllt, um JIS No. 4 Teststücke bei Raumtemperatur zu erhalten, auf die BN (Bornitrit) auf die Oberfläche beschichtet wurde. Die Fließtemperatur ist 700°C ± 20°C. Es ist festzuhalten, dass das Boot, das auf Raumtemperatur abgekühlt wurde, verwendet wurde, nachdem das Boot vorher durch einen Brenner erwärmt wurde und der Wasseranteil entfernt worden ist.
  • Als nächstes wurden, wie es in Tabellen 5–8 angegeben ist, die folgenden Wärmebehandlungen für die erhaltenen Gussmaterialien nach Bedarf durchgeführt.
  • T6 Behandlung
  • Nach dem Erwärmen bei 495°C für 3 Stunden wurde eine Lösungsbehandlung durchgeführt, die ein Abschrecken der Materialien in warmem Wasser bei 50°C vorsieht, und nachfolgend wurde die Vergütungsbehandlung bei 210°C für 3 Stunden durchgeführt.
  • T5 Behandlung
  • Nachdem die Materialien in die Metallformen gegossen worden sind und auf das Niveau von Raumtemperatur durch Stehenlassen abgekühlt worden sind, wurde die Vergütungsbehandlung bei 220°C für 6 Stunden ausgeführt.
  • F Behandlung
  • Nachdem die Materialien in Metallformen gegossen worden sind, wurden sie nur auf das Niveau von Raumtemperatur durch Stehenlassen abgekühlt.
  • Wasserkühlungs-T5 Behandlung
  • Unmittelbar nachdem die Materialien in Metallformen gegossen worden sind, wurden die Materialien in warmes Wasser bei 50°C von einer hohen Temperatur entsprechend 400°C oder mehr abgeschreckt, und dann wurde eine Vergütungsbehandlung bei 220°C während 6 Stunden durchgeführt.
  • T6 + S Behandlung
  • Nachdem die oben beschriebene T6-Behandlung durchgeführt worden ist, wurde eine Glühbehandlung bei 350°C für 2 Stunden durchgeführt.
  • T5 + S Behandlung
  • Nachdem die oben beschriebene T5-Behandlung durchgeführt worden ist, wurde die Glühbehandlung bei 350°C für 2 Stunden durchgeführt.
  • T6 + S4 Behandlung
  • Nachdem die oben beschriebene T6-Behandlung durchgeführt worden ist, wurde die Glühbehandlung bei 400°C für 2 Stunden durchgeführt.
  • TS Behandlung
  • Nachdem die Erwärmung bei 495°C für 3 Stunden durchgeführt worden ist, wurde ein Lösungsglühen, bei dem die Abschreckung in warmem Wasser bei 50°C durchgeführt wurde, vorgesehen, und nachfolgend wurde eine Glühbehandlung bei 350°C für 2 Stunden durchgeführt.
  • Als nächstes wurden die Teststücke für den thermomechanischen Ermüdungstest und die Probenelemente für die Härtemessung durch maschinelle Bearbeitung aus den Gussmaterialien, an denen die oben beschriebene Wärmebehandlung durchgeführt worden ist, bereitgestellt.
  • Der parallele Bereich des Teststücks für den thermomechanischen Ermüdungstest wies einen Durchmesser von 4 mm und eine Länge von 6 mm auf, und die maschinelle Bearbeitung wurde durchgeführt, indem die Position bei 14 mm Höhe vom Boden des Boots als Achsenzentrum festgelegt wurde.
  • Der thermomechanische Ermüdungstest wurde durch ein Verfahren durchgeführt, bei dem die Teststücke der Aluminiumlegierung an einem Halter, der aus einer Legierung mit geringer thermischer Expansion gefertigt ist, angebracht wurden und das Erwärmen und Kühlen wiederholt wurde (z. B. die thermomechanischen Ermüdungstestverfahren, die angegeben sind in (1) JP 1995-20031 , nicht geprüfte Patentveröffentlichung (Kokai), (2) JP 2003-035644 nicht geprüfte Patentveröffentlichung (Kokai) und (3) ”Proceedings of CAMP2002 an Hightemperature Fatigue”, Herausgeber: G. Biallas et al., S. 171–178).
  • Konkret wurde, wie es in 1–3 gezeigt ist, ein Teststück 1 für einen thermomechanischen Ermüdungstest in einer stabförmigen Gestalt mit einem zu untersuchenden Bereich (paralleler Bereich) 10 in einen zentralen Bereich, dessen Fläche kleiner als diejenige der beiden Endbereiche ist, hergerichtet. Ferner wurden zwei Halter 2, auf denen mehrere V-förmige Klingen 22 an festgelegten Endbereichen 21 vorgesehen worden sind, die auf beiden Seiten vorhanden sind, damit sie in Kontakt mit beiden Endbereichen 11 des oben beschriebenen Teststücks 1 für den thermomechanischen Ermüdungstest sind, vorgesehen. Die Halter werden aus einem Material mit geringer Expansion gebildet, dessen thermischer Expansionskoeffizient kleiner als derjenige des beschriebenen Teststücks 1 für den thermomechanischen Ermüdungstest ist, und bei dem kein spezieller Temperaturpunkt im Testbereich liegt, an dem eine rasche Änderung des thermischen Expansionskoeffizienten auftritt.
  • Dann wurden, wie es in 3 gezeigt ist, wenn das oben beschriebene Teststück 1 für den thermomechanischen Ermüdungstest derart eingespannt ist, dass das Teststück für den thermomechanischen Ermüdungstest mit den beschriebenen Halter 2 von beiden Seiten gehalten wird und dazwischenliegt, die erwähnten Klingen 22 des beschriebenen Halters 2 in beide Endbereiche 11 des beschriebenen thermomechanischen Ermüdungsteststücks 1 gedrückt und eingeführt. Damit einhergehend werden die beiden Endbereiche 11 des oben beschriebenen Teststücks 1 für den thermomechanischen Ermüdungstest und die erwähnten festen Endbereiche 21 der Halters 2 durch Verbindungsmittel 3 über ein elastisches Element 31 eingespannt, um ein Lösen der Verbindung zwischen den beiden Endbereichen 11 des Teststücks 1 für den thermomechanischen Ermüdungstest und den festen Endbereichen 21 der Halter 2 zu verhindern.
  • Ferner ist eine Dehnungsmesslehre 59 zur Messung der mechanischen Dehnung, die mit der Temperaturänderung erzeugt wird, in dem oben beschriebenen zu untersuchenden Bereich 10 des beschriebenen Teststücks 1 für den thermomechanischen Ermüdungstest nach Bedarf angebracht (nur dann, wenn eine Dehnungsmessung durchgeführt wird).
  • Dann wird der Heiz/Abkühlzyklus für die gesamte Anordnung aus dem beschriebenen Teststück 1 für den thermomechanischen Ermüdungstest und den beschriebenen Halter 2 durchgeführt, wobei die Einspannung so bleibt, wie sie ist, und ein erneutes Anziehen der oben beschriebenen Verbindungsmittel zum Abstellen der Verringerung der Verbindungskraft zwischen den beiden Endbereichen 11 des beschriebenen Teststücks 1 für den thermomechanischen Ermüdungstest und den festen Endbereich 21 der beschriebenen Halter 2 nach Bedarf durchgemhrt wird.
  • Dann wird die mechanische Spannung, die durch den thermischen Expansionsunterschied zwischen dem beschriebenen Teststück 1 für den thermomechanischen Ermüdungstest und dem beschriebenen Halter 2 besteht, lokal in den oben beschriebenen zu untersuchenden Bereich 10 des Teststücks 1 für den thermomechanischen Ermüdungstest konzentriert, wodurch man die thermomechanische Ermüdungslebensdauer aus der Anzahl der Zyklen des beschriebenen Erwärmungs-/Abkühlzyklus erhält, wenn das Teststück 1 für den thermomechanischen Ermüdungstest bricht. Ferner wird der gesamte Dehnungsbereich durch die beschriebene Dehnungsmesslehre ermittelt.
  • In dem vorliegenden Beispiel wurde der Testtemperaturbereich auf den Bereich von 50 bis 350°C festgelegt und die Wiederholungsrate auf 4 Minuten/Zyklus eingestellt.
  • Das Material des Halters war Incoloy 903 und die Abmessungen des Teststücks und des zu verwendenden Halters sind, wie es in 1 und 2 dargestellt ist, L0 = 48 mm, L1 = 46 mm, L2 = 32 mm, L3 = 22 mm und t = 6 mm.
  • Zunächst wurde der thermomechanische Ermüdungstest validiert und der gesamte Dehnungsbereich der Anfangszeit des Tests wurde durch ein Hochtemperaturdehnungsmessgerät gemessen, indem der thermomechanische Ermüdungstest unter Verwendung eines aus einer JIS-AC8A Legierung hergestellten Teststücks durchgeführt wurde, um die Testbedingungen klar zustellen. Folglich war die gesamte Dehnungsrate in der Anfangsdauer des Test etwa 0,65%. Ferner wurde bestätigt, dass der zentrale parallele Bereich des Teststücks bricht und es möglich ist, dass die thermomechanischen Ermüdungseigenschaften überprüft werden können.
  • Es ist festzuhalten, dass bei dem thermomechanischen Ermüdungstest unter Verwendung der Teststücke der oben beschriebenen jeweiligen Legierungen die Bolzen und Mutter bei 100, 500 und 1000 Zyklen und danach alle 1000 Zyklen erneut angezogen wurden, um zu verhindern, dass sich die Bolzen und Mutter zum Befestigen der Halter und des Teststücks lösen.
  • Die thermomechanische Ermüdungslebensdauer (Nf) wurde aus den Ergebnissen der Beobachtung von Rissen durch visuelle Überprüfung und aus der Änderung der Temperaturdifferenz zwischen dem oberen und dem unteren Bereich des Teststücks bestimmt (da die Temperaturverteilung sich ändert, wenn es bricht). Es ist festzuhalten, dass man bei dem vorliegenden Test meint, dass die Lebensdauer bis zum Auftreten von Makrorissen und die Bruchlebensdauer näherungsweise gleich sind und die Lebensdauer beim Auftreten von Makrorissen dargestellt wird, indem sie mit der thermomechanischen Ermüdungslebensdauer vereint wird, da der Riss sich rasch ausbreitet und zum Bruch führt, wenn ein Makroriss, der visuell erkannt werden kann, erzeugt ist.
  • Die Ergebnisse der Güteuntersuchung der Legierungen der Beispiele und der Vergleichsbeispiele sind in den Tabellen 5–8 gezeigt. In diesen Tabellen ist das Vorhandensein und das Nichtvorhandensein von Mg (Magnesium) wie in dem Fall angegeben, in dem der Mg (Magnesium) Anteil geringer als 0,2 Masse% ist (d. h. in dem Fall, in dem er geringer als 0,01 Masse% ist), wobei sie als ”kein Mg (Mg-frei)” klassifiziert werden. Ferner bezeichnen die Buchstaben HV die Vickershärte. Ferner bezeichnen die Buchstaben Nf die Anzahl der Zyklen des oben beschriebenen Erwärmungs-/Abkühlzyklus zu der Zeit, wenn das Teststück brach.
  • Nun werden die Charakteristika der Legierungen für die Probenelemente erneut angegeben, wie folgt:
    In den Vergleichsbeispielen 1–6 wurden Legierungen mit Mg (Magnesium) Anteil eingesetzt, wobei betreffend die Wärmebehandlung in den Vergleichsbeispielen 1, 2, eine T6-Behandlung durchgeführt wurde, in den Vergleichsbeispielen 3–5 eine T5-Behandlung durch geführt wurde und im Vergleichsbeispiel 6 eine Wasserkühlung T5-Behandlung durchgeführt wurde.
  • In den Vergleichsbeispielen 7–9 wurde Material eingesetzt, das weniger Mg (Magnesium) enthält oder im wesentlichen kein Magnesium enthält, und bezüglich der Wärmebehandlung wurde in Vergleichsbeispielen 7, 8 die F-Behandlung durchgeführt und im Vergleichsbeispiel 9 die T5 + S-Behandlung durchgeführt.
  • In den Beispielen 1–19 und in den Beispielen 23, 24 wurde eine Legierung, die eine Spur von Mg (Magnesium) enthielt, eingesetzt, und betreffend die Wärmebehandlung wurde in Beispielen 1–3 eine T6-Behandlung durchgeführt, in Beispielen 4–11 eine T6 + S-Behandlung durchgeführt, in Beispiel 12 eine TS-Behandlung durchgeführt, in Beispiel 13 eine T6 + S4-Behandlung durchgeführt, in Beispielen 14, 15 eine T5-Behandlung durchgeführt, in Beispiel 16 eine Wasserkühlungs-T5-Behandlung durchgeführt, in Beispielen 17, 18 eine F-Behandlung durchgeführt, in Beispiel 19 eine Wasserkühlungs-T5 + S-Behandlung durchgeführt und in Beispielen 23, 24 eine T6-Behandlung durchgeführt. Es ist festzuhalten, dass in Beispiel 23, 24 der Mn (Mangan) Anteil auf im wesentlichen 0 (Null) (weniger als 0,01 Masse%) eingestellt wurde.
  • Ferner wurde in Beispielen 20–22 und in Beispielen 25, 26 eine Legierung, die einen Mg (Magnesium) Anteil enthielt, eingesetzt, und betreffend die Wärmebehandlung wurde in Beispielen 20, 21 eine T6 + S-Behandlung durchgeführt, in Beispiel 22 eine Wasserkühlungs-T5 + S-Behandlung durchgeführt und in den Beispielen 25, 26 eine T6 + S-Behandlung durchgeführt. Es ist festzuhalten, dass in Beispielen 25, 26 der Mn (Mangan) Anteil auf im wesentlichen 0 (Null) (weniger als 0,01 Masse%) eingestellt wurde.
  • Wie es aus Tabelle 5 deutlich ist, ist zu verstehen, dass die Mg-freie Legierung, bei der der Mg (Magnesium) Anteil geringer als 0,01 Masse% ist, eine längere thermomechanische Ermüdungslebensdauer als die Legierungen der Vergleichsbeispiele aufweist.
  • Wie es aus Tabelle 7 deutlich ist, ist aus der Tatsache, dass der Mg (Magnesium) Anteil der Legierungen in den Vergleichsbeispielen 1–6 gleich zu oder mehr als 0,25 Masse% ist, zu verstehen, dass der Mg (Magnesium) Anteil der Legierungen, der auf weniger 0,2 Masse% eingestellt ist, effektiv zum Erhalten einer herausragenden thermomechanischen Ermüdungslebensdauer ist.
  • Wie es in Tabelle 5 angegeben ist, haben unter den Mg-freien Legierungen die Legierungen in den Beispielen 4–13, bei denen die Glühbehandlung vorgesehen wurde, besonders lange thermomechanische Ermüdungslebensdauern.
  • In Beispiel 12 weist die Legierung, bei der die Glühbehandlung durchgeführt wurde, wobei die Vergütungsbehandlung nach T6 weggelassen wurde, jedoch eine ähnlich herausragende thermomechanische Ermüdungslebensdauer auf.
  • In Beispiel 14–19 wurde betreffend die Wärmebehandlung eine T5-Behandlung, eine Wasserkühlungs-T5-Behandlung, eine F-Behandlung oder eine Wasserkühlungs-T5 + S-Behandlung durchgeführt, wobei jedoch die thermomechanischen Ermüdungslebensdauer länger sind als diejenigen der Vergleichsbeispiele bei allen Arten von Wärmebehandlung sind. Insbesondere in Beispielen 17, 18, bei denen die F-Behandlung durchgeführt wurde, werden herausragende thermomechanische Ermüdungslebensdauern angegeben.
  • Ferner weisen die Mg-freien Legierungen der Beispiele 23, 24, bei denen der Mn (Mangan) Anteil im wesentlichen 0 (Null) ist, ebenfalls herausragende Charakteristika ähnlich zu den Legierungen, bei denen entsprechende thermische Behandlungen durchgeführt wurden, auf.
  • Wie es in Tabelle 6 angegeben ist, weisen in Beispielen 20–22 die geglühten Elemente, die aus Legierungen, die einen Mg (Magnesium) Anteil enthalten, hervorragende thermomechanische Ermüdungslebensdauern im Vergleich zu den Vergleichsbeispielen 1–6 auf, was überflüssig zu erwähnen ist. Aus diesen Ergebnissen ist es verständlich, dass eine hervorragende thermomechanische Ermüdungslebensdauer erhalten wird, selbst wenn ein Element vorliegt, das Mg (Magnesium) enthält, wenn die Basisaluminiumphase in einem bestimmten Maß durch die Glühbehandlung erweicht worden ist. Das Maß der Erweichung der Basisaluminiumphase aufgrund des Glühens kann näherungsweise durch die Härte erfasst werden.
  • Ferner weisen die Mg-enthaltenden Legierungen von Beispielen 25, 26, bei denen der Mn (Mangan) Anteil im wesentlichen 0 (Null) ist, ebenfalls hervorragende Charakteristika ähn lich zu den Legierungen, an denen entsprechende thermische Behandlungen durchgeführt worden sind, auf.
  • Ferner ist aus den Ergebnissen von Tabellen 4–7 die Verlängerung der thermomechanischen Ermüdungslebensdauern deutlich bei den Probenelementen zu beobachten, bei denen durch die Glühbehandlung eine Vickershärte von HV 100 oder weniger eingestellt worden ist. Insbesondere bei dem Probenelement, das eine Vickershärte von HV 95 oder weniger aufweist, ist die Wirkung beträchtlich.
  • Ferner ist aus der Tatsache, dass die Härte der Probenelemente, an denen die T5- und die T6-Behandlung durchgeführt wurde, ohne dass eine Glühbehandlung vorgesehen wurde (Vergleichsbeispiele 1–6), gleich oder mehr als HV 101 beträgt, bestimmt, dass die Wirkung der Verbesserung der thermomechanischen Ermüdungslebensdauer erreicht wird, wenn die Glühbedingungen derart festgelegt werden, dass die Härte im Bereich von HV 70 bis 100, ausgedrückt als Vickershärte, liegt.
  • Aus den beschriebenen Ergebnissen ist zu verstehen, dass die Probenelemente, die Mg-freie Legierungen verwenden, wobei Mg verringert ist, und die nach dem Gießen geglüht oder gekühlt werden, in Beispielen 1–19, die zu dem ersten Aspekt der Erfindung gehören, und die Probenelemente, die die Aluminiumgusslegierungen mit einem Anteil von Mg (Magnesium) verwenden, die zu dem dritten Aspekt der vorliegenden Erfindung gehören, bei denen jedoch die Vickershärte auf dem Bereich von HV 70 bis 100 justiert worden ist, im Hinblick auf die thermomechanischen Ermüdungseigenschaften, die für einen Kolben gefordert werden, herausragend sind.
  • Ferner sind in Tabellen 4–8 die Größen der nichtmetallischen Einschlüsse, die am Anfangspunkt des Bruchs der jeweiligen Teststücke beobachtet werden, angegeben. Diese Einschlüsse sind Oxide, deren Hauptkomponente Al (Aluminium) ist, beispielsweise Aluminiumoxid oder ähnliches. Die Größen der oben beschriebenen Einschlüsse wurden ermittelt, indem die Wurzel der Fläche gebildet wurde.
  • Wie es aus Tabellen 4–8 zu erkennen ist, ist in dem Fall, in dem die Größe des nichtmetallischen Einschlusses 100 μm oder mehr beträgt, zu erkennen, dass die thermomechanische Er müdungslebensdauer kurz ist, und eine hervorragende thermomechanische Ermüdungswiderstandsfähigkeit, die einer Legierung eigen ist, nicht in ausreichendem Maß zu Tage tritt. Es ist festzuhalten, dass es sinnvoll ist, dass der Einschluss, der an einem Anfangspunkt eines Bruchs liegt, als derjenige mit der maximalen Größe der Einschlüsse betrachtet wird, die innerhalb der Teststücke vorhanden sind. Tabelle 1
    Figure 00320001
    Tabelle 2
    Figure 00330001
    Tabelle 3
    Figure 00330002
    Tabelle 4
    Figure 00330003
    Tabelle 5
    Figure 00340001
    Tabelle 6
    Figure 00340002
    Tabelle 7
    Figure 00350001
    Tabelle 8
    Figure 00350002
  • Als nächstes wird ein Beispiel eines Kolbens, der unter Verwendung einer Aluminiumgussle gemäß dem oben beschriebenen Beispiel 1 usw. hergestellt ist, gezeigt.
  • Ein Kolben 5 des vorliegenden Beispiels umfasst, wie es in 4 gezeigt ist, einen Hauptkörperabschnitt 50 in einer näherungsweisen zylindrischen Gestalt, einen oberen Flächenabschnitt 530, der derart vorgesehen und angeordnet ist, dass er ein Ende des entsprechenden Hauptkörperabschnitts 50 schließt, und einen runden Vorsprungsabschnitt 52 für einen Bolzen, in dem ein Stiftloch 520 derart vorgesehen ist, dass es den Hauptkörperabschnitt 50 in einer radialen Richtung durchdringt. Jedes Stiftloch 520 ist derart konfiguriert, dass ein Kolbenstift zum Zweck des Befestigens einer Verbindungsstange (nicht gezeigt) eingeführt wird.
  • Für die Herstellung des Kolbens 5 kann ein Verfahren ähnlich zu denen, mit denen die Teststücke der oben beschriebenen Beispiele 1–20 hergestellt werden, eingesetzt werden.
  • Betreffend den erhaltenen Kolben 5 kann der thermomechanische Ermüdungswiderstand des oben beschriebenen oberen Flächenabschnitts 530 speziell verbessert werden und insbesondere ist die Wirkung auf den thermomechanischen Ermüdungswiderstand eines Lippenab schnitts 53 beträchtlich. Ferner wird die Ermüdungsfestigkeit bei hoher Temperatur des gesamten oberen Flächenabschnitts 530 hoch. Durch diese Wirkungen kann die Dauerhaftigkeit des gesamten Kolbens im Vergleich zu den herkömmlichen Kolben verbessert werden. Da ferner die vorliegende Legierung im Hinblick auf den Wärmewiderstand hervorragend ist, ist die Wirkung auch zu erwarten, wenn die vorliegende Legierung zum Zweck des Verbesserns des Wärmewiderstands eines Ringkanalabschnitts 54 verwendet wird.
  • Beispiel 2
  • Bei dem vorliegenden Beispiel wurde, wie es in Tabelle 9 gezeigt ist, Ca (Kalzium) als Komponente einer Gusslegierung zugesetzt, und der untere Grenzwert der Zusatzmenge wurde überprüft.
  • Wie es in Tabelle 9 gezeigt ist, wurden zwei Probenelemente (Beispiele A1, A2) für das Beispiel der vorliegenden Erfindung bereitgestellt, und zwei der Probenelemente (Vergleichsbeispiele A3, A4) wurden auch für die Vergleichsbeispiele hergerichtet. Jedes der Probenelemente wurde durch ein Gussverfahren ähnlich dem Fall gemäß Beispiel 1 gegossen und nachfolgend zum Abkühlen auf das Raumtemperaturniveau stehengelassen.
  • Die Makrostrukturphotographien der erhaltenen Probenelemente sind in 5–8 gezeigt. 5 zeigt ein Photo, das Beispiel A1 entspricht, 6 zeigt ein Photo, das Beispiel A2 entspricht, 7 zeigt ein Photo, das Vergleichsbeispiel A3 entspricht, und 8 zeigt ein Photo, das Vergleichsbeispiel A4 entspricht.
  • Wie es aus 5–8 zu erkennen ist, ist das Kristallkorn der Legierungen von Beispiel A1, A2, bei denen der Ca (Kalzium) Anteil 0,0005 Masse% oder mehr ist, feiner und die Struktur ist im Vergleich zu derjenigen der Legierungen der Vergleichsbeispiele A3, A4, bei denen der Ca (Kalzium) Anteil geringer als 0,0005 Masse% ist, homogenisiert.
  • Es ist festzuhalten, dass das Symbol O in Tabelle 9 angibt, dass die Struktur fein und homogenisiert ist, und das Symbol Δ in Tabelle 9 angibt, dass die Textur eher grob ist und eher heterogen.
  • Figure 00370001
  • Beispiel 3
  • Bei dem vorliegenden Beispiel wurde, wie es in Tabelle 10 gezeigt ist, Ca (Kalzium) als Komponente einer Gusslegierung zugesetzt, und der obere Grenzwert der Menge des Zusatzes wurde überprüft.
  • Wie es in Tabelle 10 gezeigt ist, wurde in dem vorliegenden Beispiel ein Probenelement (Beispiel B1) als Beispiel der vorliegenden Erfindung bereitgestellt und zwei Probenelemente (Vergleichsbeispiele B2, B3) als Vergleichsbeispiele bereitgestellt. Alle der Probenelemente wurden durch ein Gussverfahren ähnlich dem gemäß dem Beispiel 1 gegossen und nachfolgend zum Abkühlen auf das Niveau von Raumtemperatur stehengelassen.
  • Die Mikrostrukturphotographien der erhaltenen Probenelemente sind in den 9–11 gezeigt. 9 zeigt ein Photo entsprechend Beispiel B1, 10 zeigt ein Photo entsprechend Vergleichsbeispiel B2 und 11 zeigt ein Photo entsprechend Vergleichsbeispiel B3.
  • Wie es aus 9–11 zu erkennen ist, ist bei den Legierungen nach Beispiel B1, bei denen der Ca (Kalzium) Anteil gleich oder geringer als 0,003 Masse% ist, kaum eine Ausrichtung von Dendriten zu beobachten, und die Mikrostruktur ist homogenisiert, wobei jedoch bei den Legierungen der Vergleichsbeispiele B2, B3, bei denen der Ca (Kalzium) Anteil mehr als 0,003 Masse% beträgt, die Ausrichtung der Dendriten klar ist und die Mikrostruktur heterogen ist.
  • Es ist festzuhalten, dass das Symbol O in Tabelle 10 angibt, dass die Textur homogenisiert ist, und das Symbol X in Tabelle 10 angibt, dass die Textur heterogen ist.
  • Figure 00390001
  • Beispiel 4
  • Bei dem vorliegenden Beispiel wurde, wie es in Tabelle 11 gezeigt ist, Cr (Chrom) als Komponente einer Gusslegierung zugesetzt, und die Wirkung aufgrund des Zusatzes von Cr (Chrom) wurde überprüft.
  • Wie es in Tabelle 11 gezeigt ist, wurden bei dem vorliegenden Beispiel zwei Probenelemente (Beispiele C1, C2) als Beispiel der vorliegenden Erfindung bereitgestellt und zwei Probenelemente (Vergleichsbeispiele C3, C4) auch als Vergleichsbeispiele bereitgestellt. Alle der Probenelemente wurden durch ein Gussverfahren ähnlich dem von Beispiel 1 gegossen und nachfolgend auf das Niveau von Raumtemperatur durch Stehenlassen abgekühlt.
  • Die Makro-Strukturphotographien der erhaltenen Probenelemente sind in 12–15 gezeigt. 12 zeigt eine Photographie, die Beispiel C1 entspricht, 13 zeigt eine Photographie, die Beispiel C2 entspricht, 14 zeigt eine Photographie, die Vergleichsbeispiel C3 entspricht, und 15 zeigt eine Photographie, die Vergleichsbeispiel C4 entspricht.
  • Wie es aus 12–15 zu erkennen ist, ist das Kristallkorn der Legierungen der Beispiele C1, C2, die Cr (Chrom) enthalten, bei denen der Cr (Chrom) Anteil gleich zu oder mehr als 0,01 Masse% ist, fein und ihre Makrostruktur ist homogenisierter als diejenige von den Legierungen der Vergleichsbeispiele C3, C4, die im wesentlichen kein Cr (Chrom) enthalten, wobei der Cr (Chrom) Anteil geringer als 0,01 Masse% ist.
  • Es ist festzuhalten, dass das Symbol O in Tabelle 11 angibt, dass die Textur ausreichend fein und homogenisiert ist, und das Symbol Δ in Tabelle 11 angibt, dass die Textur eher grob ist und eher heterogen ist.
  • Figure 00410001
  • Beispiel 5
  • In dem vorliegenden Beispiel wurde, wie es in Tabelle 12 angegeben ist, der Einfluss überprüft, der dann erzeugt wurde, wenn B (Bor) als Komponente einer Gusslegierung enthalten ist.
  • Wie es in Tabelle 12 angegeben ist, wurde in dem vorliegenden Beispiel ein Probenelement (Beispiel D1) als Beispiel der vorliegenden Erfindung bereitgestellt und zwei Probenelemente (Vergleichsbeispiele D2, D3) als Vergleichsbeispiel bereitgestellt. Alle der Probenelemente wurden durch ein Gussverfahren ähnlich dem von Beispiel 1 gegossen, und nachfolgend, nachdem sie zum Abkühlen auf das Raumtemperaturniveau stehengelassen wurden, wurde eine Vergütungsbehandlung bei 220°C für 6 Stunden (T5-Behandlung) durchgeführt, und ferner wurden sie, nachdem sie bei der Temperatur von 350°C 100 Stunden lang gehalten wurden, zum Abkühlen auf Raumtemperaturniveau stehengelassen.
  • In dem vorliegenden Beispiel wurden die Vickershärte der erhaltenen Probenelemente gemessen. Die Ergebnisse sind in Tabelle 12 angegeben.
  • Wie es aus Tabelle 12 zu erkennen ist, ist im Hinblick auf die Härte der Legierung nach Beispiel D1, das im wesentlichen kein B (Bor) enthält, wobei der B (Bor) Anteil geringer als 0,01 Masse% ist, die Härte nach dem Halten auf hoher Temperatur höher und der Wärmewiderstand im Vergleich zu den Vergleichsbeispielen D2, D3, bei denen der B (Bor) Anteil 0,01 Masse% oder mehr beträgt, herausragend.
  • Es ist ferner zu verstehen, dass, wenn auch eine begrenzte Anzahl an Ausführungsformen der Erfindung im einzelnen aus Veranschaulichungszwecken beschrieben worden sind, verschiedene Modifikationen vorgenommen werden können, ohne vom Rahmen der Erfindung abzuweichen.
  • Figure 00430001

Claims (11)

  1. Kolben, der aus einer Aluminiumgusslegierung gefertigt ist, wobei die Aluminiumgusslegierung enthält: Mg (Magnesium): 0,2 Masse% oder weniger, Ti (Titan): 0,05–0,3 Masse%, Si (Silizium): 10–21 Masse%, Cu (Kupfer): 2–3,5 Masse%, Fe (Eisen): 0,1–0,7 Masse%, Ni (Nickel): 1–3 Masse%, P (Phosphor): 0,001–0,02 Masse%, Zr (Zirkonium): 0,02–0,3 Masse%, Al (Aluminium): die verbleibenden Anteile, und Verunreinigungen, wobei die Größe von einem nichtmetallischen Einschluss, der innerhalb des Kolbens vorhanden ist, geringer als 100 μm ist.
  2. Kolben, der aus einer Gusslegierung gefertigt ist, wobei die Gusslegierung enthält: Mg (Magnesium): 0,2–2 Masse%, Ti (Titan): 0,05–0,3 Masse%, Si (Silizium): 10–21 Masse%, Cu (Kupfer): 2–3,5 Masse%, Fe (Eisen): 0,1–0,7 Masse%, Ni (Nickel): 1–3 Masse%, P (Phosphor): 0,001–0,02 Masse%, Zr (Zirkonium): 0,02–0,3 Masse%, Al (Aluminium): die verbleibenden Anteile, und Verunreinigungen, wobei die Größe von einem nichtmetallischen Einschluss, der innerhalb des Kolbens vorhanden ist, geringer als 100 μm ist.
  3. Kolben aus einer Aluminiumgusslegierung nach Anspruch 1 oder 2, wobei die Vickershärte des Kolbens vor der Verwendung im Bereich von HV 70 bis 100 liegt.
  4. Kolben aus einer Aluminiumgusslegierung nach einem der vorhergehenden Ansprüche, wobei die Aluminiumgusslegierung ferner Mn (Mangan): 0,2–0,7 Masse% enthält.
  5. Kolben aus einer Aluminiumgusslegierung nach einem der vorhergehenden Ansprüche, wobei die Aluminiumgusslegierung ferner Ca (Kalzium): 0,0005–0,003 Masse% enthält.
  6. Verfahren zum Herstellen eines Kolbens, der aus einer Aluminiumgusslegierung gefertigt wird, wobei das Verfahren umfasst: einen Gussschritt zum Ausbilden eines Kolbens durch Gießen einer Aluminiumgusslegierung, die enthält: Mg (Magnesium): 0,2 Masse% oder weniger und Ti (Titan): 0,05–0,3 Masse%, Si (Silizium): 10–21 Masse%, Cu (Kupfer): 2–3,5 Masse%, Fe (Eisen): 0,1–0,7 Masse%, Ni (Nickel): 1–3 Masse%, P (Phosphor): 0,001–0,02 Masse%, Zr (Zirkonium): 0,02–0,3 Masse%, Al (Aluminium): die verbleibenden Anteile, und Verunreinigungen, wobei die Größe von einem nichtmetallischen Einschluss, der innerhalb des Kolbens vorhanden ist, geringer als 100 μm ist und einen Stanzschritt zum Vorsehen eines Stanzens für den Kolben, wobei der Kolben, nachdem der Kolben durch den Gussschritt geformt worden ist, zum Abkühlen auf Raumtemperatur stehengelassen wird, wobei vor oder nach dem Stanzschritt, nachdem der Kolben durch den Gussschritt geformt worden ist, ein Glühbehandlungsschritt durchgeführt wird, bei dem der Kolben auf einer Temperatur von 250–400°C während 0,5–24 Stunden gehalten wird, so dass die Vickershärte des Kolbens vor der Verwendung im Bereich von HV 70 bis 100 liegt.
  7. Verfahren zum Herstellen eines Kolbens aus einer Aluminiumgusslegierung, wobei das Verfahren umfasst: einen Gusschritt zum Ausbilden eines Kolbens durch Gießen einer Aluminiumgusslegierung, die enthält: Mg (Magnesium): 0,2–2 Masse%, Ti (Titan): 0,05–0,3 Masse%, Si (Silizium): 10–21 Masse%, Cu (Kupfer): 2–3,5 Masse%, Fe (Eisen): 0,1–0,7 Masse%, Ni (Nickel): 1–3 Masse%, P (Phosphor): 0,001–0,02 Masse%, Zr (Zirkonium): 0,02–0,3 Masse%, Al (Aluminium): die verbleibenden Anteile und Verunreinigungen, wobei die Größe von einem nichtmetallischen Einschluss, der innerhalb des Kolbens vorhanden ist, geringer als 100 μm ist, einen Glühbehandlungsschritt, bei dem der Kolben bei einer Temperatur von 250–400°C während 0,5–24 Stunden gehalten wird, um die Vickershärte des Kolbens vor der Verwendung auf einen Bereich von HV 70 bis 100 einzustellen, und einen Stanzschritt zum Vorsehen eines Stanzens für den Kolben vor oder nach dem Glühbehandlungsschritt.
  8. Verfahren zum Herstellen eines Kolbens aus einer Aluminiumgusslegierung nach einem der Ansprüche 6 oder 7, wobei die Aluminiumgusslegierung, die in dem Gussschritt gegossen wird, ferner Mn (Mangan): 0,2–0,7 Masse% enthält.
  9. Verfahren zum Herstellen eines Kolbens aus einer Aluminiumgusslegierung nach einem der Ansprüche 6 bis 8, wobei die Aluminiumgusslegierung, die in dem Gussschritt gegossen wird, ferner Ca (Kalzium): 0,0005–0,003 Masse% enthält.
  10. Verfahren zum Herstellen eines Kolbens aus einer Aluminiumgusslegierung nach einem der Ansprüche 6 bis 9, wobei nach dem Durchführen des Gussschritts ein Schritt einer Lösungsglühbehandlung durchgeführt wird, bei dem der Kolben auf einer Temperatur von 450–510°C während 1–12 Stunden gehalten wird, dann ein Abschreckschritt zum raschen Abkühlen des Kolbens vorgesehen wird und anschließend der Glühbehandlungsschritt durchgeführt wird.
  11. Verfahren zum Herstellen eines aus einer Aluminiumgusslegierung gefertigten Kolbens nach Anspruch 10, wobei nach dem Durchführen des Abschreckschritts ein Vergütungsschritt vorgesehen wird, bei dem der Kolben auf einer Temperatur von 180–280°C während 1–2 Stunden gehalten wird, und nachfolgend der Glühbehandlungsschritt durchgeführt wird.
DE10333103A 2002-07-22 2003-07-21 Aus einer Aluminiumgusslegierung gefertigter Kolben Expired - Fee Related DE10333103B4 (de)

Applications Claiming Priority (2)

Application Number Priority Date Filing Date Title
JP2002-212773 2002-07-22
JP2002212773 2002-07-22

Publications (2)

Publication Number Publication Date
DE10333103A1 DE10333103A1 (de) 2004-02-12
DE10333103B4 true DE10333103B4 (de) 2009-09-10

Family

ID=30437622

Family Applications (1)

Application Number Title Priority Date Filing Date
DE10333103A Expired - Fee Related DE10333103B4 (de) 2002-07-22 2003-07-21 Aus einer Aluminiumgusslegierung gefertigter Kolben

Country Status (2)

Country Link
US (1) US7682469B2 (de)
DE (1) DE10333103B4 (de)

Cited By (3)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
DE102009039838A1 (de) * 2008-09-05 2010-04-29 Ks Kolbenschmidt Gmbh Verfahren zur Herstellung eines Kolbens einer Brennkraftmaschine, bestehend aus einer verbesserten Aluminiumsilizium-Legierung
DE102012220765A1 (de) 2012-11-14 2014-05-15 Federal-Mogul Nürnberg GmbH Verfahren zur Herstellung eines Motorbauteils, Motorbauteil und Verwendung einer Aluminiumlegierung
DE102014209102A1 (de) 2014-05-14 2015-11-19 Federal-Mogul Nürnberg GmbH Verfahren zur Herstellung eines Motorbauteils, Motorbauteil und Verwendung einer Aluminiumlegierung

Families Citing this family (17)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
FR2859484B1 (fr) * 2003-09-04 2005-10-14 Pechiney Aluminium Piece moulee en alliage d'aluminium a haute resistance a chaud
CN101694187A (zh) * 2004-02-27 2010-04-14 雅马哈发动机株式会社 发动机部件及其制造方法
FR2878534B1 (fr) * 2004-11-26 2007-10-19 Ks Kolbenschmidt Gmbh Alliage d'aluminium pour piece a haute resistance mecanique a chaud
JP4328321B2 (ja) * 2005-09-21 2009-09-09 本田技研工業株式会社 内燃機関用ピストン
JP5344527B2 (ja) * 2007-03-30 2013-11-20 株式会社豊田中央研究所 鋳物用アルミニウム合金、アルミニウム合金鋳物およびその製造方法
DE502007002411D1 (de) 2007-05-24 2010-02-04 Rheinfelden Aluminium Gmbh Warmfeste Aluminiumlegierung
EP2285995A1 (de) * 2008-04-30 2011-02-23 Commonwealth Scientific and Industrial Research Organisation Verbesserte gusslegierung auf aluminiumbasis
WO2011059412A2 (en) * 2009-11-13 2011-05-19 Daiki Aluminium Industry (Thailand) Company Limited Aluminium alloy which is able to be cast by high pressure die casting technique and results in better mechanical properties aluminium alloy product without heat treatment
WO2012140219A1 (de) * 2011-04-15 2012-10-18 Ks Kolbenschmidt Gmbh Kolben für brennkraftmaschine, bestehend aus einer aluminium-legierung mit reduziertem magnesiumgehalt
CN102181758B (zh) * 2011-06-17 2013-05-15 重庆协成汽车零部件有限公司 铸造铝合金及其制备方法
DE102011083970A1 (de) * 2011-10-04 2013-04-04 Federal-Mogul Nürnberg GmbH Verfahren zur Herstellung eines Motorbauteils und Motorbauteil
DE102014216517A1 (de) * 2014-08-20 2016-02-25 Mahle International Gmbh Gießwerkzeug und Verfahren zur Herstellung eines Kolbens für einen Verbrennungsmotor
DE102014224229A1 (de) * 2014-11-27 2016-06-02 Federal-Mogul Nürnberg GmbH Verfahren zur Herstellung eines Motorbauteils, Motorbauteil und Verwendung einer Aluminiumlegierung
KR102634398B1 (ko) 2018-12-10 2024-02-06 현대자동차주식회사 피스톤용 알루미늄 합금 및 차량 엔진용 피스톤
CN110096769A (zh) * 2019-04-16 2019-08-06 西北工业大学 一种发动机单晶叶片热机械疲劳寿命快速评估方法
DE102020205193A1 (de) 2019-05-16 2020-11-19 Mahle International Gmbh Verfahren zur Herstellung eines Motorbauteils, Motorbauteil und die Verwendung einer Aluminiumlegierung
CN115976375A (zh) * 2022-12-21 2023-04-18 广东省科学院工业分析检测中心 一种太阳能电池板边框用铝合金及其型材生产方法

Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
DE670570C (de) * 1928-12-22 1939-01-20 Metallgesellschaft Akt Ges Aluminiumlegierung
DE1097693B (de) * 1956-01-10 1961-01-19 Karl Schmidt Ges Mit Beschraen Verfahren zum Herstellen raumbestaendiger und spanabhebend gut bearbeitbarer Leichtmetallkolben fuer Brennkraftmaschinen
JPH01180938A (ja) * 1988-01-12 1989-07-18 Ryobi Ltd 耐摩耗性アルミニウム合金
DE4103934A1 (de) * 1989-02-13 1992-08-13 Aluminum Co Of America Fuer kolben geeignete aluminiumlegierung
JPH05179383A (ja) * 1991-12-27 1993-07-20 Honda Motor Co Ltd 噴霧堆積法により製造された微細晶出粒子を有するアルミニウム合金

Family Cites Families (7)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
AU536976B2 (en) * 1980-09-10 1984-05-31 Comalco Limited Aluminium-silicon alloys
US5162065A (en) 1989-02-13 1992-11-10 Aluminum Company Of America Aluminum alloy suitable for pistons
US5162055A (en) * 1991-05-07 1992-11-10 Gte Products Corporation Bulb forming orifice plate for bulb making apparatus
JPH08104937A (ja) 1994-10-03 1996-04-23 Nippon Light Metal Co Ltd 高温強度に優れた内燃機関ピストン用アルミニウム合金及び製造方法
RU2092604C1 (ru) * 1996-04-11 1997-10-10 Георгий Иосифович Эскин Гетерогенный сплав на основе алюминия
GB2332448B (en) 1997-12-20 2002-06-26 Ae Goetze Automotive Ltd Aluminium alloy
WO2000071772A1 (en) * 1999-05-25 2000-11-30 The United States Of America As Represented By The Administrator Of The National Aeronautics And Space Administration (Nasa) Aluminum-silicon alloy having improved properties at elevated temperatures

Patent Citations (5)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
DE670570C (de) * 1928-12-22 1939-01-20 Metallgesellschaft Akt Ges Aluminiumlegierung
DE1097693B (de) * 1956-01-10 1961-01-19 Karl Schmidt Ges Mit Beschraen Verfahren zum Herstellen raumbestaendiger und spanabhebend gut bearbeitbarer Leichtmetallkolben fuer Brennkraftmaschinen
JPH01180938A (ja) * 1988-01-12 1989-07-18 Ryobi Ltd 耐摩耗性アルミニウム合金
DE4103934A1 (de) * 1989-02-13 1992-08-13 Aluminum Co Of America Fuer kolben geeignete aluminiumlegierung
JPH05179383A (ja) * 1991-12-27 1993-07-20 Honda Motor Co Ltd 噴霧堆積法により製造された微細晶出粒子を有するアルミニウム合金

Cited By (4)

* Cited by examiner, † Cited by third party
Publication number Priority date Publication date Assignee Title
DE102009039838A1 (de) * 2008-09-05 2010-04-29 Ks Kolbenschmidt Gmbh Verfahren zur Herstellung eines Kolbens einer Brennkraftmaschine, bestehend aus einer verbesserten Aluminiumsilizium-Legierung
DE102012220765A1 (de) 2012-11-14 2014-05-15 Federal-Mogul Nürnberg GmbH Verfahren zur Herstellung eines Motorbauteils, Motorbauteil und Verwendung einer Aluminiumlegierung
DE102014209102A1 (de) 2014-05-14 2015-11-19 Federal-Mogul Nürnberg GmbH Verfahren zur Herstellung eines Motorbauteils, Motorbauteil und Verwendung einer Aluminiumlegierung
US11280292B2 (en) 2014-05-14 2022-03-22 Federal-Mogul Nurnberg Gmbh Method for producing an engine component, engine component, and use of an aluminum alloy

Also Published As

Publication number Publication date
US20040057865A1 (en) 2004-03-25
US7682469B2 (en) 2010-03-23
DE10333103A1 (de) 2004-02-12

Similar Documents

Publication Publication Date Title
DE10333103B4 (de) Aus einer Aluminiumgusslegierung gefertigter Kolben
DE102016103261B4 (de) Verfahren zum Bilden einer gegossenen Kraftfahrzeugkomponente
DE69921925T2 (de) Hochfeste Aluminiumlegierungsschmiedestücke
DE10352932B4 (de) Aluminium-Gusslegierung
DE60100370T2 (de) Druckgussmagnesiumlegierung
DE112005000511B4 (de) Magnesiumknetlegierung mit verbesserter Extrudierbarkeit und Formbarkeit
DE602004004028T2 (de) Aluminium-Gusslegierung, Aluminium-Gusslegierungen und deren Herstellungsverfahren
DE102009015316B4 (de) Metallbehandlung zur Eliminierung von Warmrissdefekten in Aluminiumlegierungen mit niedrigem Siliziumgehalt
DE60304920T2 (de) Verfahren zur Herstellung von Magnesiumlegierungsprodukten
DE60010418T2 (de) Verfahren zur Herstellung eines stranggepressten Werkstoffs aus einer Aluminiumlegierung für Strukturbauteile eines Kraftfahrzeuges
DE112008000587T5 (de) Schmiedestücke aus einer Aluminiumlegierung und Verfahren zu deren Herstellung
DE4436481C2 (de) Verfahren zur Herstellung eines Schmiedestücks aus einer Aluminiumlegierung
DE112005000312B4 (de) Kupferlegierung
DE102017114162A1 (de) Hochfeste und hochkriechresistente aluminiumgusslegierungen und hpdc-motorblöcke
EP1057900A1 (de) Zylinderkopf- und Motorblockgussteil
EP2471966B1 (de) Gut giessbare, duktile AlSi-Legierung und Verfahren zur Herstellung eines Gussteils unter Verwendung der AlSi-Gusslegierung
DE60116254T2 (de) Verfahren zur herstellung von aluminiumkühlrippenlegierung
DE102010055011A1 (de) Gut gießbare, duktile AlSi-Legierung und Verfahren zur Herstellung eines Gussteils unter Verwendung der AlSi-Gusslegierung
DE10101960B4 (de) Plastisch bearbeitetes Aluminiumlegierungsgußprodukt, ein Verfahren zur Herstellung und Verwendung des Aluminiumlegierungsgußproduktes
DE102009048450A1 (de) Hochduktile und hochfeste Magnesiumlegierungen
DE60114281T2 (de) Guss- und Schmiedprodukt unter Verwendung einer Kupfer-basis Legierung
DE102019100250A1 (de) Aluminium-legierung und verfahren zur herstellung
DE19829047A1 (de) Aluminiumkolbenlegierung und Aluminiumlegierungskolben
DE60220835T2 (de) Aluminiumlegierung, gussköprer aus einer aluminiumlegierung und verfahren zur herstellung eines gussköprers aus einer aluminiumlegierung
DE19634494A1 (de) Aluminium-Gußlegierung mit hoher Festigkeit und Zähigkeit erhältlich durch ein Hochdruck-Gießverfahren und Verfahren zu deren Herstellung

Legal Events

Date Code Title Description
OP8 Request for examination as to paragraph 44 patent law
8128 New person/name/address of the agent

Representative=s name: KRAMER - BARSKE - SCHMIDTCHEN, 81245 MUENCHEN

8364 No opposition during term of opposition
R119 Application deemed withdrawn, or ip right lapsed, due to non-payment of renewal fee