DE3725495A1 - Brennkraftmaschine - Google Patents
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Description
Die vorliegende Erfindung betrifft eine Brennkraftmaschine,
insbesondere eine Brennkraftmaschine mit einem aus Leichtmetall
gefertigten Zylinderblock, der um die Zylinderbohrung eine Wand
aufweist, die aus einem zylindrischen, faserverstärkten Abschnitt
besteht, der aus einer Mischung aus einer Faser auf
Tonerde- oder Aluminiumoxidbasis und einer Kohlenstoffaser mit
einer Leichtmetallmatrix gebildet ist, und mit einem Kolben,
auf dem ein Kolbenring befestigt ist, der gleitend oder verschiebbar
in der Zylinderbohrung aufgenommen ist.
Es ist eine herkömmliche Brennkraftmaschine bekannt, bei welcher
ein Zylinderblock eine Zylinderbuchse umfaßt, die aus
einer aus teilweise stabilisiertem Zirkoniumdioxid gefertigten
inneren Schale und aus einer aus Grauguß gefertigten äußeren
Schale besteht (siehe US-Patent Nr. 45 44 607).
Diese Brennkraftmaschine ist jedoch für die Erzeugung einer
Gewichtsverminderung unzulänglich, weil die äußere Schale in
der Zylinderbuchse aus Grauguß gefertigt ist.
Es ist auch eine Konstruktion vorgeschlagen worden, bei welcher
der Zylinderblock unter Verwendung eines Leichtmetalls hergestellt
wird und die Wand der Zylinderbohrung aus einem zylindrischen,
faserverstärkten Abschnitt besteht, der aus einer
Verstärkungsfaser und einer Leichtmetallmatrix gebildet ist. In
diesem Fall sind jedoch Probleme mit der Festigkeit des zylindrischen,
faserverstärkten Abschnitts, der Gleiteigenschaften
des dem Zylinder angepaßten Kolbens und Kolbenrings, der
maschinellen Bearbeitbarkeit und dgl. aufgetreten.
Aufgabe der vorliegenden Erfindung ist es, eine Brennkraftmaschine
anzugeben, die einen aus Leichtmetall gefertigten Zylinderblock
aufweist und einen zylindrischen, faserverstärkten
Abschnitt der vorstehend beschriebenen Art umfaßt, wobei der
zylindrische, faserverstärkte Abschnitt verbesserte Festigkeit,
Gleiteigenschaften und maschinelle Bearbeitbarkeit hat, und
wobei der Kolben und Kolbenring ebenfalls verbesserte Gleiteigenschaften
haben.
Zur Lösung dieser Aufgabe ist erfindungsgemäß eine Brennkraftmaschine
mit einem aus Leichtmetall gefertigten Zylinderblock
vorgesehen, der um die Zylinderbohrung eine Wand aufweist, die
aus einem zylindrischen, faserverstärkten Abschnitt besteht,
der aus einer Mischung aus einer Faser auf Tonerde- bzw.
Aluminiumoxidbasis und einer Kohle- oder Kohlenstoffaser mit
einer Leichtmetallmatrix gebildet ist, wobei die Faser auf
Aluminiumoxidbasis einen Faservolumenanteil im Bereich von 8
bis 20% und die Kohlenstoffaser einen Faservolumenanteil im
Bereich von 0,3 bis 15% hat, und wobei ein durchschnittliches
Längen/Durchmesserverhältnis im Bereich von 10 bis 100 und
ein Elastizitätsmodul im Bereich von 20 bis 30 t/mm² liegt.
Erfindungsgemäß ist auch eine Brennkraftmaschine der oben beschriebenen
Art vorgesehen, bei welcher die Faser auf Tonerde-
bzw. Aluminiumoxidbasis 25 Gew.-% oder weniger Kieselerde oder
Siliziumoxid enthält, ein durchschnittliches Längen/Durchmesserverhältnis
im Bereich von 20 bis 150 und eine Alpharate
bzw. einen Alphagrad im Bereich von 2 bis 60% hat.
Es ist erfindungsgemäß auch eine Brennkraftmaschine der oben
beschriebenen Art vorgesehen, bei welcher die Faser auf Tonerde-
bzw. Aluminiumoxidbasis Granalien oder Körner enthält,
wobei der ganzen Körnergehalt im Bereich von 10 Gew.-% oder
weniger liegt, wobei der Gehalt an Körnern mit einer mittleren
Partikelgröße von 100 µm und mehr im Bereich von 2,5 Gew.-%
oder weniger liegt, wobei der Gehalt an Körnern mit einer
mittleren Partikelgröße von weniger als 150 µm im Bereich von 4
Gew.-% oder weniger liegt, und wobei der Gehalt an Körnern mit
einer mittleren Partikelgröße vom 50fachen eines mittleren
Durchmessers der Faser auf Tonerde- bzw. Aluminiumoxidbasis und
mehr im Bereich von 4 Gew.-% oder weniger liegt, basierend auf
der Faser auf Tonerde bzw. Aluminiumoxidbasis, welche die
Körner enthält.
Erfindungsgemäß ist auch eine Brennkraftmaschine der oben beschriebenen
Art vorgesehen, bei welcher die innere Umfangsfläche
des faserverstärkten Abschnitts eine Rauhigkeit auf einem
Niveau oder einer Größe hat, das bzw. die gleich oder niedriger
als die Hälfte des mittleren Durchmessers der Faser auf Tonerde-
bzw. Aluminiumoxidbasis ist.
Es ist auch erfindungsgemäß eine Brennkraftmaschine der oben
beschriebenen Art vorgesehen, bei welcher das Leichtmetall eine
Aluminiumlegierung ist, die 1,65 bis 14,0 Gew.-% Si enthält,
wobei das Verhältnis zwischen der Menge primären Kristallsiliziums
bzw. primären Si-Kristalls in dem faserverstärkten Abschnitt
und der Menge primären Kristallsiliziums in dem nur
Leichtmetall enthaltenden Abschnitt größer als 1 und kleiner
oder gleich 4 ist, und wobei eine mittlere Partikelgröße
primären Kristallsiliziums in dem faserverstärkten Abschnitt
ein Niveau bzw. eine Größe hat, das bzw. die niedriger als der
mittlere Durchmesser der Faser auf Tonerde- bzw. Aluminiumoxidbasis
ist.
Erfindungsgemäß ist auch eine Brennkraftmaschine der eingangs
genannten Art vorgesehen, bei welcher das Leichtmetall eine
Aluminiumlegierung ist, die 14 bis 24 Gew.-% Si enthält.
Es ist erfindungsgemäß auch eine Brennkraftmaschine der oben
beschriebenen Art vorgesehen, bei welcher an der äußeren Umfangsfläche
des Kolbens eine eisenplattierte Schicht und auf
der Oberfläche der eisenplattierten Schicht eine zinnplattierte
Schicht ausgebildet ist, wobei die eisenplattierte Schicht
eine Härte von Hv 250 oder mehr und eine Dicke von 5 bis 30 µm
aufweist, und wobei die zinnplattierte Schicht eine Dicke von
1 bis 10 µm aufweist.
Erfindungsgemäß ist auch eine Brennkraftmaschine der oben
beschriebenen Art vorgesehen, bei welcher der Kolbenring aus
einem austenitischen bzw. unmagnetischen, nichtrostenden Stahl
gebildet ist.
Es ist erfindungsgemäß auch eine Brennkraftmaschine der oben
beschriebenen Art vorgesehen, bei welcher der Kolbenring aus
einer Legierung auf Eisenbasis gebildet ist, wobei auf der
äußeren Umfangsfläche des Kolbenrings eine Nitridschicht
ausgebildet ist, und wobei die Rate, der Grad oder das Maß
einer die äußere Umfangsfläche einnehmenden Karbonatfläche bei
5% oder weniger liegt.
Erfindungsgemäß ist auch eine Brennkraftmaschine der oben beschriebenen
Art vorgesehen, bei welcher der Kolbenring aus
einer Legierung auf Eisenbasis gebildet ist, wobei auf einer
äußeren Umfangsfläche des Kolbenrings eine hartchromplattierte
Schicht ausgebildet ist, wobei die plattierte Schicht eine
Dicke im Bereich von 10 bis 150 µm und eine Härte im Bereich
von Hv 600 bis 1000 aufweist.
Es ist auch erfindungsgemäß eine Brennkraftmaschine der oben
beschriebenen Art vorgesehen, bei welcher der Kolbenring aus
einer Legierung auf Eisenbasis gebildet ist, wobei eine äußere
Umfangsfläche des Kolbenrings mit einer eisenplattierten
Schicht versehen ist, die harte Partikeln enthält.
Erfindungsgemäß ist auch eine Brennkraftmaschine der oben beschriebenen
Art vorgesehen, bei welcher der Kolbenring aus
einer Legierung auf Eisenbasis gebildet ist, wobei eine äußere
Umfangsfläche des Kolbenrings mit einer metallplattierten
Schicht auf Nickelbasis versehen ist, die harte Partikeln enthält.
Durch die vorstehend genannten Konstruktionen ist es möglich,
eine Brennkraftmaschine bereitzustellen, bei welcher der zylindrische,
faserverstärkte Abschnitt faserverstärkende Fähigkeiten,
wie beispielsweise Verbesserungen bei kratz- bzw. ritzkritischem
Oberflächendruck durch die Faser auf Tonerde- bzw.
Aluminiumoxidbasis, anfreßkritischem Oberflächendruck, Verschleißfestigkeit
und dgl., sowie schmierende Fähigkeiten durch
die Karbon- bzw. Kohlenstoffaser und eine ausgezeichnete Festigkeit
hat, wobei er sogar in nicht geschmiertem Zustand eine
ausgezeichnete Gleiteigenschaft zeigt.
Es ist auch möglich, eine Brennkraftmaschine bereitzustellen,
die einen hochfesten, zylindrischen, faserverstärkten Abschnitt
umfaßt, der unter Verwendung eines Faserformteils hergestellt
ist, das ein ausgezeichnetes Formbewahrungsvermögen hat und das
eine befriedigende faserverstärkende Fähigkeit aufweisen kann.
Auch ist es möglich, eine Brennkraftmaschine bereitzustellen,
die einen zylindrischen, faserverstärkten Abschnitt mit guter
Schneideigenschaft, beispielsweise maschineller Bearbeitbarkeit,
aufweist.
Es ist auch möglich, eine Brennkraftmaschine bereitzustellen,
welche einen Kolben aufweist, der eine eisenplattierte Schicht
mit Verschleißfestigkeit und eine auf der Oberfläche der
eisenplattierten Schicht ausgebildete zinnplattierte Schicht
mit Schmierfähigkeiten hat.
Auch ist es möglich, eine Brennkraftmaschine bereitzustellen,
bei welcher durch die Ausbildung des Kolbenringes aus einem aus
austenitartigem, nichtrostendem Stahl ein thermischer Ausdehnungskoeffizient
des Kolbenrings demjenigen der Aluminiumlegierung,
welche den Zylinderblock bildet, angenähert werden
kann, wodurch ein Zusammensetzungs- oder Anpassungsspiel für
den Kolbenring zur Vermeidung einer gegenseitigen Beeinflussung
von Kolbenring und Innenwand der Zylinderbohrung beim Anlassen
der Maschine bei niedriger Temperatur sichergestellt ist,
während eine Zunahme des Anpassungsspiels für den Kolbenring
bei höherer Temperatur der Maschine unterdrückt und dadurch
eine Durchblasgasmenge und der Kraftstoffverbrauch vermindert
werden.
Auch ist es möglich, eine Brennkraftmaschine bereitzustellen,
bei welcher die aus einer Legierung auf Eisenbasis gefertigte
äußere Umfangsfläche des Kolbenringes eine Nitridschicht hat,
die befriedigend an den faserverstärkten Abschnitt anschmiegbar
ist, und bei welcher die Rate, der Grad oder das Maß einer die
äußere Umfangsfläche einnehmenden Kabonatfläche so spezifiziert
ist, daß eine Abnahme der Größe des Verschleißes des zylindrischen,
faserverstärkten Abschnitts bewirkt wird.
Es ist auch möglich, eine Brennkraftmaschine bereitzustellen,
bei welcher die Gleiteigenschaften zwischen dem Kolbenring und
dem zylindrischen, faserverstärkten Abschnitt verbessert sind
durch Ausbildung der hartchromplattierten Schicht, wobei die
eisenplattierte Schicht die harten Partikeln enthält, oder
durch Ausbildung der die harten Partikeln enthaltenden nickelplattierten
Schicht auf der äußeren Umfangsfläche des Kolbenrings
aus der Legierung auf Eisenbasis.
Die obigen und andere Merkmale, Eigenschaften und Vorteile der
Erfindung ergeben sich beim Lesen der folgenden detaillierten
Beschreibung bevorzugter Ausführungsformen anhand der
Zeichnungen. Von den Figuren zeigt:
Fig. 1 einen längs der Linie I-I in Fig. 3 genommenen Schnitt
durch eine Brennkraftmaschine, bei welcher die
Erfindung angewendet ist,
Fig. 2 eine perspektivische Darstellung des Zylinderblocks der
Brennkraftmaschine nach Fig. 1,
Fig. 3 eine Draufsicht auf den Zylinderblock,
Fig. 4 einen längs der Linie IV-IV in Fig. 3 genommenen
Schnitt,
Fig. 5 einen längs der Linie V-V in Fig. 4 genommenen
Schnitt,
Fig. 6 eine perspektivische Darstellung eines Faserformteils,
Fig. 7 eine grafische Darstellung, welche die Beziehung zwischen
dem Volumenprozentgehalt einer Kohlenstoffaser
und dem Verformungswiderstand des faserverstärkten Abschnitts
zeigt,
Fig. 8 eine grafische Darstellung, welche die Beziehung zwischen
dem mittleren Längen/Durchmesserverhältnis der
Kohlenstoffaser und dem Verformungswiderstand des
faserverstärkten Abschnitts eines ersten Beispiels
zeigt,
Fig. 9 eine grafische Darstellung, welche die Beziehung zwischen
dem Elastizitätsmodul der Kohlenstoffaser und dem
Verformungswiderstand des faserverstärkten Abschnitts
des ersten Beispiels nach Fig. 8 zeigt,
Fig. 10 eine grafische Darstellung, welche die Beziehung zwischen
dem mittleren Längen/Durchmesserverhältnis der
Kohlenstoffaser und der Verschleißmenge des faserverstärkten
Abschnitts des ersten Beispiels nach den
Fig. 8 und 9 zeigt,
Fig. 11 eine grafische Darstellung, welche die Beziehung der
für eine Gußoperation erforderlichen Zeit und der
Druckkraft auf das geschmolzene Metall zeigt,
Fig. 12 eine Mikrofotografie, welche die metallografische
Struktur des faserverstärkten Abschnitts und des
einzelnen Leichtmetallabschnitts zeigt,
Fig. 13 eine grafische Darstellung, welche die Beziehung
zwischen dem Gehalt an Metallkörnern mit Partikelgrößen
von 150 µm und mehr und dem Verformungswiderstand
des faserverstärkten Abschnitts zeigt,
Fig. 14 eine grafische Darstellung, welche die Beziehung
zwischen dem Gehalt an Körnern mit Partikelgrößen von
150 µm oder mehr und den größenkritischen Oberflächendruck
des faserverstärkten Abschnitts zeigt,
Fig. 15A eine grafische Darstellung, welche die Beziehung zwischen
dem Gehalt an Körnern mit Partikelgrößen von
weniger als 150 µm und dem größenkritischen Oberflächendruck
des faserverstärkten Abschnitts zeigt,
Fig. 15B eine grafische Darstellung, welche die Beziehung zwischen
einem Vergleich der durchschnittlichen oder
mittleren Partikelgröße der Körner mit dem durchschnittlichen
oder mittleren Durchmesser der Faser
auf Aluminiumbasis und dem Verformungswiderstand
des faserverstärkten Abschnitts zeigt,
Fig. 16 eine grafische Darstellung, welche die Beziehung zwischen
dem Gesamtgehalt der Körner und dem Verformungswiderstand
des faserverstärkten Abschnitts zeigt,
Fig. 17 eine grafische Darstellung, welche die Beziehung zwischen
dem Gehalt an Kieselerde oder Siliziumoxid und
dem Verformungswiderstand des faserverstärkten Abschnitts
zeigt,
Fig. 18 eine grafische Darstellung, welche die Beziehung
zwischen dem Alphagrad von Tonerde bzw. Aluminiumoxid
und der Druck- oder Zugfestigkeit des faserverstärkten
Abschnitts zeigt,
Fig. 19 eine grafische Darstellung, welche die Beziehung
zwischen der Oberflächenrauhigkeit einer Spitze und
einer Scheibe und dem auf die Spitze wirkenden Oberflächendruck
zeigt,
Fig. 20 eine grafische Darstellung, welche die Beziehung
zwischen dem Faservolumenanteil der Faser auf Tonerde-
bzw. Aluminiumoxidbasis und dem auf die
Spitze wirkenden Oberflächendruck zeigt,
Fig. 21 eine grafische Darstellung der Beziehung zwischen
dem Faservolumenanteil bzw. -bruchteil der Faser
auf Tonerde- bzw. Aluminiumoxidbasis und den Verschleißmengen
der Spitze und der Scheibe,
Fig. 22 eine grafische Darstellung, welche die Beziehung
zwischen dem mittleren Längen/Durchmesserverhältnis
der Faser auf Tonerde- bzw. Aluminiumbasis und dem
Verformungswiderstand des faserverstärkten Abschnitts
zeigt,
Fig. 23 eine grafische Darstellung, welche die Beziehung
zwischen dem Alphagrad von Tonerde bzw. Aluminiumoxid
und dem Verformungswiderstand des faserverstärkten
Abschnitts zeigt,
Fig. 24 eine grafische Darstellung, welche die Beziehung
zwischen dem Si-Gehalt der Aluminiumlegierung und
der Verschleißmenge der Aluminiumlegierung zeigt,
Fig. 25 einen Längsschnitt durch einen Kolben,
Fig. 26 den Teil des Kolbens im Kreis XXVI in Fig. 25 in
vergrößerter Darstellung,
Fig. 27A eine grafische Darstellung, welche die Beziehung
zwischen der Härte der eisenplattierten Schicht und
dem darauf wirkenden Oberflächendruck zeigt,
Fig. 27B eine grafische Darstellung, welche die Ergebnisse
eines Gleittests von der Art Spitze-auf-Scheibe zeigt,
Fig. 28 eine Draufsicht auf einen Kolbenring,
Fig. 29 eine perspektivische Darstellung des Kolbenrings,
Fig. 30 eine grafische Darstellung, welche die Beziehung
zwischen der Karbonatflächen einnehmenden Rate und
den Verschleißmengen des faserverstärkten Abschnitts
und des Kolbenrings zeigt,
Fig. 31 eine grafische Darstellung, welche die Beziehung
zwischen einer Kombination aus verschiedenen Prüfstücken
und dem Oberflächendruck zeigt,
Fig. 32 eine grafische Darstellung, welche die Beziehung
zwischen der Gleitdistanz und den Verschleißmengen
an den Prüfstücken zeigt,
Fig. 33 eine perspektivische Darstellung eines Kolbenrings,
Fig. 34 einen längs der Linie XXXIV-XXXIV in Fig. 33 genommenen
Schnitt in vergrößerter Darstellung,
Fig. 35 eine grafische Darstellung, welche die Anfreß- bzw.
Belegungscharakteristiken zeigt,
Fig. 36 eine grafische Darstellung, welche die Beziehung
zwischen der Gleitdistanz und Größen des Spitzen-
und Scheibenverschleißes zeigt,
Fig. 37 eine grafische Darstellung, die eine Anfreßcharakteristik
zeigt, und
Fig. 38 eine grafische Darstellung, welche die Beziehung
zwischen der Gleitdistanz und Größen des Spitzen-
und Scheibenverschleißes zeigt.
Die Fig. 1 zeigt eine Brennkraftmaschine E mit einem Zylinderblock
1 vom Zwillings- oder Verbundtyp, der aus einer Aluminiumlegierung
gegossen ist, die ein Leichtmetall ist, mit einem
an dem Zylinderblock 1 befestigten Zylinderkopf 2 mit einem in
einer Zylinderbohrung 3 im Zylinderblock 1 gleitend aufgenommenen
Kolben 4, mit einem ersten und zweiten Verdichtungsring
6₁ und 6₂, die in einer ersten und zweiten Verdichtungsringnut
5₁ bzw. 5₂ im Kolben 4 angeordnet sind, und mit einem Öl- oder
Schmierungsring 6₃, der in einer Ölringnut 5₃ im Kolben 4 angeordnet
ist. Der erste und zweite Verdichtungsring 6₁ und 6₂
und der Öl- bzw. Ölabstreifring 6₃ bilden eine Kolbenringanordnung.
Nach den Fig. 1 bis 5 umfaßt der Zylinderblock einen Zylindermantel
7, der aus mehreren miteinander verbundenen Zylindermantelabschnitten,
beispielsweise den Abschnitten 7₁ bis 7₄ für
eine Vierzylindermaschine bestehen und von denen jeder eine
Zylinderbohrung aufweist, eine den Zylindermantel 7 vom Verbundtyp
umgebende äußere Zylinderblockwand 8 und ein Kurbelgehäuse
9, das mit der äußeren Zylinderblockwand 8 verbunden
ist. Zwischen dem Zylindermantel 7 vom Verbundtyp und der
äußeren Zylinderblockwand 8 ist ein Wassermantel 10 ausgebildet.
Am oberen Ende des Wassermantels 10 sind nahe bei der
Anschlußfläche für den Zylinderkopf der Zylindermantel 7 vom
Verbundtyp und die äußere Zylinderblockwand 8 durch mehrere
verstärkende Deckabschnitte 11 teilweise miteinander verbunden.
Die offenen Abschnitte zwischen benachbarten verstärkenden
Deckabschnitten wirken als Kühlmittelkommunikationsöffnungen 12
zum Zylinderkopf. Auf diese Weise ist der Zylinderblock 1 als
ein Block vom sog. geschlossenen Decktyp konstruiert.
Jeder Zylindermantelabschnitt 7₁ bis 7₄ umfaßt einen zylindrischen,
faserverstärkten Abschnitt C, der eine Zylinderbohrungswand
3 oder einen peripheren Abschnitt der Wand 3 faserverstärkt,
und einen aus einer Aluminiumlegierung gefertigten
zylindrischen Abschnitt, welcher einen äußeren Umfang des
zylindrischen faserverstärkten Abschnitts längs umgibt. Der
faserverstärkte Abschnitt C besteht aus einem zylindrischen
Fasergußteil bzw. -formteil F (Fig. 6), das aus einer Mischung
aus einer Faser auf Alaunerde- bzw. Aluminiumoxidbasis und
einer Kohlenstoffaser als verstärkende Fasern und aus einer in
das Faserformteil F gefüllten Aluminiumlegierungsmatrix.
In dem Faserformteil F ist ein Verhältnis der mittleren Länge
der Kohlenstoffaser zur mittleren Länge der Faser auf Tonerde-
bzw. Aluminiumoxidbasis auf einen Bereich von 0,5 bis 2,0, vorzugsweise
von 0,5 bis 1,5 eingestellt und ein mittleres Längen/
Durchmesserverhältnis l/d ist auf den Bereich von 10
bis 100 eingestellt, wobei l die Länge und d den Durchmesser
dieser Faser bedeuten.
Die Verwendung der Kohlenstoffaser zusammen mit der Faser auf
Aluminiumoxidbasis ist für die Erzeugung einer Verbesserung der
Gleiteigenschaften des faserverstärkten Abschnitts C aufgrund
der Schmierungseigenschaften der Kohlenstoffaser wirksam. In
diesem Zusammenhang sei darauf hingewiesen, daß beide Typen von
Fasern gleichmäßig in der Leichtmetallmatrix verteilt sind.
Dazu wird ein Verhältnis der mittleren Längen beider Fasern auf
einen Bereich von 0,5 bis 2,0, vorzugsweise von 0,5 bis 1,5,
insbesondere auf 1, eingestellt. Wenn alle Fasern von einheitlichem
Durchmesser sind, kann ein Faserformteil hergestellt
werden, bei dem beide Fasertypen gleichmäßig gemischt sind. Zu
diesem Zweck ist der bevorzugte Bereich für das Verhältnis
zwischen dem maximalen Faserdurchmesser zum minimalen Faserdurchmesser
10 oder weniger.
Um eine Verminderung der Festigkeit des Materials zu verhindern,
wenn die Kohlenstoffaser gemeinschaftlich verwendet
wird, wird, wie oben beschrieben, das mittlere Längen/Durchmesserverhältnis
vorzugsweise auf einen Bereich von 10 bis
100 eingestellt. Wenn in diesem Fall das Längen/Durchmesserverhältnis
kleiner als 10 ist, wird die Festigkeit der Zwischenverbindung
zwischen der Leichtmetallmatrix und der
Kohlenstoffaser kleiner und dies bewirkt nicht nur einen
beschleunigten Verschleiß aufgrund eines Ausfalls der Kohlenstoffaser
aus der Leichtmetallmatrix, sondern es wird auch
keine verstärkende Festigkeit erzeugt. Wenn andererseits das
mittlere Längen/Durchmesserverhältnis 100 überschreitet, kann
die Kohlenstoffaser nicht gleichmäßig verteilt werden und dies
hat nicht nur eine große Aussparungswirkung zur Folge, die eine
Festigkeitsverminderung mit sich bringt.
Wenn eine Kohlenstoffaser verwendet wird, wird die Schmierfähigkeit
um so mehr verbessert und der Elastizitätsmodul um so
mehr erhöht, je mehr Prozent Graphitbildung der Faser vorhanden
ist. Während des Gießens besteht jedoch der Nachteil, daß nicht
nur die Benetzungseigenschaften der Leichtmetallmatrix vermindert
werden, sondern auch die Prozentlängenänderung erniedrigt
wird, und die Kohlenstoffaser kann beim Kompoundierungs- bzw.
Verbundprozeß leicht gebrochen werden, was eine Verminderung
der Festigkeit des faserverstärkten Abschnitts C zur Folge hat.
Außerdem ist ein weniger fester Artikel einer teerartigen Kohlenstoffaser
in Bezug auf die Zwischenflächenfestigkeit geringwertiger
und kann keinen faserverstärkten Abschnitt C bilden,
der die erforderliche Festigkeit hat.
Die geeignetsten Fasern haben einen Elastizitätsmodul von 20
bis 30 t/mm² und die Verwendung solcher Kohlenstoffasern ermöglichen
es, einen faserverstärkten Abschnitt C zu erzeugen,
der die erforderliche Festigkeit hat.
Die geeignetsten Fasern haben auch einen mittleren Durchmesser
von 6 bis 8 µm und eine mittlere Länge von 100 bis 200 µm. Vorzugsweise
wird in diesem Fall der Gehalt an Kohlenstoffaser mit
einer Länge von 20 µm oder weniger auf 15 Gew.-% oder weniger
und der Gehalt an Kohlenstoffasern mit einer Länge von 300 µm
oder mehr auf 9 Gew.-% oder weniger eingestellt.
Verwendbare Fasern auf Aluminiumoxidbasis enthalten Aluminiumoxidfasern,
Aluminiumoxid-Siliziumoxid-Fasern usw., weil sie
Verbesserungen in der Festigkeit des faserverstärkten Abschnitts,
der Ritzhärte, des Anfressens, des Verschleißwiderstandes
und dgl. bringen. Einige solcher Fasern auf Aluminiumoxidbasis
sind beispielsweise Saffil, das von ICI kommerziell
erhältlich ist, Fiber FP, das von E. I. Dupont de Nemour & Co.
erhältlich ist, und dgl.
Der Faservolumenanteil Vf oder der Volumenprozentgehalt der
Faser auf Aluminiumoxidbasis ist auf einen Bereich von 8 bis
20% eingestellt, während der Anteil Vf der Kohlenstoffasern
auf einen Bereich von 0,3 bis 15% eingestellt ist.
Wenn der Faservolumenanteil der Kohlenstoffaser wie oben definiert
eingestellt wird, können die Gleiteigenschaften verbessert
werden.
Wenn jedoch der Faservolumenanteil der Kohlenstoffaser weniger
als 0,3% beträgt, kann der oben erwähnte, auf der Schmierfähigkeit
der Kohlenstoffaser beruhende Effekt nicht erhalten
werden. Wenn andererseits der Faservolumenanteil der Kohlenstoffaser
15% überschreitet, wird der totale Faservolumenanteil
in Bezug auf die Faser auf Aluminiumoxidbasis erhöht,
und die Verwendung einer Mischung aus diesen Fasern zur Erzeugung
eines Faserformteils führt zu einem erniedrigten Formbeibehaltungsvermögen
des resultierenden Faserformteils F und
zu einem erniedrigten Verformungswiderstand des resultierenden
faserverstärkten Abschnitts C, wie es aus der Fig. 7 hervorgeht.
In dieser Fig. 7 zeigt eine Linie A₁₂ eine Variation des Verformungswiderstandes
an, wobei der Faservolumenprozentgehalt
der Faser auf Aluminiumoxidbasis auf 12% eingestellt ist, und
eine Linie A₉ zeigt eine Variation des Verformungswiderstandes,
wobei der Faservolumenprozentgehalt der Faser auf Aluminiumoxidbasis
auf 9% eingestellt ist.
Es sei darauf hingewiesen, daß die Kohlenstoffaser Schmierfähigkeit
hat und folglich die Ritzeigenschaft oder dgl. nicht
beeinträchtigt werden kann, selbst wenn sie aus der Leichtmetallmatrix
fällt.
Es wurde eine Aluminiumoxidfaser mit einem Alphagrad (Gewichtsprozent
des α-Aluminiumoxids auf der Basis des gesamten Aluminiumoxids)
von 33% und mehrere Kohlenstoffasern mit einem
mittleren Durchmesser von 7 µm und verschiedenen mittleren
Längen/Durchmesserverhältnissen und Elastizitätsmodulen
präpariert.
Die Faserformteile wurden unter Verwendung verschiedener
Kohlenstoffasern derart gegossen bzw. geformt, daß ein Faservolumenanteil
von 12% für die Aluminiumoxidfaser und ein
Faservolumenanteil von 9% für die Kohlenstoffaser vorhanden
war.
Die einzelnen Faserformteile und eine Aluminiumlegierung (JIS
ADC 12) wurden zur Erzeugung mehrerer zusammengesetzter Teile
verwendet, von denen jedes einem faserverstärkten Abschnitt C
in einen Druckgußverfahren zugeordnet war. Die verwendeten Gußbedingungen
bestanden in einer Vorheiztemperatur von 200°C für
das Faserformteil, einer Gußtemperatur von 730°C und einem
Gußdruck von 200 bis 300 Kp/cm².
Aus dem resultierenden Verbundteil wurde ein Prüfstück geschnitten,
und dieses Stück wurde einem Verformungstest zum
Prüfen des Einflusses des mittleren Längen/Durchmesserverhältnisses
und des Elastizitätsmoduls der Kohlenstoffaser auf
den Verformungswiderstand des Verbundteils unterworfen. Die
Ergebnisse sind in den Fig. 8 und 9 gezeigt.
Außerdem wurde aus dem Verbundteil ein Prüfstück geschnitten
und ein Gleittest nach der Art Spitze-auf-Scheibe ausgeführt,
bei dem das Prüfstück auf eine rotierende Platte gelegt wird,
um den Einfluß des mittleren Längen/Durchmesserverhältnisses
auf den Verschleiß des Verbundteils zu prüfen. Die Ergebnisse
sind in der Fig. 10 gezeigt.
Die Testbedingungen waren so, daß die Rotationsgeschwindigkeit
der Scheibe 2,5 m/s, die Druckkraft auf das Prüfstück 20
Kp/cm², die Gleitdistanz 9000 m und die Menge zugeführten
Schmiermittels 2 bis 3 ml/min betrugen.
Nach Fig. 8 nimmt der Verformungswiderstand des zusammengesetzten
Stücks ab, wenn das Längen/Durchmesserverhältnis zu
klein oder zu groß ist und deshalb wird dieses Verhältnis
vorzugsweise in den Bereich von 10 bis 100 gelegt.
Nach Fig. 9 bewirkt die Verwendung einer Kohlenstoffaser mit
einem großen Elastizitätsmodul und einer erhöhten Graphitbildung
eine Abnahme des Verformungswiderstandes des zusammengesetzten
Teils, und ein geeigneter Bereich für den Elastizitätsmodul
ist der Bereich von 20 t/mm² bis 30 t/mm².
Aus der Fig. 10 ist zu entnehmen, daß der Verschleiß des Verbundteils
zur Zunahme tendiert, wenn das Längen/Durchmesserverhältnis
der Kohlenstoffaser zunimmt.
Im allgemeinen wird eine Aluminiumlegierung mit einer hypereutektischen
Struktur als die oben beschriebene Aluminiumlegierung
verwendet.
Die Aluminiumlegierung mit einer hypereutektischen Struktur
enthält jedoch primäres Kristallsilizium mit großer schieferartiger
Plattenstruktur und einem eutektischen Kristall α + Si
und folglich verursacht die Verwendung einer solchen Aluminiumlegierung
das Problem, daß, obwohl eine Verbesserung der Festigkeit
des resultierenden faserverstärkten Abschnitts gegeben
ist, der aus der Aluminiumlegierung allein gefertigte Abschnitt
eine vergrößerte Härte aufweist, woraus eine geringere maschinelle
Bearbeitbarkeit resultiert. Die in diesem Beispiel II
verwendete Aluminiumlegierung ist eine Aluminiumlegierung mit
hypereutektischer Struktur, die nur 1,65 bis 14 Gew.-% Si enthält.
Ein wie oben beschriebener Zylinderblock wurde mit Hilfe folgender
Verfahrensschritte hergestellt: Es wurde ein zylindrisches
Faserformteil F mit einem Faservolumenanteil Vf von 12%
für eine Faser auf Aluminiumoxidbasis und 9% für eine Kohlenstoffaser
erzeugt, es wurde die Gußform auf 200 bis 300°C vorgeheizt,
es wurde das Faserformteil F auf 100 bis 400°C vorgeheizt,
um es in der Form zu plazieren, es wurde geschmolzenes
Aluminiumlegierungsmetall in die Form innerhalb einer in Fig.
11 gezeigten Zeit t gegossen, es wurde das geschmolzene Metall
für eine in Fig. 11 gezeigte Zeit t, beispielsweise 2 bis 10
Sekunden lang, stehengelassen, um in einen Gußzustand zu erstarren,
bei dem ein Druck von 10 bis 300 Kp/cm² auf das geschmolzene
Metall ausgeübt wurde, um es in das Faserformteil F
zu drücken. Danach wurde der resultierende Zylinderblock einer
Wärmebehandlung, beispielsweise einer T6-Behandlung unterworfen,
wie es erforderlich ist.
Als das geschmolzene Metall, bevor es unter Druck gesetzt
wurde, eine vorbestimmte Zeitperiode lang stehengelassen wurde,
so wie es oben beschrieben worden ist, schlugen sich während
dieser vorbestimmten Zeit primäre α-Kristalle in einem Einfachmaterialabschnitt
M nieder, die eine kleine Menge Si enthielten.
Wenn dann das geschmolzene Metall unter Druck gesetzt
wurde, das geschmolzene Metall mit einem relativ
erhöhten Si-Gehalt in das Faserformteil F gedrückt. Deshalb
nimmt die in Gewichtsprozent ausgedrückte Menge des anfänglichen
kristallinen Si in dem faserverstärkten Abschnitt C zu und
ein Verhältnis R der Menge primären kristallinen Siliziums in
beiden Abschnitten C und M wurde in einem Bereich von 1 < R < 4
vorzugsweise von 1,2 bis 2,0 kontrolliert.
Die Fig. 12 ist eine Mikrofotographie von 200facher Vergrößerung,
welche den Einfachmaterialabschnitt M zeigt, wobei
Fa die Faser auf Aluminiumoxidbasis, Fc die Kohlenstoffaser, S
das primäre Kristallsilizium und Am die Aluminiumlegierungsmatrix
andeutet.
Nach Fig. 12 ist die Menge des primären Kristallsiliziums in
dem faserverstärkten Abschnitt C größer und sein Gehalt beträgt
12 Gew.-% in diesem faserverstärkten Abschnitt C, wobei
die Faser auf Aluminiumoxidbasis und die Kohlenstoffaser ausgeschlossen
sind. Andererseits ist die Menge primären Kristallsiliziums
in dem Einfachmaterialabschnitt M kleiner und ihr
Gehalt beträgt 8,5 Gew.-% in dem Einfachmaterialabschnitt M.
Demgemäß ist das Verhältnis R der Mengen der primären Kristalle
in beiden Abschnitten gleich 1,4 bis 1.
Da wie oben beschrieben, die Menge des primären Kristallsiliziums
in dem faserverstärkten Abschnitt C größer ist, ist die
Festigkeit dieses Abschnitts erhöht und die Gleiteigenschaften
ist ebenfalls verbessert. Da andererseits die Menge des primären
Kristallsiliziums in dem Einfachmaterialabschnitt kleiner
ist, ist die Hälfte dieses Abschnitts vermindert, was zu einer
befriedigenden Schneidbearbeitbarkeit führt.
Es sei darauf hingewiesen, daß bei einem Verhältnis der Mengen
der primären Kristalle in beiden Abschnitten von kleiner als 1
eine Verbesserung der Festigkeit des faserverstärkten Abschnitts
C nicht zufriedenstellend erreicht werden kann, wenn
eine Aluminiumlegierung mit einem niedrigeren Si-Gehalt verwendet
wird. Wenn andererseits dieses Verhältnis 4 übersteigt,
wird eine Abnahme der Festigkeit des Einfachmaterialabschnitts
M verursacht, wenn eine Aluminiumlegierung mit einem niedrigeren
Si-Gehalt verwendet wird. Wenn zudem eine Aluminiumlegierung
mit einem höheren Si-Gehalt verwendet wird, hat eine
Steuerung dieses Verhältnisses auf über 4 eine Abnahme der
Temperatur des geschmolzenen Metalls während des Gusses zur
Folge, wodurch die Festigkeit der Aluminiumlegierung in dem
faserverstärkten Abschnitt C verschlechtert wird.
Die mittlere Partikelgröße des primären Kristallsiliziums liegt
im mittleren Durchmesser der Faser auf Aluminiumoxidbasis. Eine
solche Kontrolle wird ausgeführt, indem nur die Temperatur zum
Vorheizen des faserverstärkten Abschnitts eingestellt wird, um
die Geschwindigkeit und die Zeit der Verfestigung des geschmolzenen
Metalls in dem Faserformteil und dessen Umgebung einzustellen.
Wenn die mittlere Partikelgröße des primären Kristallsiliziums
spezifiziert ist, kann das primäre Kristallsilizium klein sein,
wodurch eine Verbesserung der Festigkeit des faserverstärkten
Abschnitts erzeugt wird und der Abtrag des primären Kristallsiliziums
zur Verbesserung der Gleiteigenschaft extrem gehemmt
wird. Wenn die mittlere Partikelgröße des primären Kristallsiliziums
den genannten mittleren Durchmesser überschreitet,
wird der Abtrag des primären Kristallsiliziums vergrößert und
folglich beschleunigt der Verlust primären Kristallsiliziums
den Verschleiß des eingepaßten Kolbens 4 und der Kolbenringe 6₁
bis 6₃.
Zur Einstellung der Mengen des primären Kristallsiliziums in
beiden Abschnitten C und M bei dem oben beschriebenen Gußprozeß
wird, wie oben beschrieben, eine Aluminiumlegierung mit
hypereutektischer Struktur vorgezogen, die 1,65 bis 14 Gew.-%
Si enthält. Wenn der Siliziumgehalt kleiner als 1,65 Gew.-%
ist, ist es unmöglich, eine Verbesserung der Festigkeit des
primären Kristalls in dem faserverstärkten Abschnitt vorwegzunehmen
oder vorauszusehen. Wenn andererseits der Siliziumgehalt
14 Gew.-% überschreitet, zeigt sich eine Tendenz zur
Erzeugung eines Einfachmaterialabschnitts M mit einer hypereutektischen
Zusammensetzung, so daß leicht ein voluminöser
primärer Siliziumkristall auskristallisiert. Dies bewirkt eine
Abnahme der Festigkeit und eine Verschlechterung der Bearbeitbarkeit
durch Schneiden des Einfachmaterialabschnitts.
Wegen ungefaserter Besonderheiten sind beispielsweise Körner
notwendigerweise in einer Faser auf Aluminiumoxidbasis bei
deren Produktion enthalten, und die Festigkeit, Gleiteigenschaft
und dgl. des resultierenden faserverstärkten Abschnitts
C werden durch Partikelgrößen und Gehalt der Körner geregelt
oder beherrscht.
Die Erfinder der vorliegenden Erfindung haben verschiedene
Studien gemacht und folglich den Effekt, der auf die Festigkeit
des faserverstärkten Abschnitts C nicht nur durch Körner mit
einer mittleren Partikelgröße von 150 µm und mehr, sondern auch
durch Körner mit einer mittleren Partikelgröße von weniger als
150 µm ausgeübt wird, analysiert und die Beziehung zwischen der
mittleren Partikelgröße von Körnern und dem mittleren Faserdurchmesser
analysiert, die einen Effekt auf die Festigkeit
ausübt.
Die Fig. 13 stellt eine Beziehung zwischen dem Gehalt von
Körnern mit einer mittleren Partikelgröße von 150 µm und mehr
und dem Verformungswiderstand eines dem faserverstärkten Abschnitt
C entsprechenden Prüfstück dar, und die Fig. 14
stellt eine Beziehung zwischen der Menge der obigen Körner und
dem Oberflächendruck bei einer Anfreßgrenze an einem Prüfstück
dar, welches dem faserverstärkten Abschnitt C entspricht. In
diesen Figuren deutet eine Linie a₁ eine Beziehung an, bei
der von einer Mischung aus einer Faser auf Aluminiumoxidbasis
mit einem Faservolumenanteil von 12% und eine Kohlenstoffaser
mit einem Faservolumenanteil von 9% Gebrauch gemacht ist und
eine Linie b₁ deutet eine Beziehung an, bei welcher nur eine
Faser auf Aluminiumoxidbasis mit einem Faservolumenanteil von
12% verwendet ist. Bei der Faser auf Aluminiumoxidbasis ist
der Gehalt an Siliziumoxid 4 Gew.-% und der Alphagrad des
Aluminiumoxids beträgt 30 bis 40%.
Nach den Fig. 13 und 14 ist es bei einem Gehalt an Körnern
von 2,5 Gew.-% oder weniger möglich, einen faserverstärkten Abschnitt
zu erzeugen, der eine ausreichende Festigkeit und Gleiteigenschaft
hat.
Die Fig. 15A stellt eine kritische Anfreßcharakteristik bei
einem schmiermittelfreien Zustand eines Prüfstücks dar, welches
einem faserverstärktem Abschnitt C entspricht und bei
welchem eine mittlere Partikelgröße der Körner auf 150 µm und
weniger in einer Faser auf Aluminiumoxidbasis mit einem
mittleren Durchmesser von 3,0 µm eingestellt ist. In der Fig.
15A deutet eine Linie a₁ eine kritische Anfreßcharakteristik
an, bei welcher eine Mischung aus Fasern mit denselben Faservolumenanteilen
wie oben beschrieben verwendet ist, und eine
Linie b₁ deutet eine kritische Anfreßcharakteristik an, bei
welcher nur eine Faser auf Aluminiumoxidbasis mit demselben
Faservolumenanteil wie oben beschrieben verwendet ist. Wie
durch die Linien a₁ und b₁ angedeutet, ist, wenn der Gehalt an
Körnern mit einer mittleren Partikelgröße von 150 µm und weniger
kleiner als 4 Gew.-%, basierend auf der die Körner enthaltenden
Faser auf Aluminiumoxidbasis ist, der Oberflächendruck
an der Anfreßgrenze höher und folglich hat der resultierende
faserverstärkte Abschnitt eine zufriedenstellende Brauchbarkeit
zur Bildung eines Abschnitts um die Zylinderbohrung 3. Es ist
zu ersehen, daß die durch die Linie a₁ angedeutete, kritische
Anfreßcharakteristik mit der kombinierten Verwendung der Kohlenstoffasern
mit einer Schmierfähigkeit im Vergleich zu der
durch die Linie b₁ angedeuteten Charakteristik ohne Kohlenstoffasern
erhöht ist. Außerdem üben in Bezug auf die Beziehung
zwischen der mittleren Partikelgröße der Körner und dem mittleren
Durchmesser der Faser auf Aluminiumoxidbasis die Körner
mit einer mittleren Partikelgröße vom 50fachen des mittleren
Durchmessers der Faser auf Aluminiumoxidbasis eine Einfluß auf
die Festigkeit des faserverstärkten Abschnitts C aus, die von
ihrem Gehalt abhängt.
Die Fig. 15B stellt die Beziehung zwischen einem Vergleich der
mittleren Partikelgröße der Körner mit einem mittleren Durchmesser
(3 µm) der Faser auf Aluminiumoxidbasis und dem Verformungswiderstand
eines dem faserverstärkten Abschnitt C entsprechenden
Prüfstücks dar, wobei von der Mischung aus den
Fasern mit denselben Volumenanteilen wie oben beschrieben Gebrauch
gemacht ist. Aus der Fig. 15B ist zu ersehen, daß bei
einer Zunahme der Partikelgröße der Körner auf einem Niveau
über dem 50fachen des mittleren Durchmessers der Faser auf
Aluminiumoxidbasis der Verformungswiderstand des Prüfstücks
schnell abnimmt. Auch in diesem Fall können dieselbe Gleiteigenschaft
und Festigkeit wie oben beschrieben durch Einstellen
des Gehalts an Körnern auf 4,0 Gew.-% oder weniger
erzeugt werden.
Die Fig. 16 stellt die Beziehung des Gehalts aller Körner, die
in der Faser auf Aluminiumoxidbasis enthalten sind, und den
Verformungswiderstand des dem faserverstärkten Abschnitt entsprechenden
Prüfstücks dar, wobei von der Mischung aus Fasern
mit denselben Faservolumenanteilen wie oben beschrieben Gebrauch
gemacht ist. Aus der Fig. 16 ist zu ersehen, daß, wenn
der Gehalt aller Körner 10 Gew.-% auf der Basis der die Körner
enthaltenden Faser auf Aluminiumoxidbasis überschreitet, der
Verformungswiderstand des faserverstärkten Abschnitts C schnell
abnimmt.
Siliziumoxid bzw. Siliziumdioxid ist in einer Faser auf Aluminiumoxidbasis,
beispielsweise einer Aluminiumoxidfaser, einer
Aluminiumoxid-Siliziumoxid-Faser oder dgl. enthalten, weil ihre
Verfaserung erleichtert wird. Wenn in diesem Fall der Gehalt an
Siliziumoxid zu groß ist, wird die Benetzbarkeit zwischen der
Faser auf Aluminiumoxidbasis und der Aluminiumlegierung verschlechtert,
so daß eine Verbesserung der Festigkeit des faserverstärkten
Abschnitts C verhindert wird. Wenn andererseits der
Gehalt an Siliziumoxid zu klein ist, können die durch das Siliziumoxid
erzeugten vorteilhaften Effekte nicht erzielt werden.
Wenn außerdem der Alphagrad des Aluminiumoxids zu hoch ist, ist
die Faser auf Aluminiumoxidbasis aufgrund ihrer erhöhten Härte
zerbrechlicher. Wenn eine solche Faser zur Erzeugung eines
Faserformteils F verwendet wird, ist letzterer in seinem Formbewahrungsvermögen
verschlechtert und außerdem in der Kratzhärte
erhöht, wodurch ein Verschleiß der aneinander angepaßten
Teile beschleunigt wird. Darüberhinaus besteht eine Tendenz zur
Erhöhung der Menge Faser auf Aluminiumbasis, die aus der Aluminiumlegierungsmatrix
herausfällt, und der Verlust von Fasern
beschleunigt in gleicher Weise den Verschleiß der aneinander
angepaßten Teile. Wenn andererseits der Alphagrad zu niedrig
ist, wird die Verschleißfestigkeit verschlechtert.
Um demgemäß eine befriedigende Faserverstärkung des faserverstärkten
Abschnitts C zu erreichen, ist es notwendig, die Bereiche
des Gehalts und des Alphagrates von Siliziumoxid zu
spezifizieren.
Unter diesen Gesichtspunkten wird der Gehalt an Siliziumoxid
auf 2 Gew.-% und mehr bis 25 Gew.-% oder weniger, vorzugsweise
auf 2 bis 5 Gew.-%, eingestellt, und der Alphagrad des
Aluminiumoxids wird auf 2 Gew.-% oder mehr bis 60 Gew.-% oder
weniger, vorzugsweise auf 45 Gew.-% oder weniger eingestellt.
Die Fig. 17 stellt die Beziehung zwischen dem Gehalt an
Siliziumoxid in einem dem faserverstärkten Abschnitt C entsprechenden
Prüfstück und dem Verformungswiderstand dar. In
dieser Figur deutet die Linie a₁ eine Beziehung an, bei welcher
die Mischung aus Fasern mit denselben Faservolumenanteilen wie
oben beschrieben verwendet ist, und die Linien b₁ bis b₃
deuten eine Beziehung an, bei welcher nur die Faser auf Aluminiumoxidbasis
mit demselben Faservolumenanteil wie oben beschrieben,
verwendet ist. Bei der Linie a₁ beträgt der Alphagrad
des Aluminiumoxids 50%, und bei den Linien b₁, b₂ und b₃
sind die entsprechenden Alphagrade 5%, 50% bzw. 85%.
Die Fig. 18 stellt die Beziehung zwischen dem Alphagrad von
Aluminiumoxid in einem dem faserverstärkten Abschnitt C
entsprechenden Prüfstück mit einem Siliziumoxidgehalt von
5 Gew.-% und dem Verformungswiderstand dar. In dieser Figur
deutet die Linie a₁ eine Beziehung an, bei welcher die Mischung
aus Fasern mit denselben Faservolumenanteilen wie oben beschrieben,
verwendet ist, und die Linie b₁ deutet eine Beziehung
an, bei welcher nur die Faser auf Aluminiumoxidbasis
mit demselben Faservolumenanteil wie oben beschrieben verwendet
ist. Wie aus der Fig. 18 zu ersehen ist, ist es bei einem
Alphagrad des Aluminiumoxids von 60 Gew.-% und weniger möglich,
einen faserverstärkten Abschnitt C zu erzeugen, der die ausreichende
Festigkeit hat.
Die Festigkeit des faserverstärkten Abschnitts kann im Vergleich
mit einem Abschnitt des Standes der Technik mit einem
Faservolumenanteil der Faser auf Aluminiumoxidbasis von 12%
auf 8 bis 20% verbessert werden, wenn der Siliziumoxidgehalt
und der Alphagrad des Aluminiumoxids wie oben beschrieben spezifiziert
werden.
Die Fig. 19 stellt die Ergebnisse eines Spitze-auf-Scheibe-
Gleittests für eine faserverstärkte Aluminiumlegierung dar, bei
der eine Faser auf Aluminiumoxidbasis mit verschiedenen Durchmessern
und sphärischem Graphitgußeisen (JIS FCD 75) als ein
Gegenstück verwendet ist. In dieser Figur deutet die Linie a₁
die kritische Anfreßcharakteristik an, wobei von einer Mischung
aus einer Faser auf Aluminiumoxidbasis mit einem Faservolumenanteil
von 12% und aus einer Kohlenstoffaser mit einem Faservolumenanteil
von 9% Gebrauch gemacht ist, und die Linie a₂
deutet eine kritische Kratzcharakteristik an, bei welcher die
obige Fasermischung verwendet ist. Außerdem deutet die Linie b₁
die kritische Anfreßcharakteristik an, wobei nur die Faser auf
Aluminiumoxidbasis mit demselben Faservolumenanteil wie oben
beschrieben verwendet ist, und die Linie b₂ deutet eine kritische
Kratzcharakteristik an, bei welcher nur die Faser auf
Aluminiumoxidbasis mit demselben Faservolumenanteil wie oben
beschrieben verwendet ist.
Die genannte Legierung entspricht dem faserverstärkten Abschnitt
und die Spitze ist aus dieser Legierung gefertigt.
Außerdem entspricht das genannte Gußeisen dem ersten und
zweiten Ring 6₁ und 6₂, die am Kolben 4 befestigt sind und die
Scheibe ist aus diesem Material gefertigt. Die Gleitflächen von
Spitze und Scheibe sind so geschliffen, daß sie verschiedene
Oberflächenrauhigkeiten von 1,0 µm oder mehr haben. In diesem
Fall liegt der Grund, warum die Oberflächenrauhigkeiten auf
1,0 µm oder mehr eingestellt werden, darin, daß es sehr schwer
ist, bei normalen Herstellungsverfahren eine Oberflächenrauhigkeit
von weniger als 1,0 µm durch Schleifen zu bekommen.
Beim Testverfahren wird die Scheibe mit einer Geschwindigkeit
von 9,5 m/s gedreht und die Gleitfläche der Spitze wird mit
vorbestimmter Kraft in schmiermittelfreiem Zustand auf die
Gleitfläche der Scheibe gedrückt. Bei diesem Test wird die
Beziehung zwischen der Oberflächenrauhigkeit jeder Spitze und
dem Oberflächendruck bestimmt, der auf die Spitze bei Anfreßgrenze
und Ritzgrenze wirkt.
Wie aus der Fig. 19 ersichtlich ist, sind bei einer Oberflächenrauhigkeit
in einem Bereich von 1,0 bis 3,0 µm die Oberflächendrucke
bei der jeweiligen Ritz- und Anfreßgrenze höher
und es können adäquate Gleitcharakteristiken erzeugt werden.
Beim Test der Gleitbewegung zwischen der aus einer solchen
faserverstärkten Aluminiumlegierung gefertigten Spitze und der
aus einem solchen Gußeisen gefertigten Scheibe werden Ritz- und
Anfreßphänomene dadurch beschleunigt, daß während des Gleitens
Faser auf Aluminiumoxidbasis aus der Aluminiumlegierungsmatrix
in der Spitze ausfällt. Deshalb ist es notwendig, die Faser auf
Aluminiumoxidbasis fest in der Matrix zu halten. Um dies zu
bewirken, sollte die Oberflächenrauhigkeit der Spitze vorzugsweise
auf ein Niveau eingestellt werden, das gleich dem halben
mittleren Durchmesser der Faser auf Aluminiumoxidbasis ist oder
darunter liegt. Wird dies getan, bleibt die in der Gleitfläche
der Spitze verteilte und mit ihrer Achse im wesentlichen
parallel zu dieser Gleitfläche angeordnete Faser auf Aluminiumoxidbasis
in der Matrix, wobei annähernd eine Hälfte der Faser
in der Matrix vergraben ist, und dies unterbindet das Ausfallen
der Faser auf Aluminiumbasis. Andererseits ist die verteilte
und mit ihrer Achse im wesentlichen senkrecht zur genannten
Gleitfläche angeordnete Faser auf Aluminiumbasis in einem
höheren Maß vergraben und folglich hat sie nur eine geringe
Beziehung zur Oberflächenrauhigkeit.
Unter den obigen Gesichtspunkten wird die Oberflächenrauhigkeit
der Spitze auf einen Bereich von 1,0 bis 3,0 µm eingestellt,
wenn der mittlere Durchmesser auf Aluminiumoxidbasis auf einen
Bereich von 2,0 bis 6,0 µm eingestellt ist. Zur Erzielung der
besten Gleitcharakteristik wird der mittlere Durchmesser der
Faser auf Aluminiumoxidbasis auf einen Bereich von 2,0 bis 4,0 µm
eingestellt und entsprechend wird die Oberflächenrauhigkeit der
Gleitfläche eingestellt.
Die Fig. 20 stellt die Ergebnisse eines Spitze-auf-Scheibe-
Gleittestes für faserverstärkte Aluminiumlegierungen mit verschiedenen
unterschiedlichen Faservolumenanteilen einer Faser
auf Aluminiumoxidbasis mit einem mittleren Durchmesser von 3 µm
und einem sphärischen Graphitgußeisen (JIS FCD 75) als Anpassungsteil.
In dieser Figur deutet die Linie a₁ die kritische
Anfreßcharakteristik an, wobei von einer Mischung aus einer
Faser aus Aluminiumoxidbasis und einer Kohlenstoffaser mit
einem Faservolumenanteil von 9% Gebrauch gemacht ist, und die
Linie a₂ deutet die kritische Ritzcharakteristik an, bei
welcher dieselbe Fasermischung verwendet ist.
Außerdem deutet eine Linie b₁ die kritische Anfreßcharakteristik
an, bei welcher nur die Faser auf Aluminiumoxidbasis
verwendet ist, und eine Linie b₂ deutet die kritische Ritzcharakteristik
an, bei welcher nur die Faser auf Aluminiumoxidbasis
verwendet ist.
Die genannte Legierung entspricht dem faserverstärkten Abschnitt
C und die Spitze ist aus dieser Legierung gefertigt. Außerdem
entspricht das genannte Gußeisen dem genannten ersten, zweiten
und dritten Verdichtungsring 6₁ bis 6₃ und die Scheibe ist aus
diesem Gußeisen gebildet. Die jeweiligen Oberflächenrauhigkeiten
der Spitze und der Scheibe sind auf 1 µm eingestellt.
Beim Testverfahren wird die Scheibe mit einer Geschwindigkeit
von 9,5 m/s gedreht und die Gleitfläche der Spitze wird mit
einer vorbestimmten Kraft im schmiermittelfreien Zustand auf
die Gleitfläche der Scheibe gedrückt. Dieser Test bestimmt die
Beziehung zwischen dem Faservolumenanteil der Faser auf Aluminiumoxidbasis
in der Spitze und den Oberflächendrucken, die
auf die Spitze bei der Anfreßgrenze und der Ritzgrenze wirken.
Wie aus der Fig. 20 ersichtlich ist, sind bei einem Faservolumenanteil
der Faser auf Aluminiumoxidbasis im Bereich von
8,0 bis 20,0% die resultierenden Oberflächendruck bei der
Ritz- und Anfreßgrenze höher. Außerdem ist die Spitze zufriedenstellend
faserverstärkt und hat ausgezeichnete Verschleißfestigkeit,
und darüberhinaus kann der Verschleiß des Anpassungsteils
reduziert werden. Wenn jedoch der Faservolumenanteil
kleiner als 8,0% ist, ist die Faserverstärkungsfähigkeit
kleiner und die Verschleiß- und Anfreßfestigkeit werden
reduziert. Wenn andererseits der Faservolumenanteil 20%
überschreitet, wird die Füllfähigkeit der als Matrix dienenden
Aluminiumlegierung verschlechtert, wodurch keine zufriedenstellende
Faserverstärkung sichergestellt ist. Zudem wird die
Härte des Gleitabschnitts erhöht, woraus sich eine Zunahme des
Verschleißes des Anpassungsteils ergibt und darüberhinaus wird
die Wärmeleitfähigkeit reduziert.
Es ist erkennbar, daß eine hybridartige Spitze, die unter Verwendung
der genannten Fasermischung gefertigt ist, eine verbesserte
kritische Anfreßcharakteristik und eine verbesserte
kritische Ritzcharakteristik im Vergleich zu einer Spitze aufweist,
die unter Verwendung einer Faser auf Aluminiumoxidbasis
allein gefertigt ist.
Die Fig. 21 stellt die Ergebnisse eines Verschleißtests nach
Art eines Spitze-auf-Scheibe-Tests für faserverstärkte Aluminiumlegierungen
mit verschiedenen unterschiedlichen Faservolumenanteilen
an einer Faser auf Aluminiumoxidbasis mit einem
mittleren Durchmesser von 3 µm und einem sphärischen Graphitgußeisen
(JIS FCD 75) als Anpassungsteil dar. In dieser Figur
deutet die Linie a₁ die Größe eines solchen Legierungsverschleißes
an, wobei Gebrauch von einer Mischung aus der Faser
aus Aluminiumoxidbasis und einer Kohlenstoffaser mit einem
Faservolumenanteil von 9% gemacht ist, und die Linie a₂ deutet
die Größe des Verschleißes des Anpassungsgußeisens an.
Zudem deutet die Linie b₁ die Größe eines solchen Legierungsverschleißes
an, wobei nur die Faser auf Aluminiumoxidbasis
verwendet ist, und die Linie b₂ deutet die Größe des Verschleißes
des Anpassungsgußeisens an.
Die genannte Legierung entspricht dem faserverstärkten Abschnitt
C und die Spitze ist aus dieser Legierung gefertigt.
Ebenso entspricht das genannte Gußeisen dem ersten und zweiten
Verdichtungsring 6₁ und 6₂ und die Scheibe ist aus diesem Gußeisen
gefertigt. Die jeweiligen Oberflächenrauhigkeiten der
Spitze und der Scheibe betragen 1 µm.
Bei dem Testverfahren wird die Scheibe mit einer Geschwindigkeit
von 2,5 m/s gedreht und die Gleitfläche der Spitze wird
mit einer Druckkraft von 20 Kp bei geschmiertem Zustand auf die
Gleitfläche der Scheibe gedrückt, und dieser Zustand wird aufrechterhalten,
bis eine Gleitdistanz von 2000 m erreicht ist.
Die Menge Schmiermittel beträgt 2 bis 3 ml/min.
Aus der Fig. 21 ist ersichtlich, daß bei einem Faservolumenanteil
der Faser auf Aluminiumoxidbasis im Bereich von 8 bis 20%
die Größe des Verschleißes der Spitze und der Scheibe reduziert
sind. Um diese Größe des Verschleißes der Spitze und der
Scheibe aufs äußerste zu reduzieren, ist es günstig, die Oberflächenrauhigkeit
der Spitze und der Scheibe auf 1 µm und
weniger und den Faservolumenanteil der Faser auf Aluminiumoxidbasis
auf einen Bereich von 12 bis 14% einzustellen. Das
mittlere Längen/Durchmesserverhältnis der Faser auf Aluminiumoxidbasis
wird auf den Bereich von 20 bis 150 eingestellt. Wird
dies getan, ist es unmöglich, ein gutes Formbewahrungsvermögen
für das resultierende Faserformteil F mit einem wie oben definierten
Faservolumenanteil zu erzeugen und die Festigkeit des
resultierenden faserverstärkten Abschnitts C zu verbessern.
Wenn jedoch das mittlere Längen/Durchmesserverhältnis kleiner
als 20 ist, wird die Gußfähigkeit des Faserformteils F bei
relativ niedrigem Gußdruck verschlechtert, wenn der Faservolumenanteil
niedriger als 8% ist. Wenn andererseits das
mittlere Längen/Durchmesserverhältnis 150 überschreitet, wird
bei einem Faservolumenanteil von 20% ein Schnittverlust der
Faser auf Aluminiumoxidbasis erzeugt, woraus sich ein reduziertes
Formbewahrungsvermögen ergibt, weil ein relativ hoher
Gußdruck notwendig ist.
Die Fig. 22 stellt die Beziehung zwischen dem mittleren
Längen/Durchmesserverhältnis einer Faser auf Aluminiumoxidbasis
und dem Verformungswiderstand eines Prüfstücks dar,
welches dem faserverstärkten Abschnitt C entspricht. In dieser
Figur deutet die Linie a₁ diese Beziehung an, wenn von einer
Mischung aus einer Faser auf Aluminiumoxidbasis mit einem
Faservolumenanteil von 12% und eine Kohlenstoffaser mit einem
Faservolumenanteil von 9% Gebrauch gemacht ist, und die Linie
b₁ deutet diese Beziehung an, wenn nur eine Faser auf Aluminiumoxidbasis
mit einem Faservolumenanteil von 12% vorhanden ist.
Wie aus der Fig. 22 ersichtlich ist, kann bei einem Faservolumenanteil
der Aluminiumoxidfaser von 12% das mittlere Längen/
Durchmesserverhältnis für praktische Zwecke im Berieich von 20
bis 150, vorzugsweise 100 und weniger, liegen.
Die Fig. 23 stellt die Beziehung zwischen dem Alphagrad des in
der Faser auf Aluminiumoxidbasis enthaltenen Aluminiumoxids und
dem Verformungswiderstandes in einem Prüfstück dar, das dem
faserverstärkten Abschnitt C entspricht. In dieser Figur deutet
die Linie a₁ diese Beziehung an, wenn von einer Mischung aus
einer Faser auf Aluminiumoxidbasis mit einem Faservolumenanteil
von 12%, einem mittleren Durchmesser von 3 µm und einem
mittleren Längen/Durchmesserverhältnis von 70 und einer Kohlenstoffaser
mit einem Faservolumenanteil von 9% Gebrauch gemacht
ist, und die Linie b₁ deutet diese Beziehung an, wenn nur von
der genannten Faser auf Aluminiumoxidbasis mit einem Faservolumenanteil
von 12% Gebrauch gemacht ist. Wie aus der Fig.
23 ersichtlich ist, wird bei einem Alphagrad von 60% und
weniger ein relativ konstanter Verformungswiderstand erzeugt,
wenn jedoch der Alphagrad 60% überschreitet, vermindert sich
der Verformungswiderstand schnell. Der Grund dafür liegt im
Schnittverlust einer solchen Faser unter dem Einfluß eines
Gußdruckes, weil die Härte der Faser auf Aluminiumoxidbasis
erhöht wird.
Der mittlere Durchmesser der Faser auf Aluminiumoxidbasis beträgt
zweckmäßigerweise 10 µm oder weniger. Der Grund dafür
liegt darin, daß dann, wenn der mittlere Durchmesser 10 µm
überschreitet, diese Faser, wenn ihre Achse so angeordnet ist,
daß diese die Richtung einer Zug- oder Druckspannung schneidet,
bewirkt, daß die Matrix diskontinuierlich wird und einen großen
Ausschnitteffekt zeigt.
Zusätzlich zu der oben beschriebenen Aluminiumlegierung kann
als das oben beschriebene Leichtmetall eine Aluminiumlegierung
verwendet werden, die 14 bis 20 Gew.-% Si enthält. Diese Aluminiumlegierung
weist nach Fig. 24 eine ausgezeichnete Verschleißfestigkeit
in einem Bereich aus den oben definierten Si-
Gehalten auf. Wenn jedoch der Si-Gehalt 20 Gew.-% überschreitet,
ist ein Guß unmöglich. Es sei darauf hingewiesen, daß
Magnesiumlegierungen ebenfalls als Leichtmetall verwendet
werden können.
Als nächstes seien die Eigenschaften oder Charakteristiken des
Kolbens betrachtet. Wenn die äußere Umfangsfläche des Kolbens
direkt auf der inneren Umfangsfläche des faserverstärkten Abschnitts
im Zylinderblock gleitet, tritt das Problem auf, daß
bei einem unzureichenden Schmierzustand ein Zerren oder Ziehen
und Anfressen oder Abreiben usw. an der äußeren Umfangsfläche
erzeugt werden können, die von der Art und den Faservolumenanteilen
der verstärkenden Fasern in dem faserverstärkten Abschnitt
des Zylinders abhängen und auch aufgrund des Fehlens
eines Schutzes der äußeren Umfangsfläche des Kolbens auftreten
können. Die vorliegende Erfindung zielt darauf ab, einen Kolben
bereitzustellen, der für den oben beschriebenen faserverstärkten
Abschnitts des Zylinders am geeignetsten ist, wobei der
Faservolumenanteil der Faser auf Aluminiumoxidbasis im Bereich
von 8 bis 20% und der Faservolumenanteil der Kohlenstoffaser
15% oder weniger beträgt.
Der erfindungsgemäße Kolben hat eine eisenplattierte Schicht
auf seiner äußeren Umfangsfläche und eine auf der Oberfläche
der eisenplattierten Schicht ausgebildete zinnplattierte
Schicht. Die eisenplattierte Schicht hat eine Härte von Hv 250
oder mehr und eine Dicke im Bereich von 5 bis 30 µm, und die
zinnplattierte Schicht hat eine Dicke im Bereich von 1 bis 10
µm.
Die Fig. 25 und 26 zeigen eine Ausführungsform eines Kolbens
4, der aus einer Aluminiumlegierung, beispielsweise aus JIS
AC8H, gebildet ist und auf dessen äußerer Umfangsfläche, beispielsweise
auf einem Schurz 20 in der dargestellten Ausführungsform,
eine eisenplattierte Schicht 21 ausgebildet ist, die
in der Fig. 26 deutlich zu sehen ist, wobei auf der Oberfläche
der eisenplattierten Schicht 21 eine zinnplattierte
Schicht 22 ausgebildet ist. Die eisenplattierte Schicht 21 ist
in einem Schwefeloxidbad ausgebildet worden und hat vorzugsweise
eine Dicke von 30 µm und eine Härte von Hv 300. Die zinnplattierte
Schicht hat vorzugsweise eine Dicke von 1 µm.
Die Härte der eisenplattierten Schicht beträgt nach den Ergebnissen
des in Fig. 27A gezeigten Schleif- bzw. Zerrungsgrenzentest
vorzugsweise Hv 250. Der Schleiftest wird ausgeführt,
indem ein Prüfstück vom selben Typ wie der genannte faserverstärkte
Abschnitt C mit einem Faservolumenanteil der Faser auf
Aluminiumoxidbasis von 12% und einem Faservolumenanteil der
Kohlenstoffaser von 9% und ein Prüfstück vom selben Typ wie
der Kolben 4 dazu veranlaßt werden, in zueinander entgegengesetzten
Richtungen unter einem vorbestimmten Oberflächendruck
hin- und herzugleiten. Die eisenplattierte Schicht 21 des
Kolbens 4 hat ein gutes Anschmiegvermögen an die innere
Umfangsfläche des faserverstärkten Abschnitts C und folglich
werden in Verbindung mit der Schmierfähigkeit der Kohlenstoffaser
Nachteile wie Schleifen, Anfressen usw. der eisenplattierten
Schicht 21 auch unter unzureichenden Schmierbedingungen
nicht erzeugt. Folglich ist es möglich, die Gleitcharakteristiken
bzw. -eigenschaften der äußeren Umfangsfläche des Schurzes
20 und der inneren Umfangsfläche der Zylinderbohrung 3 zu verbessern.
Die zinnplattierte Schicht 22 hat Schmierfähigkeit und folglich
die Wirkung, daß die anfängliche Gleitbewegung des Kolbens 4
relativ zur inneren Umfangsfläche der Zylinderbohrung 3 verbessert
wird.
Die Fig. 27B stellt die Ergebnisse eines Spitze-auf-Scheibe-
Gleittests dar. Die verwendeten Scheiben sind eine aus Gußeisen
gefertigte Scheibe D₁ und eine einer faserverstärkten Aluminiumlegierung
gefertigte Scheibe D₂. Die Scheibe D₂ ist aus einer
Faser auf Aluminiumoxidbasis mit einem Faservolumenanteil von
12%, einer Kohlenstoffaser mit einem Faservolumenanteil von 9%
und einer Aluminiumlegierungsmatrix, beispielsweise aus JIS
ADC12, gebildet. Die verwendeten Spitzen sind aus einer Aluminiumlegierung,
beispielsweise aus JIS AC8H, gefertigte Spitzen
T₁ und T₂, eine aus der gleichen Aluminiumlegierung gefertigte
und auf ihrer Oberfläche mit einer eisenplattierten Schicht mit
einer Härte von 400 Hv versehene Spitze T₃ und eine aus der
gleichen Aluminiumlegierung gefertigte und auf ihrer Oberfläche
mit der gleichen eisenplattierten Schicht wie auf der Spitze T₃
und mit einer zinnplattierten Schicht von 1 µm Durchmesser versehene
Spitze T₄. Beim Testverfahren wird die Scheibe mit einer
Geschwindigkeit von 2,5 m/s gedreht und die Spitze im
schmiermittelfreien Zustand mit einem vorbestimmten Druck auf
die Gleitfläche der Scheibe gedrückt. Dieser Test bestimmt die
auf die Spitze bei einer Schmelzverbindungsgrenze und einer
Schleifgrenze wirkenden Oberflächendrucke.
In der Fig. 27B entspricht v 1 einem Oberflächendruck an der
Erzeugungsstelle einer Schmelzverbindung und v 2 einem Oberflächendruck
an einer Schleifenerzeugungsstelle. Wie aus der Fig.
27B ersichtlich ist, ist bei der Kombination der faserverstärkten
Scheibe D₂ mit der keiner Oberflächenbehandlung unterworfenen
Aluminiumlegierungsspitze T₂ die Gleitcharakteristik
die schlechteste der vier Tests, und bei der Kombination der
genannten Scheibe D₂ mit der die eisenplattierte Schicht und
die zinnplattierte Schicht aufweisenden Aluminiumlegierungsspitze
T₄ ist die Gleitcharakteristik am besten.
Es sei auch darauf hingewiesen, daß die eisenplattierte Schicht
21 und die zinnplattierte Schicht 22 nicht nur auf der äußeren
Umfangsfläche des Schurzes 20, sondern auch auf dem oberen
Stegabschnitt 23 und den Stegabschnitten 24 in dem Ringbereich
ausgebildet sein kann. Außerdem ist der Fig. 27B zu entnehmen,
daß selbst wenn nur die eisenplattierte Schicht 21 ausgebildet
ist, wie es bei der Spitze T₃ der Fall ist, eine relativ gute
Gleitcharakteristik erzielt wird.
Als nächstes werden die Konstruktion der Kolbenringe und ihre
Wechselwirkung mit dem Zylinder und dem Kolben im Zusammenhang
mit fünf speziellen Beispielen betrachtet.
Generell ist ein Kolbenring zum Zwecke der Verbesserung seiner
Lebensdauer aus einem martensitischen, nichtrostenden Stahl,
beispielsweise aus JIS SUS 420J2, gebildet.
In diesem Fall ist der thermische Ausdehnungskoeffizient der
den oben beschriebenen Zylinderblock enthaltenden Aluminiumlegierung
etwa gleich 23 · 10-6/°C, während der thermische Ausdehnungskoeffizient
von JIS SUS 420J2 als martensitischer,
nichtrostender Stahl nur etwa 11 · 10-6/°C beträgt.
Folglich ist beim Übergang von einer hohen Temperatur zu einer
niedrigen Temperatur die Größe der Zylinderbohrungskontraktion
größer als die Größe der Kolbenringkontraktion. Aus diesem
Grund ist die Kontraktionswirkung der Zylinderbohrung auf den
Kolbenring groß und das Anpassungsspiel für den Kolbenring ist
bei niedrigen Temperaturen extrem reduziert. Unter diesen Umständen
erhöht sich beim Anlassen der Maschine die Temperatur
des Kolbenringes viel schneller als beim Zylinderblock, und
zwar aufgrund eines Unterschiedes zwischen den Wärmekapazitäten
des Zylinderblocks und des Kolbenrings, wodurch die Expansion
des Kolbenrings eine größere Geschwindigkeit hat, als die
Expansion des Zylinderblocks, so daß das Anpassungsspiel für
den Kolbenring auf null reduziert werden kann, woraus sich die
Möglichkeit der Erzeugung einer gegenseitigen Beeinflussung
oder Störung zwischen dem Kolbenring und der Innenfläche der
Zylinderbohrung ergibt. Um dies zu vermeiden, muß das Anpassungsspiel
für den Kolbenring bei der Montage auf ein größeres
Niveau als gewünscht eingestellt werden. Bei einer solchen
Konstruktion besteht jedoch das Problem, daß das Anpassungsspiel
für den Kolbenring aufgrund der Vergrößerung der Zylinderbohrung
mit der Expansion des Zylinderblocks bei höherer
Temperatur der Maschine übermäßig vergrößert wird, wodurch
Erhöhungen in der Durchblasgasmenge und beim Ölverbrauch
verursacht werden.
Deshalb zielt die vorliegende Erfindung auf einen Kolbenring
ab, der aus einem austenitischen, nichtrostenden Stahl gebildet
ist. In diesem Fall ist der Zylinderblock 1 noch aus einer Aluminiumlegierung
gebildet, beispielsweise aus JIS ADC12, die
einen thermischen Ausdehnungskoeffizienten von 23 · 10-6/°C hat.
Zudem hat in dem faserverstärkten Abschnitt C die Faser auf
Aluminiumoxidbasis einen Faservolumenanteil von 12% und die
Kohlenstoffaser hat einen Faservolumenanteil von 9%. Durch
einen solchen faserverstärkten Abschnitt C ist der thermische
Ausdehnungskoeffizient der inneren Umfangsfläche der Zylinderbohrung
3 eingedämmt und die Gleitcharakteristik ist verbessert.
Die in den Fig. 1 und 28 gezeigten Kolbenringe 6₁ bis
6₃ sind jeweils aus dem austenitischen, nichtrostenden Stahl
JIB SUS304 gefertigt und haben einen thermischen Ausdehnungskoeffizienten
von etwa 18 · 10-6/°C, der näher bei dem thermischen
Ausdehnungskoeffizienten der Aluminiumlegierung liegt,
welcher beispielsweise etwa 23 · 10-6/°C beträgt. Die Kolbenringe
6₁ bis 6₃ sind in den zugeordneten Ringnuten 5₁ bis 5₃
angeordnet und in der Zylinderbohrung 3 gleitend aufgenommen,
so, daß ein in Fig. 28 gezeigtes Anpassungsspiel g bei Umgebungstemperatur
(25°C) 0,25 mm betragen kann. Bei dieser
Konstruktion kann bei niedriger Temperatur zur Vermeidung jeglicher
gegenseitiger Beeinflussung zwischen den Kolbenringen 6₁
bis 6₃ und der Zylinderbohrung 3 während des Anlassens der
Maschine ein vorbestimmtes Anpassungsspiel g sichergestellt
werden, und die Vergrößerung des Anpassungsspiels g wird bei
höheren Temperaturen in Schranken gehalten, so daß Durchblasgasmengen
und der Ölverbrauch reduziert werden.
Dies wird durch die folgende Betrachtung substanziert. Wenn
beispielsweise der Durchmesser der Zylinderbohrung 80 mm beträgt,
ist ihr Umfang gleich 80 · 3,14 = 251,2 mm. Wenn der
Kolbenring gleitend in der Zylinderbohrung mit einem
Anpassungsspiel g von 0,25 mm bei 25°C aufgenommen ist, sind
die Größen der Kontraktion des Kolbenrings und der Kontraktion
der Zylinderbohrung bei -30°C wegen der Temperaturdifferenz von
55°C folgende:
Der erfindungsgemäß aus austenitischen, nichtrostendem Stahl
gefertigte Kolbenring, der im folgenden als austenitischer Kolbenring
bezeichnet wird, kontrahiert um
(251,2 - 0,25) · 18 · 10-6 · 55 = 0,23 mm.
Der aus markenitischem, nichtrostendem Stahl JIS SUS420J2
gefertigte herkömmliche Kolbenring, der im folgenden als
markenitischer Kolbenring bezeichnet wird, kontrahiert um
(251,2 - 0,25) · 11 · 10-6 · 55 = 0,15 mm.
Die Zylinderbohrung in dem Zylinderblock aus Aluminiumlegierung
kontrahiert um
251,2 · 23 · 10-6 · 55 = 0,31 mm.
Folglich sind die Anpassungsspiele g bei -30°C sowohl für den
Kolbenring nach der vorliegenden Erfindung als auch für den
herkömmlichen Kolbenring, beispielsweise eine Differenz zwischen
der Größe der Zylinderbohrungskontraktion und der Größe
der Kolbenringkontraktion folgende:
Für den austenitischen Kolbenring:
(251,2 - 0,31) - [(251,2 - 0,25) - 0,25] = 0,19 mm
für den martenitischen Kolbenring:
(251,2 - 0,31) - [(251,2 - 0,25) - 0,15] = 0,09 mm.
(251,2 - 0,31) - [(251,2 - 0,25) - 0,25] = 0,19 mm
für den martenitischen Kolbenring:
(251,2 - 0,31) - [(251,2 - 0,25) - 0,15] = 0,09 mm.
In Bezug auf den martenitischen Kolbenring besteht wegen der
Kleinheit des Anpassungsspiels g bei niedriger Temperatur das
Risiko, daß zwischen dem Kolbenring und der Zylinderbohrung
eine gegenseitige Beeinflussung oder Störung erzeugt wird, die
das Ergebnis der Differenz in der Wärmekapazität zwischen dem
Kolbenring und der Zylinderwand um die Zylinderbohrung aufgrund
der Differenz die Geschwindigkeiten der Temperaturzunahme ist,
wie es oben diskutiert worden ist. Um demgemäß eine solche Beeinflussung
oder Störung zwangsweise zu vermeiden, ist es notwendig,
das erforderliche Anpassungsspiel für den martenitischen
Kolbenring bei -30°C auf einen Wert zu setzen, der im
wesentlichen gleich dem des austenitischen Kolbenrings ist.
Dies hat zur Folge, daß das Anpassungsspiel bei 25°C für den
martenitischen Kolben 0,35 mm wird. Wenn dies jedoch getan wird
und der Kolbenring und die Wand um die Zylinderbohrung 150°C
erreichen, ist das Anpassungsspiel für den austenitischen
Kolbenring nur 0,41 mm, wo hingegen es für den martenitischen
Kolbenring 0,72 mm ist, ein Wert, der annähernd das 1,7fache
des Wertes für den austenitischen Kolbenring ist. Dies hat bei
dem martenitischen Kolbenring eine signifikante Zunahme der
Durchblasgasmenge und des Ölverbrauchs zur Folge.
Wenn die äußere Umfangsfläche des aus einer Legierung auf
Eisenbasis gefertigten Kolbenrings direkt auf der inneren Umfangsfläche
des faserverstärkten Abschnitts im Zylinderblock
gleiten kann, tritt das Problem auf, daß der Verschleiß der
äußeren Umfangsfläche des Kolbenrings aufgrund der Anschmiegbarkeit
des Kolbenrings an den faserverstärkten Abschnitt vergrößert
wird, das extrem harte Karbonat aus dem Kolbenring
ausfällt und ähnliches bei einem unzureichenden Schmierzustand
auftritt. Demgemäß zielt die vorliegende Erfindung auf einen
Kolbenring ab, auf dessen äußeren Umfangsfläche eine nitrierte
Schicht ausgebildet ist, wobei der Grad der Karbonatfläche,
welche die äußere Umfangsfläche einnimmt, 5% oder weniger beträgt.
Bei den in den Fig. 1 und 29 dargestellten Ausführungsformen
sind die Kolbenringe 6₁ bis 6₃ aus einem Material auf Eisenbasis
gefertigt, beispielsweise aus martensitischem, nichtrostendem
Stahl, beispielsweise JIS SUS420J2, auf einer äußeren
Umfangsfläche 7 a jedes Kolbenrings ist durch eine fünfstündige
Nitrierbehandlung mit NH₃-Gas bei 550 bis 600°C eine nitrierte
Schicht ausgebildet. Der Grad der Karbonatfläche, welche jede
äußere Umfangsfläche 7 a einnimmt, wird auf 5% oder weniger
eingestellt und beträgt insbesondere bei der dargestellten Ausführungsform
1% oder weniger.
In diesem Fall ist der Zylinderblock 1 aus einer Aluminiumlegierung
JIS ADC12 gefertigt und bei dem faserverstärkten Abschnitt
C um die Zylinderbohrung 3 ist ein Faservolumenanteil
einer Faser auf Aluminiumoxidbasis auf 12% und ein Faservolumenanteil
einer Kohlenstoffaser auf 9% eingestellt. Durch
einen solchen faserverstärkten Abschnitt C ist es möglich, eine
zufriedenstellende Verstärkung um die Zylinderbohrung 3 herum
und eine verbesserte Anfreß- und Verschleißfestigkeit zu erzielen,
und außerdem die Schmierfähigkeit der Kohlenstoffaser
bereitzustellen, die der inneren Umfangsfläche der Zylinderbohrung
3 ausgesetzt ist.
Die Fig. 30 stellt die Ergebnisse eines Verschleißtests für
die Kolbenringe 6₁ bis 6₃ und den faserverstärkten Abschnitt C
dar. Wie aus der Fig. 30 ersichtlich ist, haben bei dem Grad
der Karbonatfläche von 5% oder weniger die Größen des Verschleißes
der Kolbenringe 6₁ bis 6₃ und des faserverstärkten
Abschnitts C einen annehmbar kleinen Wert.
Der Verschleißtest wurde ausgeführt, indem ein Prüfstück desselben
Typs wie die genannten Kolbenringe 6₁ bis 6₃ über einer
Distanz von 40 km auf einem Prüfstück desselben Typs wie der
genannte faserverstärkte Abschnitt C gleiten konnte.
Die äußere Umfangsfläche 6 a jedes Kolbenringes 6₁ bis 6₃ mit der
darauf in der obigen Weise ausgebildeten nitrierten Schicht
sind zufriedenstellend an die innere Umfangsfläche der
Zylinderbohrung 3 nach der oben beschriebenen Konstruktion
zufriedenstellend anpaßbar und haben auch eine höhere Härte. Da
außerdem die Rate bzw. der Grad an Kabonatfläche, die bzw. der
die äußere Umfangsfläche einnimmt, auf 5% oder weniger eingestellt
ist, ist es gemeinsam mit der Schmierfähigkeit der
Kohlenstoffaser möglich, die Größe des Verschleißes der äußeren
Umfangsfläche 6 a der Kolbenringe 6₁ bis 6₃ sogar bei unzureichender
Schmierung zu reduzieren.
Es wird ein Kolbenring bereitgestellt, welcher eine ausgezeichnete
Gleiteigenschaft bzw. -charakteristik relativ zu einem
faserverstärkten Abschnitt von der oben beschriebenen Art
zeigt, wobei der Faservolumenanteil der oben beschriebenen
Faser auf Aluminiumoxidbasis auf einen Bereich von 8 bis 20%
und der Faservolumenanteil der oben beschriebenen Kohlenstoffaser
auf einen Bereich von 0,3 bis 15% eingestellt ist. Bei
der Faser auf Aluminiumoxidbasis ist der Gehalt an
α-Aluminiumoxid in den Aluminiumoxidkomponenten auf einen
Bereich von 10 bis 60 Gew.-%, vorzugsweise auf 45 Gew.-% oder
weniger eingestellt, und der Gehalt an Körnern mit einer Partikelgröße
von 150 µm oder mehr ist auf 2,5 Gew.-% oder auf der
Basis des totalen Fasergewichts oder weniger eingestellt.
Außerdem ist der Gehalt an Siliziumoxid auf 25 Gew.-% oder
weniger eingestellt, vorzugsweise auf einen Bereich von 2 bis
5 Gew.-%.
Auf einer äußeren Oberfläche 6 a jedes einem Kolbenring nach
Fig. 29 ähnlichen Kolbenrings 6₁ bis 6₃ ist eine hartchromplattierte
Schicht ausgebildet, deren Dicke auf den Bereich von
10 bis 150 µm, vorzugsweise auf 70 bis 100 µm eingestellt ist,
und deren Härte auf einen Bereich von Hv 600 bis 1000 eingestellt
ist. Wenn die Dicke der plattierten Schicht kleiner als
10 µm ist, kann die plattierte Schicht beim Gleiten auf dem
faserverstärkten Abschnitt C verschleißen, was zu einem Aussetzen
eines Kolbenringkörpers führt. Wenn andererseits die
Dicke 150 µm überschreitet, kann die plattierte Schicht aufgrund
einer Differenz zwischen dem thermischen Ausdehnungskoeffizienten
der Schicht und dem thermischen Ausdehnungskoeffizienten
des Kolbenringkörpers leicht reißen oder brechen
und außerdem werden die Produktionskosten erhöht. Wenn außerdem
die Härte der plattierten Schicht unter Hv 600 liegt, ist
die Anfreßfestigkeit geringer. Wenn andererseits die Härte
Hv 1000 überschreitet, können in dem faserverstärkten Abschnitt
C Kratzer erzeugt werden, welche das Ausfallen der Faser beschleunigen
und die Größe des Verschleißes des faserverstärkten
Abschnitts C erhöhen.
Im folgenden wird ein Testbeispiel beschrieben. Für Komponenten
um die Zylinderbohrung 3 wurde ein Prüfstück A aus Gußeisen gefertigt,
wobei dem Gußeisen Phosphor und Vanadium hinzugefügt
wurden, damit es eine verbesserte Verschleißfestigkeit hat, und
es wurde ein Prüfstück B aus einer Aluminiumlegierung gefertigt,
die durch eine Faser auf Aluminiumoxidbasis mit einem
Faservolumenanteil von 12% und einer Kohlenstoffaser mit einem
Faservolumenanteil von 9% verstärkt wurde. Für die Materialien
des Kolbenrings wurde ein Prüfstück C gefertigt, das an seiner
Oberfläche eine hartchromplattierte Schicht mit einer Dicke von
50 µm und einer Härte von HV 800 bis 900 aufweist, und ein
Prüfstück D aus Stahl wurde einer Nitrierbehandlung unterworfen.
Bei den Kombinationen aus A und C (Vergleichsbeispiel), A
und D (Vergleichsbeispiel), B und C (erfinderisches Beispiel)
und B und D (Vergleichsbeispiel) wurden die Prüfstücke
aufeinandergleitend relativ zueinander gedreht, wobei in
schmiermittelfreiem Zustand die Oberflächendrucke variiert
wurden, um die Oberflächendrucke bei Erzeugung der Kratzer und
die Oberflächendrucke bei Erzeugung eines Anfressens zu bestimmen.
Die erhaltenen Resultate sind in der nachfolgenden
Tabelle 1 angegeben. Die Fig. 31 ist eine grafische Darstellung
dieser Resultate. In der Fig. 31 deutet w₁ einen
Oberflächendruck bei der Erzeugung von Kratzern und w₂ einen
Oberflächendruck bei der Erzeugung eines Anfressens an.
In derselben Kombination der Prüfstücke, wie sie oben beschrieben
ist, wurden die Prüfstücke aufeinandergleitend mit einer
Relativgeschwindigkeit von 12,5 m/s und einem Oberflächendruck
von 30 Kp/cm² gedreht, wobei ein Schmieröl mit einer Rate von
2,5 ml/min zugeführt wurde, um die Beziehung zwischen der
Gleitdistanz und der Größe des Verschleißes zu prüfen. Dies
lieferte die in Fig. 32 gezeigten Ergebnisse. Die Tabelle 2
zeigt diese Werte bei einer Gleitdistanz von 4000 m.
Aus der obigen Tabelle 1 und der Fig. 31 ist zu entnehmen, daß
die Kombination in Beispiel B - C nach der vorliegenden Erfindung
eine etwas geringere Ritzfestigkeit, jedoch eine beträchtlich
bessere Verschleißfestigkeit hat als die anderen Kombinationen.
Außerdem ist aus der obigen Tabelle 2 und der Fig. 32 zu
entnehmen, daß die Größe des Verschleißes des Prüfstücks B aus
der faserverstärkten Aluminiumlegierung beträchtlich kleiner
als die des Prüfstücks A aus Gußeisen ist, und daß die Größe
des Verschleißes des 15586 00070 552 001000280000000200012000285911547500040 0002003725495 00004 15467 Prüfstücks in Kombination mit dem Prüfstück
C aus Stahl, das einer Hartchromplattierungsbehandlung
ausgesetzt wurde, am kleinsten ist.
Außerdem ist zu entnehmen, daß der Verschleiß an dem mit der
hartchromplattierten Schicht versehenen Prüfstück C und dem
nitrierten Prüfstück C niedriger ist, wenn sie mit dem Prüfstück
B aus der faserverstärkten Aluminiumlegierung verwendet
werden, im Vergleich zu dem Prüfstück A aus Gußeisen.
Es ist ein Kolbenring mit ausgezeichneten Gleitcharakteristiken
relativ zu einem faserverstärkten Abschnitt bereitgestellt, die
kleiner als bei dem obigen Beispiel IV sind.
Nach den Fig. 33 und 34 ist auf der die äußere Umfangsfläche
enthaltenden ganzen Oberfläche jedes Kolbenrings 6₁ bis 6₃
durch Verwendung eines elektrischen Plattierungsprozesses eine
auf Eisen basierende metallplattierte Schicht 30 ausgebildet,
welche harte Partikeln enthält.
Eine geeignete Dicke der auf Eisen basierenden metallplattierten
Schicht 30 liegt in einem Bereich von 5 bis 100 µm und als
Plattierungsmaterialien können eine Fe-Co-Legierung, eine Fe-
Co-P-Legierung und dgl. verwendet werden. Die auf Eisen basierende,
metallplattierte Schicht dieser Art hat eine gute Adhäsionseigenschaft
und blättert deshalb nicht auf, auch auf
dem ersten Verdichtungsring 6₁ nicht. Bei den chemischen Bestandteilen
der obigen Legierungen hat Co den Effekt der Erhöhung
der Härte der auf Eisen basierenden, metallplattierten
Schicht 30 und sein Gehalt ist auf einen Bereich von 10 bis
40 Gew.-% eingestellt. Wenn der Co-Gehalt kleiner als 10 Gew.-%
ist, wird dieser Effekt nicht erzeugt. Wenn andererseits der
Co-Gehalt 40 Gew.-% überschreitet, ist die plattierte Schicht
schwer zu bilden und selbst, wenn sie gebildet worden ist, wird
ihre Oberfläche rauh. P führt zu einem ähnlichen Effekt wie Co
und sein Gehalt wird auf einen Bereich von 2 bis 10 Gew.-% eingestellt.
Wenn der P-Gehalt kleiner als 2 Gew.-% ist, wird dieser
Effekt nicht erzielt, wo hingegen bei einem P-Gehalt von
über 10 Gew.-% die plattierte Schicht schwer zu bilden ist.
Der Einschluß der harten Partikel 31 in der auf Eisen basierenden
metallplattierten Schicht 30 wird durch Suspendieren der
harten Partikel 31 in einer Plattierungslösung und durch Einschluß
der Partikeln in der Schicht 30 während deren Formierung
bewirkt. Die harten Partikel können aus der aus SiC, BN,
Si₃N₄, MoS₂, WC und Al₂O₃ bestehenden Gruppe ausgewählt werden.
Die harten Partikel 31 haben den Effekt der Verbesserung der
Verschleißfestigkeit der auf Eisen basierenden metallplattierten
Schicht 30, und die Menge an verteilten Partikeln ist auf
einen Bereich von 10 bis 30% hinsichtlich des Flächenmaßes
eingestellt. Wenn die verteilte Menge kleiner als 10% ist,
nimmt die Verschleißfestigkeit ab, wo hingegen bei einer verteilten
Menge von über 30% der Einschluß der harten Partikel
31 in der auf Eisen basierenden metallplattierten Schicht 30
ineffektiv sein kann, und es besteht das Risiko, daß die Partikeln
ausfallen. Außerdem liegt eine geeignete mittlere
Partikelgröße der harten Partikeln in einem Bereich von 0,5 bis
10 µm. Wenn die mittlere Partikelgröße 10 µm überschreitet,
kann der Einschluß der harten Partikeln 31 in der auf Eisen
basierenden, metallplattierten Schicht 30 ineffektiv sein und
es besteht das Risiko, daß die Partikeln ausfallen. Andererseits
sind die harten Partikeln mit einer mittleren Partikelgröße
von weniger als 0,5 µm schwer zu erzeugen und haben auf
die Verschleißfestigkeit eine erniedrigende Wirkung.
Für einen Gleittest nach der Art Spitze-auf-Scheibe wurden wie
im folgenden beschrieben eine Scheibe und eine Spitze wie folgt
präpariert. Eine Scheibe wurde unter Verwendung eines sphärischen
Gußeisens (JIS FCD75) für den ersten Verdichtungsring 6₁
gegossen und dann auf ihrer Oberfläche mit einer auf Eisen basierenden
metallplattierten Schicht versehen, die aus einer
Fe-Co-P-Legierung gefertigt war und Si₃N₄ mit einer mittleren
Partikelgröße von 3 µm als harte Partikeln enthielt. In
diesem Fall betrug der Gehalt an Co 25 Gew.-%, der Gehalt an P
betrug 6 Gew.-% und die Menge des verteilten Si₃N₄ betrug 25%
hinsichtlich des Flächenmaßes. Eine Spitze wurde aus einer
Mischung aus einer Faser auf Aluminiumoxidbasis mit einem
Faservolumenanteil von 12%, einem Alphagrad von 33% und einem
SiO₂-Gehalt von 2 bis 5 Gew.-%, und aus einer Kohlenstoffaser
mit einem Faservolumenanteil von 9% sowie aus einer Matrix aus
einer Aluminiumlegierung (JIS ADC12) gebildet, die dem faserverstärkten
Abschnitt C des Zylinderblocks 1 entsprach.
Zur Prüfung der Anfreßcharakteristik wurde die Scheibe mit
einer Geschwindigkeit von 2,5 m/s gedreht und die Spitze im
schmiermittelfreien Zustand mit verschiedenen Druckkräften auf
die Scheibe gepreßt, um einen anfreßkritischen Oberflächendruck
zu bestimmen. Auf diese Weise ergeben sich die in der
Fig. 35 gezeigten Ergebnisse. Das Vergleichsbeispiel benutzte
eine Scheibe mit einer darauf ausgebildeten chromplattierten
Schicht.
Aus der Fig. 35 ist ersichtlich, daß der anfreßkritische
Oberflächendruck in diesem Beispiel nach der vorliegenden
Erfindung 140 Kp/cm² betrug und im Vergleich zu den 100 Kp/cm²
beim Vergleichsbeispiel wesentlich verbessert ist. Diese
Verbesserung des anfreßkritischen Oberflächendruckes ist eher
der Fe-Co-P-Legierung als dem Si₃N₄ zuzuschreiben.
Zum Prüfen der Verschleißcharakteristik wurde die Scheibe mit
einer Geschwindigkeit von 12,5 m/s gedreht und dann wurde die
Spitze mit einer Druckkraft von 30 Kp/cm₂ im geschmierten Zustand
auf die Scheibe gedrückt. Die Menge des zugeführten
Schmieröls betrug 2,5 ml/min. Auf diese Weise wurden die in
Fig. 36 gezeigten Ergebnisse erhalten. In Fig. 36 deuten die
Linien x₁ und x₂ die Ergebnisse der vorliegenden Erfindung und
die Linien y₁ und y₂ die Ergebnisse des Vergleichsbeispiels an.
Aus der Fig. 36 ist ersichtlich, daß die Größe des Verschleißes
der Scheibe und Spitze bei der vorliegenden Erfindung
kleiner als bei dem Vergleichsbeispiel ist. Diese Verbesserung
in der Verschleißfestigkeit ist besonders bei der
Scheibe bemerkenswert. Dies demonstriert, daß der erste Verdichtungsring
6₁ der Konstruktion eine ausgezeichnete Verschleißfestigkeit
hat. Diese Verbesserung der Verschleißfestigkeit
ist dem Zusammenwirken der Fe-Co-P-Legierung mit
Si₃N₄ zuzuschreiben.
Es sei darauf hingewiesen, daß eine kupfer- oder kupferlegierungsplattierte
Schicht auf dem Teil auf Eisenbasis vorgesehen
sein kann, um die Adhäsionseigenschaft der metallplattierten
Schicht auf Eisenbasis zu verbessern.
Es ist ein Kolbenring mit einer Konstruktion vorgesehen, die
der in dem vorstehend beschriebenen Beispiel V ähnlich ist.
Insbesondere wurde wie bei dem obigen Beispiel V eine harte
Partikeln enthaltende, metallplattierte Schicht auf Nickelbasis
auf der ganzen Oberfläche einschließlich der äußeren
Umfangsfläche jedes Kolbenrings ausgebildet.
Die Dicke der metallplattierten Schicht auf Nickelbasis liegt
vorzugsweise im Bereich von 5 bis 100 µm. Beispiele für solche
Plattierungsmetalle, die verwendet werden können, sind eine
Ni-Co-Legierung, eine Ni-Co-P-Legierung oder dgl. Die metallplattierte
Schicht auf Nickelbasis, die aus einer solchen Legierung
gefertigt ist, hat gute Adhäsionseigenschaften und
blättert deshalb nicht ab. Die Schicht hat auch einen Wärmewiderstand
und einen Oxidationswiderstand und zeigt folglich
eine ausgezeichnete Lebensdauer in einer Maschine, die unter
hoher Temperatur und oxidierender Umgebung steht. Von den genannten
chemischen Bestandteilen hat Co den Effekt der Vergrößerung
der Härte der auf Nickel basierenden metallplattierten
Schicht, und der Gehalt von Co wird auf einen Bereich von
10 bis 40 Gew.-% eingestellt. Wenn der Co-Gehalt kleiner als
10 Gew.-% ist, wird dieser Effekt nicht erzielt. Wenn andererseits
der Co-Gehalt 40 Gew.-% überschreitet, ist die plattierte
Schicht schwer zu bilden bzw. zu formen, und erst wenn sie
gebildet worden ist, ist ihre Oberfläche rauh. P bewirkt denselben
Effekt wie Co, und der Gehalt an P wird auf einen
Bereich 2 bis Gew.-% eingestellt. Wenn der P-Gehalt kleiner als
2 Gew.-% ist, wird dieser Effekt nicht erzielt. Wenn andererseits
der P-Gehalt 10 Gew.-% überschreitet, ist die plattiert
Schicht schwer zu bilden.
Der Einschluß der harten Partikeln in der auf Nickel basierenden
metallplattierten Schicht wird durch Suspendieren der harten
Partikeln in einer Plattierungslösung und Einschließen der
Partikeln in der auf Nickel basierenden metallplattierten
Schicht während deren Bildung ausgeführt. Die bevorzugten Partikeln
werden aus der Gruppe ausgewählt, die aus SiC, BN,
Si₃N₁, MoS₂, WC und Al₂O₃ besteht. Solche harte Partikeln haben
die Wirkung der Verbesserung der Verschleißfestigkeit der auf
Nickel basierenden metallplattierten Schicht. Die Menge der
verteilten Partikeln wird auf einen Bereich von 10 bis 30%
hinsichtlich des Flächenmaßes eingestellt. Wenn die verteilte
Menge Partikeln kleiner als 10% ist, ist die Verschleißfestigkeit
der resultierenden, auf Nickel basierenden, metallplattierten
Schicht niedriger. Wenn andererseits die verteilte
Menge 30% überschreitet, sind die harten Partikeln nicht
ausreichend in der auf Nickel basierenden metallplattierten
Schicht eingeschlossen und können ausfallen. Eine geeignete
mittlere Partikelgröße der harten Partikeln liegt im Bereich
von 0,5 bis 10 µm. Wenn die mittlere Partikelgröße 10 µm
überschreitet, sind die harten Partikeln nicht ausreichend in
der auf Nickel basierenden metallplattierten Schicht eingeschlossen
und können ausfallen. Andererseits sind Partikeln mit
einer mittleren Partikelgröße von weniger als 0,5 µm schwer zu
erzeugen und der die Verschleißfestigkeit verbesserte Effekt
dieser Partikeln ist reduziert.
Für einen Gleittest nach der Art der Spitze-auf-Scheibe wurden
eine Spitze und eine Scheibe, die im folgenden beschrieben
werden, präpariert. Eine Scheibe wurde unter Verwendung sphärischen
Graphitgußeisens (JIS FCD75) gegossen, welche dem ersten
Verdichtungsring 6₁ entspricht, und wurde auf ihrer Oberfläche
mit einer auf Nickel basierenden metallplattierten Schicht versehen,
die aus einer Ni-Co-P-Legierung bestand und Si₃N₄ mit
einer mittleren Partikelgröße von 3 µm als harte Partikeln enthielt.
In diesem Fall betrug der Gehalt an Co 25 Gew.-%, der
Gehalt an P betrug 6 Gew.-% und die Menge verteilten Si₃N₄ betrug
30% hinsichtlich des Flächenmaßes. Eine Spitze wurde aus
einer Mischung aus einer Faser auf Aluminiumoxidbasis mit einem
Faservolumenanteil von 12%, einem Alphagrad von 33% und einem
SiO₂-Gehalt von 2 bis 5 Gew.-%, und aus einer Kohlenstoffaser
mit einem Faservolumenanteil von 9% sowie aus einer Matrix aus
einer Aluminiumlegierung (JIS ADC12) gebildet, die dem faserverstärkten
Abschnitt C des Zylinderblocks 1 entsprach.
Zur Prüfung der Anfreßcharakteristik wurde die Scheibe mit
einer Geschwindigkeit von 2,5 m/s gedreht und im schmiermittelfreien
Zustand mit verschiedenen Druckkräften zur Bestimmung
des anfreßkritischen Oberflächendruckes gedrückt. Auf diese
Weise ergaben sich die in Fig. 37 gezeigten Resultate. Beim
Vergleichsbeispiel wurde eine Scheibe benutzt, die ähnlich der
beim vorstehenden Beispiel V benutzten Scheibe mit einer darauf
ausgebildeten chromplattierten Schicht war.
Aus der Fig. 37 ist ersichtlich, daß der anfreßkritische Oberflächendruck
bei diesem Beispiel nach der vorliegenden Erfindung
120 Kp/cm² beträgt und im Vergleich zu den 100 Kp/cm³ bei
dem Vergleichsbeispiel verbessert ist. Diese Verbesserung des
anfreßkritischen Oberflächendruckes ist in erster Linie der
Ni-Co-P-Legierung zuzuschreiben und weniger dem Si₃N₄.
Zum Prüfen der Verschleißcharakteristik wurde die Scheibe mit
einer Geschwindigkeit von 12,5 m/s gedreht und dann wurde die
Spitze im geschmierten Zustand auf die Scheibe mit einer Druckkraft
von 30 Kp/cm² gedrückt. Die Menge des zugeführten
Schmieröls betrug 2,5 ml/min. Der Zustand wurde aufrechterhalten,
bis die Gleitdistanz 6000 m überschritt, um die Größen der
Verschleiße der Scheibe und der Spitze zu bestimmen. Auf diese
Weise wurden die in Fig. 38 gezeigten Resultate erhalten. In
der Fig. 38 deuten die Linie x₃ und x₁ die Ergebnisse nach der
vorliegenden Erfindung und die Linien y₃ und y₁ die Resultate
des Vergleichsbeispiels an.
Aus der Fig. 38 ist ersichtlich, daß die Größen des Scheiben-
und Spitzenverschleißes bei der vorliegenden Erfindung kleiner
als beim Vergleichsbeispiel sind. Diese Verbesserung der Verschleißfähigkeit
ist insbesondere bei der Scheibe bemerkenswert.
Dies zeigt, daß der erste Verdichtungsring 6₁ eine ausgezeichnete
Verschleißfestigkeit hat. Diese Verbesserung der
Verschleißfestigkeit ist ebenfalls dem Zusammenwirken der
Ni-Co-P-Legierung mit dem Si₃N4 zuzuschreiben.
Es sei auch darauf hingewiesen, daß eine kupferplattierte oder
kupferlegierungsplattierte Schicht auf dem auf Eisen basierenden
Teil vorgesehen sein kann, um die Adhäsionseigenschaft der
auf Nickel basierenden metallplattierten Schicht weiter zu verbessern.
In Zusammenfassung wurde beschrieben eine Brennkraftmaschine
mit einem aus Leichtmetall gefertigten Zylinderblock 1 mit
einer Zylinderwand rund um eine Zylinderbohrung 3, die einen
zylindrischen, faserverstärkten Abschnitt C enthält, der aus
einer Mischung aus einer auf Aluminiumoxid basierenden Faser
und aus einer Kohlenstoffaser mit einer Leichtmetallmatrix
besteht. Die auf Aluminiumoxid basierende Faser hat einen
Faservolumenanteil im Bereich von 8 bis 20% und die Kohlenstoffaser
hat einen Faservolumenanteil im Bereich von 0,3 bis
15%. Die auf Aluminiumoxid basierende Faser enthält 25 Gew.-%
oder weniger Siliziumoxid, hat ein Längen/Durchmesserverhältnis
von 20 bis 150 und einen Alphagrad von 2 bis 60%. Die Kohlenstoffaser
hat ein mittleres Längen/Durchmesserverhältnis im
Bereich von 10 bis 100 und einen Elastizitätsmodul im Bereich
von 20 bis 30 t/mm². Der Kolben 4 für die Zylinderbohrung 3 hat
eine mit einer zinnplattierten Schicht abgedeckte eisenplattierte
Schicht. Die Kolbenringe 6₁ bis 6₃ für den Kolben 4
können aus austenitischem, nichtrostendem Stahl sein, um
Wärmeausdehnungscharakteristiken zu erzeugen, die ähnlich der
Zylinderwand sind, und können mit einer nitrid- oder chromplattierten
Schicht versehen sein.
Claims (37)
1. Brennkraftmaschine, gekennzeichnet durch,
ein erstes Gleitteil (C) aus einem Leichtmetall, das durch Verwendung
einer Mischung aus einer auf Aluminiumoxid basierenden
Faser und einer Kohlenstoffaser faserverstärkt ist, und durch
ein zweites Gleitteil (4, 6₁ bis 6₃), das relativ zu dem ersten
Gleitteil (C) gleiten kann, wobei die auf Aluminiumoxid basierende
Faser einen Faservolumenanteil im Bereich von 8 bis 20%
hat und die Kohlenstoffaser einen Faservolumenanteil im Bereich
von 0,3 bis 15%, einen Längen/Durchmesserverhältnis im Bereich
von 10 bis 100 und einen Elastizitätsmodul im Bereich von 20
bis 30 t/mm² hat.
2. Brennkraftmaschine nach Anspruch 1, dadurch gekennzeichnet,
daß die auf Aluminiumoxid basierende
Faser einen Gehalt an Siliziumoxid von 25 Gew.-% oder
weniger aufweist, ein mittleres Längen/Durchmesserverhältnis im
Bereich von 20 bis 150 hat und einen Alphagrad im Bereich von 2
bis 60% aufweist.
3. Brennkraftmaschine nach Anspruch 2, dadurch gekennzeichnet,
daß der Gehalt an Siliziumoxid im
Bereich von 2 bis 5 Gew.-% liegt, daß das Längen/Durchmesserverhältnis
der auf Aluminiumoxid basierenden Faser 100 oder
weniger beträgt, und daß der Alphagrad der auf Aluminiumoxid
basierenden Faser 45% oder weniger beträgt.
4. Brennkraftmaschine nach einem der vorhergehenden Ansprüche,
dadurch gekennzeichnet, daß die auf Aluminiumoxid
basierende Faser Körner enthält, deren Gehalt in
einem Bereich von 10 Körner-Gew.-% liegt, wobei die Körner mit
einer mittleren Partikelgröße von 150 µm oder mehr im Bereich
von 2,5 Gew.-% oder weniger liegen, die Körnern mit einer
mittleren Partikelgröße von weniger als 150 µm im Bereich von
4 Gew.-% oder weniger liegen und die Körner mit einer mittleren
Partikelgröße vom 50fachen oder mehr eines mittleren Durchmessers
der auf Aluminiumoxid basierenden Faser im Bereich
von 4 Gew.-% oder weniger liegen, wobei die Gewichtsprozent auf
der die Körner enthaltenden, auf Aluminiumoxid basierenden
Faser basieren.
5. Brennkraftmaschine nach einem der vorhergehenden Ansprüche,
dadurch gekennzeichnet, daß eine Gleitfläche
des die Mischung aus den Fasern enthaltenden, faserverstärkten
Abschnitts bzw. Teils (C) eine Rauhigkeit auf einem
Pegel hat, der gleich oder niedriger als die Hälfte des mittleren
Durchmessers der auf Aluminiumoxid basierenden Faser ist.
6. Brennkraftmaschine nach einem der vorhergehenden Ansprüche,
dadurch gekennzeichnet, daß das Leichtmetall
eine Aluminiumlegierung ist, die ein 65 bis 14 Gew.-% Si
enthält, wobei ein Verhältnis zwischen der Menge an primären
Kristallsilizium im faserverstärkten Teil (C) und der Menge an
primären Kristallsilizium im Leichtmetall des nicht faserverstärkten
Abschnitts bzw. Teils größer als 1 und kleiner oder
gleich 4 ist, und wobei eine mittlere Partikelgröße des primären
Kristallsiliziums in dem faserverstärkten Teil (C) ein
Niveau hat, das kleiner als ein mittlerer Durchmesser der auf
Aluminiumoxid basierenden Faser ist.
7. Brennkraftmaschine nach einem der Ansprüche 1 bis 5, dadurch
gekennzeichnet, daß das Leichtmetall
eine Aluminiumlegierung ist, die 14 bis 20 Gew.-% Si enthält.
8. Brennkraftmaschine nach einem der vorhergehenden Ansprüche,
dadurch gekennzeichnet, daß das zweite
Gleitteil (4, 6₁ bis 6₃) einen Hauptkörper (4) und ein Anbringungsteil
(6₁ bis 6₃) umfaßt, die beide mit dem ersten Gleitteil
(C) gleiten, wobei auf einer Gleitfläche des Hauptkörpers
(4) eine eisenplattierte Schicht und auf der Außenfläche der
eisenplattierten Schicht eine zinnplattierte Schicht ausgebildet
sind, wobei die eisenplattierte Schicht eine Härte von
Hv 250 oder mehr und eine Dicke von 5 bis 30 µm hat, und wobei
die zinnplattierte Schicht eine Dicke von 1 bis 10 µm aufweist.
9. Brennkraftmaschine nach Anspruch 8, dadurch gekennzeichnet,
daß das Anbringungsteil (6₁ bis 6₃)
aus einem austenitischen, nichtrostenden Stahl gebildet ist.
10. Brennkraftmaschine nach Anspruch 8, dadurch gekennzeichnet,
daß das Anbringungsteil (6₁ bis 6₃)
aus einer auf Eisen basierenden Legierung mit einer auf einer
äußeren Umfangsfläche des Anbringungsteils ausgebildeten
Nitridschicht gebildet ist und einen Grad bzw. ein Maß an
Karbonatfläche hat, welche 5% oder weniger der äußeren
Umfangsfläche einnimmt oder bekleidet.
11. Brennkraftmaschine nach Anspruch 8, dadurch gekennzeichnet,
daß das Anbringungsteil (6₁ bis 6₃)
aus einer auf Eisen basierenden Legierung mit einer auf einer
Gleitfläche des Anbringungsteils ausgebildeten, hartchromplattierten
Schicht gebildet ist, wobei die hartchromplattierte
Schicht eine Dicke im Bereich von 10 bis 150 µm und eine Härte
im Bereich von HV 600 bis 1000 hat.
12. Brennkraftmaschine nach Anspruch 11, dadurch gekennzeichnet,
daß die hartchromplattierte Schicht
eine Dicke im Bereich von 70 bis 100 µm und eine Härte im Bereich
von Hv 700 bis 900 hat.
13. Brennkraftmaschine nach Anspruch 8, dadurch gekennzeichnet,
daß das Anbringungsteil (6₁ bis 6₃)
aus einer auf Eisen basierenden Legierung gebildet ist, wobei
eine Gleitfläche des Anbringungsteils aus einer auf Eisen
basierenden metallplattierten Schicht besteht, die harte
Partikeln enthält.
14. Brennkraftmaschine nach Anspruch 13, dadurch
gekennzeichnet, daß ein Plattierungsmetall für
die auf Eisen basierende, metallplattierte Schicht eine Fe-Co-
Legierung ist, die 10 bis 40 Gew.-% Co enthält, und daß die
harten Partikeln aus einer Gruppe ausgewählt sind, die aus SiC,
BN, Si₃N₄, MoS₂, WC und Al₂O₃ besteht, und eine mittlere Partikelgröße
von 0,5 bis 10 µm haben, wobei eine Menge der verteilten
harten Partikeln in einem Bereich von 10 bis 30% hinsichtlich
eines Flächenmaßes beträgt.
15. Brennkraftmaschine nach Anspruch 13, dadurch
gekennzeichnet, daß ein Plattierungsmetall der
auf Eisen basierenden metallplattierten Schicht eine Fe-Co-P-
Legierung ist, die 10 bis 40 Gew.-% Co und 2 bis 10 Gew.-% P
enthält, und daß die harten Partikeln aus der Gruppe ausgewählt
sind, die aus SiC, BN, Si₃N₄, MoS₂, WC und Al₂O₃ besteht,
und eine Partikelgröße von 0,5 bis 10 µm haben, wobei eine
Menge verteilter harter Partikel in einem Bereich von 10 bis
30% hinsichtlich eines Flächenmaßes liegen.
16. Brennkraftmaschine nach Anspruch 8, dadurch gekennzeichnet,
daß das Anbringungsteil (6₁ bis 6₃)
aus einer auf Eisen basierenden Legierung besteht, wobei auf
einer Gleitfläche des Anbringungsteils eine auf Nickel basierende,
metallplattierte Schicht ausgebildet ist, die harte
Partikeln enthält.
17. Brennkraftmaschine nach Anspruch 16, dadurch gekennzeichnet,
daß ein Plattierungsmetall für die
auf Nickel basierenden, metallplattierte Schicht eine Ni-Co-
Legierung ist, die 10 bis 40 Gew.-% enthält, und daß die
harten Partikeln aus einer Gruppe ausgewählt sind, die aus SiC,
BN, Si₃N₄, MoS₂, WC und Al₂O₃ besteht, und eine mittlere Partikelgröße
von 0,5 bis 10 µm haben, wobei eine Menge verteilter
harter Partikeln im Bereich von 10 bis 30% hinsichtlich
eines Flächenmaßes liegt.
18. Brennkraftmaschine nach Anspruch 16, dadurch gekennzeichnet,
daß ein Plattierungsmetall für die
auf Nickel basierende, metallplattierte Schicht eine Ni-Co-P-
Legierung ist, die 10 bis 40 Gew.-% Co und 2 bis 10 Gew.-% P
enthält, und die harten Partikeln aus einer Gruppe ausgewählt
sind, die aus SiC, BN, Si₃N₄, MoS₂, WC und Al₂O₃ besteht,
und eine mittlere Partikelgröße von 0,5 bis 10 µm haben, wobei
eine Menge verteilter harter Partikeln in einem Bereich von 10
bis 30% hinsichtlich eines Flächenmaßes liegen.
19. Brennkraftmaschine, gekennzeichnet durch
ein erstes Gleitteil (C) aus Leichtmetall, das durch Verwendung
einer Mischung aus einer auf Aluminiumoxid basierenden Faser
und aus einer Kohlenstoffaser faserverstärkt ist, und durch ein
zweites Gleitteil (6₁ bis 6₃), das relativ zu dem ersten Gleitteil
(C) gleiten kann, wobei die auf Aluminiumoxid basierende
Faser einen Faservolumenanteil im Bereich von 8 bis 20% hat,
die Kohlenstoffaser einen Faservolumenanteil im Bereich von 0,3
bis 15% aufweist, und die auf Aluminiumoxid basierende Faser
Siliziumoxid enthält, dessen Gehalt 25 Gew.-% oder weniger
beträgt, und ein mittleres Längen/Durchmesserverhältnis im
Bereich von 20 bis 150 sowie einen Alphagrad im Bereich
von 2 bis 60% aufweist.
20. Brennkraftmaschine, gekennzeichnet
durch ein erstes Gleitteil (C) aus Leichtmetall, das
durch Verwendung einer Mischung aus einer auf Aluminiumoxid
basierenden Faser und aus einer Kohlenstoffaser faserverstärkt
ist und durch ein zweites Gleitteil (4, 6₁ bis 6₃), das
relativ zu dem ersten Gleitteil (C) gleiten kann, wobei das
erste Gleitteil (C) einen aus Leichtmetall gefertigten, um eine
Zylinderbohrung (3) herum angeordneten Zylinderblock (1) mit
einem aus der Mischung aus den Fasern und aus einer Leichtmetallmatrix
gebildeten zylindrischen, faserverstärkten Abschnitt
aufweist, wobei das zweite Gleitteil (4, 6₁ bis 6₃)
einen Kolben (4) mit einem darauf befestigten Kolbenring (6₁
bis 6₃) umfaßt, der gleitend in der Zylinderbohrung aufgenommen
ist, wobei die auf Aluminiumoxid basierende Faser einen Faservolumenanteil
im Bereich von 8 bis 20% hat, die Kohlenstoffaser
einen Faservolumenanteil im Bereich von 0,3 bis 15%
aufweist, ein mittleres Längen/Durchmesserverhältnis im Bereich
von 10 bis 100 liegt und ein Elastizitätsmodul im Bereich von
20 bis 30 t/mm² liegt.
21. Brennkraftmaschine nach Anspruch 20, dadurch
gekennzeichnet, daß die auf Aluminiumoxid
basierende Faser Siliziumoxid enthält, dessen Gehalt 20 Gew.-%
oder weniger beträgt, und ein mittleres Längen/Durchmesserverhältnis
im Bereich von 20 bis 50 sowie einen Alphagrad im
Bereich von 2 bis 60% aufweist.
22. Brennkraftmaschine nach Anspruch 21, dadurch gekennzeichnet,
daß der Gehalt an Siliziumoxid im
Bereich von 2 bis 5 Gew.-% liegt, das Längen/Durchmesserverhältnis
der auf Aluminiumoxid basierenden Faser 100 oder
weniger beträgt, und der Alphagrad der auf Aluminiumoxid
basierenden Faser 45% oder weniger ist.
23. Brennkraftmaschine nach einem der Ansprüche 20 bis 22,
dadurch gekennzeichnet, daß die auf
Aluminiumoxid basierende Faser Körner enthält, deren Gehalt im
Bereich von 10 Körner-Gew.-% oder weniger liegt, wobei die
Körner mit einer mittleren Partikelgröße von 150 µm oder mehr
im Bereich von 2,5 Gew.-% oder weniger liegen, die Körner mit
einer mittleren Partikelgröße von weniger als 150 µm im Bereich
von 4 Gew.-% oder weniger liegen und die Körner mit einer
mittleren Partikelgröße vom 50fachen oder mehr eines mittleren
Durchmessers der auf Aluminiumoxid basierenden Faser im Bereich
von 4 Gew.-% oder weniger liegen, wobei das Gewicht auf der die
Körner enthaltenden, auf Aluminiumoxid basierenden Faser
basiert.
24. Brennkraftmaschine nach einem der Ansprüche 20 bis 23,
dadurch gekennzeichnet, daß eine innere
Umfangsfläche des faserverstärkten Abschnitts eine Rauhigkeit
auf einem Niveau hat, das gleich oder niedriger als die Hälfte
eines mittleren Durchmessers der auf Aluminiumoxid basierenden
Faser ist.
25. Brennkraftmaschine nach einem der Ansprüche 20 bis 24,
dadurch gekennzeichnet, daß das Leichtmetall
eine Aluminiumlegierung ist, die 1,65 bis 14 Gew.-% Si
enthält, wobei das Verhältnis zwischen der Menge primären
Kristallsiliziums in dem faserverstärkten Abschnitt und der
Menge primären Kristallsiliziums in dem Leichtmetall im nicht
faserverstärkten Abschnitt größer als 1 und kleiner oder gleich
4 ist, und wobei eine mittlere Partikelgröße des primären Kristallsiliziums
in dem faserverstärkten Abschnitt auf einem
Niveau liegt, das niedriger als ein mittlerer Durchmesser der
auf Aluminiumoxid basierenden Faser ist.
26. Brennkraftmaschine nach einem der Ansprüche 20 bis 24,
dadurch gekennzeichnet, daß das Leichtmetall
eine Aluminiumlegierung ist, die 14 bis 20 Gew.-% Si
enthält.
27. Brennkraftmaschine nach einem der Ansprüche 20 bis 26,
dadurch gekennzeichnet, daß auf der
äußeren Umfangsfläche des Kolbens (4) eine eisenplattierte
Schicht ausgebildet ist, auf deren Außenfläche eine zinnplattierte
Schicht ausgebildet ist, wobei die eisenplattierte
Schicht eine Härte von HV 250 oder mehr und eine Dicke von 5
bis 30 µm und die zinnplattierte Schicht eine Dicke von 1 bis
10 µm aufweist.
28. Brennkraftmaschine nach einem der Ansprüche 20 bis 27,
dadurch gekennzeichnet, daß der
Kolbenring (6₁, 6₂, 6₃) aus einem austenitischen, nichtrostenden
Stahl gebildet ist.
29. Brennkraftmaschine nach einem der Ansprüche 20 bis 27,
dadurch gekennzeichnet, daß der Kolbenring
(6₁, 6₂, 6₃) aus einer auf Eisen basierenden Legierung
gebildet ist, daß auf der äußeren Umfangsfläche des Kolbenrings
eine Nitridschicht ausgebildet ist und daß ein Grad oder
ein Maß an Karbonatfläche, welche die äußere Umfangsfläche einnimmt
5% oder weniger ist.
30. Brennkraftmaschine nach einem der Ansprüche 20 bis 27,
dadurch gekennzeichnet, daß der Kolbenring
(6₁, 6₂, 6₃) aus einer auf Eisen basierenden Legierung
gebildet ist, daß auf einer äußeren Umfangsfläche des Kolbenrings
eine hartchromplattierte Schicht ausgebildet ist, und daß
die hartchromplattierte Schicht eine Dicke im Bereich von 10
bis 550 µm und eine Härte im Bereich von Hv 600 bis 1000 aufweist.
31. Brennkraftmaschine nach Anspruch 30, dadurch
gekennzeichnet, daß die hartchromplattierte
Schicht im Bereich von 70 bis 100 µm und eine Härte im Bereich
von Hv 700 bis 900 aufweist.
32. Brennkraftmaschine nach einem der Ansprüche 20 bis 27,
dadurch gekennzeichnet, daß der
Kolbenring (6₁, 6₂, 6₃) aus einer auf Eisen basierenden Legierung
gebildet ist, daß auf einer äußeren Umfangsfläche des
Kolbenrings eine auf Eisen basierende, metallplattierte Schicht
ausgebildet ist, die harte Partikeln enthält.
33. Brennkraftmaschine nach Anspruch 32, dadurch gekennzeichnet,
daß das Plattierungsmaterial für die
auf Eisen basierende, metallplattierte Schicht eine Fe-Co-
Legierung ist, die 10 bis 40 Gew.-% Co enthält, und daß die
harten Partikeln aus einer Gruppe ausgewählt sind, die aus
SiC, BN, Si₃N₄, MoS₂, BC und Al₂O₃ besteht, und daß die harten
Partikeln eine mittlere Partikelgröße von 0,5 bis 10 µm haben,
wobei eine Menge verteilter harter Partikeln im Bereich von 10
bis 30% hinsichtlich eines Flächenmaßes liegen.
34. Brennkraftmaschine nach Anspruch 32, dadurch gekennzeichnet,
daß ein Plattierungsmaterial für die
auf Eisen basierende, metallplattierte Schicht aus einer Fe-Co-
P-Legierung besteht, die 10 bis 40 Gew.-% Co und 2 bis
10 Gew.-% P enthält, daß die harten Partikeln aus einer aus
SiC, BN, Si₃N₄, MoS₂, WC und Al₂O₃ bestehenden Gruppe ausgewählt
sind und eine mittlere Partikelgröße von 0,5 bis 10 µm
haben, wobei eine Menge verteilter harter Partikeln in einem
Bereich von 10 bis 30% hinsichtlich eines Flächenmaßes liegen.
35. Brennkraftmaschine nach einem der Ansprüche 20 bis 27,
dadurch gekennzeichnet, daß der Kolbenring
(6₁, 6₂, 6₃) aus einer auf Eisen basierenden Legierung gebildet
ist, wobei auf einer äußeren Umfangsfläche des Kolbenrings
eine auf Nickel basierende, metallplattierte Schicht ausgebildet
ist, die harte Partikeln enthält.
36. Brennkraftmaschine nach Anspruch 35, dadurch gekennzeichnet,
daß ein Plattierungsmaterial für
die auf Nickel basierende, metallplattierte Schicht eine Ni-
Co-P-Legierung ist, die 10 bis 40 Gew.-% Co enthält, und daß
die harten Partikeln aus einer aus SiC, BN, Si₃N₄, MoS₂, WC und
Al₂O₃ bestehenden Gruppe ausgewählt sind und eine Partikelgröße
von 0,5 bis 10 µm haben, wobei eine Menge verteilter
harter Partikeln im Bereich von 10 bis 30% hinsichtlich eines
Flächenmaßes liegen.
37. Brennkraftmaschine nach Anspruch 35, dadurch gekennzeichnet,
daß ein Plattierungsmaterial für die
auf Nickel basierende, metallplattierte Schicht eine Ni-Co-P-
Legierung ist, die 10 bis 40 Gew.-% Co und 2 bis 10 Gew.-% P
enthält, und daß die harten Partikeln aus einer aus SiC, BN,
Si₃N₄, MoS₂, WC und Al₂O₃ ausgewählt sind, und eine mittlere
Partikelgröße von 0,5 bis 10 µm aufweisen, wobei eine Menge
verteilter harter Partikeln in einem Bereich von 10 bis 30%
hinsichtlich eines Flächenmaßes liegen.
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