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Gebiet der
Erfindung
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Die
Erfindung betrifft einen Sinterkörper
auf Eisenbasis, insbesondere einen Sinterkörper auf Eisenbasis, der hervorragend
geeignet ist zum Einbetten durch Eingießen in Leichtmetall-Legierungen.
Der Sinterkörper
auf Eisenbasis wird verwendet, indem er in eine Leichtmetall-Legierung,
z.B. eine Aluminium-Legierung durch Eingießen eingebettet wird.
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Automobilteile
aus Aluminium-Legierung als eine Art von Leichtmetall-Legierungen
sind für
die Herstellung von Leichtgewicht-Automobilteilen und zur Verbesserung
der Wärmeableitung
in großem
Umfang im Einsatz. Die Aluminium-Legierungen sind jedoch in Hinblick
auf ihre Materialeigenschaften, wie z.B. für tragende Rahmenteile von
Autos, nicht geeignet, weil sie schlechte mechanische Eigenschaften
in bezug auf Festigkeit, Verschleißwiderstand und Steifigkeit,
wie auch einen hohen Ausdehnungskoeffizienten im Vergleich zu in üblicher
Weise verwendetem Gußeisen
haben.
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Zum
Verbessern der Materialeigenschaften von Teilen aus Aluminium-Legierungen
wurden unterschiedliche Arten von Materialien in die Aluminium-Legierung
durch Gießen
eingebettet, beispielsweise durch Standgießen und Formgießen, oder
die Bauteile aus Aluminium-Legierung werden mit unterschiedlichen
Arten von Materialien verbunden.
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Beispielsweise
wird mit der offengelegten japanischen Patentanmeldung 60-219436
ein Motorblock mit einem Lagerteil eines Ständerkopfes aus einer Aluminium-Legierung vorgeschlagen,
der durch Einbetten eines Materials auf Eisenbasis durch Eingießen ausgebildet
wird. Der Ständerkopf
aus Aluminium-Legierung ist unterhalb eines Hauptkörpers eines
Zylinderblocks aus Aluminium-Legierung angeordnet. Nach dem in dieser
Patentanmeldung beschriebenen Stand der Technik wird dadurch die
mechanische Festigkeit auf einen Wert erhöht, der durch Verwendung der
Aluminium-Legierung
allein nicht erzielbar ist, wobei eine entscheidende Verbesserung
der Steifigkeit erzielt wird und eine erhebliche Änderung
des Spiels aufgrund des Unterschiedes in den thermischen Ausdehnungskoeffizienten
zwischen dem Lager und der Kurbelwelle aufrecht erhalten wird.
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In
der offengelegten japanischen Gebrauchsmusteranmeldung Nr. 63-150115
wird eine eine Kurbelwelle aufnehmende Vorrichtung in einem Brennkraftmotor
aus einer leichten Metall-Legierung vorgeschlagen. Die Innenseite
eines Teiles des Abstützteils,
das mit Mittenlinien aus Bolzenbohrungen zur Befestigung an einem
Zylinderblock und an einer gekrümmten
Kurbellager-Abstützfläche unterteilt
ist, wird mit Verstärkungsfasern
verstärkt.
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Die
japanische Patentanmeldung Nr. 2001-276961 beschreibt eine Technik
zur Herstellung eines Verbundbauteiles, das mit einer Alumunium-Legierung
nach einem Gießverfahren
hergestellt wird, bei dem geschmolzenes Aluminium in eine poröse Metall-Vorform,
die 10–40
Gewichtsprozent Chrom in Eisen oder einer Legierung auf Eisenbasis
enthält,
mit einer gegebenen Zeitverzögerung
nach Beendigung der Injektion von geschmolzenem Aluminium eindringen
kann.
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Die
veröffentlichte
japanische Patentanmeldung Nr. 2-30790 schlägt ein Verfahren zum Herstellen
eines Gussteils aus Aluminium-Legierung vor, bei dem eine eine intermetallische
Komponente bildende Behandlung vorgenommen wird, wobei ein poröser Metallkörper in
eine Gießform
eingebracht ist, der poröse
Metallkörper
in eine Aluminium-Legierung durch Gießen nach einer Hochdruck-Verfestigungs-Gießmethode
eingebettet wird, und eine Schicht einer Komponente zwischen Aluminium
und Metallelement aus dem porösen
Metall durch Erhitzen auf 450–550° C ausgebildet
wird. Mit dieser Methode wird eine hohe Bindefestigkeit zwischen
dem porösen
Metall und der Aluminium-Legierung mit erhöhter Lebensdauer erzielt.
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Aus
der
DE 691 14 243
T2 ist ferner eine Sintermaterial auf Eisen-Basis bekannt,
welches eine poröse martensitische
Molybdän/chrom
Matrix, gebildet aus einer einzelnen Legierung, aufweist, welche
eine Zusammensetzung besitzt, die in dem in Gewichtsprozent ausgedrückten Bereich
von 8 bis 12% Cr, 0,5 bis 3% Mo, bis zu 1,5 V, 0,2 bis 1,5% C, bis
zu 1% Mangansulfid, bis zu 5% Molybdänsulfid, bis zu 6 Kupfer, andere
Verunreinigungen max. 2% und Rest Eisen liegt, wobei die Matrix
eine im wesentlichen gleichförmige
Verteilung von submikroskopischen Molybdänreichen Carbiden mit einer
Größe weniger
als 1 μm
umfasst.
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Beschreibung
der Erfindung
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Aufgabe
der Erfindung ist, einen gesinterten Körper auf Eisenbasis vorzuschlagen,
der ausgezeichnete Ergebnisse beim Einbetten durch Eingießen in eine
Leichtmetall-Legierung
ermöglicht
und ein Verfahren zur Herstellung eines derartigen Sinterkörper anzugeben,
bei dem die Leichtmetall-Legierung, z.B. die Aluminium-Legierung,
die den gesinterten Körper
auf Eisenbasis einbettet, eine höhere
Festigkeit als die Leichtmetall-Legierung selbst hat, der Sinterkörper auf
Eisenbasis eine hohe Bindefestigkeit mit der Leichtmetall-Legierung
nach dem Einbetten durch Eingießen
des Sinterkörpers
auf Eisenbasis besitzt, ohne dass die Gießbedingungen nachteilig beeinflusst
werden, und der Sinterkörper
auf Eisenbasis eine höhere
Festigkeit und einen niedrigeren thermischen Ausdehnungskoeffizienten
erhalten kann als die Leichtmetall-Legierung nach dem Einbetten
durch Eingießen
in die Leichtmetall-Legierung. Der gesinterte, eingegossene Körper ist
billig herzustellen, während
er eine ausgezeichnete Schneidbarkeit hat. Eine weitere Aufgabe
der Erfindung besteht darin, das Herstellverfahren unter Verwendung
des Sinterkörpers
auf Eisenbasis zu vereinfachen und den zusätzlichen Vorteil der Kostenersparnis
der Bauteile zu erzielen.
- (1) Mit vorliegender
Erfindung wird ein Sinterkörper
auf Eisenbasis mit einer Zusammensetzung vorgeschlagen, die in %
Masse ausgedrückt
0,5 bis 2,5% von C und 5 bis 40% von Cu mit einem Ausgleich von Fe
und unvermeidbaren Verunreinigungen besitzt und eine Struktur mit
Poren und freien Cu-Phasen hat, die in einer Matrix dispergiert
ist. Der Sinterkörper
auf Eisenbasis hat einen mittleren thermischen Ausdehnungskoeffizienten
von 13,5 × 10–6/° C oder darunter
von Raumtemperatur bis 200° C
und eine Oberflächenrauhigkeit
Rz von 10 bis 100 μm,
und der Sinterkörper
auf Eisenbasis hat ausgezeichnete Eigenschaften für das Einbetten
durch Eingießen
in eine Leichtmetall-Legierung. Ferner weist der Sinterkörper Nuten aufweist,
die auf einer der Endflächen
oder Seitenflächen
oder beiden ausgebildet sind.
- (2) Der Sinterkörper
auf Eisenbasis nach Merkmal (1), bei dem die Oberfläche einer
Stahl-Sandstrahlbehandlung unterzogen ist.
- (3) Der Sinterkörper
auf Eisenbasis nach Merkmal (2), bei dem die Oberfläche ferner
einer Dampfbehandlung nach der Stahl-Sandstrahlbehandlung ausgesetzt
ist.
- (4) Der Sinterkörper
auf Eisenbasis nach einem der vorstehenden Merkmale (1) bis (3),
bei dem die Matrix eine Perlit-Struktur hat.
- (5) Der Sinterkörper
auf Eisenbasis nach einem der vorstehenden Merkmale (1) bis (4),
bei dem die Struktur ferner freie Graphite, die in der Matrix dispergiert
sind, aufweist.
- (6) Der Sinterkörper
auf Eisenbasis nach einem der vorstehenden Merkmale (1) bis (5),
bei dem die Poren gegeneinander isoliert oder teilweise miteinander
verbunden sind.
- (7) Der Sinterkörper
auf Eisenbasis nach einem der Merkmale (1) bis (6), bei dem ein
Volumenverhältnis der
Poren relativ zu einem Gesamtvolumen des Sinterkörper 5 bis 35 Volumenprozent
beträgt.
- (8) Der Sinterkörper
auf Eisenbasis nach einem der vorstehenden Merkmale (1) bis (7),
bei dem die Struktur ferner 0,1 bis 5% in der Masse von feinen Partikeln
zur Verbesserung der Bearbeitbarkeit mit einem Partikeldurchmesser
von 150 μm
oder weniger und mindestens ein Element, das aus der aus MnS, CaF2, BN und Enstatit bestehenden Gruppe ausgewählt ist,
aufweist.
- (9) Der Sinterkörper
auf Eisenbasis nach einem der vorstehenden Merkmale (1) bis (8),
bei dem die Zusammensetzung in % Masse einen Anteil von 40% oder
weniger insgesamt von mindestens einem Element hat, das aus der
Gruppe ausgewählt
ist, die aus 30% oder weniger von Cr, 10% oder weniger von Mo, 3%
oder weniger von Ni, 3% oder weniger von Si, 2,5% oder weniger von
Mn, 5% oder weniger von V, 5% oder weniger von Ti, 3% oder weniger
von Nb und 5% oder weniger von W besteht.
- (10) Der Sinterkörper
auf Eisenbasis nach dem Merkmal (9), bei dem die Matrix eine Bainit-Struktur,
eine Martensit-Struktur oder eine Misch-Struktur hat.
- (11) Sinterkörper
auf Eisenbasis nach einem der vorstehenden Merkmale (1) bis (10),
bei dem der thermische Ausdehnungskoeffizient nach dem Einbetten
in eine Aluminium-Legierung durch Gießen 15,0 × 10–6/° C oder weniger
beträgt
und einen mittleren thermisehen Ausdehnungskoeffizienten von Raumtemperatur bis
200° C besitzt.
- (12) Bauteil aus einer Leichtmetall-Legierung, bei dem der Sinterkörper auf
Eisenbasis nach einem der vorstehenden Merkmale (1) bis (11) durch
Gießen
eingebettet ist.
- (13) Das Verfahren zum Herstellen eines Sinterkörpers auf
Eisenbasis, der in eine Leichtmetall-Legierung durch Gießen eingebettet
wird, die folgende Schritte umfasst: Herstellen eines Mischpulvers
durch Mischen eines Pulvers auf Eisenbasis, eines Kupferpulvers,
eines Graphitpulvers und eines Schmiermittelpulvers; Einfüllen des
Mischpulvers in eine Form; Ausbilden eines Grün-Presslings durch Pressgießen; Formen
eines Sinterkörpers
durch Sintern des Grün-Presslings,
wobei ein reines Eisenpulver verwendet wird, wenn das Pulver auf
Eisenbasis, das Kupferpulver und das Graphitpulver gemischt werden,
derart, dass der Cu-Anteil 5 bis 40 Prozent in Masse und der C-Anteil
0,5 bis 2,5 Prozent in Masse relativ zu der Gesamtmenge des Pulvers
auf Eisenbasis, des Kupferpulvers und des Graphitpulvers in dem
Mischpulver beträgt, wobei
mindestens eine aus der Formbedingung des Grün-Presslings und der Sinterbedingung
des Sintervorganges so gesteuert wird, dass der mittlere thermische
Ausdehnungskoeffizient des Sinterkörper 13,5 × 10–6/° C oder weniger
von Raumtemperatur bis 200° C
beträgt
und die Oberflächenrauhigkeit
Rz auf 10 bis 100 μm
eingestellt wird. Ferner wird zumindest eine Nut auf einer der Endflächen und
Seitenflächen oder
auf beiden des Sinterkörpers
ausgebildet.
- (14) Das Verfahren zum Herstellen des Sinterkörpers auf
Eisenbasis nach dem Merkmal (13), bei dem ein Pulver aus einem ferritischen
korrosionsbeständigen
Stahl, ein Pulver aus martensitischem korrosionsbeständigem Stahl,
ein Pulver aus reinem Eisen und ein ferritisches Pulver aus korrosionsbeständigem Stahl, reines
Eisenpulver oder ein martensitisches Pulver aus korrosionsbeständigem Stahl
als Pulver auf Eisenbasis anstelle des reinen Eisenpulvers verwendet
wird.
- (15) Das Verfahren zum Herstellen des Sinterkörpers auf
Eisenbasis nach einem der vorstehenden Merkmale (13) und (14), bei
dem ferner ein Verfahrensschritt zum Anwenden einer Dampfbehandlung
nach der Stahl-Sandstrahlbehandlung durchgeführt wird.
- (16) Das Verfahren zum Herstellen des Sinterkörpers auf
Eisenbasis nach einem der vorbeschriebenen Merkmale (13) bis (15),
wobei das Mischpulver relativ zu der Gesamtmenge des Mischpulvers
aus Eisenbasis-Pulver, Kupferpulver, Graphitpulver und Feinpartikel-Pulver
zur Verbesserung der Bearbeitbarkeit in dem Mischpulver 0,1 bis
5% in Masse des Feinpartikel-Pulvers zur verbesserten Bearbeitbarkeit
mindestens ein Element aufweist, das aus der Gruppe ausgewählt ist,
die aus MnS-Pulver, CaF2-Pulver, BN-Pulver und Instatit-Pulver
mit einem Partikeldurchmesser von 150 μm oder weniger besteht.
- (17) Das Verfahren zum Herstellen des Sinterkörpers auf
Eisenbasis nach einem der vorstehenden Merkmale (13) bis (16), wobei
das Mischpulver ferner mit einem beliebigen Pulver aus Cr-Pulver,
Mo-Pulver, W-Pulver, Fe-Cr-Pulver, Fe-Mo-Pulver und Fe-W-Pulver,
und zwar allein oder in Kombination, als ein Legierungselement-Pulver
gemischt wird, so dass das Mischpulver in % Masse aufweist 40% oder
weniger insgesamt von mindestens einem Element, das aus der Gruppe
ausgewählt
ist, die aus 30% oder weniger von Cr, 10% oder weniger von Mo, 3%
oder weniger von Ni, 3% oder weniger von Si, 2,5% oder weniger von
Mn, 5% oder weniger von V, 5% oder weniger von Ti, 3% oder weniger
von Nb und 5% oder weniger von W relativ zu der Gesamtmenge von
Eisenbasis-Pulver, Kupfer-Pulver, Graphit-Pulver, Feinpartikel- Pulver zur Verbesserung
der Bearbeitbarkeit und Legierungselement-Pulver im Mischpulver
besteht.
- (18) Das Verfahren zum Herstellen des Sinterkörpers auf
Eisenbasis nach einem der vorbeschriebenen Merkmale (13) bis (17),
bei dem die zumindest eine Nut auf einer der Endflächen und
der Seitenflächen oder
beider des Grün-Presslings
im Press-Formvorgang ausgebildet wird.
- (19) Das Verfahren zum Herstellen des Sinterkörpers auf
Eisenbasis nach einem der vorstehend beschriebenen Merkmale (13)
bis (17), bei dem alternativ die zumindest eine Nute auf einer der
Endflächen
und Seitenflächen
oder auf beiden des Grün-Presslings im Press-Formvorgang
und in einem nachfolgenden Bearbeitungsschritt ausgebildet werden.
- (20) Das Verfahren zum Herstellen des Sinterkörpers auf
Eisenbasis nach einem der vorbeschriebenen Merkmale (13) bis (17),
bei dem die zumindest eine Nut an einer der Endflächen und
Seitenflächen
oder auf beiden des Sinterkörpers
durch Bearbeiten nach dem Sintervorgang ausgebildet wird.
- (21) Das Verfahren zum Herstellen des Sinterkörpers auf
Eisenbasis nach Anspruch 13, wobei die Oberflächenrauhigkeit Rz dadurch eingestellt
wird, dass der Sinterkörper
einer Stahl-Sandstrahlbehandlung ausgesetzt wird.
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Kurzbeschreibung
der Zeichnungen
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1A u. 1B zeigen
schematische Beispiele der Form des Sinterkörpers auf Eisenbasis, wie er in
den Ausführungsbeispielen
verwendet wird, und
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2 zeigt
schematisch die Struktur im Bereich des Lagers der Brennkraftmaschine,
die bei diesen Beispielen verwendet wird.
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Beschreibung
der bevorzugten Ausführungsformen
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Die
in JP-A 60-219436 beschriebene Technik betrifft eine Beschränkung bei
der Konstruktion, die sich aus einem Problem ergibt, bei dem es
schwierig ist, das Material auf Eisenbasis und eine Aluminium-Legierung miteinander
zu verbinden, ohne dass Spalte gebildet werden, zusätzlich zu
den Problemen, dass eine Auswahl von Materialien auf Eisenbasis
notwendig ist, um das Lager so auszulegen, dass ein gewünschter
thermischer Ausdehnungskoeffizient erzielt wird. Es besteht ferner
ein Problem darin, dass die Produktionskosten zwangsweise aufgrund
der Notwendigkeit steigen, dass das Material auf Eisenbasis und
die Aluminium-Legierung, die unterschiedliche Härte haben, gleichzeitig bearbeitet
werden sollen. Ferner soll das Material auf Eisenbasis, das durch
Gießen
eingebettet wird, mit hoher Präzision
bearbeitet werden, um das Material auf Eisenbasis in einer gewünschten
Position in einer Gießform
mit hoher Genauigkeit anzuordnen, was zu einer zusätzlichen Zunahme
der Herstellkosten führt.
Es ist ein komplexer Prozess erforderlich, um eine Oberflächenbehandlung, z.B.
das Plattieren von Aluminium auf der Oberfläche des Materials auf Eisenbasis,
vorzunehmen, um das Material auf Eisenbasis und die Aluminium-Legierung
spaltfrei miteinander zu verbinden, was zusätzlich zu der Erhöhung der
Produktionskosten beiträgt.
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Bei
der ebenfalls genannten JP-U Nr. 63-150115 besteht ein Problem darin,
dass die Bedingung für das
Verbinden der Verstärkungsfasern
ziemlich gravierend ist, obgleich Verstärkungsfasern nicht der Außenfläche ausgesetzt
sind. Um eine chemische Verbindung der Verstärkungsfasern, die Keramik-
oder Metall-Fasern sind, durch Imprägnieren der Aluminium-Legierung
zu erreichen, ist es notwendig, dass die Fasern auf eine hohe Temperatur
erhitzt werden, und die geschmolzene Aluminium-Legierung unter hohem
Druck injiziert wird. Infolgedessen werden die Herstellkosten zwangsweise
erhöht,
während
der Gießvorgang
komplex und schwierig wird. Eine gewünschte Festigkeit des Bauteiles
kann nicht gewährleistet
werden, wenn die Dichte der Verstärkungsfasern reduziert wird,
um den Verbundprozess einfacher zu gestalten. Die Verstärkungsfasern
werden gebrochen, um die Handhabung vor dem Gießen durch Ummanteln schwierig
zu machen. Zusätzlich
stellt ein Problem dar, dass die Bearbeitbarkeit des Verbund-Bauteiles
abnimmt, weil die verstärkte
Faser ein poröses
Material ist. Die relativ teuren Verstärkungsfasern führen auch
zu einer entscheidenden Erhöhung
der Produktionskosten des Sinterkörpers.
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Wenn
ein Verbundbauteil, das mit der Aluminium-Legierung imprägniert wird,
dadurch hergestellt wird, dass ein poröser, gegossener Metallkörper nach
JP-A Nr. 2001-276961 benutzt wird, ist es erforderlich, dass die
Aluminium-Legierung tief in den porösen Körper aus Gießmetall
zum Verbinden imprägniert
wird, um stabile und einwandfreie charakteristische Eigenschaften
zu erzielen. Zu diesem Zweck soll der poröse Körper aus Gießmetall
auf eine hohe Temperatur vorgeheizt werden.
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Die
Produktionskosten werden auch zwangsweise bei dem Vorschlag nach
JP-B Nr. 2-30790
erhöht, da
ein Verbund-Herstellverfahren für
eine Behandlung erforderlich ist, mit der eine intermetallische
Verbindung hergestellt wird.
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Wenn
der poröse
Sinterkörper
in Metall-Legierung geringen Gewichtes durch Gießen eingebettet wird, ist bekannt,
dass der Imprägnier-Zustand
der geschmolzenen Leichtmetall-Legierung nach dem ummantelnden Gießen weitgehend
die mechanischen und physikalischen Eigenschaften der resultierenden
Zusammensetzung beeinflusst. Entsprechend werden häufig Gießbedingungen
begrenzt, um den Einfluss des Imprägnierzustandes der geschmolzenen
Leichtmetall-Legierung nach dem Gießen durch Einbetten zu reduzieren.
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Aufgabe
der Erfindung ist, die Probleme der Vorschläge nach dem Stand der Technik
zu lösen
und einen Sinterkörper
auf Eisenbasis vorzuschlagen, der ausgezeichnete Eigenschaften für das einbettende
Vergießen
in Leichtmetall-Legierung zu erzielen, und ein Verfahren zur Herstellung
eines derartigen Körpers
vorzuschlagen. Der Sinterkörper
auf Eigenbasis als Gegenstand der Erfindung hat einen geringen Preis
und eine höhere
Festigkeit als die Leichtmetall-Legierung, z.B. Aluminium-Legierung,
während
gleichzeitig eine gute Bearbeitbarkeit erzielt wird. Ferner ist
der Sinterkörper
auf Eisenbasis als Gegenstand der Erfindung in der Lage, eine hohe
Bindefetigkeit mit der Leichtmetall-Legierung einzugehen, und ergibt
eine höhere
Festigkeit und einen geringeren thermischen Expansionskoeffizienten
als die Leichtmetall-Legierung, nachdem er in die Leichtmetall-Legierung,
z.B. die Aluminium-Legierung durch Gießen eingebettet worden ist.
Des weiteren ist Aufgabe der Erfindung, den Herstellvorgang durch
Verwendung des Sinterkörpers
auf Eisenbasis zu vereinfachen und einen Sinterkörper auf Eisenbasis zu erzielen,
der für
die Herabsetzung der Materialkosten verantwortlich ist.
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Um
die vorbeschriebenen Aufgaben zu lösen, haben die Erfinder intensive
Studien an verschiedenen Faktoren durchgeführt, die die Eigenschaft des
umhüllenden
Eingießens
in die Leichtmetall-Legierung, z.B. die Aluminium-Legierung, beeinflussen.
Die Erfinder haben festgestellt, dass die Eigenschaft des umhüllenden Eingießens in
die Leichtmetall-Legierung des Sinterkörpers auf Eisenbasis und die
Bindefestigkeit zwischen dem Sinterkörper auf Eisenbasis und der
Leichtmetall-Legierung entscheidend dadurch verbessert werden kann,
dass dem Sinterkörper
auf Eisenbasis eine Struktur gegeben wird, die eine freie Cu-Phase
enthält,
welche in der Matrix dispergiert ist, und dass die Oberflächenrauhigkeit
des Sinterkörpers
auf Eisenbasis in einem bestimmten Bereich dadurch eingestellt wird,
dass eine Stahl-Sandstrahlbehandlung oder zusätzlich eine Dampfbehandlung
vorgenommen wird.
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Vorliegende
Erfindung ist auf der Basis der Feststellungen der oben beschriebenen
und weiterer Studien vervollständigt
worden.
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Der
Sinterkörper
auf Eisenbasis nach der Erfindung hat eine Zusammensetzung der Matrix,
die in % Masse ausgedrückt
umfasst 0,5 bis 2,5% von C und 5 bis 40% von Cu, oder ferner 40%
oder weniger insgesamt des einen oder mehrerer Elemente, die aus
der Gruppe ausgewählt
sind, die aus 30% oder weniger von Cr, 10% oder weniger von Mo,
3% oder weniger vpm Ni, 3% oder weniger von Si, 2,5% oder weniger
von Mn, 5% oder weniger von V, 5% oder weniger von Ti, 3% oder weniger
von Nb und 5% oder weniger von W besteht, wobei der Rest Fe und
unvermeidbare Verunreinigungen sind.
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Der
Grund für
die Begrenzung der Zusammensetzung des Sinterkörpers auf Eisenbasis wird nachstehend
beschrieben. In der Zusammensetzung wird anschließend „% Masse" mit „%" bezeichnet.
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C: 0,5 bis 2,5%
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C
ist ein Element zur Erhöhung
der Festigkeit und Härte
des Sinterkörpers
und 0,5% oder darüber
von C ist erforderlich, um die Festigkeit zu gewährleisten und eine Matrix mit
einer Perlit-Struktur auszubilden, die ausgezeichnete Bearbeitungseigenschaften
hat. Jedoch wird ein grobes Carbid gebildet, wenn der Anteil an C
den Wert 2,5% übersteigt,
was eine Reduzierung der Bearbeitbarkeit darstellt. Demgemäß ist der
Anteil an C auf den Bereich von 0,5 bis 2,5% beschränkt.
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Cu: 5 bis 40%
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Cu
verbessert die Festigkeit des Sinterkörpers auf Eisenbasis durch
eine feste Lösung
in der Matrix. Zusätzlich
wird Cu als freie Cu-Phase in der Matrix ausgefällt und reagiert mit der Leichtmetall-Legierung, wenn
der Sinterkörper
auf Eisenbasis in der Leichtmetall-Legierung durch Vergießen eingebettet
wird. Dadurch wird die Bindefestigkeit zwischen dem Sinterkörper auf
Eisenbasis und der Leichtmetall-Legierung erhöht. Im Prinzip wird das Ausfällen der
freien Cu-Phase nicht festgestellt, wenn der Cu-Anteil kleiner als
5% ist und die gewünschte
Bindefestigkeit nicht erreicht wird. Übersteigt der Anteil von Cu
den Wert von 40%, nehmen die mechanischen Eigenschaften, z.B. die
Festigkeit, ab. Entsprechend wird der Anteil an Cu auf den Bereich
von 5 bis 40%, vorzugsweise den Bereich von 10 bis 30% beschränkt.
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40%
oder weniger an Gesamtanteil eines oder mehrerer Elemente, die aus
der Gruppe ausgewählt sind,
die aus 30% oder weniger von Cr, 10% oder weniger von Mo, 3% oder
weniger von Ni, 3% oder weniger von Si, 2,5% oder weniger von Mn,
5% oder weniger von V, 5% oder weniger von Ti, 3% oder weniger von
Nb und 5% oder weniger von W besteht.
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Cr,
Mo, Ni, Si, Mn, V, Ti, Nb und W sind Elemente zur Erhöhung der
Festigkeit des Sinterkörpers
auf Eisenbasis, und erforderlichenfalls kann mindestens eines dieser
Elemente hinzugefügt
werden. Wenn jedoch mehr als 30% von Cr, 10% von Mo, 3% von Ni,3%
von Si, 2,5% von Mn, 5% von V, 5% von Ti, 3% von Nb und 5% von W
hinzugefügt
werden, wird eine Sinterung schwierig und die Festigkeit des Sinterkörpers auf
Eisenbasis wird herabgesetzt. Insbesondere wenn Cr, V und W in einem
die obigen Werte überschreitenden
Anteil hinzugefügt
werden, wird aufgrund einer Vergröberung von Carbiden die Bearbeitbarkeit
herabgesetzt. Der Anteil der Siliziumoxid-Zunahmen durch Hinzufügen von
Si mit einem Anteil, der den vorstehend angegebenen Wert übersteigt,
führt zu
einer Herabsetzung des Schmelzpunktes wie auch zu einer nachteiligen
Beeinflussung der Bearbeitbarkeit. Wenn der Gesamtanteil dieser
Elemente 40% übersteigt,
wird die Festigkeit herabgesetzt, da es schwierig ist, die Legierungselemente
gleichförmig
zu verteilen. Cr, Mo, Si, V, Ti, Nb und W sind geeignet zur Steuerung
des thermischen Ausdehnungskoeffizienten des Sinterkörpers auf
Eisenbasis, da diese Elemente geringere thermische Ausdehnungskoeffizienten
als Fe haben.
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Der
Abgleich mit Ausnahme der oben beschriebenen Komponenten erfolgt
durch Fe und unvermeidbare Verunreinigungen in der Zusammensetzung
der Matrix des Sinterkörpers
auf Eisenbasis nach der Erfindung.
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Der
erfindungsgemäße Sinterkörper auf
Eisenbasis hat die vorbeschriebene Zusammensetzung zwischen der
Porosität,
der Matrix-Struktur und der freien Cu-Phasen, die in der Matrix
dispergiert sind. Freie Graphit-Phasen können in der Matrix mit einem
Volumenverhältnis
von 2% oder weniger vorhanden sein.
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Vorzugsweise
hat die Matrix eine Perlit-Struktur in dem Sinterkörper auf
Eisenbasis nach der Erfindung, da die Perlit-Struktur der Matrix
ermöglicht,
die Bearbeitbarkeit des Sinterkörpers
zu verbessern. Die Matrix-Stuktur kann eine Sorbit- oder Troostit-Struktur anstelle
der Perlit-Struktur, vom Standpunkt der Bearbeitbarkeit, sein. Eine
Bainit-Struktur,
eine Martensit-Struktur und eine Misch-Struktur können ebenfalls
verwendet werden, ohne dass Probleme entstehen.
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Die
freie Cu-Phase, die in der Matrix dispergiert ist, beträgt vorzugsweise
5 bis 30% des Volumenverhältnisses.
Das Volumenverhältnis
der freien Cu-Phase mit einem Wert von weniger als 5% führt zu einer
Herabsetzung der Bindefestigkeit, da ein geringer Anteil an intermetallischen
Komponenten von Cu und der Leichtmetall-Legierung gebildet wird.
Wenn das Volumenverhältnis
der freien Cu-Phase höher
als 30% ist, wird andererseits die Bindefestigkeit ziemlich stark
herabgesetzt, da die Festigkeit des Sinterkörpers auf Eisenbasis bis unter
die Festigkeit der Leichtmetall-Legierung reduziert wird.
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Eine
Erhöhung
des Volumenverhältnisses
der freien Cu-Phase, die in der Matrix dispergiert ist, ermöglicht,
dass die intermetallische Komponente durch eine Reaktion der geschmolzenen
Leichtmetall-Legierung mit freier Kupferphase gebildet wird, wenn
der Sinterkörper
in der Leichtmetall-Legierung durch Gießen ummantelt wird. Nach diesem
Mechanismus können
viele Bindungsstellen gebildet werden, und es kann eine hohe Bindefestigkeit
erzielt werden, auch wenn die geschmolzene Leichtmetall-Legierung nicht tief
in den Sinterkörper
auf Eisenbasis eindringt.
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Während der
Sinterkörper
auf Eisenbasis viele Poren enthält,
werden diese vorzugsweise als gegeneinander isolierte oder teilweise
miteinander verbundene Poren ausgebildet. Der Ausdruck „teilweise
verbundene Poren",
wie er in vorliegender Beschreibung verwendet wird, bezieht sich
auf Poren, die untereinander oder miteinander verbunden sind, die
aber nicht mit mehr Poren verbunden sind. Der Ausdruck „isolierte
Poren oder teilweise verbundene Poren", wie er in Zusammenhang mit vorliegender
Erfindung verwendet wird, bedeutet, dass der Wert durch [(das Volumen
der vollständig
verbundenen Poren)/(das Gesamtvolumen der Poren) × 100 (%)]
50 oder weniger beträgt.
Die Poren werden als kontinuierlich betrachtet, wenn der vorstehend definierte
Wert größer als
50 ist. Das Gesamtvolumen der Poren kann durch Umwandlung der Dichte
bestimmt werden, die nach dem archimedischen Prinzip gemessen wird.
Das Volumen der vollständig
verbundenen Poren kann dadurch bestimmt werden, dass man Wachs in
den Sinterkörper
eindringen läßt, indem
der Sinterkörper
60 Minuten lang in flüssiges
Wachs eingetaucht wird, und dass die Gewichtsänderungen vor und nach dem
Eindringen festgestellt werden.
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Die
isolierten Poren oder die teilweise verbundenen Poren können verhindern,
dass die geschmolzene Legierung tief in den Sinterkörper auf
Eisenbasis eindringt, wenn der Sinterkörper in der Legierung durch
Gießen
ummantelt wird. Infolgedessen werden die charakteristischen Eigenschaften
des Sinterkörpers
auf Eisenbasis durch Imprägnieren
der Leichtmetall-Legierung weniger nachteilig beeinflusst, damit
die Festigkeit und der thermische Ausdehnungskoeffizient, die dem
Sinterkörper
auf Eisenbasis eingeprägt
sind, aufrecht erhalten werden.
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Die
Porosität
des Sinterkörpers
auf Eisenbasis nach der Erfindung beträgt vorzugsweise 5 bis 35 Volumenprozent.
Es ist ein hoher Formdruck erforderlich, um den Press-Formvorgang durchzuführen, wenn
die Porosität
geringer als 5 Volumenprozent ist. Demgemäß ist das Verfahren wirtschaftlich
nachteilig, da eine Formmaschine mit großen Abmessungen erforderlich
wird, während
die Produktivität
abnimmt. Wenn die Porosität
35 Volumenprozent übersteigt,
dringt andererseits die Gieß-Leichtmetall-Legierung so tief
in den Sinterkörper
auf Eisenbasis ein, dass die charakteristischen Eigenschaften des
Sinterkörpers
auf Eisenbasis nachteilig beeinflusst werden. Die Porosität wird durch
Messen der Dichte des Sinterkörpers
nach dem archimedischen Prinzip bestimmt, an die sich eine Umwandlung
in Volumenprozent der Poren anschließt.
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Feine
Partikel zur Verbesserung der Bearbeitbarkeit werden vorzugsweise
in die Matrix mit der vorbeschriebenen Zusammensetzung des Sinterkörpers auf
Eisenbasis nach der Erfindung dispergiert, um die Bearbeitbarkeit
zu verbessern. Vorzugsweise bestehen die dispergierten feinen Partikel
zur Verbesserung der Bearbeitbarkeit aus mindestens einem Element,
das aus der Gruppe ausgewählt
wird, die aus MnS, CaF2, BN und Enstatit
besteht. Partikel von MnS, CaF2, BN und
Enstatit sind in der Lage, die Bearbeitbarkeit zu verbessern, und
sie können
durch Auswahl abhängig
von den Anforderungen beigegeben werden.
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Die
Scherfestigkeit wird dadurch niedrig gehalten, dass die feinen Partikel
in der Matrix zur Verbesserung der Bearbeitbarkeit gleichmäßig dispergiert
werden, da Späne
während
des Schneidens in eine Größe geteilt
werden, die durch den Abstand zwischen diesen feinen Partikeln bestimmt
ist.
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Die
feinen Partikel zur Verbesserung der Bearbeitbarkeit, die in der
Matrix dispergiert sind, haben vorzugsweise einen Partikeldurchmesser
von 150 μm
oder weniger. Die Randfestigkeit nimmt ab, wenn der Partikeldurchmesser
der feinen Partikel zur Verbesserung der Bearbeitbarkeit den Wert
von 150 μm übersteigt. Der
bevorzugte Durchmesser von feinen Partikeln zur Verbesserung der
Bearbeitbarkeit liegt im Bereich von 5 bis 100 μm.
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Der
Anteil an feinen Partikeln zur Verbesserung der Bearbeitbarkeit,
die in die Matrix des Sinterkörpers aus
porösem
Metall dispergiert werden, liegt vorzugsweise bei einem Wert von
0,1 bis 5% an Masse relativ zu der Gesamtmenge des Mischpulvers,
oder relativ zur Gesamtmenge des Pulvers auf Eisenbasis, des Kupferpulvers,
des Legierungselement-Pulvers, des Graphit-Pulvers und feinen Partikeln
zur Verbesserung der Bearbeitbarkeit. Es läßt sich keine Verbesserung
der Bearbeitbarkeit feststellen, wenn der Anteil der feinen Partikel
zur Verbesserung der Bearbeitbarkeit kleiner ist als 0,1% der Masse.
Andererseits werden die Adhäsionsfestigkeit
der Leichtmetall-Legierung
zur Matrix wie auch die Adhäsionsfestigkeit
an der Randbegrenzung herabgesetzt, wenn der Inhalt 5% der Masse übersteigt.
Demgemäß liegt
der Anteil an feinen Partikeln zur Verbesserung der Bearbeitbarkeit
bei einem Partikeldurchmesser von 150 μm oder darunter im Bereich von
0,1 bis 5% an Masse.
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Der
Sinterkörper
auf Eisenbasis nach der Erfindung hat eine Oberflächenrauhigkeit
Rz von 10 bis 100 μm.
Der Flächeninhalt
wird nicht in ausreichendem Maße
vergrößert, wenn
Rz kleiner als 10 μm
ist, um eine ausreichende Haftung und Bindefestigkeit zwischen dem
gesinterten Körper
und der Leichtmetall-Legierung zu erzielen. Wenn andererseits die
Oberfläche
eine Rauhigkeit besitzt, bei der Rz den Wert von 100 μm übersteigt,
wird die Dimensionsgenauigkeit ungenügend, und die Oberflächenschicht
tendiert dazu, Risse zu bekommen, so dass die Hafteigenschaft und
die Bindefestigkeit verringert werden.
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Vorzugsweise
weist der Sinterkörper
auf Eisenbasis nach der Erfindung Nuten an den Endflächen und/oder
Seitenflächen,
wie in den 1A und 1B dargestellt
ist, zusätzlich
zu der vorbeschriebenen Oberflächenrauhigkeit
auf. Die Ausbildung der Nuten an den Endflächen und/oder Seitenflächen ermöglicht, dass
der Flächeninhalt
vergrößert wird,
während
gleichzeitig die Hafteigenschaft und die Bindefestigkeit zwischen
der geschmolzenen Leichtmetall-Legierung und dem Sinterkörper auf
Eisenbasis weiter verbessert wird. Die Nuten an den Endflächen und/oder
Seitenflächen
werden vorzugsweise in der Stufe des Formpressens und/oder bei dem
Bearbeitungsvorgang des grünen
(ungesinterten) Presslings oder des Sinterkörpers ausgebildet. Während die
Form der Nut nicht streng begrenzt ist, wird die Nut vorzugsweise
in V-Form oder Bogen-Form
ausgebildet. Die Anzahl von Nuten kann entsprechend in Abhängigkeit
von der Dichte, Form und Größe des Sinterkörpers ausgewählt werden,
wie in den 1A und 1B dargestellt.
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Der
Sinterkörper
auf Eisenbasis nach der Erfindung mit der vorbeschriebenen Zusammensetzung
und Struktur hat einen mittleren thermischen Ausdehnungskoeffizienten
von 13,5 × 10–6/° C oder darunter
von Raumtemperatur bis 200° C.
Der Sinterkörper
auf Eisenbasis kann einen mittleren thermischen Ausdehnungskoeffzienten
von 15,0 × 10–6/° C oder darunter
haben, auch nachdem die Leichtmetall-Legierung in die teilweise
verbundenen Poren des Sinterkörpers
auf Eisenbasis eingedrungen ist, vorausgesetzt, dass der ursprüngliche
mittlere thermische Ausdehnungskoeffizient des Sinterkörpers auf
Eisenbasis 13,5 × 10–6/° C oder weniger
von Raumtemperatur bis 200° C
beträgt.
Infolgedessen kommt der thermische Ausdehnungskoeffizient des Sinterkörpers auf
Eisenbasis nach der Erfindung nahe an den thermischen Ausdehnungskoeffizienten einer
Kurbelwelle auf Eisenbasis einer Brennkraftmaschine heran, der 9 × 10–6 bis
12 × 10–6/K
beträgt.
Entsprechend kann die thermische Ausdehnung des Lagers während des
Betriebs der Brennkraftmaschine unterdrückt werden, wenn der Sinterkörper auf
Eisenbasis in dem Lager der Brennkraftmaschine durch Gießen ummantelt
wird. Dies bewirkt, dass die Änderung
des Abstandes zwischen Lager und Kurbelwelle, der durch einen Unterschied
in den thermischen Ausdehnungskoeffizienten zwischen beiden bedingt
ist, aufrecht erhalten wird.
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Das
Verfahren zum Herstellen des Sinterkörpers nach der Erfindung wird
nachstehend beschrieben.
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Ein
Pulver auf Eisenbasis, ein Kupfer-Pulver, ein Graphit-Pulver und
ein Schmiermittel-Pulver,
wahlweise ein Feinpartikel-Pulver zur Verbesserung der Bearbeitbarkeit,
werden zur Bildung eines Mischpulvers gemischt. Das Mischpulver
wird in eine Form eingefüllt,
damit ein grüner
Pressling durch Formpressen oder Druckpressen ausgebildet wird.
Anschließend
wird der grüne
Pressling zur Bildung eines Sinterkörpers gesintert.
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Das
Pulver auf Eisenbasis ist vorzugsweise ein reines Eisenpulver und/oder
ein Pulver aus korrosionsbeständigem
Stahl. Das Pulver aus korrosionsbeständigem Stahl ist vorzugsweise
ein Pulver aus ferritischem, korrosionsbeständigem Stahl oder ein Pulver
aus martensitischem korrosionsbeständigem Stahl.
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Beispiele
für den
ferritischen korrosionsbeständigen
Stahl sind SUS 430, SUS 410L und SUS 434. Eine repräsentative
Zusammensetzung weist vorzugsweise in % an Masse ausgedrückt 0,12%
oder weniger von C, 1,0% oder weniger von Si, 1,25% oder weniger
von Mn, 11 bis 18% von Cr und 1,25% oder weniger von Mo auf, und
enthält
wahlweise mindestens ein Element, das aus der Gruppe ausgewählt ist,
die aus 3% oder weniger von Ni, 5% oder weniger von V, 5% oder weniger
von Ti, 3% oder weniger von Nb und 5% oder weniger von W besteht;
der Rest ist Fe und unvermeidbare Verunreinigungen.
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Beispiele
für den
martensitischen korrosionsbeständigen
Stahl sind SUS 420, SUS 410 und SUS 416. Eine repräsentative
Zusammensetzung hiervon weist vorzugsweise in Masse ausgedrückt 0,4%
oder weniger von C, 1,0% oder weniger von Si, 1,25% oder weniger
von Mn und 11,5 bis 14% von Cr und wahlweise mindestens ein Element
auf, das aus der Gruppe ausgewählt
ist, die aus 3% oder weniger von Ni, 5% oder weniger von V, 5% oder
weniger von Ti, 3% oder weniger von Nb und 5% oder weniger von W
besteht; der Rest ist Fe und unvermeidbare Verunreinigungen.
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Ein
reines Kupferpulver wird vorzugsweise als Rohmaterial für das Kupferpulver
verwendet. Das Kupfer-Pulver wird so hinzugefügt, dass der Gehalt an Cu in
dem Mischpulver 5 bis 40% an Masse relativ zum Gesamtgehalt des
Pulvers auf Eisenbasis, des Legierungselement-Pulvers, des Kupfer-Pulvers,
des Graphit-Pulvers und des Feinpartikel-Pulvers zur Verbesserung
der Bearbeitbarkeit beträgt.
Es wird kein Ausfällen von
freiem Cu beobachtet, wenn der Kupfergehalt kleiner als 5% an Masse
in dem Mischpulver beträgt.
Andererseits werden mechanische Eigenschaften, z.B. die Festigkeit,
herabgesetzt, wenn der Kupfergehalt 40% an Masse überschreitet.
Entsprechend wird der Anteil an Cu in dem Mischpulver im Bereich
von 5–40%
an Masse, vorzugsweise im Bereich von 10 bis 30$% an Masse eingestellt.
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Das
Graphit-Pulver wird als das Legierungselement zur Erhöhung der
Festigkeit des Sinterkörpers
auf Eisenbasis und zur Verbesserung der Bearbeitbarkeit bei der
Umformung der Matrix-Struktur in die Perlit-Struktur beigefügt. Um diese
Effekte zu erzielen, wird Graphit hinzugegeben, so dass der Anteil
von C in dem Mischpulver bei 0,5 bis 2,5% an Masse liegt.
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Das
Schmiermittel-Pulver wird in dem Mischpulver zur Verbesserung der
Formbarkeit in dem Kompressions-Formvorgang, und zur Erhöhung der
Dichte des grünen
Presslings hinzugefügt.
Als Schmiermittel-Pulver wird vorzugsweise Zink-Stearat verwendet.
Der Anteil an Schmiermittel-Pulver im Mischpulver beträgt vorzugsweise 0,5
bis 5 Teile an Gewicht relativ zu 100 Teilen der Gesamtmenge des
Mischpulvers. Die Gesamtmenge des Mischpulvers ist der Gesamtbetrag
des Pulvers auf Eisenbasis, des Kupfer-Pulvers, des Legierungselement-Pulvers,
des Graphit-Pulvers und des Feinpartikel-Pulvers zur Verbesserung
der Bearbeitbarkeit.
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Das
Feinpartikel-Pulver zur Verbesserung der Bearbeitbarkeit kann auch
dem Mischpulver zusätzlich zu
dem Pulver auf Eisenbasis, dem Kupfer-Pulver, dem Graphit-Pulver und dem Schmiermittel-Pulver
zur Verbesserung der Bearbeitbarkeit hinzugefügt werden. Das Feinpartikel-Pulver
zur Verbesserung der Bearbeitbarkeit ist vorzugsweise mindestens
ein Element, das aus der Gruppe ausgewählt ist, die aus MnS-, CaF2-, BN- und Enstatit-Pulvern besteht. Diese
MnS-, CaF2, BN- und Enstatit-Pulver sind in der
Lage, die Bearbeitbarkeit zu verbessern und sie werden selektiv
beigegeben, falls dies erforderlich erscheint. Die Feinpartikel
zur Verbesserung der Bearbeitbarkeit haben vorzugsweise einen Partikeldurchmesser
von 150 μm
oder weniger. Die Randfestigkeit nimmt ab, wenn der Partikeldurchmesser
des Feinpartikel-Pulvers
zur Verbesserung der Bearbeitbarkeit den Wert von 150 μm überschreitet.
Der bevorzugte Durchmesser des Feinpartikel-Pulvers zur Verbesserung
der Bearbeitbarkeit liegt in der Größenordnung von 5 bis 100 μm. Der bevorzugte
Gehalt an Feinpartikel-Pulver
zur Verbesserung der Bearbeitbarkeit in dem Mischpulver ist, soweit überhaupt
vorhanden, 0,1 bis 0,5% an Masse relativ zur Gesamtmenge des Pulvers
auf Eisenbasis, des Kupfer-Pulvers, des Legierungselement-Pulvers,
des Graphit-Pulvers und des Feinpartikel-Pulvers zur Verbesserung
der Bearbeitbarkeit. Der die Bearbeitbarkeit verbessernde Effekt
kann nicht erzielt werden, wenn der Anteil des Feinpartikel-Pulvers
zur Verbesserung der Bearbeitbarkeit kleiner als 0,1% an Masse ist,
während
die Randfestigkeit abnimmt, wenn der Anteil des Feinpartikel-Pulvers
zur Verbesserung der Bearbeitbarkeit 5% an Masse übersteigt.
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Vorzugsweise
wird mindestens eines der Pulver, das aus der Gruppe ausgewählt wird,
die aus Cr-Pulver, aus Mo-Pulver, aus W-Pulver, aus Fe-Cr-Pulver,
aus Fe-Mo-Pulver und aus Fe-W-Pulver besteht, weiter mit dem oben
erwähnten
Mischpulver, entweder allein oder in Kombination, als Legierungselement-Pulver
gemischt, so dass der Gesamtanteil 40% oder weniger relativ zur
Gesamtmenge des Pulvers auf Eisenbasis, des Legierungselement-Pulvers,
des Kupfer-Pulvers, des Graphit-Pulvers und des Pulvers zur Verbesserung
der Bearbeitbarkeit besteht, wobei das Mischpulver in Prozent an
Masse, einen Anteil von 40% oder weniger vom Gesamtanteil eines
oder mehrerer Elemente enthält,
die aus der Gruppe ausgewählt
sind, die aus 30% oder weniger von Cr, 10% oder weniger von Mo,
3% oder weniger von Ni, 3% oder weniger von Si, 2,5% oder weniger
von Mn, 5% oder weniger von V, 5% oder weniger von Ti, 3% oder weniger
von Nb und 5% oder weniger von W besteht.
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Vorzugsweise
werden das Cr-Pulver, das Mo-Pulver, das W-Pulver, das Fe-Cr-Pulver,
das Fe-Mo-Pulver oder das Fe-W-Pulver zur Verbesserung der Festigkeit
und zur Verringerung des thermischen Expansionskoeffizienten des
Sinterkörper
verwendet, so dass der Mischanteil 40% oder weniger des Gesamtanteils
im Mischpulver beträgt.
Die Legierungselemente sind ungleichmäßig verteilt und die Festigkeit
des Sinterkörper nimmt
ab, wenn der Mischanteil dieser Pulver 40% übersteigt.
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Während das
Mischverfahren nicht in besonderem Maße begrenzt ist, kann aus wirtschftlichen
Gründen
eine V-Mühle
vorzugsweise verwendet werden.
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Das
Mischpulver wird in eine Form zum Formpressen oder Kompressionspressen
eingefüllt,
um einen grünen
Pressling mit gewünschter
Form zu erhalten. Die Pressform-Bedingungen des grünen Presslings
werden vorzugsweise so eingestellt, dass der Sinterkörper einen
mittleren thermischen Ausdehnungskoeffizienten 13,5 × 10–6/° C oder weniger
von Raumtemperatur bis 200° C
hat. Während
das Verfahren zum Pressen des Mischpulvers nicht besonders restriktiv
ist, wird vorzugsweise eine Pressmaschine verwendet. Zum Beispiel ist
die Gestalt der Form vorher so ausgelegt, dass Nuten auf Seitenflächen und/oder
Endflächen
des grünen Presslings
ausgebildet werden.
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Dann
wird der grüne
Pressling bei 1100 bis 1250° C
gesintert, um einen Sinterkörper
auszubilden.
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Die
Sinterbedingung wird vorzugsweise so eingestellt, dass der Sinterkörper einen
mittleren thermischen Ausdehnungskoeffizienten von 13,5 × 10–6/° C oder weniger
von Raumtemperatur bis 200° C
hat. Zur Beschleunigung des Sintervorganges wird eine reduzierende
Atmosphäre
geschaffen. Die Sinterungsbedingungen werden vorzugsweise so eingestellt,
dass eine Sinterung mit teilweiser Flüssigphase durchgeführt wird,
um einen Sinterkörper
auszubilden, der isolierte oder teilweise verbundene Poren hat.
Dieses Verfahren ermöglicht,
dass die Poren isoliert oder teilweise verbunden sind, da die Poren
bei der freien Cu-Phase geschlossen sind.
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Anschließend wird
der Sinterkörper
einer Stahl-Sandstrahlbehandlung unterzogen, damit eine Oberflächenrauhigkeit
Rz von 10 bis 100 μm
erzielt wird. Der Durchmesser der Stahlkörner und der Blasdruck werden
zur Einstellung der Oberflächenrauhigkeit
gesteuert. Die Oberfläche
wird durch Entfernen von darauf befindlichen Oxidationsfilmen gereinigt
und die freie Cu-Phase, die in der Matrix dispergiert ist, wird
der Oberfläche
ausgesetzt, indem die Stahl-Sandstrahlbehandlung durchgeführt wird.
Infolgedessen wird die Benetzbarkeit zwischen der Oberfläche des
Sinterkörpers
und der geschmolzenen Leichtmetall-Legierung verbessert, damit die
Reaktion zwischen der Oberfläche
und der geschmolzenen Legierung verstärkt wird. Die Adhäsionsfähigkeit
wird verbessert, da die Bindung ohne Zwischenspalte zwischen der
Leichtmetall-Legierung und dem Sinterkörper ausgebildet wird. Die
Randfestigkeit wird ebenfalls aufgrund eines zusätzlichen Verankerungseffektes
bedingt durch die Verbesserung der Adhäsionseigenschaften erhöht. Die
Poren, die der Oberfläche
ausgesetzt sind, werden aufgebrochen, indem die Stahl-Sandstrahlbehandlung
durchgeführt
wird, damit die geschmolzene Leichtmetall-Legierung daran gehindert
wird, in den Sinterkörper
während
des Gießvorganges durch
Ummanteln einzudringen. Demzufolge können die charakteristischen
Eigenschaften des Sinterkörpers selbst
nach dem Gießen
durch Ummanteln aufrecht erhalten werden. Es ist jedoch keine Stahl-Sandstrahlbehandlung
erforderlich, wenn die Oberflächenrauhigkeit
des Sinterkörpers
den oben angegebenen Bereich nach dem Sintern erfüllt.
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Die
Dampfbehandlung wird vorzugsweise an dem Sinterkörper im Anschluss an das Stahl-Sandstrahlen
angewendet. Vorzugsweise wird die Dampfbehandlung bei 550 bis 650° C über 30 bis
90 Minuten in einer Dampfatmosphäre
durchgeführt.
Auf der Oberfläche
wird ein Eisenoxid-Überzugsfilm
ausgebildet und freies Cu auf der Oberfläche aufgrund dieser Dampfbehandlung
freigelegt, wodurch die Reaktion zwischen dem Sinterkörper und
der geschmolzenen Leichtmetall-Legierung beschleunigt wird, um zu
erreichen, dass die zu verbindende Grenzfläche ohne Verbleiben von Spalten
verbunden wird, so dass die Hafteigenschaft verbessert wird. Die
Poren in der Nähe
der Oberfläche
des Sinterkörpers
werden durch die Dampfbehandlung verschlossen, um zu verhindern,
dass eine große
Menge an geschmolzener Leichtmetall-Legierung tief in den Sinterkörper beim
Gießen
eindringt und die charakteristischen Eigenschaften des Sinterkörpers auf
Eisenbasis werden nach dem umhüllenden
Gießen
aufrecht erhalten.
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Der
Sinterkörper
auf Eisenbasis nach der Erfindung wird an einer entsprechenden Stelle
in einer Gießform
zur Ausbildung des Lagers der Brennkraftmaschine befestigt, und
es wird ein Bauteil aus Leichtmetall-Legierung durch Hochdruck-Spritzgießen erzeugt,
indem die geschmolzene Leichtmetall-Legierung, z.B. eine geschmolzene
Aluminium-Legierung,
in die Gießform
injiziert wird. Das Bauteil aus Leichtmetall-Legierung wird zu einem
fertigen Produkt verarbeitet, indem es auf eine vorbestimmte Größe bearbeitet
wird.
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Der
Sinterkörper
auf Eisenbasis, der nach dem vorbeschriebenen Verfahren hergestellt
wird, ist an einer entsprechenden Stelle in einer Gießform angeordnet
und das Bauteil aus Leichtmetall-Legierung wird durch Hochdruck-Formgießen hergestellt,
indem die geschmolzene Leichtmetall-Legierung injiziert wird. Das Vorheizen
bei einer Temperatur von 500 bis 550° C, das bei herkömmlichen
Sinterkörpern
auf Eisenbasis unvermeidbar war, ist nunmehr bei den Sinterkörpern auf
Eisenbasis nach vorliegender Erfindung nicht mehr erforderlich.
Stattdessen ist eine Erwärmung
auf Raumtemperatur oder bis zu 200° C für den Sinterkörper auf Eisenbasis
nach der Erfindung ausreichend. Die geschmolzene Leichtmetall-Legierung
kann bei guter Zirkulation in die Gießform mit dem Sinterkörper auf
Eisenbasis ohne Vorheizung oder mit Vorheizung bei niedriger Temperatur
injiziert werden, so dass gute Hafteigenschaften und eine hohe Bindefestigkeit
zwischen der geschmolzenen Leichtmetall-Legierung und dem Sinterkörper sichergestellt
sind. Infolgedessen können
das Herstellverfahren des Bauteils aus Leichtmetall-Legierung, die
den Sinterkörper
auf Eisenbasis umschließt,
durch Vergießen
entscheidend vereinfacht und die Herstellkosten des Bauteiles aus
Leichtmetall-Legierung können erheblich
reduziert werden.
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Ausführungsbeispiele
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Es
wurde ein Mischpulver durch Mischen unter Kneten eines Pulvers von
reinem Eisen, z.B. Pulver auf Eisenbasis, einem Pulver aus reinem
Kupfer, z.B. Kupfer-Pulver, einem Graphit-Pulver, einem Zink-Stearat-Pulver
als Schmiermittel-Pulver und einem MnS-Pulver als Feinpartikel-Pulver zur Verbesserung
der Bearbeitbarkeit gemischt und dem Mischpulver hinzugegeben. Das
Mischungsverhältnis
eines jeden Pulvers in dem Mischpulver ist in Tabelle 1 dargestellt.
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Das
Mischpulver wurde in eine Form gefüllt und zu einem grünen Pressling
mit einer in 1A dargestellten Gestalt formgepresst.
An Endflächen
und Seitenflächen
eines Teils des grünen
Presslings wurden, wie in 1A dargestellt,
Nuten mit einer Tiefe von 0,5 mm geformt. Ein grüner Pressling mit einer Gestalt nach
JIS Z2550 wurde als Zugfestigkeits-Teststück ausgebildet. Des weiteren
wurde ein grüner
Pressling mit einem Durchmesser von 50 mm und einer Länge von
15 mm als Teststück
zum Messen einer Bindefestigkeit nach dem Gießen durch Einbetten hergestellt.
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Ein
Sinterkörper
wurde jeweils durch Sintern in Flüssigphase des grünen Presslings
unter entsprechenden Bedingungen abhängig von dem Cu-Gehalt hergestellt.
Der Sinterkörper,
der dabei entstanden ist, wurde weiterhin einer Stahl-Sandstrahlbehandlung
und einer zusätzlichen
Dampfbehandlung, falls erforderlich, unterzogen. Die Stahl-Dampfstrahlbehandlung
wurde unter Verwendung eines vorbeschriebenen Stahlgitters nach
JIS G70 bei einem Blasdruck von 0,049 MPa (5 kgf/cm2) durchgeführt. Die
Dampfbehandlung wurde bei 550° C über eine
Zeitdauer von 90 Minuten vorgenommen.
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Die
Zusammensetzung, der Anteil an freier Cu-Phase, die Struktur, die
Porosität,
die Form der Poren, die Zugfestigkeit, der thermische Ausdehnungskoeffizient
und die Oberflächenrauhigkeit
wurden in bezug auf den so entstandenen Sinterkörper gemessen.
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Zur
Messung des Anteils an freiem Cu wurde ein Teststück des Sinterkörpers geprüft. Nach
dem Polieren wurde die Schnittstelle des Teststückes mit einem Electron Probe
Micro-Analyzer geprüft
und der Inhalt der freien Cu-Phase wurde unter Verwendung einer
Bildanalyse-Software gemessen. Nachdem die Schnittfläche des
Teststückes
mit Nital-Säure
oder Marmor-Ätzen
geätzt
worden war, wurde die Struktur geprüft und die Struktur der Matrix
identifiziert.
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Die
Porosität
wurde durch Umwandeln der Dichte des Sinterkörpers, gemessen nach dem archimedischen
Prinzip, in Volumen % der Poren bestimmt.
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Die
Form der Poren wurde dadurch festgestellt, dass die Menge an vollständig verbundenen
Poren in dem Sinterkörper
gemessen wurde. Die Poren wurden als isoliert oder teilweise verbunden
bezeichnet, wenn der Wert, der durch [(die Menge an voll verbundenen
Poren)/(Gesamtmenge der Poren)] × 100 (%) definiert wurde,
50 oder weniger beträgt,
während
die Poren als kontinuierlich bezeichnet wurden, wenn der Wert über 50 lag.
Der Sinterkörper
wurde in flüssiges
Wachs über
eine Zeitdauer von 60 Minuten eingetaucht, und die Menge an vollständig verbundenen
Poren wurde durch Messen der Menge des eingedrungenen Wachses nach
dem Entfetten des eingedrungenen Wachses bestimmt. Die Gesamtmenge
der Poren wurde durch Umwandlung der Dichte des Sinterkörpers, gemessen
nach dem archimedischen Prinzip in die Porosität bestimmt.
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Zum
Messen der Zugfestigkeit wurde ein Probenstück für den Zugfestigkeitstest nach
der Beschreibung in JIS Z2550 erstellt. Die Zugfestigkeit wurde
als Zugfestigkeitsverhältnis
bewertet. Durch Verwendung der Zugfestigkeit von ADC12 Aluminium-Legierung als Bezugswert
(1,0) wird das Zugfestigkeitsverhältnis als (Zugfestigkeit des
Sinterkörpers)/(Zugfestigkeit
von ADC12 Aluminium-Legierung) definiert.
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Der
thermische Ausdehnungskoeffizient wurde gemessen als der mittlere
thermische Ausdehnungskoeffizient von Raumtemperatur bis 200° C. Die Oberflächenrauhigkeit
Rz (μm)
wurde mit einem Nadelprüf-Oberflächenrauhigkeits-Messgerät nach JIS
B0601-1994 gemessen.
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Das
Pulver aus korrosionsbeständigem
Stahl nach Tabelle 1 wurde anstelle des reinen Eisenpulvers (A)
in manchen der Sinterkörper
verwendet. Dieses Pulver aus korrosionsbeständigem Stahl war (B) ein Pulver aus
ferritischem korrosionsbeständigem
Stahl (SUS 430) oder (C) Pulver aus martensitischem korrosionsbeständigem Stahl
(SUS 410L). Manche der Sinterkörper
wurden dadurch hergestellt, dass dem Mischpulver weiter mindestens
ein Pulver aus der Gruppe beigemischt wurde, das aus (a) Cr-Pulver,
(b) Mo-Pulver, (c) W-Pulver, (d) Fe-Mo-Pulver, (e) Fe-Cr-Pulver
oder (f) Fe-W-Pulver besteht.
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Der
Sinterkörper
auf Eisenbasis, der vorstehend beschrieben wurde, wurde an einer
bestimmten Stelle der Gießform
des Lagers 3 einer Brennkraftmaschine als Verstärkungsbauteil 1 befestigt,
wie in 2 dargestellt. Der Sinterkörper auf Eisenbasis wurde entweder überhaupt
nicht oder auf 200° C
vorgeheizt, bevor die Befestigung an der Gießform erfolgte. Dann wurde
die geschmolzene Aluminium-Legierung
(JIS ADC12) durch Hochdruck-Spritzgießen injiziert, um die Blöcke 2a und 2b der
Brennkraftmaschine mit vorgeschriebenen Dimensionen herzustellen.
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Ein
Zugfestigkeits-Testteil mit der Grenzfläche zwischen dem Sinterkörper und
der Aluminium-Legierung wurde von dem Lager der Brennkraftmaschine
getestet, das zur Messung der Zugfestigkeit bereitgestellt wurde.
Das Zugfestigkeits-Prüfteil
wurde in der Richtung geprüft,
die die Grenzfläche
enthielt, d.h. vertikal zur Achse des Testteiles. Die Zugfestigkeit σ wurde als
Bindefestigkeits-Verhältnis
relativ zu der gewünschten Grenzflächen-Festigkeit σE,
(σ/σE)
gewertet. σE repräsentiert
die Grenzflächen-Festigkeit
zwischen mit Aluminium, plattiertem Gusseisen, das in der Aluminium-Legierung
durch Gießen
eingebettet wurde, und Aluminium-Legierung. Ein Testteil, das den
Sinterkörper
aufwies, wurde aus dem Lager der Brennkraftmaschine geprüft und der
mittlere thermische Ausdehnungskoeffizient von Raumtemperatur bis
200° C unter
Verwendung eines Gerätes
zum Messen des thermischen Expansionskoeffizienten gemessen. Es
wurde eine Verbesserung der Produktivität um 30% und eine Abnahme der
Produktionskosten um 50% dadurch erzielt, dass ein Vorheiz-Vorgang
des Sinterkörpers
entfallen ist, bzw. dass der Sinterkörper bei einer niedrigen Temperatur
gesintert wurde, wenn der Sinterkörper in die Aluminium-Legierung
durch Gießen
eingeschlossen wurde, und zwar im Vergleich zu dem Fall eines üblichen
Gusseisens, das durch Gießen
in die Aluminium-Legierung eingeschlossen wurde.
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Die
erzielten Resultate sind in die Tabelle 2 eingetragen.
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Alle
Proben in den Beispielen nach der Erfindung zeigen ein Zugfestigkeitskeitsverhältnis von
1,0 oder darüber,
und ein Bindefestigkeitsverhältnis
von 1,0, selbst wenn keine Vorbeheizung oder eine Vorbeheizung bei
niedriger Temperatur vor dem Gießen durch Einhüllen in
die Aluminium-Legierung durchgeführt
wurde. Der thermische Ausdehnungskoeffizient des Lagerbauteiles
nach dem Umhüllen
in Aluminium-Legierung durch Gießen beträgt 15,0 × 10–6/° C oder weniger
in den Beispielen nach der Erfindung, was etwa dem thermischen Ausdehnungskoeffizienten
des Materials auf Eisenbasis entspricht.
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Andererseits
ist das Zugfestigkeitsverhältnis
niedrig, das Bindefestigkeitsverhältnis ist niedrig und der thermische
Ausdehnungskoeffizient ist bei den Proben vergleichbarer Beispiele
hoch, die außerhalb
des Bereiches der Erfindung liegen. Infolgedessen kann der thermische
Ausdehnungskoeffizient des Lagers, bei dem der Sinterkörper auf
Eisenbasis durch Gießen
umschlossen wird, nicht unterdrückt
werden, wenn die Brennkraftmaschine im Betrieb nicht in der Lage
ist, die Abstandsänderung
zwischen dem Lager und der Kurbelwelle in geeigneter Weise aufrecht
zu erhalten, wodurch die Gefahr der Entstehung von Geräuschen und
Vibrationen gegeben ist.
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Die
Erfindung ist in der Lage, industriell hervorragende Effekte zu
erbringen, derart, dass der Sinterkörper auf Eisenbasis nach der
Erfindung ausgezeichnete mechanische Eigenschaften, wie z.B. eine
hohe Festigkeit im Vergleich mit Leichtmetall-Legierungen, z.B. einer Aluminium-Legierung,
und ausgezeichnete Eigenschaften beim Gießen durch Ummanteln in der
Leichtmetall-Legierung auf billige und einfach herstellbare Weise
ergeben kann. Der Sinterkörper
auf Eisenbasis nach der Erfindung hat ausgezeichnete Klebeeigenschaften
und eine hohe Bindefestigkeit mit dem Leichtmetall, z.B. einer Aluminium-Legierung,
so dass die Grenzfläche
zwischen dem Leichtmetall und dem Sinterkörper eine Bindung eingeht,
ohne dass unerwünschte Spalte
nach dem umhüllenden
Gießen
in Leichtmetall vorhanden sind. Ferner können mit dem Sinterkörper auf
Eisenbasis nach der Erfindung eine hohe Festigkeit und ein geringer
thermischer Ausdehnungskoeffizient im Vergleich zu der Leichtmetall-Legierung aufrecht
erhalten, selbst nach dem umhüllenden
Eingießen
in die Leichtmetall-Legierung. Der Sinterkörper auf Eisenbasis erfordert
kein Vorheizen oder ein Vorheizen lediglich mit einer niedrigen
Temperatur bis etwa 200° C,
bevor er durch Eingießen
in Leichtmetall-Legierung ummantelt wird. Infolgedessen kann der
Herstellvorgang des Bauteiles vereinfacht werden, und es können die
Produktionskosten der Bauteile für
die Brennkraftmaschine entscheidend im Vergleich zu herkömmlichen
Prozessen reduziert werden. Ein weiterer Vorteil besteht darin,
dass die Änderung
des Abstandes zwischen dem Lager und der Kurbelwelle einwandfrei
während
des Betriebes der Brennkraftmaschine aufrecht erhalten werden kann,
wenn der Sinterkörper
auf Eisenbasis nach der Erfindung in dem Lager der Brennkraftmaschine
durch Gießen
eingebettet wird. Tabelle
1
- *) A: pure iron powder, B:
SUS 410L, C: SUS 430
- **) a: Cr powder, b: Mo powder, c: W powder, d: Fe-Mo powder,
e: Fe-Cr powder, f: Fe-W powder
- ***) I: MnS, II: CaF2, III: enstatit
- *) A: Reines Eisenpulver B) SUS 410L C) SUS 430
- **) a) Cr-Pulver, b) Mo-Pulver c) W-Pulver d) Fe-Mo-Pulver e)
Fe-Cr Pulver f) Fe-W-Pulver
- ***) I MnS II CaF2 III Enstabit
